硅碳復(fù)合結(jié)構(gòu)對(duì)鋰離子電池負(fù)極電化學(xué)性能的影響

田曉華　余晨露　鄭瀚　孫卓　張哲娟　樸賢卿

關(guān)鍵詞：亞微米硅;硅廢料;硅碳負(fù)極材料;鋰離子電池;聯(lián)結(jié)結(jié)構(gòu)

中圖分類號(hào)：O649.4 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A DOI：10.3969/j.issn.1000-5641.2022.01.007

0引言

近年來(lái)，隨著儲(chǔ)能技術(shù)的發(fā)展，鋰離子電池正在逐漸成為可穿戴設(shè)備、電動(dòng)汽車和太陽(yáng)能設(shè)備的新興儲(chǔ)能媒介[1].目前，大量商業(yè)化生產(chǎn)的鋰離子電池主要以石墨為負(fù)極材料，其最大比容量為372mAh/g[2-3]，不能滿足當(dāng)前對(duì)于鋰離子電池高容量、長(zhǎng)壽命的需求[4].硅材料以其高達(dá)4200mAh/g[5-6]的理論比容量成為最有應(yīng)用前景的鋰離子電池負(fù)極材料.然而，硅在脫嵌鋰的過(guò)程中高達(dá)300%～400%[1，7–9]的體積膨脹，易導(dǎo)致電極破裂和材料間的電接觸失效，Si的破裂粉化會(huì)造成固態(tài)電解質(zhì)界面（SolidElectrolyte Interphase，SEI）膜不斷生成，惡性消耗電池內(nèi)部的活性鋰[7，10]，也限制了其作為鋰離子電池負(fù)極材料在實(shí)際應(yīng)用中的進(jìn)展.

針對(duì)硅負(fù)極的膨脹問(wèn)題，目前研究最多且有效的方案是硅顆粒的納米化.將硅顆粒尺寸減小至150nm以下時(shí)[11-12]，硅顆粒在脫嵌鋰過(guò)程中的龜裂現(xiàn)象就會(huì)大幅降低.但是，納米級(jí)硅顆粒在應(yīng)用中存在弊端.例如：①較大的比表面積使得負(fù)極首效偏低;②負(fù)極制作過(guò)程中納米硅的表面氧化要比大尺寸的硅更明顯，從而難以體現(xiàn)硅基負(fù)極的容量?jī)?yōu)勢(shì).因此，更多的研究專注于材料復(fù)合對(duì)納米硅負(fù)極電化學(xué)性能的影響[13–16]，硅碳復(fù)合材料一度成為鋰離子電池硅基負(fù)極材料的研究熱點(diǎn).另外，雖然納米硅顆粒不易皸裂粉化、循環(huán)性能優(yōu)越，但是納米硅易團(tuán)聚、制備成本高、工藝復(fù)雜，難以實(shí)際應(yīng)用.

前期，課題組余晨露等[17]嘗試以廢硅泥中尺寸較大的亞微米硅顆粒作為硅原料，采用不同種類的水相碳?xì)浠衔锾荚?，通過(guò)簡(jiǎn)單的水相混合、低溫?zé)Y(jié)工藝制備出硅碳復(fù)合材料.研究結(jié)果證明，殼聚糖熱解硬碳與亞微米硅復(fù)合策略的有效性，一定程度上提高了硅基負(fù)極的穩(wěn)定性，但是存在碳的包裹量低（兩次包裹下才能基本達(dá)到WSi：WC=8：2（wt%）的目標(biāo)）、硅氧化程度高導(dǎo)致負(fù)極容量低的問(wèn)題.本研究改進(jìn)制備工序，通過(guò)單次包裹制備高碳硅比的復(fù)合物，以期通過(guò)低能耗方式得到高容量的硅碳負(fù)極材料，并研究石墨的添加對(duì)復(fù)合硅基負(fù)極的電化學(xué)性能及穩(wěn)定性的影響.

