掺杂型Na3SbS4钠离子固体电解质的制备与离子输运性能研究

钠掺杂磷酸铁锂晶格变化和电化学性能
辛晓冬;李红举;常芹芹;王文楼
【期刊名称】《化学物理学报》
【年(卷),期】2012(25)4
【摘要】利用固相法合成了钠掺杂的LiFePO4，结构表征显示钠离子成功地掺入到了晶格中．SEM显示其粒径在1—3μm．XRD显示钠掺杂样品晶胞变大．电池测试表明样品0．1C放电150mAh／g，5和7．5C下分别放电109和107mAh ／g．1和5C循环时，与初始放电容量相比，样品容量保持率分别为84％（1000次循环后）和86％（350次循环后），表现了优异的结构稳定性和循环性能．研究表明钠离子掺杂可以有效地提高磷酸铁锂的电化学活性，尤其是循环性能．【总页数】6页(P429-433)
【关键词】磷酸铁锂;钠离子掺杂;结构变化;循环性能;锂离子电池
【作者】辛晓冬;李红举;常芹芹;王文楼
【作者单位】中国科学技术大学化学物理系,合肥230029;中国科学技术大学纳米科学技术学院,苏州215123
【正文语种】中文
【中图分类】O
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NASICON结构固态电解质Na3Zr2Si2PO12的制备与改性的开题报告一、研究背景随着新能源产业的快速发展，固态电解质材料作为电池核心，成为了研究的重点。

固态电解质材料能够有效地避免液态电解质的漏电、腐蚀和挥发等问题，同时具有高离子传导性能和较好的化学稳定性。

在固态电解质材料中，NASICON结构的化合物由于其具有优异的热稳定性、化学稳定性和离子传导性能，被广泛应用于锂离子电池、钠离子电池等电化学能源存储器件中。

而其中，Na3Zr2Si2PO12作为一种典型的NASICON结构固态电解质材料，具有高离子传导性能和良好的电化学稳定性，在锂离子电池和钠离子电池等领域具有广阔的应用前景。

然而，Na3Zr2Si2PO12作为一种新材料，其制备工艺和性能优化还存在一定的挑战和难点。

因此，针对Na3Zr2Si2PO12的制备与改性研究，对于推进固态电解质材料的发展和应用具有重要意义。

二、研究内容和目标本研究的主要目标是制备高品质、高性能的NASICON结构固态电解质材料Na3Zr2Si2PO12，并探究其改性方法以提高其离子传导性能和电化学性能。

具体来说，本研究将进行如下工作：1.采用固态反应法制备Na3Zr2Si2PO12材料，并研究不同反应条件和掺杂物含量对其结构和性能的影响；2.利用几种改性方法，如材料表面涂覆、离子掺杂等方法，改善Na3Zr2Si2PO12材料的离子传导性能和电化学性能；3.利用各种分析手段，如X射线衍射、扫描电镜、电化学测试等，对制备的材料进行表征和性能评估，分析其结构和性能之间的关系。

