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纳米材料

纳米结构锂离子电池负极材料的制备及性能研究

锂离子电池系统是新一代的二次电池，由于其具有能量密度高、环境友好、循环寿命长等优点，在移动通讯等便携电子设备中得到了广泛应用。

然而，要想大规模的应用于高能系统如混合电动汽车（HEV）、电动汽车（EV）等方面，对能量密度、循环寿命、安全性等性能方面的需求还有待于进一步的提高。

目前，锂离子电池中所使用的传统电极材料存在着利用率低、锂离子扩散慢、极化大等问题，严重制约着锂离子电池性能的提升。

电极材料的性能很大程度上依赖于材料的制备方法与条件，特别是在纳米尺度上对材料的结构、组成、形貌和尺寸进行调控。

纳米材料的量子效应、小尺寸效应、宏观量子隧道效应、表面界面效应等特征使纳米材料呈现出许多独一无二的特征，如独特的结构特点、较高的比表面积以及较高的反应活性等，这许多奇特的物理化学性能，使纳米材料在许多领域都展现出优越的性能，如生物医学、传感材料、磁性材料、光学材料、催化剂等领域。

在电化学领域，利用这些特征得到优异的电化学性能，是提高锂离子电池性能的重要途径。

基于此，本论文针对几种不同形貌的纳米电极材料的合成表征与电化学性能作详细报道，探讨提升锂电池性能的有效途径，也为制备高性能锂离子电池电极材料提供了新的途径。

一、锂电池的工作原理

锂离子电池正负极材料是由不同的锂离子嵌入化合物组成的。

下面以商用的层状LiCoO2为正极材料，石墨为负极材料为例，其工作原理如图所示：

它的电极反应方程式可表示为：

正极反应：

LiCoO2↔Li1-xCoO2+xLi++xe-

负极反应：

C+xLi++xe-↔LixC

电池反应：

LiCoO2+C↔Li1-xCoO2+LixC

当电池充电时，受外电场的驱动，正极活性物质中部分Li+从正极LiCoO2晶胞中脱嵌，进入电解液，通过电解液穿过隔膜嵌入到负极活性物质（石墨）的晶格中，并得到电子生成LixC化合物，这时正极处于贫锂状态，而负极处于富锂状态，同时电子由正极经过外电路到达负极进行电荷补偿；放电时，Li+从LixC化合物中脱嵌，通过电解液穿过隔膜再嵌入到正极材料LiCoO2的晶格中，这时正极为富锂状态，负极为贫锂状态，电子由外电路到达正极，与嵌入正极的Li+生成LiCoO2。

在这整个的电池反应过程中，不会出现金属态锂的沉积，从根本上消除了锂离子电池在充放电过程中由于产生锂枝晶而引起的不安全隐患。

二、锂电池负极材料

一般情况下，在选择锂离子电池负极材料时，需要满足以下条件：

（1）在脱/嵌锂时的氧化还原电位应尽量低，并接近金属锂的电位，以保证电池具有较高的输出电压。

（2）嵌入到主体材料中的锂离子尽可能多的脱出，以降低容量的损失。

（3）在锂离子的脱嵌过程中，主体结构不发生变化或变化较小，确保具有较高的结构稳定性，以提高电池的可逆性和循环寿命。

（4）负极材料应具有较好的离子电导率和电子电导率，可以减少极化并有利于大电流充放电。

（5）锂离子在脱出时化学势要变化较小，脱/嵌锂平台尽量保持水平，以确保电池电压稳定输出。

（6）电极材料能够与电解质形成良好的固体电解质界面膜。

（7）锂离子在主体材料中扩散系数要大，以便于进行快速充放电。

（8）含量丰富、价格便宜、环境友好、安全等。

目前的锂离子负极材料很难同时满足以上所有要求，因此就需要我们对材料进行改进，可以通过对材料本身的设计进行改进，如材料的形貌、种类、颗粒大小以及表面处理和掺杂等；也可以开发新的负极材料来替代常用的碳材料，如硅锡基材料、过渡金属氧化物、氮化物和新型合金等。

而纳米材料由于具有尺度小、比表面积大的特点，使得纳米电极材料具有更高的反应活性和更短的离子扩散路径，从而使其广泛用于锂离子电池负极材料的研究中。

传统的锂离子电池材料，在较短的时间内反应物的分子和离子仅仅能够在材料的表面进行扩散，不容易进入材料的内部，这在一定程度上造成了活性材料利用率低，且不利于锂离子的快速扩散，从而限制了锂电池的电容量和循环性能。