1實(shí)驗(yàn)1.1材料制備

晶硅太陽(yáng)能電池生產(chǎn)過(guò)程中的晶硅切削廢料（主要成分包括硅顆粒52%、水46%、表面活性劑2%）用無(wú)水乙醇離心清洗3次，經(jīng)60℃干燥后獲得硅粉.配置100mL濃度為2%的乙酸溶液，稱取2g硅粉加入上述溶液中，經(jīng)攪拌分散均勻.最后，按照Si∶C元素質(zhì)量比約為4∶1，在上述懸濁液中加入1.11g的殼聚糖，乙酸使殼聚糖降解形成分子量更小的低聚殼聚糖，從而提高了其水溶性.攪拌24h后，升溫至70℃攪拌蒸發(fā)水分，獲得的基本干燥的產(chǎn)物為硅碳復(fù)合前驅(qū)體.將Si@CTS前驅(qū)體置于管式爐中，在氮?dú)獾谋Ｗo(hù)下升溫至900℃（5℃/min）并保溫2h，待自然冷卻后，取出并研磨得到均勻的硅/硬碳復(fù)合材料（Si@CTS）.將獲得的硅/硬碳復(fù)合材料Si@CTS與石墨研磨混合均勻后，即得到硅/硬碳/石墨復(fù)合材料（Si@CTS/G），其中石墨占50%（wt%）.

1.2材料表征

采用帶銅靶Ka射線（Panalytica，PRO PW3040/60，電壓40kV，電流40mA，波長(zhǎng)1.5418?，掃描范圍（10°～80°））的X射線衍射儀（X-ray Powder Diffractometer，XRD）分析了材料的物相結(jié)構(gòu).采用裝有Bruker QUANTAX-400能譜系統(tǒng)（Energy Dispersive Spectrometer，EDS）的掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM，JEOLJSM-7610F）分析樣品的形貌和元素分布.采用高分辨透射電鏡（High Resolution-Transmission Electron Microscope，HR-TEM，F(xiàn)EI Tecnai G2 F20）分析樣品的結(jié)構(gòu)特征.

1.3 電極制備及性能測(cè)試

課題組前期研究[17]發(fā)現(xiàn)，液相包裹的硅碳復(fù)合材料可以與傳統(tǒng)的石墨負(fù)極材料通過(guò)簡(jiǎn)單的物理混合制備出具有高穩(wěn)定性和高容量的鋰離子電池負(fù)極.因此，分別以Si@CTS和Si@CTS混合人造石墨（G）作為鋰離子電池負(fù)極，研究Si@CTS作為活性物質(zhì)的性能及應(yīng)用價(jià)值.以去離子水為分散劑，分別將Si@CTS、Si@CTS/G和導(dǎo)電劑（SP）、粘結(jié)劑（聚丙烯酸，PAA-1）按照5∶1∶2的比例混合，攪拌24h制成均勻的負(fù)極漿料.將得到的漿料通過(guò)涂覆機(jī)均勻涂布在銅箔上，經(jīng)精密鼓風(fēng)干燥箱60℃干燥6h后，再80℃干燥6h.干燥后的極片于輥壓機(jī)中輥壓后，裁成13mm的圓形電極片，電極片的活性物質(zhì)負(fù)載量分別為2.89mg/片和2.99mg/片.在手套箱中，以金屬鋰片作為對(duì)電極，以Celgard2400聚丙烯多孔膜作為隔膜，1.15mol/LLiPF6的碳酸乙烯酯（EthyleneCarbonate，EC）、碳酸甲基乙基酯（Ethyl Methyl Carbonate，EMC）、碳酸二甲酯（Dimethyl Carbonate，DMC）（體積比VEC∶VEMC∶VDMC=1∶1∶1）+10%氟代碳酸乙烯酯（Fluoroethylene Carbonate，F(xiàn)EC）溶液為電解液，組裝成2032型紐扣型半電池.

電池恒流充放電測(cè)試通過(guò)CT-3001A電池測(cè)試系統(tǒng)（武漢藍(lán)河）完成.為了獲得穩(wěn)定的SEI膜[18]，在循環(huán)性能測(cè)試過(guò)程中，先在0.01C的倍率下活化10圈.然后，再采用0.1C的倍率進(jìn)行循環(huán)性能測(cè)試（對(duì)于Si@CTS電極1C=3434.4mAh/g，對(duì)于Si@CTS/G電極1C=1903.2mAh/g）.采用AutolabPGSTAT302N型電化學(xué)工作站進(jìn)行循環(huán)伏安（Cyclic Voltammetry，CV，0.1mV/s）和電化學(xué)交流阻抗普（Electrochemical Impedance Spectroscopy，EIS，10–2～105Hz）測(cè)試，所有電化學(xué)測(cè)試均在室溫環(huán)境下進(jìn)行.