通过以上工作，本研究将得到优化制备方法和改性方法的Na3Zr2Si2PO12固态电解质材料，从而为电化学能源存储器件的开发和应用提供新的高性能材料。

三、研究意义1.优化制备方法和改性方法的Na3Zr2Si2PO12固态电解质材料将有助于提高电化学能源存储器件的性能和稳定性，促进其在新能源领域的应用和产业化。

多组元掺杂提升Cu3SbSe4基固溶体的热电性能*王莫凡1)2) 应鹏展1)† 李勰2) 崔教林2)‡1) (中国矿业大学材料科学与工程学院, 徐州　221116)2) (宁波工程学院材料科学与化学工程学院, 宁波　315211)(2020 年12 月9日收到; 2020 年12 月24日收到修改稿)Cu3SbSe4是一种具有黄铜矿结构的三元p-型半导体材料, 在热电领域颇受重视. 本次工作采用在Cu3SbSe4中先掺杂Sn与S, 然后再掺杂Ga2Te3这一多组元掺杂方式, 通过能带及晶体结构计算, 了解多组元掺杂后热电性能提升的结构因素. 能带计算表明, 共掺杂Sn与S后, 禁带区域萌生出杂质带, 导致材料的载流子浓度(n H)和电学性能大幅提高. 在691 K时, 功率因子(PF)从本征的5.2 µW·cm–1·K–2增大到13.0 µW·cm–1·K–2.虽然Ga占位在Sb或Te占位在Se位置对能带结构作用甚少, 但四面体[SbSe4]和[SeCu3Sb]的键长和键角发生了改变, 从而产生了明显的局部点阵畸变. 因此, 在691 K时, 晶格热导率(k L)从1.23 W·K–1·m–1降低到0.81 W·K–1·m–1, 有效地抑制了总热导率(k)的提高. 最终, 材料的最大热电优值(ZT)为0.64, 而本征Cu3SbSe4的ZT值为0.26.关键词：热电性能, 能带结构, Cu3SbSe4, 热导率, 晶体结构PACS：73.50.Lw, 61.50.–f, 61.82.Bg, 71.20.Nr　DOI: 10.7498/aps.70.202020941 引　言热电材料是一种通过载流子运动实现热能与电能相互转换的功能材料, 在制冷和发电领域具有巨大的应用价值. 但商用材料的热电转换效率不是很高, 因此了解其声电协调机制继续改善现有热电材料性能仍然十分必要.Cu3SbSe4是一种具有黄铜矿结构的三元p-型半导体材料, 因其具有较大的载流子有效质量(1.1 m e)和较窄的带隙宽度(0.13—0.29 eV)[1−3],在热电领域颇受重视. 但本征Cu3SbSe4的热电性能并不高, 需要进行结构或成分调控加以提高. 典型的研究策略为单元素掺杂调控载流子浓度, 同时可以增加点缺陷降低热导率. 例, 采用Ib族Ag,IIIb族 (Al, Ga, In) 或IVb族(Ge, Sn)等单元素掺杂[1,2,4−13], 可将热电优值(ZT)从原来的~0.30提升到0.50—0.9. 多元素掺杂效果似乎更好[14,15]. 通过Ti, Hf 或Zr结合Sn替换Sb可将热电优值提升到0.82[16,17]; 采用Sn和S共掺杂可将ZT值提升到1.11—1.32[18,19]. 在共掺杂Ag和Sn的同时,在材料中自萌生Cu2Se纳米相后可将材料的ZT 值提升到1.18[20]. 上述热电性能的改善一方面依赖于能带结构的调控; 另一方面则依赖于点缺陷的增加. 研究表明[21], 掺杂Ga和Sn后, 带隙宽度变窄,费米能级进入到价带. 当S替换Se后, 费米能级会向导带方向移动进入到禁带区域[22]. 这些结构变化可在不同程度上调整材料的载流子浓度, 从而对电学性能产生影响. 另外, 从热学角度, 在300 (660) K时本征Cu3SbSe4的晶格热导率(k L)大* 国家自然科学基金(批准号: 51671109)资助的课题.† 通信作者. E-mail: ypz3889@‡ 通信作者. E-mail: cuijiaolin@© 2021 中国物理学会 Chinese Physical Society 约为 2.4 (1.1) W·K–1·m–1[12,23], 远高于Slack and Morelli 建模计算得出的最小值k L, min (k L, min = 0.47 W·K–1·m–1)[24], 因此仍有进一步降低的潜力和空间.我们在之前的研究中采用了多组元掺杂方法.即让Cu3SnS4与Cu3SbSe4形成固溶体后再掺杂ZnSe[25]. 虽然这种多组元掺杂方式在一定程度上提升了热电性能, 但对电学和热学性能的改善机理研究不足. 进一步解析多组元掺杂的作用机理, 对继续开展这一领域的研究有参考价值.基于以上考虑, 本次工作将继续采用多组元掺杂方法, 即先在Cu3SbSe4中添加S和Sn两元素与其形成固溶体, 然后再掺杂Ga2Te3. 因为Ga2Te3是一种具有1/3阳离子结构空位的闪锌矿结构化合物(space group: F-43m)[26], 掺杂Ga2Te3后可增强黄铜矿结构阳离子空位处的声子散射、调控Cu3SbSe4固溶体的载流子浓度[27]. 同时, 通过研究多组元掺杂后的能带和晶体结构, 进一步阐明改变电学和热学性能的根本原因.2 实验方法2.1 材料与样品制备第一步, 按照化学式Cu3Sb0.9Sn0.1Se3.6S0.4制备Sn和S分别替换Sb和Se的固溶体; 第二步在固溶体Cu3Sb0.9Sn0.1Se3.6S0.4中再添加Ga2Te3, 制成(Cu3Sb0.9Sn0.1Se3.6S0.4)(Ga2Te3)x (x = 0.01, 0.0125, 0.015, 0.0175)材料. 具体实验步骤为: 先根据分子式Cu3Sb0.9Sn0.1Se3.6S0.4称取Cu, Sb, Sn, Se, S五种高纯度元素(纯度: 5 N), 封装在真空石英管内. 然后在高温炉中缓慢升温到1173 K,升温时间为10 h. 升温结束后在该温度保温12 h;后缓慢冷却到773 K, 再放到水中急冷. (Cu3Sb0.9 Sn0.1Se3.6S0.4)(Ga2Te3)x (x = 0.01, 0.0125, 0.015, 0.0175)材料的制备工艺大体与上相同, 所不同的是, 该材料合成后需在390 K退火72 h, 目的是防止Ga2Te5相的析出[28]. 获得的(Cu3Sb0.9Sn0.1Se3.6S0.4) (Ga2Te3)x铸锭在放有石油醚的球磨罐里球磨5 h,球磨机转速为350 r/min. 干燥后的粉末在放电等离子烧结系统(SPS-1030)中烧结成块体. 烧结温度控制在850 K, 烧结压力为55 MPa. 采用Archimedes排水法测量块体材料密度. 实测密度大约是理论密度的95%.样品尺寸有2.5 mm×3 mm×12 mm, f10 mm×1.5 mm和2 mm×2 mm×7 mm3三种, 分别供电学、热学性能和Hall系数(R H)测量.2.2 性能测试材料的Seebeck系数(a)和电导率(s)由ZEM-3(ULVAC-RIKO, Japan)热电性能测试仪在He环境中测试, 测试温度为室温~725 K. 热扩散系数(l)由TC-1200 RH (ULVAC-RIKO, Japan)测试仪测试. 前者不可控测试误差率 < 5%, 后者< 10%. 材料的热容(C p)由Dulong–Petit公式估算. 载流子热导率k e 由Wiedemann–Franz (W–F)定律计算, k e = L s T, 其中L为Lorenz常数, 由公式L = 1.5 + exp(–|a|/116)计算获得[29]. L的单位为10–8 W·W·K–2, |a|的单位为µV·K–1.Hall系数(R H)在PPMS(Model–9)中测试, Hall迁移率(µ)和载流子浓度(n H)根据µ = |R H|s 和n H = 1/(eR H)计算获得, e为电子电荷.2.3 成分和结构分析样品(Cu3Sb0.9Sn0.1Se3.6S0.4)(Ga2Te3)x (x = 0.015)的元素分布和化学成分由扫描电镜(S-4800, Hitachi, Japan)结合电子探针 (EPMA) 观察分析. 成分分析精度高于97%.粉末材料的相结构由X射线衍射仪(XRD) (D8 Advance)在50 kV和40 mA的条件下分析测试. 衍射角2q范围为10°—110°, 扫描步长为0.01°. 晶体结构常数a和c (误差大约为0.5%)、原子空间坐标位置以及其他晶体学等数据直接由XRD精修获得.掺杂前后四种材料(Cu24Sb8Se32, Cu24Sb7Sn1 Se28S4, Cu24Sb7Ga1Se32, Cu24Sb8Se31Te)的能带结构和态密度(DOS)以及元素的形成能采用密度函数理论(DFT)计算[30,31]. 交换关联泛函采用广义梯度近似(GGA)中的Perdew-Burke-Ernzerh(PBE).价电子波函数按平面波展开(PAW), 其他电子用冻结芯近似; 平面波截断能为500 eV[32]. 计算模型使用2 × 2 × 1超胞, 布里渊区采样选用以G为中心的2 × 2 × 2格点. 计算时采用共轭梯度最小化算法[33], 将原子坐标和晶格矢量同时进行结构优化. 作用在每个原子上的力不超过0.02 eV/Å. 电子结构计算采用4 × 4 × 4k点网格.3 结果与讨论3.1 结构计算与研究图1(a)为材料(Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0.015)的背散射扫描电镜图像, 表面有少量气孔, 材料致密度不高(实测密度只有Cu 3SbSe 4理论密度的95%左右). 