基于高面容量锌溴液流电池的电堆结构及负极材料设计与优化

2024-03-19孙晓云王德仁任忠山李森森

储能科学与技术 2024年2期

孙晓云，王德仁，孟琳，任忠山，李森森

（1北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083；2江苏恒安储能科技有限公司，江苏南京 211153）

在当前全球不断增长的能源需求压力下，人们越来越关注可再生能源及能源储存技术的研究[1-2]。风能、太阳能等可再生能源被认为是满足持续增长的能源需求和实现碳中和目标的关键途径。然而，由于受到地理和环境变化的限制，这些可再生能源存在间歇性和波动性等问题，直接并网使用可能会损害电力系统稳定性[3-4]。因此，近年来，社会对高安全性、低成本、长寿命和环境友好的能量储存系统的关注逐渐升温[5]。在能源储存技术中，液流电池备受关注，其独立设计能量和功率、高安全性和长寿命等特点，使其被视为未来实现稳定电力输出和智能电网建设的重要途径[6]。以锌基液流电池为例，诸如锌-镍液流电池、锌-碘液流电池、锌-铁液流电池以及锌溴液流电池，由于其采用了地壳中丰富的锌元素作为活性物质，从而具备了成本优势[7-8]。特别是锌溴液流电池，其活性物质溶解度较高，使其理论能量密度高达430 Wh/kg，比其他锌基液流电池性能更为突出[9]。这使得在相同容量下，锌溴液流电池可以减少电解液的体积，从而在实际应用中降低固定式储能场地的占地面积。然而，锌溴液流电池作为一种沉积型液流电池，在充电过程中负极侧锌的沉积量将直接影响电池的面容量[7]。此外，与许多金属基液流电池和锂电池类似，锌溴液流电池负极侧不均匀的锌沉积以及锌枝晶的形成可能会影响电池的循环寿命和可靠性[10-12]。因此，改善负极侧锌沉积的稳定性和数量，实现高面容量的锌溴液流电池，对于在碳中和背景下加速锌溴液流电池作为长时储能技术具有重要意义。

根据Wang 等[13]提出的锌枝晶生长相场模型，锌的生长形态受多个因素的综合影响，包括锌离子的沉积过电位、界面能的各向异性、锌离子的浓度分布和扩散速率以及电解液的电导率。这一模型验证了活性物质分布和电荷转移动力学在控制和抑制锌枝晶形成中的关键作用。同时，Xu等[12]的研究结果表明，锌枝晶的形成与电池持续的充放电循环密切相关。在初始循环中，残留的锌优先作为下一个循环的沉积基底，这种现象被称为“尖端”效应。综上，锌枝晶形成概率与形核过电位成正比，局部电流密度影响锌枝晶的发生时间和进一步生长形态。因此，降低锌离子在电极表面的浓度梯度、减少锌离子的形核过电位以及减弱电极表面的不均匀电流分布，将成为抑制锌枝晶生长的重要手段。类似的观点也在Xie 等[14]的研究中得到了证实，他们强调锌离子的分布、界面电流以及锌生长的起始位置在决定锌枝晶生成与否方面起到了至关重要的作用。电极材料作为储能电池不可或缺的组成部分之一，虽然并未直接参与氧化还原反应，却在负载沉积锌方面扮演重要角色。其表面的物理化学性质极大地影响着沉积锌的质量和数量。近年来，石墨毡和导电塑料等碳基材料因其低成本和优异的化学、热稳定性而被广泛应用于液流电池的电极[15-17]。然而，石墨毡的电流分布不均匀导致金属电镀利用率较低，而导电塑料极板需在极板与隔膜间保留空隙以供锌沉积，但这增加了电堆尺寸，以满足能量储存需求[17]。因此，通过优化电极表面电流分布能够优化锌的沉积形貌，进而获得高的面容量。当然，除了电流分布的影响，电极材料的物化性质对调控锌沉积形貌也至关重要。