纳米材料作为锂电池电极材料，具有更多的优点：

（1）较短的离子扩散路径，可提高Li+存储的动力学性能。

由于纳米尺度小，扩散路径短，因此能够降低锂离子在固体材料中的扩散时间，提高动力学性能，也会进一步提高嵌锂材料的活性。

另外较大的比表面积能够拥有更多的活性位点，降低实际的电流密度，减少电极在电化学过程中的极化现象，有利于循环性能和倍率性能的提高。

（2）能够提高材料的结构稳定性。

纳米材料的小尺寸能够缓解Li+在嵌入和脱出时所引起的体积变化，尤其是具有空腔结构的纳米材料，如中空结构，核壳结构等。

综上所述，纳米材料已在锂电池电极材料中表现出了明显的优势。

众多的纳米材料作为锂电池电极材料已经被研究，并取得了不错的成果。

但是纳米电极材料与实际应用还存在一定的差距，因此，还需要我们为实现理论与实际相结合而努力奋斗。

三、纳米电极材料的制备

常用的纳米电极材料的制备方法主要有固相反应法、溶胶-凝胶法、模板法、微乳液法、水热/溶剂热法等。

下面将逐一作简单介绍。

1、固相反应法

固相反应法是指将不同种反应物研磨混合均匀后，在高温条件下进行煅烧，它的特点是将固体原料混合物以固体的形态直接反应，流程较为简单，易操作，利于工业化生产，但是也存在反应温度高，能耗大，反应时间长，得到的产物的结构和粒径分布差别较大等缺点。

在发生固相反应的过程中，原子或离子需通过各物相的界面，并通过各种相区，这就形成了原子或离子在固相之间的相互扩散。

影响固相反应扩散速率的动力学因素主要有：

（1）各物相之间的接触面积及其表面积；

（2）产物的成核速率；（3）原子或离子通过产物相的扩散速率。

因此，在固相反应之前通常将反应物研磨成粉末，增大其接触面积，以提高反应速率。

2、溶胶-凝胶法

溶胶-凝胶法是指将一部分具有活性化学组分、易水解的无机盐或金属醇盐分散到溶剂中，经过水解过程形成活性单体，然后经过缩聚过程首先形成溶胶，继而将溶胶转化为凝胶，再经过干燥和热处理转化为氧化物或其他化合物固体的方法。

这种方法由于是在溶液条件下进行的，得到的产物均匀性较好，可以达到分子或原子尺度。

另外还具有反应条件温和，反应成分易控制，工艺简单，产物纯度高等特点，是一种比较简单和实用的方法。

3、模板法

模板法是制备中空或核壳结构纳米材料的一种重要方法。

模板法又包括硬模板法、软模板法、牺牲模板法等。

硬模板法通常以金属、氧化物或高分子乳胶等无机胶态粒子作为模板，通过物理或化学的方法，如化学沉积、层层自组装、溶胶-凝胶相互作用等将相关的中间体包覆在模板的表面，然后经过煅烧或化学刻蚀等方法将模板去除，得到空心结构的纳米材料。

软模板法是指利用有序聚集体（如囊泡、胶束、液滴或嵌段共聚物等）为模板，使沉淀或聚合反应在模板表面进行，直接形成中空结构的过程。

牺牲模板法是指在反应过程中，模板粒子既作为反应物，又作为生成物壳的模板，随着反应的进行，生成物的壳层围绕模板不断生成，同时模板自身不断消耗，最终形成中空结构。

4、微乳液法

微乳液法是指利用两种互不相溶的溶剂在表面活性剂的作用下形成一个均匀的乳液，在乳液中存在很多的液滴，这些液滴在连续相中不断的扩散并相互碰撞，这就使得溶在液滴中的反应物发生物质交换而形成沉淀核，随后沉淀会附着在这些核上，使沉淀不断长大。