图1(b)为块体样品断口形貌. 图1(c)—(i)为面扫描元素(依次为: Cu, S, Se, Te, Sb, Sn, Ga)分布图像. 经仔细观察, Ga 元素的分布形貌与Sb 的比较接近, 而Te 的与Se 接近. 因此, 部分Ga 可能占位在Sb 的晶格位置, 但也不能排除占位在Cu 位置的可能性.而Te 应该占位在Se 位置或间隙位置. 具体占位情况需根据形成能的计算结果进一步确定.图2为室温时(Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0~0.0175)的粉末XRD 精修图谱. 精修后, 并未发现杂相, 所有衍射峰角度均与PDF25-063标准卡片相对应, 见图1(a). 说明添加元素Ga 和Te 均已固溶到Cu 3SbSe 4晶体结构中. 晶体结构常数a 和c 与Ga 2Te 3含量的关系总结于图1(b).根据精修结果, Sn 占位在Sb(2a )位置, S 在Se(8i)位置. 但目前还不能通过精修精确确定Ga 和Te 元素的占位位置. 另外, 由图1(b)可知,常数a 和c 值并未随着x 值而发生线性下降. 当x > 0.01时, 常数c 反而呈增大趋势. 常数a 的变化颇为复杂, 但总体看来, 随x 值增大而变小. 这些变化与原子Ga 和Te 的原子半径及占位位置有关, 同时也与不同原子占位后发生的键反应有关[34,35]. Ga 的共价键半径为1.26 Å, 介于Cu (1.17 Å)和Sb (1.31 Å)之间, Ga 占据Sb 和Cu 位置的可能性并存; 而多余的Te 可占位在间隙位置. 不同原子的占位可导致不同的键反应, 因而改变了局部的键长和键角, 最终导致晶胞常数的复杂变化. 这些占位问题还可以通过形成能的计算而更加明确, 具体见下节讨论. 图1(c)总结了四方相晶体结构形变参数h 与x 值的关系. 同样地, h 随x 值增大并非线性增大. 但总体看来, 随着x 值增大, 参数h 接近于1, 说明晶胞的变形程度在减弱.这也是一个比较有意思的结果, 可能是由于不同元I n t e n s i t y /a r b . u n i t s20406080PDF -25-0263(336)(424)(316)(400)(312)(204)(105)(114)(211)(202)(103)(112)(110)(101)(a)Diffraction angle 2 /(O )Cu 3SbSe 4=0=0.01 =0.0125 =0.015 =0.0175L a t t i c e c o n s t a n t s /Avaluevaluevalue(10) v a l u e图 1 (a) (Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)1–x (Ga 2Te 3)x (x = 0~0.0175)的粉末XRD 图谱; (b) 晶格结构常数a 和c ; (c) 四方相晶体结构变形参数h ; (d) 内部点阵结构扭曲参数yFig. 1. (a) X-ray diffraction patterns of the powders (Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)1–x (Ga 2Te 3)x (x = 0~0.0175); (b) lattice constants a and c ; (c) tetragonal deformation parameters h ; (d) internal lattice distortion parameter y .素同时占位后, 晶体结构畸变互相抵消之故. 根据掺杂Ga 2Te 3后精修分析的Se 原子空间坐标(X ,Y , Z ), 计算出内部点阵结构扭曲参数y [36]与Ga 2Te 3含量的关系, 见图1(d), 其中Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4 (x = 0)中Se 原子的空间坐标(X =0.2451, Y = 0.2451, Z = 0.3700)作为比较对象.根据图1(d), 当x = 0.015时, y 取得最大值, 说明该材料的点阵扭曲程度最大.为了进一步了解各元素在Cu 3SbSe 4中的占位情况, 先计算Sn 和S 在各种占位情况下的形成能(E f ), 具体占位与形成能的关系见图3. 计算结果表明, 在第一种占位情况下(用虚线方框表示)的晶体结构形成能最小, 其值为0; 其他占位的形成能(E f )均大于0. 接下来, 以本征Cu 24Sb 8Se 32作为比较对象(E f = 0), 计算以下三种情况下的形成能,分别为: 1) Sn 和S 共掺杂Cu 24Sb 7Sn 1Se 28S 4 (即图3中的第一种占位情况); 2) Ga 占位在Sb 位置(Cu 24Sb 7Ga 1Se 32); 3) Te 占位在Se 位置(Cu 24Sb 8Se 31Te 1). 具体占位情况见图2, 其形成能的计算公式如下所示:计算结果表明, 若以本征Cu 24Sb 8Se 32作为比较对象, Sn 和S 共掺杂Cu 24Sb 7Sn 1Se 28S 4的形成能最小(E f = –3.52 eV), 因此可以确定Sn 和S 分别占位在Sb 和Se 位置; Ga 占位在Sb 位置后(Cu 24Sb 7Ga 1Se 32)其E f = –0.09 eV. 因此, Ga 占位在Sb 晶格位置的可能性很大. 当Te 占位在Se 位置后(Cu 24Sb 8Se 31Te 1)其E f = 0.72 eV. 这一占位从热力学角度稍有些不稳定, 但不能排除其可能性. 有研究表明, 若有元素占位在Se 位置, 其形成能一般均为正值[22]. 因此结合能量计算, 基本了解了Ga 和Te 的占位情况.外加元素占位后, 对材料的能带结构会发生变化[37]. 为此, 我们计算了不同掺杂后的能带结构及态密度, 本征Cu 24Sb 8Se 32的能带结构作为比较,见图3(a). 本征材料的带隙宽度约为0.5 eV, 大于报道的带隙值(0.13—0.35 eV) [1−3,21,22]. 同时, 价带顶(VBM)和导带底(CBM)也不在高对称点G [21,38],这与Garcia 等[21]和Do 与Mahanti [38]计算的略有不同. 严格地说, Do 和Mahanti [38]计算的VBM 和CBM 也不在高对称点G , 但在G 点有三重简并带, 而我们计算的只有两重带(图3(a)), 共掺杂Sn 和S 后才出现三重带,见图3(b). 此外, 在禁带区域还引进了一条杂质带. 在态密度中还可以看出, 杂质带主要来自于Sn 和S 的贡献. 这条杂质带在Li 等[19]计算的Cu 3SbSe 4态密度中没有出现.这些结构差异是否与建模计算时外加原子的不同占位有关, 值得进一步研究. 一般, 由于计算时采用了广义梯度近似(GGA), 通常计算带隙总是小于实测值[39]. 另外, 掺杂前后费米能级均已进入到价带, 价带顶的态密度主要来自于Cu-Se 的轨道杂化贡献, 这与报道的一致[21]. 在本征Cu 24Sb 8Se 32中掺杂Ga 后, 在禁带附近的导带发生了分裂现象,价带数量增多, 但均已简并(见图3(c)). 当Te 占位在Se 位置时, 价带数量增多, 带隙也有缩小趋势, 见图3(d). 但与Sn 、S 的贡献相比, 来自于Ga 和Te 的态密度贡献很小. 因此, 掺杂Ga 2Te 3对能(a) 0 eV (c) -0.09 eV (b) -3.52 eV(d) 0.72 eVSn GaSb Te Cu S Sn图 2 三种不同占位材料的计算形成能(E f )　(a) 本征Cu 24Sb 8Se 32 (E f = 0), 作为比较对象; (b) Sn 和S 共掺杂的Cu 24Sb 7Sn 1Se 28S 4; (c) Ga 占位在Sb 位置(Cu 24Sb 7Ga 1Se 32);(d) Te 占位在Se 位置(Cu 24Sb 8Se 31Te 1). E f 值均是相对于本征Cu 24Sb 8Se 32的形成能Fig. 2. Formation energies (E f ) of three solid solutions with different element occupations. (a) Pristine Cu 24Sb 8Se 32(E f = 0) for comparidon; (b) Sn and S co-doped Cu 24Sb 7Sn 1Se 28S 4; (c) Ga residing at Sb site (Cu 24Sb 7Ga 1Se 32); (d) Te residing at Se site (Cu 24Sb 8Se 31Te 1). The E f values are their corresponding formation energies in comparison to that of the pristine structure.带结构的改变作用不大. 通过上述分析, 可以得出结论, Sn 和S 对能带结构有重大贡献. 掺杂Sn 和S 后出现的杂质带“缩小了禁带宽度”, 减小了载流子的热输运阻力, 因此大大提高了材料的载流子浓度. 杂质带的这种作用在许多材料中均有报道, 例Tl-PbTe [40], Sn-b -As 2Se 3[41]及Cu 1.15In 2.29Te 4[42]等.