以石墨毡作为锌溴液流电池负极，Jiang 等人[16]采用第一性原理研究和实验结果证实，石墨毡电极表面的缺陷相对于含氧官能团，对锌原子具有更强的吸附能力和更短的吸附距离，从而最终实现了负极表面锌的均匀分布。同样采用缺陷工程，李先锋团队[18]利用聚多巴胺的优异亲附性[19]，并随后进行热处理，在电极表面成功形成了富氮缺陷。这种类型的缺陷同样能够降低锌原子的吸附能垒，进而引导锌均匀沉积。此外，该团队还利用磁控离子溅射技术，在碳毡电极表面沉积了钛（Ti）、银（Ag）和锡（Sn）三种金属。与Ti 和Ag 相比，经Sn 金属修饰的碳毡能够为锌原子提供更稳定的形核位点，有效降低Zn2+的形核过电位，从而实现锌的稳定沉积和剥离，提高库仑效率[20]。除了电极材料的改进外，电解液组分的调节[21-22]、流速的控制[23]以及隔膜的调整[24-25]同样对实现稳定且均匀的锌沉积具有重要影响。然而，值得注意的是，尽管上述在负极表面进行缺陷工程和利用Sn 金属修饰策略在低面容量锌溴液流电池（≤60 mAh/cm2）方面已经取得了成效，但要使锌溴液流电池在大规模储能系统中发挥其价值，仍面临一些挑战。上述电极修饰方法过于繁琐，导致了不必要的劳动成本增加，与设计低成本储能设备的原则相悖。因此，为推进高面容量电池的发展，寻求一种简便易行且具备商业化前景的改性方法，以实现稳定且致密的锌沉积将成为未来关键的研究方向。

在本研究中，通过对锌溴液流电池的结构和负极材料进行优化，实现了电池基于高面容量下的优异性能表现。优化后的电堆结构包括采用商业化高导电性极板作为双极板，以提高电流分布均匀性，从而降低了锌沉积可能出现的锌凸起或锌枝晶问题。此外，对三种石墨毡（轻度氧化：TGF3、中度氧化：TGF5、重度氧化：TGF7）作为优化后的电池负极进行了性能比较，其中TGF5表现出最佳性能。其丰富的表面微观缺陷和均匀分布的氧官能团，赋予了其较强的亲锌性和润湿性，同时保持了纤维结构的稳定性。在电池应用方面，优化后的电堆结构与TGF5石墨毡的组合，使得锌溴液流电池呈现出优异性能。这项研究所提出的优化电堆结构与负极材料为实现稳定且均匀的锌沉积提供了有效的思路。将该方法应用于实际生产中，预计将加速锌溴液流电池作为大规模、长时间储能设备的实际应用。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

本研究中使用的所有药品均为未经进一步纯化的原始药品。溴化锌（ZnBr2，纯度99%）、氯化钾（KCl，纯度99%）以及N-甲基-N-乙基吡咯烷溴化物（MEP，纯度99%）均购自上海玻尔化学试剂有限公司。电解液采用去离子水配制。

1.2 实验材料制备

图1 展示了改进的电堆结构和负极制备过程，旨在提升锌溴液流电池的面容量。具体步骤如下：首先，为了优化电池的结构，选用了具有高导电性的极板（江苏恒安储能科技有限公司HAESBP-01）作为电池的双极板。这一改进有助于降低电池内阻，减少局域电流产生。接着，在负极材料的表面构建缺陷工程，以优化负极电极的性能。选择商用石墨毡(厚度1.8 mm)，并将其裁剪成尺寸为10 cm×10 cm×0.18 cm 的样品。随后，采用马弗炉或通用的热处理设备对样品进行简易热处理。具体的热处理温度分别为300 ℃、500 ℃和700 ℃，升温速率为5 ℃/min，热处理时间为2 h。得到的不同氧化程度的电极，分别命名为TGF3、TGF5和TGF7，代表石墨毡的轻微氧化、中度氧化和重度氧化。原始未经处理的石墨毡称为PGF，作为对照组进行比较。

1.3 物理化学表征

1.3.1 表面形貌观察采用FEI Quanta 250扫描电子显微镜(SEM)在20 kV加速电压下，分别在×5000和×10000的放大倍数下观察了HAESBP-01 极板以及不同氧化程度的石墨毡样品的微观形貌。同时，使用EDAX能谱仪对TGF5样品进行了元素面扫描，以获得更详尽的元素分布信息。

1.3.2 拉曼光谱(Raman)测试

借助LabRAM HR Evolution 设备进行相关的拉曼测量，在532 nm 波长下，对不同电极表面进行了详尽的分析。该研究旨在探究微观缺陷和石墨化程度在材料中的体现及影响。

1.3.3 X射线光电子能谱(XPS)测试

通过采用赛默飞250xi 型X 射线光电子能谱(XPS)设备，对不同石墨毡表面的化学性质进行了研究，包括元素组成和化学状态。以284.8 eV 作为荷电校准点，使用XPS Peak 4.1 软件对高分辨率C1s和O1s能谱进行拟合和分析。