2結(jié)果與討論

2.1材料結(jié)構(gòu)形貌表征

圖1是硅顆粒的表面形貌及XRD譜.圖1（a）中Si顆粒的XRD衍射譜在28.4°、47.3°、56.1°、69.1°、76.4°處均有明顯的衍射峰，對(duì)應(yīng)于晶體硅的（111）、（220）、（311）、（400）、（331）特征峰[19].另外，在22°左右出現(xiàn)了一個(gè)較寬且微弱的峰，結(jié)合EDS-mapping圖（圖2）中的O元素分布可知，該峰為硅的氧化峰，說(shuō)明原料中Si顆粒表面有弱氧化現(xiàn)象，存在SiO2[19].圖1（b）為Si顆粒的SEM圖.硅顆粒是晶硅太陽(yáng)能電池切削所產(chǎn)生的，因此，硅顆粒形貌大多呈不規(guī)則片狀，片的厚度為20～50nm，片的面尺寸較大且分布較寬，為200～600nm.片狀硅顆粒表面粗糙度大，更易產(chǎn)生氧化，與XRD結(jié)果一致.

圖3為硅（Si）、殼聚糖熱解碳（CTS）、石墨（G）、Si@CTS和Si@CTS/G的XRD譜.石墨G的XRD衍射峰主要位于26.5°、42.3°、44.5°、54.6°和77.4°處，分別對(duì)應(yīng)于C的（002）、（100）、（101）、（004）和（110）的特征峰.殼聚糖900℃熱解所得產(chǎn)物CTS的XRD譜中，在24°和43°左右出現(xiàn)兩個(gè)非常寬的饅頭峰，說(shuō)明CTS中石墨結(jié)構(gòu)碳的排列明顯是無(wú)序的，峰位向小角度偏移，說(shuō)明CTS中碳層間距比G的大.Si@CTS的XRD譜中保有明顯的Si特征峰，且中心峰位和峰寬沒(méi)有明顯變化，說(shuō)明復(fù)合過(guò)程中，硅顆粒的晶體結(jié)構(gòu)沒(méi)有被破壞.Si@CTS的XRD譜與CTS相比，小角度處的饅頭峰中心位置略左移，在23°左右，說(shuō)明該峰是CTS的C（002）峰與SiO2的衍射峰重疊所得[13].

圖4（a）是Si@CTS的SEM圖，Si顆粒的片狀結(jié)構(gòu)不明顯，顆粒間互相聯(lián)結(jié)形成堆簇狀結(jié)構(gòu)，且堆簇的Si顆粒之間具有一定的孔隙，如圖中虛線所示.聯(lián)結(jié)結(jié)構(gòu)是殼聚糖的熱解碳產(chǎn)物，在硅片表面形成包覆，并組成硅碳二次顆粒.圖4（b）和4（c）是Si@CTS的HRTEM圖，圖4（b）中紅色實(shí)線所示區(qū)域沒(méi)有明顯的晶面取向，是無(wú)定形碳（CTS）復(fù)合層，厚度約為8nm.圖4（c）為圖4（b）方形實(shí)線區(qū)域的局部放大圖，圖中可以明顯地觀察到不同方向的Si的晶格條紋，其晶面間距約為0.311nm，對(duì)應(yīng)晶體Si的（111）晶面.結(jié)合XRD和mapping測(cè)試結(jié)果認(rèn)為，圖4（c）中界面兩側(cè)的無(wú)明顯晶面取向結(jié)構(gòu)的部分，分別對(duì)應(yīng)于CTS和SiO2.硅表面形成氧化層，具有親水特征，會(huì)帶有羥基基團(tuán)，包覆過(guò)程中易與殼聚糖中的氨基形成氫鍵[20]，進(jìn)而有利于殼聚糖分子的粘連，實(shí)現(xiàn)互聯(lián)結(jié)構(gòu)的形成.

圖5是Si@CTS與G經(jīng)研磨后混合物的SEM圖，添加的G是尺寸較大的層狀結(jié)構(gòu)，一般在5～10μm，較小尺寸的Si@CTS顆粒附著在G的表面和邊緣，或填充在G的層狀縫隙或斷層凹槽處.