但也有报道[43], 在TiO 2中出现的杂质能带可以起作电子-空穴湮灭中心的作用, 从而降低了载流子浓度. 对于带隙宽度的作用也存在着不同的说法.例, 在 p-型PbTe/CdTe 材料中增大带隙宽度可以抑制少子的热输运, 改善热电性能[44].Te 和Ga 两元素对能带结构影响不大, 但对晶体结构的影响值得研究. 为此, 计算了Te 和Ga 分别占位在Se 和Sb 后的多面体结构参数, 包括键长和键角, 具体数据见图4. 当Te 占位在Se 位置后, 四面体[SeCu 3Sb]键长明显变长. 在同一方位, Sb—Se (Cu—Se)键长分别从2.63 Å (2.42 Å)增长到2.79 Å (2.54 Å). 同时, 也因Te 占位在Se 位置, 两个Cu—Se—Sb 的键角变小, 而两个Cu—Se—Cu 的键角变大. 当Ga 占位在Sb 后, 四面体[SbSe 4]的键长Se—Sb 从2.63 Å缩短到同方位的2.46 Å; 但键角变化不大. 以上变化说明, 掺杂Ga 和Te 后, 虽然对能带结构影响不大, 但对局部的点阵畸变非常明显, 因此对高温下的声子散射影响较大.248322471284247Ga 1Se 32; (d) Te doped Cu 24Sb 8Se 31Te 1 compoundsFig. 3. Band structures and the density of the states (DOS) of different materials: (a) Pristine Cu 24Sb 8Se 32; (b) Sn and S co-doped Cu 24Sb 7Sn 1Se 28S 4; (c) Ga doped Cu 24Sb 7Ga 1Se 32; (d) Te doped Cu 24Sb 8Se 31Te 1 compounds.105.92O 112.60O 113.29O105.73O2.42A2.63 A2.43 A2.42A(a)109.20O109.20O109.61O109.61O2.63 A2.63 A2.63 A2.63 A(c)105.92O113.03O 114.11O104.96O2.54 A2.79 A2.56 A 2.54A(b)109.20O 109.20O109.60O109.60O2.46A 2.46 A2.46 A2.46 A(d)Ga SbTe Cu Se图 4 Te 和Ga 分别占位在Se 和Sb 前后的多面体[SeCu 3Sb]和[SbSe 4]结构参数(键长和键角)Fig. 4. Structural parameters (bond lengths and angles) of the polyhedrons [SeCu 3Sb] and [SbSe 4] before and after residing of Te and Ga at Se and Sb sites respectively.3.2 载流子输运及热电性能为证实多组元掺杂对材料载流子浓度的贡献, 多次测试了室温下(Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0~0.0175)材料的Hall 系数. 计算获得的载流子浓度(n H )和迁移率(µ)见图5. 其中图5(a)是载流子浓度(n H ), 平均n H 值大约为1027—1028 m –3, 而本征Cu 3SbSe 4的n H 值为~1024 m –3[25].虽然载流子浓度随Ga 2Te 3含量(即x 值)增大呈下降趋势, 但均比本征Cu 3SbSe 4的n H 大3—4个数量级. 说明共掺杂Sn 和S 后引进的杂质能级对载流子输运起到了重要作用. 而掺杂Ga 和Te 则对载流子的浓度作用很小, 这与能带结构的变化相吻合. 材料的迁移率(µ)随x 值增大呈增大趋势, 见图5(b). 其原因是载流子浓度降低导致载流子之间的散射下降. 另外, 同一种材料的n H 和µ值比较分散, 可能与截取材料的致密度有关.图6是(Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x =0~0.015)材料的热电性能与温度的关系, 本征Cu 3SbSe 4的热电性能作为比较[25]. Seebeck 系数(a )与温度的关系见图6(a). a 值均为正值, 说明材料是p-型半导体. 多组元掺杂后, 材料的a 值明显低于本征Cu 3SbSe 4的值. 但随Ga 2Te 3含量(即x 值)变化, a 值变化不明显, 这与掺杂Ga 或Te 对能带结构不敏感相吻合. 但多元素掺杂后a 值均随温度升高而增大, 这与本征材料的变化趋势相反, 说明掺杂后材料的导电机制发生了根本性的改变. 电导率(s )的变化正好相反, 多组元掺杂后电导率大幅增大, 且随温度升高而下降, 见图6(b),呈现出金属特征行为. 这是由于引进了杂质带, 载流子浓度获得了大幅度的提高之故. 图6(c)是功率因子(PF) 与温度的关系. 材料的PF 值随温度升高而增大. 当温度达到691 K 时材料x = 0.015的PF 值为13.0 µW·cm –1·K –2, 大约是本征Cu 3SbSe 4的2.5倍.虽然多组元掺杂后材料的电学性能获得了巨大的改善, 但总热导率(k )比本征材料有所提高, 见图6(d). 在691 K 时, x = 0.015的材料其k 值为1.41 W·K –1·m –1, 而本征材料的k 值为1.28 W·K –1·m –1 (607 K). 晶格热导率(k L )与总热导率的成份依赖关系明显不同, 见图6(e). 随Ga 2Te 3含量的增大, k L 值降低. 本征材料的最低k L 值可达1.23 W·K –1·m –1 (691 K), 而x = 0.015的材料其k L 值只有0.81 W·K –1·m –1. 由于晶格热导率(k L )的降低, 所以抑制了总热导率的大幅度上升.结合上述三参数(a , s , k )值, 我得到了热电优值(ZT), 见图6(f). 随Ga 2Te 3含量的增大, ZT 值呈上升趋势. x = 0.015的材料在691 K 时达到最大值0.64, 大约是本征Cu 3SbSe 4的2.6倍.虽然这一材料的性能与目前报道的同类材料相比并不是太高[2,13,19], 但材料性能的提升原因已经基本阐明. 热电性能提升主要由于能带结构的改变, 使得功率因子提升了2.5倍. 但添加Ga 2Te 3的作用与原先的设想有些差异. 通过Ga 和Te 的固溶并没有大幅改变能带结构和态密度, 但改变了晶胞结构参数(包括四方相晶体形变参数h 和点阵扭曲系数(y )). 前者随x 值成增大趋势(见图1(c)),因此对声子散射程度减弱[45−47]; 后者在x = 0.0151010101010 H /m -3value10101010 value/(m 2S V -1S s -1）图 5 (a) 在室温下(Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0~0.0175)材料的霍尔载流子浓度(n H )与Ga 2Te 3含量(x 值)的关系;(b) 在室温下迁移率(µ)与Ga 2Te 3含量(x 值)的关系Fig. 5. (a) Hall carrier concentration (n H ) as a function of Ga 2Te 3 content (x value) at room temperature (RT) for (Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0~0.0175); (b) mobility (µ) as a function of Ga 2Te 3 content (x value) at RT.时达到最大值(见图1(d)), 因而对高频声子散射最大. 综合两方面的晶体结构因素, 可以解释为何在高温下x = 0.015的材料晶格热导率最低的原因. 同时也说明, 添加Ga 2Te 3后, 材料晶格热导率获得了较大幅度的降低, 从而有效地抑制了总热导率的提高. 因此, 本次工作还是比较清晰地阐明了热电性能提升的结构因素.4 结　论在Cu 3SbSe 4中分别掺杂Sn 和S, 然后再掺杂Ga 2Te 3制备出多组元掺杂的 (Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0—0.0175)固溶体, 并研究了其能带和晶体结构对电学和热学性能的影响. 研究得出, 掺杂Sn 和S 后, 禁带区域萌生出杂质带, 极大地提高了载流子浓度和电学性能. 而掺杂Te 和Ga 后, 对能带结构影响不大, 但对局部的点阵结构参数影响严重, 具体表现为键长和键角的明显改变, 因此极大地增大了高温下的声子散射、有效地抑制了总热导率的升高. 最终在691 K 时, 最高热电优值从本征Cu 3SbSe 4的0.26提升到0.64. 本次工作比较清晰地阐明了热电性能提升的结构因素.