1.4 循环伏安（CV）和电化学阻抗谱（ElS）测试

为获得具有最高催化活性的负极电极，借助传统三电极体系和PAR VersaSTAT MC 电化学工作站进行了循环伏安测试。在实验中，分别使用石墨棒和饱和甘汞电极作为对电极和参比电极，而不同氧化程度的石墨毡则作为工作电极。CV 测试在0.05 mol/L ZnBr2+0.016 mol/L MEP 溶液中进行，以20 mV/s 的扫描速率，在-0.4 Vvs.SCE 到-1.4 Vvs.SCE范围内进行扫描。基于前期研究报道[26]，选择微量MEP而非KCl，因为MEP+可以形成正静电屏蔽层，减少锌枝晶的形成以避免副反应。

EIS 测试采用相同电解液，在10-1Hz～10-5Hz的频率范围内施加10 mV的振幅电位，电位保持在-0.8 V(vs.SCE)，以确保Zn2+沉积在基体表面。随后，使用Zsimpwin 软件对获得的EIS 数据进行参数拟合。

1.5 恒电流充放电（GCD）测试

为验证优化的电堆结构和负极材料在实际应用中的可行性，采用了四片单电池串联组装成锌溴液流电池堆，并在20～50 mA/cm2的工作电流密度下，利用Neware 测试仪(6A 20V)对不同面容量(20～120 mAh/cm2)下的电池性能进行了测试。每个单电池自下而上包括HAESBP-01 极板(阳极)、不同氧化程度的石墨毡、微孔隔膜、原始石墨毡和HAESBP-01 极板(阴极)。所采用的电解液为2.25 mol/L ZnBr2、2 mol/L KCl 和0.8 mol/L MEP的混合物。微孔隔膜和电极材料的有效面积均为10 cm×10 cm。

2 结果与讨论

2.1 物理化学表征

2.1.1 SEM表征

图2 展示了商用HAESBP-01 极板以及不同氧化程度的石墨毡形貌。如图2(a)和(b)所示，HAESBP-01 极板的低倍和高倍微观形貌呈现出明显的特征。图2(a)的低倍图像显示极板表面有致密的纤维状物质覆盖，图2(b)的高倍图像则展示了交错排列的纤维状结构，类似于“树叶”状，并紧密堆叠在一起。这种结构有助于实现极板表面电流的均匀分布，并改善电池内阻。此外，图2(c)～图2(f)呈现了PGF、TGF3、TGF5 和TGF7 的低倍微观形貌，所有材料均由复杂交错的纤维构成。然而，不同石墨毡的微观形貌仍存在差异，特别是PGF纤维表面附着了大量的有机杂质，可能是在生产或运输过程中吸附产生的。经过轻微氧化的TGF3，其纤维表面的杂质大部分被去除，且纤维结构未出现明显的缺陷。随着温度升至500 ℃，TGF5 纤维的间隙和表面杂质得以完全清除，并且在纤维表面形成了显著的微观“沟壑”缺陷，这类微观缺陷被认为是有效的亲锌位点[16]。与此形成鲜明对比的是，TGF7 的纤维结构已经受损，并形成了数十微米的孔洞，这可能会对电池的长时间循环稳定性产生不利影响。因此，预期TGF5将具有最佳的催化性能和坚固耐用的特点。为了进一步检验TGF5纤维表面元素的组成和分布，利用EDAX 能谱仪对TGF5 进行了元素面扫描，扫描结果如图2(h)和(i)所示。结果显示，TGF5 表面富含碳和氧两种元素，并且这两种元素分布均匀。

图2 HAESBP-01的SEM图像：(a)和(b)分别为低倍和高倍的SEM图；(c)PGF，(d)TGF3，(e)TGF5，(f)TGF7的低倍SEM图；(g)TGF5的高倍SEM；(h)C和(i)O在TGF5中相应的EDS映射图像Fig.2 SEM images of HAESBP-01 at (a) low magnifications; (b) high magnifications; along with(c) PGF, (d) TGF3, (e) TGF5, (f) TGF7 at low magnifications; (g) Higher magnification of TGF5, and[(h) C and (i) O] corresponding EDS mapping of TGF5

2.1.2 Raman表征

根据2.1.1小节中的SEM表征结果，随着氧化程度的增加，石墨毡的缺陷程度明显增加。为了进一步验证这一理论，借助Raman 光谱对PGF和不同氧化程度的石墨毡的表面性质进行了表征。在图3 中，所有材料在约1350 cm-1和1600 cm-1处出现明显的峰，分别对应D 带和G 带[26-27]。D 带通常与碳缺陷紧密相关，主要与sp3缺陷位点的振动拉伸有关，而G 带则主要反映了碳材料的石墨化程度，与sp2碳的振动拉伸相关[26]。因此，D 带和G 带的峰值比(ID/IG)通常反映了碳材料的缺陷和无序程度，其值越高，表示材料的无序程度越大。如图3 所示，TGF3由于未发生明显的形貌改变，与PGF的ID/IG接近，但TGF5和TGF7的ID/IG却急剧增加，分别为1.30 和1.37。这进一步证实了氧化后的石墨毡无序度增加，导致产生更多的缺陷。这些缺陷将作为活跃的亲锌位点，有助于在高面容量条件下维持电池的正常运行[16,18]。