為了研究材料的比表面積和孔隙結(jié)構(gòu)對(duì)負(fù)極性能的影響，對(duì)Si、Si@CTS和Si@CTS/G這3種材料進(jìn)行了氮?dú)獾葴匚摳綄?shí)驗(yàn)測(cè)試，得到氮?dú)馕?脫附等溫曲線圖（圖6）.由圖可知，Si表現(xiàn)為Ⅱ型氮?dú)馕?脫附等溫曲線，Si@CTS和Si@CTS/G都表現(xiàn)為Ⅳ型等溫曲線，且在0.5P/Po（P為氣體的真實(shí)壓力，Po為氣體在測(cè)量溫度下的飽和蒸汽壓）存在明顯的回滯環(huán)，表明Si@CTS和Si@CTS/G材料中孔隙結(jié)構(gòu)很不規(guī)整.采用Brunauer-Emmett-Teller（BET）方法對(duì)材料的比表面積進(jìn)行分析，得到Si、Si@CTS和Si@CTS/G這3種材料的比表面積分別為43.37m2/g、12.03m2/g和9.34m2/g.由此可知，Si@CTS和Si@CTS/G材料由于CTS碳的包裹、黏附，形成新的復(fù)合結(jié)構(gòu)，比表面積明顯小于原材料Si.

2.2 材料電化學(xué)性能測(cè)試

為了進(jìn)一步研究硅碳負(fù)極結(jié)構(gòu)對(duì)儲(chǔ)鋰性能的影響，將Si@CTS、Si@CTS/G與課題組前期制備的殼聚糖二次包裹硅碳負(fù)極c2@Si（Si80%，C20%）和水熱法制備硅碳石墨復(fù)合負(fù)極SCG0.2（Si45.5%，C9%，G45.5%）作為參比對(duì)象[17].不同負(fù)極在0.1C倍率下的充放電循環(huán)曲線如圖7所示，相應(yīng)的首圈和100圈比容量及庫(kù)侖效率如表1所列.Si@CTS的首次充電比容量為1429.5mAh/g，放電比容量為1672.8mAh/g，首次庫(kù)倫效率為85.45%，均遠(yuǎn)高于c2@Si和SCG0.2.