参考文献W ei T, Wang H, Gibbs Z, Wu C, Snyder G J, Li J 2014 J.Mater. Chem. A 2 13527[1]Z hang D, Yang J Y, Jiang Q H, Zhou Z W, Li X, Xin J W,Basit A, Ren Y Y, He X, Chu W J, Hou J D 2017 ACS Appl.Mater. Interfaces 9 28558[2]C hen L N, Liu Y F, Zhang J Y, Yang J, Xing J J, Luo J,Zhang W Q 2017 Acta Phys. Sin. 66 167201 (in Chinese) [陈萝娜, 刘叶烽, 张继业, 杨炯, 邢娟娟, 骆军, 张文清 2017 物理学报 66 167201][3]Z hao D G, Wu D, Bo L 2017 Energies 10 1524[4]C hang C H, Chen C L, Chiu W T, Chen Y Y 2017 Mater.Lett. 186 227[5]Z hang D, Yang J Y, Jiang Q H, Fu L W, Xiao Y, Luo Y B,Zhou Z W 2016 Mater. Des. 98 150[6]L i Y Y, Qin X Y, Li D, Li X Y, Liu Y F, Zhang J, Song C J,Xin H X 2015 RSC Adv. 5 31399[7]Y ang C Y, Huang F Q, Wu L M, Xu K 2011 J. Phys. D:Appl. Phys. 44 295404[8]W ang B Y, Zheng S Q, Wang Q, Li Z L, Li J, Zhang Z P,Wu Y, Zhu B S, Wang S Y, Chen Y X, Chen L Q, Chen Z G 2019 Mater. Res. Bull. 113 38[9]P rasad K S, Rao A 2019 J. Mater. Sci. - Mater. Electron. 3016596[10]W ang B Y, Wang Y L, Zheng S Q, Liu S C, Li J, Chang S Y,An T, Sun W L, Chen Y X 2019 J. Alloys Compd. 806 676[11]S koug E J, Cain J D, Morelli D T 2011 Appl. Phys. Lett. 98261911[12]Z hang D, Yang J Y, Bai H C, Luo Y B, Wang B, Hou S H,Li Z L, Wang S F 2019 J. Mater. Chem. A 7 17648[13]W ang B Y, Zheng S Q, Chen Y X, Wu Y, Li J, Ji Z, Mu Y[14]Cu 3SbSe 4=0=0.0100=0.0125=0.0150/(10-6 V S K )Temperature /KL /(W S K -1Sm -1)P F /(m W S c m -1S K -2)F i g u r e o f m e r i tTemperature /KTemperature /K/(W S K -1S m -1)1010101010 /(W -1S m -1)图 6 (Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0.01—0.015)材料的热电性能与温度的关系, 本征Cu 3SbSe 4的性能作为比较　(a) See-beck 系数(a )与温度的关系; (b) 电导率(s )与温度的关系; (c) 功率因子(PF) 与温度的关系; (d) 总热导率(k )与温度的关系;(e) 晶格热导率(k L )与温度的关系; (f) 热电优值(ZT)与温度的关系Fig. 6. TE performance of (Cu 3Sb 0.9Sn 0.1Se 3.6S 0.4)(Ga 2Te 3)x (x = 0.01–0.015) as a function of temperature, and the TE performance of pristine Cu 3SbSe 4 is provided for comparison: (a) Seebeck coefficients as a function of temperature; (b) electrical conductivities as a function of temperature; (c) power factor (PF) as a function of temperature; (d) total thermal conductivities (k ) as a function of temperature; (e) lattice part (k L ) as a function of temperature; (f) TE figure of merit (ZT) as a function of temperature.N, Wei Z B, Liang Q, Liang J X 2020 J. Phys. Chem. C 124 10336L i J M, Li D, Song C J, Wang L, Xin H X, Zhang J, Qin X Y 2019 Intermetallics 109 68[15]Z hou T, Wang L J, Zheng S Q, Hong M, Fang T, Bai P P, Chang S Y, Cui W L, Shi X L, Zhao H Z, Chen Z G 2018 Nano Energy 49 221[16]W ang B Y, Zheng S Q, Wang Q, Li Z L, Li J, Zhang Z P, Wu Y, Zhu B S, Wang S Y, Chen Y X, Chen L Q, Chen Z G 2020 Nano Energy 71 104658[17]L i D, Li R, Qin X Y, Zhang J, Song C J, Wang L, Xin H X 2013 CrystEngComm 15 7166[18]L i D, Ming H W, Li J M, Jabar B, Xu W, Zhang J, Qin X Y 2020 ACS Appl. Mater. Interfaces 12 3886[19]X ie D D, Zhang B, Zhang A J, Chen Y J, Yan Y C, Yang H Q, Wang G W, Wang G Y, Han H D, Han G, Lu X, Zhou X Y 2018 Nanoscale 10 14546[20]G arcia G, Palacios P, Cabot A, Wahnon P 2018 Inorg. Chem.57 7321[21]D o D T, Mahanti D 2015 J. Alloys Compd. 625 346[22]S koug E J, Cain J D, Morelli D T 2010 Appl. Phys. Lett. 96 181905[23]M orelli D T, Slack G A 2006 High Thermal Conductivity Materials (New York: Springer) p37[24]M in L, Ying P Z, Li X, Cui J L 2020 J. Phys. D: Appl. Phys.53 075304[25]K urosaki K, Matsumoto H, Charoenphakdee A, Yamanaka S, Ishimaru M, Hirotsu Y 2008 Appl. Phys. Lett. 93 012101 [26]S hen J W, Zhang X Y, Lin S Q, Li J, Chen Z W, Li W, Pei Y Z 2016 J. Mater. Chem. A 4 15464[27]G uymont M, Tomas A, Guittard M 1992 Philos. Mag. A 66133[28]K im H, Gibbs Z M, Tang Y, Wang H, Snyder G J 2015 APL [29]Mater. 3 041506B lochl P E 1994 Phys. Rev. B 50 17953[30]K resse G, Furthmuller J 1996 Phys. Rev. B 54 11169[31]K resse G, Furthmuller J 1996 Comput. Mater. Sci. 6 15 [32]P ulay P 1980 Chem. Phys. Lett. 73 393[33]Z eier W G, Pei Y Z, Pomrehn G, Day T, Heinz N, Heinrich C P, Snyder G J, Tremel W 2013 J. Am. Chem. Soc. 135 726 [34]Z hao L L, Lin N M, Han Z K, Li X, Wang H Y, Cui J L 2019 Adv. Electron. Mater 5 1900485[35]M oreno E, Quintero M, Morocoima M, Quintero E, Grima P, Tovar R, Bocaranda P, Delgado G E, Contreras J E, Mora A E, Briceño J M, Godoy R A, Fernandez J L, Henao J A, Macías M A 2009 J. Alloys Compd. 