当粒子接近液滴的大小时，表面活性剂附着在粒子的表面又限制了粒子的进一步长大，因此，合成出来的颗粒大小也反映了液滴的大小和形状。

这种方法制备的产物粒径分布较窄，粒径可以控制，粒子的单分散性和界面性较好，且方法简单，易操作。

5、水热/溶剂热法

水热合成法是指在特制的密闭容器（高压反应釜）中，以水溶液为反应体系，通过对反应体系进行加热、加压（或自生压强），产生一个相对高温、高压的反应环境，控制反应的温度和时间，使得通常难溶或不溶的物质溶解并且重结晶而进行无机合成与材料处理的一种有效方法。

在水热反应过程中，水既可以作为一种反应物，又作为溶剂和压力的传递介质，在高温高压下，大多数的物质都能溶解于水，可以使反应在均相中进行。

溶剂热合成法跟水热合成法相似，只是以有机溶剂代替水溶液作为溶剂，这极大的扩宽了水热法的应用范围。

溶剂热法往往能提供无氧无水的环境，适用于那些对氧和水敏感的物质的制备。

还能够拥有比水溶液更低的沸点，可以达到比水热合成更高的气压，从而有利于产物的结晶。

下面将介绍两种利用上述方法制备出的纳米结构锂离子电池负极材料，并对其进行了表征及其电化学性能研究。

核壳结构SnO2@C空心纳米球的合成及电化学性能研究

SnO2以其约为石墨两倍的高嵌锂容量，得到了研究者们的广泛关注。

但其循环性能较差，在充放电过程中体积变化较大，易引起电极的“粉化”或“团聚”，从而造成材料比容量衰减，循环性能下降。

要想将SnO2广泛应用于锂离子电池阳极材料中，就必须减轻SnO2电极的“体积效应”。

为了改善SnO2的循环性能，国内外研究人员做了大量的尝试。

其中一种方法就是减小材料尺寸，当SnO2颗粒为纳米级时，颗粒空隙间也为纳米尺寸，可为锂离子的嵌入提供了很好的纳米通道和嵌锂位置，具有大的嵌锂容量和良好的嵌锂性能，另外纳米化还可以更有效减缓在充放电过程中带来的体积变化和团聚粉化问题，达到改善循环性能的目的。

各种具有纳米尺寸的SnO2，例如纳米线，纳米颗粒，和纳米管等作为锂离子电池材料表现了很好的循环性能。

另外一种方法是对SnO2进行包覆改性，即将SnO2引入到某些不易发生体积变化的主体框架材料中，使活性中心小颗粒相互之间处于隔离状态，限制其在充放电过程中的体积变化。

碳材料能可逆储锂而且具有很好的电子传导率，成为常见包覆材料。

以二氧化硅为模板，采用水热法合成单分散、粒径及厚度均一的空心二氧化锡纳米球。

反应过程中，二氧化锡的生成与二氧化硅模板的刻蚀同步进行，既缩短了反应步骤又保证二氧化硅可以在高温高压下被完全除去。

随后，在异丙醇-水体混合体系中，对SnO2空心纳米球进行PAA包覆，得到离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球。

然后将离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球在空气中400C℃煅烧4h，制得空心SnO2@C复合材料。

图1SnO2@C复合空心纳米球合成示意图

制备方法

1.SiO2的制备

在100mL烧瓶中依次加入60mL乙醇，3mL氨水和1mL水，搅拌混合均匀，然后缓慢滴加2.3mLTEOS，20℃恒温搅拌6h。

将所得溶液离心分离，产品分别用去离子水和无水乙醇反复洗涤数次，所得产品在50℃烘干10小时，待用。

2.空心SnO2的制备

一定量二氧化硅纳米粒子分散在3毫升水和3毫升乙醇的混合溶液中，然后分别将0.24mL0.2M尿素和0.45毫升0.08MNa2SnO3•H2O添加到反应液中。

搅拌0.5小时后将混合物转移到15毫升水热反应釜中。

置烘箱中170℃条件下反应1小时，自然冷却到室温，离心分离，产品分别用去离子水和无水乙醇反复洗涤数次，所得产品在50℃烘干4小时。

3.核壳结构SnO2@C空心纳米球的制备

将5mg已制备好的SnO2和10mL去离子水加入100mL烧瓶中，超声分散10min后，分别加入100µL0.2g/mLPAA水溶液和150µL2mol/L的氨水，超声分散30min。