這主要是因?yàn)楸竟に囍袣ぞ厶菬峤庑纬傻穆?lián)結(jié)結(jié)構(gòu)（圖4（a））一方面降低了比表面積，有利于硅基負(fù)極材料首效的提高.另一方面，構(gòu)建了導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)，提升了Li+和電子的傳導(dǎo)效率，進(jìn)而提升了負(fù)極材料的比容量.經(jīng)100圈循環(huán)后，Si@CTS的放電比容量為626.4mAh/g，衰減較明顯.相比第11圈（0.1C倍率下的首圈）達(dá)到47.8%，說(shuō)明Si@CTS穩(wěn)定性不佳，主要是因?yàn)闅ぞ厶切纬傻臒o(wú)定形碳包覆層，在脫嵌鋰過(guò)程中為Si的體積膨脹提供了一定的緩沖.但是，殼聚糖熱解碳通過(guò)聯(lián)結(jié)作用形成堆簇狀硅碳二次顆粒，隨著循環(huán)周期延長(zhǎng)，鋰離子的嵌脫不斷增大二次顆粒的內(nèi)應(yīng)力，會(huì)引起較大尺寸的片狀Si顆粒產(chǎn)生粉化等現(xiàn)象[21]，從而導(dǎo)致容量的損失.為了提高穩(wěn)定性，將Si@CTS與G混合，Si@CTS/G的首次充電比容量為962.7mAh/g，首次放電比容量為1138.5mAh/g，首次庫(kù)倫效率為84.56%.循環(huán)100圈后，Si@CTS/G的放電比容量為698.6mAh/g，相比于第11圈（0.1C倍率下的首圈）容量衰減為25.4%，遠(yuǎn)小于Si@CTS電極的47.8%.Si@CTS分布在石墨顆粒的表面、縫隙和凹陷處（圖5），層狀石墨為Si@CTS提供了結(jié)構(gòu)支撐，有利于應(yīng)力釋放，且提供了良好的導(dǎo)電性.同時(shí)，石墨也有助于構(gòu)建較為穩(wěn)定的SEI膜.因此，Si@CTS/G在獲得較高容量的同時(shí)提升了負(fù)極材料的循環(huán)穩(wěn)定性.但是，Si@CTS和Si@CTS/G首效相較于商業(yè)化石墨負(fù)極較低，主要原因是：①首次充放電時(shí)會(huì)在電極材料表面形成SEI膜造成鋰離子的消耗[22-23];②鋰離子不可逆地嵌入無(wú)定形碳造成鋰離子的消耗[24].Si@CTS和Si@CTS/G的CV曲線如圖8所示，測(cè)試掃速為0.1mV/s，掃描電壓范圍為0～1.5V.圖8（a）為Si@CTS前5圈的CV曲線，第1圈時(shí)0.83V處有一個(gè)較寬的還原峰，這是電極表面形成了SEI膜造成的[25]，在之后的掃描中該峰消失，表明經(jīng)首次循環(huán)后，SEI膜已趨于穩(wěn)定.負(fù)掃過(guò)程中，在0.2V左右出現(xiàn)的峰是Li+嵌入晶體Si形成了無(wú)定形的LixSi合金相[13].在正掃的過(guò)程中，首圈沒(méi)有明顯的峰，隨著圈數(shù)增加，分別在0.34V和0.52V逐漸出現(xiàn)兩個(gè)明顯的氧化峰，對(duì)應(yīng)LixSi的去合金化過(guò)程[17].圖8（b）為Si@CTS/G前5圈的CV曲線，首圈在0.12V、0.2V、0.32V分別出現(xiàn)了還原峰，表明Li+嵌入石墨形成LiC6.在之后的循環(huán)中，在0.2V左右出現(xiàn)一個(gè)峰是由于Li嵌入晶體Si形成了無(wú)定形的LixSi合金相[13].正掃的過(guò)程中，首圈在0.22V和0.29V分別出現(xiàn)較明顯的峰，對(duì)應(yīng)Li+從LiC6中脫出.在之后幾圈中，在0.31V和0.51V出現(xiàn)兩個(gè)較為明顯的峰，對(duì)應(yīng)LixSi的去合金化過(guò)程[17].對(duì)比Si@CTS的CV曲線（圖8（a））可以發(fā)現(xiàn)：Si@CTS/G的CV曲線（圖8（b））的重合度要更高，說(shuō)明石墨的協(xié)同作用使得Si@CTS/G具有更好的循環(huán)穩(wěn)定性.

圖9（a）和9（e）給出了在不同電壓掃描速率下Si@CTS和Si@CTS/G的CV曲線，可以利用式（1）[25]對(duì)電極中贗電容行為進(jìn)行探究.

式中：為峰值電流，a，b為可調(diào)整參數(shù)，v為電壓掃描速率，通過(guò)b的值可以確定電極中是否存在贗電容屬性.當(dāng)b=0.5時(shí)，電極材料表現(xiàn)為電池屬性;當(dāng)0.5

通過(guò)origin對(duì)logv和logi線性擬合求得斜率.圖9（b）給出了Si@CTS電極中兩個(gè)峰的b值，分別為0.63和0.66;同樣，Si@CTS/G電極中兩個(gè)峰的值分別為0.61和0.56（圖9（f））.兩個(gè)電極的b值都介于0.5和1之間，這說(shuō)明兩個(gè)電極都既存在電池屬性也存在贗電容屬性.特定電壓掃描速率下的贗電容的貢獻(xiàn)率可以通過(guò)式（3）計(jì)算得到.

式中：i（V）為贗電容的貢獻(xiàn)率，v為特定電壓掃描速率，k₁;k₂為可調(diào)參數(shù).k_1v和k_2v分別代表了贗電容和擴(kuò)散對(duì)電流的貢獻(xiàn).式（3）變形得到式（4）：

同樣地，利用origin對(duì)i（V）/v^1/2和v^1/2進(jìn)行線性擬合得到k₁，通過(guò)計(jì)算k1v可得到特定電壓掃描速率下贗電容的貢獻(xiàn)率.圖9（c）和9（d）分別給出了在1.0mV/s的電壓掃描速率下Si@CTS和Si@CTS/G電極中的贗電容貢獻(xiàn)率，分別為57.01%和44.63%.圖9（d）和9（h）分別給出了在其他電壓掃描速率下Si@CTS和Si@CTS/G電極中的贗電容貢獻(xiàn)率.可以發(fā)現(xiàn)，隨著電壓掃描速率的提高，贗電容的貢獻(xiàn)率也在逐步提高.