486 212[36]C ui J L, He T T, Han Z K, Liu X L, Du Z L 2018 Sci. Rep. 88202[37]D o D T, Mahanti S D 2014 J. Phys. Chem. Solids 75 477[38]H an M K, Hoang K, Kong H J, Pcionek R, Uher C,Paraskevopoulos K M, Mahanti S D, Kanatzidis M G 2008 Chem. Mater. 20 3512[39]H eremans J P, Wiendlocha B, Chamoire A M 2012 EnergyEnviron. Sci. 5 5510[40]W iendlocha B, Vaney J B, Candolfi C, Dauscher A, Lenoir B, Tobola J 2018 Phys. Chem. Chem. Phys. 20 12948[41]L i M, Luo Y, Cai G M, Li X, Li X Y, Han Z K, Lin X Y, Sarker D, Cui J L 2019 J. Mater. Chem. A 7 2360[42]Z hang L, Zheng Q, Xie Y, Lan Z, Prezhdo O V, Saidi W A, Zhao J 2018 Nano Lett. 18 1592[43]P ei Y Z, Wang H, Snyder G J 2012 Adv. Mater. 24 6125 [44]J affe J E, Zunger A 1984 Phys. Rev. B 29 1882[45]W u W, Li Y, Du Z, Meng Q, Sun Z, Ren W, Cui J 2013 Appl. Phys. Lett. 103 011905[46]J affe J E, Zunger A 1983 Phys. Rev. B 28 5822[47]Polycomponent doping improved thermoelectric performance of Cu3SbSe4-based solid solutions*Wang Mo -Fan 1)2) Ying Peng -Zhan 1)† Li Xie 2) Cui Jiao -Lin 2)‡1) (School of Materials Science and Engineering, China University of Mining and Technology, Xuzhou 221116, China)2) (School of Materials and Chemical Engineering, Ningbo University of Technology, Ningbo 315211, China)( Received 9 December 2020; revised manuscript received 24 December 2020 )AbstractCu3SbSe4, one of the ternary p-type semiconductor materials with chalcopyrite structure, has aroused much interest in thermoelectrics due to its inherent large effective mass and narrow bandgap. Therefore, many researches have been done, which cover the single and/or multi-element doping to manipulate its band structure and introduce the point defects. Although great achievements have been made in recent years, the mechanism in Cu3SbSe4 with respect to the phonon and electronic transport properties needs further investigating.In this work, first, Sn and S are co-doped into Cu3SbSe4 and then the resulting compound is alloyed with Ga2Te3, to improve its TE performance and understand the mechanism by calculating the band structure and crystal structure. The calculation of band structure reveals that an impurity band is created within the bandgap after co-doping Sn and S due to their contributions to the density of the states (DOS), which is directly responsible for the significant improvement in carrier concentration (n H) and electrical property. Therefore, the power factor (PF) is enhanced from 0.52 × 10–3 to 1.3 × 10–3 W·m–1·K–2.Although the effect associated with the Ga (Te) residing at Sb (Se) sites on the band structure is limited due to the fact that both the single Ga- and single Te-doped band structure remain almost unchanged, the structural parameters (bond lengths and angles) of the polyhedrons [SeCu3Sb] and [SbSe4] before and after Te and Ga residing at Se and Sb sites respectively change remarkably. This yields the significant distortion of local lattice structure on an atomic scale. Therefore, the phonon scattering is enhanced and the lattice thermal conductivity (k L) decreases from 1.23 to 0.81 W·K–1·m–1 at 691 K. The reduction in k L prevents the total thermal conductivity (k) from being enhanced rapidly. As a consequence, the highest ZT value of 0.64 is attained, which is much higher than that of the pristine Cu3SbSe4 (ZT = 0.26). In addition, we not only present a synergistic strategy to separately optimize the phonon and electronic properties, but also fully elaborate its mechanism and better understand that this strategy is an effective way to improve the TE performance of the Cu3SbSe4-based solid solutions.Keywords: thermoelectric performance, band structure, Cu3SbSe4, thermal cnductivity, crystal structure PACS: 73.50.Lw, 61.50.–f, 61.82.Bg, 71.20.Nr DOI: 10.7498/aps.70.20202094* Project supported by the National Natural Science Foundation of China (Grant No. 51671109).† Corresponding author. E-mail: ypz3889@‡ Corresponding author. E-mail: cuijiaolin@。