随后在磁力搅拌下将90mL异丙醇缓慢滴加如反应液，滴加完毕离心分离，所得产品在50℃烘干12h。

最后将产品放在管式炉400℃，空气

氛围中加热4h，得到空心SnO2@C复合材料。

结果与讨论

1.形貌表征

图2（A）SiO2纳米粒子TEM图片。

（B）空心SnO2纳米球TEM图片。

（C）离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球TEM图片。

（D）核壳结构SnO2@C空心纳米球TEM图片。

插图分别为单个纳米粒子结构示意图。

图A，B，C和D分别为SiO2纳米粒子，空心SnO2纳米球，离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球和核壳结构SnO2@C空心纳米球的TEM图片。

图A为SiO2纳米球的TEM图片，其粒径在100nm左右。

图B为空心SnO2纳米球TEM图片，从图中可以看出所制备空心SnO2纳米球粒径、壁厚均一，分散性好，其直径约为115nm，壁厚在13nm左右。

随后，在异丙醇-水体混合体系中，对SnO2空心纳米球进行PAA包覆，得到离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球，如图C所示。

从电镜图片可以看出，离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球具有超好的分散性，这是由于离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球表面带有大量羧基，相互之间存在静电斥力，所以在水溶液中离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球表现出非常好的分散和稳定性能，这对进一步合成空心SnO2@C复合纳米粒子有重要意义。

而之所以能形成这种离心结构纳米粒子，我们认为这个特殊结构的形成是由于SnO2核和PAA壳要达到最小界面能界能所导致。

将该离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球在400℃下进行热处理，得到空心SnO2@C复合纳米粒子，如图D所示。

与空心SnO2纳米球相比，碳包覆后核壳结构SnO2@C空心纳米球壁厚明显增加，表面光滑程度下降，表明经过高温热处理后PAA壳完全碳化，在空心SnO2纳米球表面形成连续均匀碳层。

这可以有效提高SnO2的电导率，还可有效防止由于因循环过程中产生的体积变化而使电极粉化和聚集。

图3（A）和（B）分别为不同倍率空心SnO2纳米球SEM图片，（C）和（D）

分别为不同倍率核壳结构SnO2@C空心纳米球SEM图片。

图3A和B分别为不同倍率空心SnO2纳米球SEM图片，C和D分别为不同倍率核壳结构SnO2@C空心纳米球SEM图片。

从图3-3D可清晰看到碳包覆后SnO2@C复合纳米粒子表面明显变得粗糙，颗粒感强，说明PAA空心SnO2表面碳化形成碳层，且煅烧后空心SnO2@C复合纳米球分散性非常好，未出现聚集现象。

2.X射线粉末衍射图谱分析

图4给出了空心SnO2纳米球和空心SnO2@C复合纳米球的X射线粉末衍射图。

图4b为空心SnO2纳米球的XRD图，从图可以看出，虽然有特征峰出现，但整体晶型不好。

而经过高温处理后的空心SnO2@C复合纳米球的衍射峰比较尖锐，其衍射峰可以归属于四方相（P42/mnm）的二氧化锡，晶胞参数为a=4.7382A和c=3.1871A，与标准卡片（JCPDS）编号为41-1445对应的非常好。

在XRD谱图中未发现SnCl2和Sn以及其他杂质的衍射峰出现，证明为纯相SnO2，此外在谱图中也没有碳的结晶峰，表明碳以无定形态存在。

图4（a）和（b）分别为空心SnO2纳米球和空心SnO2@C复合纳米球的XRD谱图。

3.红外光谱分析

图5给出了纯空心SnO2纳米球、纯PAA和离心核壳结构hSnO2@PAA纳米球的傅里叶红外谱图。

图5中a曲线在低波数区的560cm-1附近有一个很强的振动，这个峰归属于Sn-O-Sn的不对称振动。

b和c两条曲线分别代表纯PAA和离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球的傅里叶红外谱图，在b、c两条曲线中，1709cm-1处的峰属于典型的C=O伸缩振动峰。

这三条曲线对比可以发现，在合成的离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球中既有SnO2的特征振动峰，也有PAA的振动峰，这证实PAA成功包覆在空心SnO2纳米球表面。

图5（a）纯空心SnO2纳米球、（b）纯PAA和（c）离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球的红外谱图。

4.电化学性能测试

电极的制备：

将SnO2@C（或SnO2）活性物质、导电剂、聚偏氟乙烯按85:

10:

5的重量比准确称量，然后放入玛瑙研钵中充分混合、研磨均匀，然后加入几滴NMP，继续研磨至均匀浆状。

将浆料均匀涂于已称量过的面积约为0.8cm2的铜箔上。

然后在真空干燥箱中于120℃真空干燥12h至恒重，30MPa下压片，再继续干燥至少2h，即制成负极极片。

降到室温后取出称重。

我们用实验半电池来测试合成材料的电化学性能，模拟电池的组装在无水无氧、充有氩气的手套箱中完成。

将烘干的极片、电池壳和隔膜放入手套箱。

以涂有活性物质的极片为正极，锂为负极，Celgard240聚丙烯多孔膜做隔膜，1.0mol/LLiPF6的EC-DMC（体积比1:

1）溶液做电解液，组装成扣式CR2032模拟电池。

在0.01-2.0V电压范围内，以电流密度105mAg-1恒流充放电。

图6分别是空心SnO2纳米球和空心SnO2@C复合纳米球两种材料恒流充放电循环曲线。

图6空心SnO2纳米球和空心SnO2@C复合纳米球充放电循环曲线。

其首次放电容量分别为1121mAhg-1和1009mAhg-1。

在第一次充电存在较大容量损失，是由于充电过程中首先生成Li2O和Sn，而这一过程是不可逆的。

然后发生Sn和Li的可逆反应，生成LiSn合金。

首次充放电反应过程认为是下面的过程：

SnO2+4Li+4e-→Sn+2Li2O

（1）

xLi++Sn+xe-↔LixSn（0≤x≤4.4）

（2）

（1）式是形成Li2O和SEI膜的过程。

而式

（2）对应Li+与Sn单质生成LixSn的反应，这步反应为可逆反应，首次反应之后的充放电过程按这步反应进行，在反应过程中不断的进行合金化和去合金化。

理论上每个Sn原子可以至多和4.4个Li离子反应，对应的理论容量为781mAhg-1，但是这个合金化和去合金化过程也伴随着电极的体积变化，从而导致容量的迅速衰减。

图6为所制备各样品循环寿命曲线，在进行充放电100个周期之后，空心SnO2纳米球和空心SnO2@C复合纳米球的放电容量分别为234mAhg-1和808mAhg-l，和初始容量相比较，容量保持率分别为20.8%和80.0%。

与空心SnO2纳米球相比空心SnO2@C复合纳米球表现出非常优异的循环性能。

图7空心SnO2@C复合纳米球作为锂离子电池阳极材料时在不同电流密度下的

循环曲线

同时我们还研究了空心SnO2@C复合材料倍率性能，分别在105，210，420，840和1680mAg-1电流密度下进行测试，如图7所示。

结果表明，随着电流的增大，其循环性能逐渐下降。

尽管当电流密度增大到1680mAg-1时，空心SnO2@C复合纳米球的放电能力迅速下降到287mAhg-1，但当电流再次减小到105mAg-1时，容量又立刻恢复到802mAhg-1，这表明该空心SnO2@C复合纳米球具有优异的高倍率放电性能。

其原因首先在于碳包覆增强了活性物质（SnO2）的导电性，且有碳壳的保护能可以有效的减缓在充放电过程中带来的体积变化和团聚粉化问题。

其次，SnO2@C复合纳米球具有空心结构电解液能进入到空心结构内部，使活性材料的内外两侧都能与电解液充分接触，因此能有效增大电化学反应的活性界面；第三，锂离子在空心结构中的扩散距离也被缩短到了壳壁的厚度；第四，空心结构一般为众多纳米颗粒组装而成的一个整体，颗粒彼此之间结合力强，具有良好的电接触第五，空心结构还可吸收因体积变化产生的内应力，能有效抑制材料粉化。

这些因素决定了该空心SnO2@C复合纳米球是具有广阔应用前景的锂离子电池阳极材料。

小结

1.利用二氧化硅为模板，采用水热法制备单分散、粒径及厚度均一的空心SnO2

纳米球。

2.采用一种简便的方法，在水和异丙醇混合溶剂中合成单分散离心核壳结构SnO2@PAA空心纳米球，并进行煅烧，成功制备高分散性核壳结构SnO2@C空心纳米球。

并通过x射线衍射（XRD）、红外光谱（FTIR）和透射电镜（TEM）对合成材料进行表征。

3.电化学性能测试，结果表明该材料不仅具有高初始容量（1009mAhg-1），经过100个循环后放电容量仍保持在808mAhg-1，且具有良好的高倍率放电性能。

这表明对SnO2进行碳包覆改性，即将SnO2引入到不易发生体积变化的碳框架材料中，使活性中心SnO2纳米粒子相互之间处于隔离状态，可以有效的减缓在充放电过程中带来的体积变化和团聚粉化，是提高循环性能的有效手段。