圖10給出了Si、G、Si@CTS和Si@CTS/G在循環(huán)前的EIS阻抗譜.高頻曲線與橫坐標(biāo)軸的截距表示歐姆阻抗，用R_S表示;高頻區(qū)域?yàn)橐粋€(gè)半圓，代表電荷在電極與電解液之間的轉(zhuǎn)移阻抗，用R_CT表示;低頻區(qū)域?yàn)橐欢蜗蛏系闹本€，代表鋰離子在活性材料中的擴(kuò)散阻抗，用Z_W表示.從圖10可以看出，Si、G、Si@CTS和Si@CTS/G在高頻區(qū)域?yàn)橐粋€(gè)半圓，通過(guò)圖中的等效電路分別對(duì)4種電極進(jìn)行擬合，擬合結(jié)果如表2所列.其中，Si電極的R_CT最大（～1908.0W），這是由于Si是半導(dǎo)體，導(dǎo)電性能不佳，電荷在電極與電解液之間的轉(zhuǎn)移阻抗也就越大.Si@CTS電極R_CT最低（～285.2W），說(shuō)明Si復(fù)合CTS之后，電極的導(dǎo)電性有所改善，有利于電荷傳輸.本實(shí)驗(yàn)種采用的G電極R_CT（～401.2W）較大，因此，Si@CTS/G電極的RCT（～397.7W）略大于Si@CTS.

綜上所述，以低成本太陽(yáng)能硅電池產(chǎn)線廢硅泥為Si原料，通過(guò)工藝改良，在一次包裹工藝下制備出了具有孔隙與互聯(lián)結(jié)構(gòu)的Si@CTS硅碳復(fù)合材料.無(wú)定形碳層包裹不僅有效緩解Si的體積膨脹，還形成了互聯(lián)結(jié)構(gòu)，構(gòu)建導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)，提升了Si基負(fù)極的導(dǎo)電性，減小電荷在電極與電解液之間的轉(zhuǎn)移阻抗.硅碳復(fù)合材料與石墨混合，制備的Si@CTS/G負(fù)極電極可保持較高的比容量和良好的循環(huán)穩(wěn)定性，提升了硅基負(fù)極的實(shí)用性.

3結(jié)論

本文以太陽(yáng)能電池產(chǎn)線回收得到的廢硅泥為原料，以殼聚糖為碳源，在乙酸水溶液中，硅顆粒經(jīng)殼聚糖水溶液?jiǎn)未伟?，制備的硅碳?fù)合材料Si@CTS形成了互聯(lián)結(jié)構(gòu)，并具有一定的孔隙.研究結(jié)果表明，孔隙和互聯(lián)的Si@CTS負(fù)極首次庫(kù)倫效率為85.45%，循環(huán)百圈后的放電比容量為626.4mAh/g，均優(yōu)于c2@Si（38.5%，225.1mAh/g）[17].殼聚糖熱解碳在硅表面包裹并粘結(jié)形成特殊的聯(lián)結(jié)結(jié)構(gòu)，為Si充放電過(guò)程中的體積膨脹提供支撐和容脹空間，從而在提高負(fù)極容量的同時(shí)，保證了負(fù)極的循環(huán)穩(wěn)定性.將Si@CTS與石墨混合后，Si@CTS/G負(fù)極的循環(huán)穩(wěn)定性顯著提高，循環(huán)100圈后，放電比容量仍為698.6mAh/g，這是因?yàn)?，較大尺寸的石墨為Si@CTS提供了結(jié)構(gòu)支撐，增強(qiáng)了脫嵌鋰過(guò)程中顆粒間的接觸，有利于負(fù)極中生成較穩(wěn)定的SEI膜.可見(jiàn)，通過(guò)改進(jìn)制備工序、復(fù)合石墨，硅碳復(fù)合負(fù)極的容量和循環(huán)穩(wěn)定性等電化學(xué)性能均得到優(yōu)化，進(jìn)一步提高了太陽(yáng)能硅廢材料在鋰離子電池負(fù)極中的應(yīng)用價(jià)值.

（責(zé)任編輯： 張晶）