2014年7月 CIESC Journal ·2638·July 2014第65卷 第7期 化 工 学 报 V ol.65 No.7水热法制备纳米分散颗粒和晶须材料进展向兰，王靖（清华大学化学工程系，北京 100084）摘要：纳米分散颗粒和一维晶须材料性能优越、用途广泛，是近年研究热点。

液相法尤其是水热法因具有过程简单和能耗低等特点而被广泛用于制备纳米材料。

首先介绍了近年来水热技术在纳米分散颗粒制备中的进展，包括超临界水热法、连续水热法以及水热改性法，并分析了其实现纳米颗粒粒径及分散性控制的原理。

然后介绍了两种水热制备晶须材料的新思路，包括水热重结晶法和离子诱导-结构重整法，阐述了其实现晶须定向生长的机制。

关键词：纳米颗粒；晶须；水热；分散；定向生长 DOI ：10.3969/j.issn.0438-1157.2014.07.023中图分类号：O 782+.1文献标志码：A 文章编号：0438—1157（2014）07—2638—07Progress in hydrothermal formation of dispersive nanoparticles and whiskersXIANG Lan ，WANG Jing(Department of Chemical Engineering , Tsinghua University , Beijing 100084, China )Abstract ：Dispersive nanoparticles and whiskers have been extensively studied owing to their unique properties and potential applications. Solution-based synthesis methods, especially hydrothermal routes, are widely employed to produce nanomaterials because of their relative simplicity and low energy consumption. Herein the recent progress of hydrothermal technologies in the synthesis of dispersive nanoparticles are introduced firstly, including supercritical hydrothermal route, continuous hydrothermal route and hydrothermal modification route. The mechanisms for controlling the nanoparticle size and dispersion are discussed. Then two novel approaches to the hydrothermal fabrication of whiskers are introduced, including hydrothermal recrystallization method and ion induction-structural reforming method, the mechanism for the oriented growth of the whiskers is also discussed. Key words ：nanoparticles ；whiskers ；hydrothermal ；dispersion ；oriented growth引 言无机纳米颗粒由于其高比表面、量子效应带来的特殊的光、电、催化等性能，在电子器件、光学器件、催化材料等领域具有广泛的应用前景，其可控制备是材料科学研究热点。

Zn4Sb3基热电材料的制备与性能研究的开题报告引言随着能源危机与环境污染等社会问题的日益突出，热电材料逐渐成为近年来的研究热点。

热电材料具有将热能直接转化为电能的特殊性质，可以应用于温差能发电、温度传感等方面。

Zn4Sb3是一种典型的半金属材料，其特殊的电子结构和热导率使其成为理想的热电材料之一。

然而，Zn4Sb3的热电性能较低，需要通过制备方法的改进和结构调控等方式进行提高。

本文将介绍Zn4Sb3基热电材料的制备和性能研究，包括背景介绍、研究目的和意义、研究内容和方法、预期成果和创新点等方面。

背景介绍随着世界能源消耗的不断增加，热电材料的研究逐渐受到关注。

热电材料可以将废热转化为电能，具有广泛的应用前景。

目前已经存在的热电材料大多具有低热导率和高电导率的特性，这种特性可以将温差直接转化为电能，称为Seebeck效应。

热电材料的性能取决于其热导率、电导率和Seebeck系数等参数，因此需要通过优化材料的结构和制备方法来提高其性能。

Zn4Sb3是一种半金属材料，具有特殊的热电性能。

在高温下，Zn4Sb3的电阻率随温度升高而减小，随着温度的上升，其电导率迅速增加，这种性质使其成为理想的热电材料之一。

然而，Zn4Sb3的热电性能较低，需要通过制备方法的改进和结构调控等方式进行提高。

研究目的和意义本研究旨在制备高性能的Zn4Sb3基热电材料，探索其结构优化和性能提高的途径，为其在热电发电、温度传感及其他应用方向上的发展提供理论基础和技术支持。