球、链和环状核壳结构Fe3O4@C复合材料可控合成及电化学性能研究

近年来，纳米粒子（NPs）的可控合成与组装作为一种合成材料的新方法引起人们的广泛关注。

其中一维（1D）纳米结构由于其在光、电、磁、催化以及传感器等方面的新颖特性成为研究热点。

特别是环形结构的合成，由于环形结构具有独特的闭合结构，复杂的形成机理以及特殊的物理化学特性而备受青睐。

然而，这种自组装环大多是通过非共价键的作用结合形成，因此稳定性较差，这就限制了他们进一步的应用。

因此，可控合成结构稳定的一维链和环仍然是一个巨大挑战。

随着电动汽车和混合动力汽车的发展，需要锂离子电池拥有更高容量和更好的倍率放电性能，但是目前的锂离子电池还不能完全达到这些要求。

过渡金属氧化物具有比较高的理论容量，而且反应机理为一种新颖的转换机理，有希望用于高性能锂离子电池的负极材料。

其中Fe3O4由于具有高理论容量，价格便宜，高稳定性，对环境友好等特点，因此它作为潜在的锂离子电池阳极材料吸引了大家的广泛关注。

但Fe3O4锂离子电池负极材料的循环性能较差，在反复的充放电循环之后电极不能和初始状态保持很好的一致。

纳米尺寸材料可以减缓在Li+脱嵌过程中的应力变化部分缓解循环性能差的问题。

因此有必要对纳米结构的过渡金属氧化物进行表面改性。

特别是碳包覆Fe3O4纳米粒子比纯的Fe3O4纳米粒子具有更好的循环和高倍率放电性能。

由于碳包覆层能够明显提高电极材料的电子导电性从而增强倍率放电性能。

碳材料由于在锂离子脱嵌过程中只有很小的体积变化，使其本身就是很稳定的负极材料。

而且碳材料表面形成的SEI相对比较稳定。

碳包覆由于给内部的活性物质提供一层保护膜从而使活性物质保持较高容量，因此碳包覆被广泛应用于负极材料中。

如Fe3O4@C纳米球、纳米棒、纺锤型纳粒子等多种纳米结构都已被合成。

但是，现有合成方法得到的Fe3O4@C纳米粒子多大都聚集态，分散性较差。

到目前为止，还没有可控合成核壳结构Fe3O4@C球，链和磁闭合环的报道。

此外，值得注意的是，现有对Fe3O4@C电极材料的研究主要集中在不同结构纳米粒子的合成，但对纳米粒子再组装对电化学性能影响的研究几乎没有。

下面采用一种简便的方法，由偏心结构Fe2O3@PAA核壳纳米粒子可控合成单分散核壳结构Fe3O4@C纳米球，链和环。

并对其进行电化学性能进测试，讨论纳米粒子组装前后对电化学性能的影响。

实验设计

图1为球、链和环状核壳结构Fe3O4@C复合材料可控合成示意图。

首先，利用高温水解法，以无水FeCl3为原料合成尺寸均匀、分散性好的α-Fe2O3纳米球。

随后，在异丙-水体混合体系中，对Fe2O3纳米粒子进行PAA包覆，得到离心核壳结构Fe2O3@PAA纳米粒子。

然后将离心结构Fe2O3@PAA核壳结构纳米粒子在氩气保护下进行高温煅烧，通过对煅烧温度和时间的调控，实现核壳结构Fe3O4@C单分散、链和环的可控合成。

图1球、链和环状核壳结构Fe3O4@C复合材料可控合成示意图

制备方法

1.球形三氧化二铁的制备

配制含有浓度为2×10-2M氯化铁溶液100mL，加入到一个带有冷凝管的三颈瓶中，然后将三颈瓶放到100℃油浴中在磁力搅拌下反应72h即可，反应完成后将加热设备关掉，一直搅拌到溶液冷却至室温，然后将反应液离心分离，用

去离子水和