硬碳制備方法如圖1a所示，以商用多孔碳為前驅體，以甲烷（CH?）為原料氣體，金屬催化輔助化學氣相沉積法（CVD）制備硬碳。圖1d顯示了CH?及其脫氫產物在金屬催化劑（Fe、Co、Ni）和多孔碳表面的吸附能，表明催化劑的加入降低CH?分解能壘，其中Fe更有效地促進CH?及其脫氫產物的分解。對比不同催化劑下的HRTEM圖像（圖1e-h）：無催化劑時，硬碳結構高度無序且缺陷豐富；有Fe催化劑時，合成的硬碳出現短程有序的石墨微晶，同時閉孔嵌入石墨域間；Co會使硬碳內石墨域擴展、石墨層數增加；Ni會使沉積碳呈現類似石墨的結構并出現碳納米管，但這種高度有序結構不利于鈉離子存儲和傳輸。

圖2展示了不同FeCl?濃度下制備的硬碳材料的結構表征結果。XRD圖譜（圖2a）和拉曼光譜（圖2b）顯示隨著浸漬溶液中FeCl?濃度的增加，表明石墨層間距逐漸減小（0.386 nm→0.370 nm），硬碳的缺陷比（ID/IG）逐漸降低，石墨域尺寸（La）增大，證明Fe催化劑促進碳原子重排，增強石墨化程度。X射線光電子能譜（XPS）結果（圖2c、e）表明，隨著Fe催化劑濃度的增加，硬碳的sp2比例逐漸增加，反映石墨化程度增強。同時，硬碳中的氧含量逐漸降低，推測在碳化過程中，CH?分解產生的H?消耗了部分氧，從而減少了表面氧缺陷。小角X射線散射SAXS（圖2f）擬合得到的平均孔徑分別為0.76、0.83、0.90、0.79和0.78 nm。較大的封閉孔尺寸有利于提高Na團簇的穩定性和改善Na?傳輸動力學。HRTEM圖像（圖2g-i）顯示，低Fe負載時出現小的石墨疇；而過量的催化劑會導致長程有序結構的發展，層間距減小，不利于Na?傳輸。

圖3展示了不同Fe催化劑負載量對硬碳材料電化學性能的影響。通過恒流充放電測試（圖3a）發現，隨著FeCl?浸漬溶液濃度的增加，HC-2（0.02 M FeCl?） 表現出最優性能，可逆容量達457 mAh g?1，初始庫倫效率（ICE）高達90.6%。其低電壓平臺容量占比顯著（約350 mAh g?1），表明閉孔儲鈉優勢。 過量催化劑（如HC-4） 因碳層過度有序化導致容量下降（377 mAh g^?1），說明需平衡石墨域擴展與鈉離子傳輸通道。在0.5 A g?1電流密度下循環100圈后仍保持388 mAh g?1，證明較大的封閉孔尺寸有利于提高Na團簇的穩定性和改善Na?傳輸動力學。

圖4展示了不同硬碳表面SEI結構a) opt-HC和b) HC-2中NaF-、P-和CH2-的深度分布和分布。c) opt-HC和d) HC-2在30 mA g?1下10次循環后的TEM圖像。30 mA g?1下10次循環后e) opt-HC和f) HC-2的XPS光譜。g) HC-2在30 mA g?1下10次循環后的HRTEM圖像。第一次循環后，h) opt-HC電極和i) HC-2電極截面的EPMA映射圖像。

圖5中GITT曲線（圖5a），可以看出HC-2的Na?擴散系數（DNa?）高于opt-HC，這表明HC-2具有更快的動力學性能，即鈉離子在HC-2中的擴散速度更快。 原位拉曼光譜（圖4b）：可以看出在從開路電壓放電到約0.7 V的過程中，D峰逐漸變寬，而G峰相對不變，這表明此階段以吸附為主的鈉存儲機制；隨著放電繼續，D峰強度減弱，G峰紅移，說明鈉離子開始嵌入石墨烯層。在約0.05 V的平臺區之后，G峰穩定，意味著鈉離子填充到閉孔中。 原位XRD圖譜（圖5c），可以看出HC-2的原位XRD圖譜中(002)峰在低角度處強度顯著降低，表明鈉離子嵌入到石墨烯層中，且與opt-HC相比，HC-2電極的(002)峰位移更明顯，說明有更多的鈉離子嵌入到石墨碳層，這有助于提高HC-2的容量。綜合圖4b、c，表明鈉離子存儲機制為：（1）Na?吸附、（2）Na?層間吸附/插入、（3）Na?孔填充和團簇形成。

圖6：展示了使用HC-2電極組裝的全電池（O3-NaNi1/3Fe1/3Mn1/3O2||HC-2）的電化學性能。該電池在不同電流密度下展現出優異的倍率性能和長期循環穩定性，證明了HC-2電極在實際電池應用中的潛力。

余彥教授團隊提出一種基于催化劑協同作用的化學氣相沉積（CA-CVD）新工藝，實現了閉孔結構豐富、石墨微區發達且缺陷可控的硬碳負極精準合成。經優化的HC-2負極材料在儲鈉性能測試中展現出457 mAh g?1的可逆比容量與90.6%的首次庫倫效率（首效）。基于該負極與O3型層狀正極組裝的軟包全電池，在100次充放電循環后仍保持83%的容量保持率，可逆比容量穩定在400 mAh g?1以上。該方法不僅為高容量-高效率硬碳負極的可控制備開辟了新路徑，還通過儲鈉行為機理解析為材料體系優化提供了機理支撐，對推進實用化高能量密度鈉離子電池（SIBs）的技術突破具有重要價值。

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