具体研究目的和意义如下：1.优化Zn4Sb3基热电材料的制备方法，实现其性能的可控提高。

2.探索不同的结构调控方式，如合金化、掺杂等方法，提高Zn4Sb3的热电性能。

3.深入研究Zn4Sb3的电子结构和热输运机制，为其性能的进一步提升提供理论基础。

4.为热电材料的应用发展提供技术支持，为节能减排做出贡献。

研究内容和方法1.制备Zn4Sb3基热电材料采用传统的状态反应法，在真空密封下将Zn和Sb混合并加热至高温致密反应，制备出Zn4Sb3基热电材料。

g-C3N4-PVDF基复合固态钠金属聚合物电解质的性能研究g-C3N4/PVDF基复合固态钠金属聚合物电解质的性能研究摘要：固态钠金属聚合物电解质是一种具有高离子传导性和机械强度的电解质材料，可以广泛应用于高能量密度钠离子电池等领域。

本研究以聚偏氟乙烯(polyvinylidene fluoride, PVDF)和氮化碳(g-C3N4)为原料，通过溶剂挥发法制备了g-C3N4/PVDF基复合固态钠金属聚合物电解质，并对其结构和性能进行了详细研究。

通过扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射(XRD)分析，发现g-C3N4颗粒均匀分散在PVDF基质中，并且复合膜具有良好的结晶性。

在热稳定性测试中，复合膜表现出较高的热稳定性，可在高温环境下保持结构的稳定性。

电化学测试结果显示，g-C3N4/PVDF基复合固态钠金属聚合物电解质具有优异的离子传导性能和电化学稳定性。

在室温下，其离子电导率可达到5.12 mS/cm，且随着温度的升高而增加。

同时，复合电解质在高电压窗口下具有较高的电化学稳定性。

循环伏安(CV)测试结果表明，复合电解质在宽电压范围内表现出较低的电容负载效应和较稳定的电化学界面。

此外，通过电化学阻抗谱(EIS)测试，进一步分析了复合电解质的离子传输过程。

结果显示，复合电解质中离子传输主要为纯电子跃迁传输，且电化学界面存在较低的界面电阻。

综上所述，g-C3N4/PVDF基复合固态钠金属聚合物电解质具有优异的离子传导性能、热稳定性和电化学稳定性。

本研究为固态钠离子电池等高能量密度电池的开发提供了一种新型的电解质材料。

然而，仍需进一步研究g-C3N4颗粒与PVDF基质的相互作用机制和电池性能，为进一步提高电化学性能提供更深入的理解和改进方向。

关键词：g-C3N4/PVDF、复合电解质、性能研究、离子传导性、电化学稳定性、热稳定本研究通过制备g-C3N4/PVDF基复合固态钠金属聚合物电解质，并对其进行了性能研究。

第27卷第1期电化学 VoL 27 No. 2021 年 2 月JOURNAL OF ELECTROCHEMISTRY Feb. 2021[Article]DOI: 10.13208/j.electrochem. 191230Na3V2(P04)202F的合成及其在钠离子电池中的应用吴凯*(宁德时代新能源科技股份有限公司，福建宁德352106)摘要：目前，合成NaWJPOAOWNVPF)材料的方法包括高温固相法、水热法、溶剂热法等，这些方法均不利于该 材料的大规模工业化生产。

本文开发了温和的低温共沉淀法合成N V PF材料，该材料首次放电容量为lOSAmAlvg-1, 首次效率为90.16%。

经过简单的热处理过程，可以有效去除由于液相合成带来的结晶水以及吸附在材料表面的羟 基，同时还可以提高材料的结晶度，使得材料的首次放电容量提高到124.3 m A h*g'首次效率提高到96.06%。

以热处理后的N V PF材料为正极，商业化硬碳为负极组装的全电池表现出了优异的循环性能和倍率性能，1C下循 环1200次后容量保持率仍有94.6%,4C倍率下的放电容量仍有基准倍率（0.33 C)的86%。

该方法有助于NVPF 材料的大规模工业化生产。

关键词：Na3V2(P04)202F; NVPF;共沉淀法；电化学性能；钠离子电池1引言2020年中国以风电、光伏发电为代表的可再生能源装机容量在电源占比中有望提升至15%。

到2050年，新能源在发电领域将占据50%比例。

然而风、光电等新能源有不稳定和不连续等特点，难于并网。

大规模储能可以有效消纳可再生能源发电，从而在很大程度上提高风光电等人网效率的同时，为实现电力的削峰填谷、改善电力供需矛盾、提高发电设备利用率、发展智能电网等方面起到不可替代的作用。

由于钠资源储量丰富，便于开 采、价格便宜，钠离子电池有望成为下一代大规模储能电池[“2]。

目前，已开发的钠离子电池正极材料包括过渡 金属氧化物、聚阴离子型化合物、普鲁士蓝类化合物 等叫。

专利名称：一种分子筛负载型钠离子固态电解质及其制备方法和应用
专利类型：发明专利
发明人：贺鹤鸣,吕松年
申请号：CN201910230088.9
申请日：20190326
公开号：CN111755734A
公开日：
20201009
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摘要：本发明公开了一种分子筛负载型钠离子固态电解质及其制备方法和应用。

所述固态电解质包括以下组分：介孔材料、离子液体和钠盐。

本发明通过将离子液体和钠盐负载在介孔材料上的形式，制备得到电解质，由于离子液体具有良好的导电性能，因此将钠盐溶解在离子液体中，负载在介孔材料上，相当于在孔道中引入大量可移动的钠离子，很大程度上解决了钠离子的离子迁移速度慢的问题，制备出的固态电解质具有良好的离子电导率。

本发明所述的固态电解质在交流阻抗测试中表现良好，在常温下该固态电解质的离子电导率高达8.65×10S/cm。

因此，所述的钠离子固态电解质有望被进一步应用，制备出钠离子的固态电解质电池。

申请人：广州大学
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