图3 所有制备样品的拉曼光谱Fig.3 The Raman spectrum of all the prepared samples

2.1.3 XPS表征

XPS 分析进一步揭示了PGF 和不同氧化程度石墨毡的表面性质。图4(a)展示了所有样品的XPS全谱，其中C1s 和O1s 的特征峰分别位于284.8 eV 和532.8 eV。这些峰值经过反卷积获取各原子含量，显示出受热处理温度影响显著。具体地说，图4(b)表明O和C原子含量随热处理温度上升分别增加和减少，导致C/O 比值逐渐降低。其中，TGF7 具有最低的C/O 比，意味着它含有更多的氧官能团。不同负极材料的C1s高分辨率谱图如图4(e)～(f)所示，每种电极材料的谱峰均经过反卷积，包括C=C、C-C、C-O/C-OH、C=O 和O-C=O 五个峰，其结合能分别对应284.7 eV、285.2 eV、286.2 eV、287.3 eV和288.8 eV[28]，相对含量见表1。随着热处理温度的增加，石墨碳(C=C)含量逐渐下降，而C-C代表的缺陷碳以及碳氧官能团的含量呈递增趋势[图4(c)]。

表1 GFs的原子浓度以及从高分辨率C1s和O1s谱图中获得的功能团的含量Table 1 The atomic concentration of the GFs and content of functional groups in C1s and O1s spectra

图4(a) 所有制备样品的XPS分析；不同样品的(b) C和O的原子浓度以及C和O的比率， (c) C和(d) O官能团含量，GFs的高分辨率C1s (e)～(h) 和O1s (i)～(l) XPS谱Fig.4 (a) XPS analysis for all the prepared samples; (b) Carbon and oxygen atomic concentration and the ratio of C and O, Content of (c) carbon and (d) oxygen functional groups for different samples; High-resolution C1s(e)—(h) and O1s (i)—(l) XPS spectrum of the GFs

O1s 区域可以分为四个峰，分别对应C=O(531.3 eV)、C-OH (532.4 eV)、C-O (533.6 eV)和化学吸附氧 (534.2 eV)[29]，具体如表1 所示。在高温下对碳基材料进行热处理时，表面官能团的变化通常受到热力学和反应动力学的共同影响。在开放的空气气氛下，氧和其他气体(如氮和水蒸气)提供了多种反应途径。如图4(d)和表1 所示，TGF3由于纤维表面初始活性位点较少，主要反应可能是氧气或水蒸气的物理吸附，结果导致化学吸附氧的含量增加[30]。然而，当热处理温度升至500 ℃时，氧分子或其他氧原子的活性增加，因此物理吸附逐渐转化为化学吸附，导致形成以C-O 和C-OH为主的复杂官能团。相比之下，TGF7 中虽然具有催化活性的C=O、C-OH 和C-O[28]含量最高，但化学吸附氧占主导地位，可能恶化其催化性能。

2.2 CV和ElS表征

根据对不同负极材料的物理化学表征结果，初步判定TGF5应该具有最佳的锌沉积/剥离性能和持久的循环稳定性。因此，图5(a)展示了不同负极材料循环伏安曲线的对比，所有电极材料均呈现明显的阴极峰和阳极峰，分别对应于Zn2+的还原和Zn的氧化。氧化/还原峰值电流及其比例作为评价负极材料对Zn2+/Zn 催化性能的重要指标，在图5(b)中显示，所有经过氧化处理的石墨毡均具有比PGF更大的氧化/还原峰值电流。有趣的是，所有材料的还原峰值电流均高于氧化峰值电流，这意味着在电池放电过程中无法完全剥离充电过程中沉积的锌。因此，具有最大氧化/还原峰值电流比的TGF5（Ipa/Ipc=0.78）预计能够在放电过程中实现大部分锌的剥离，从而降低锌枝晶形成的可能性。此外，峰值电位差与Zn2+的形核过电位也是评价负极材料催化性能的重要指标，峰值电位差反映了Zn2+/Zn 氧化还原反应的可逆性，而Zn2+的形核过电位与锌枝晶形成的可能性密切相关[31]。如图5(c)所示，经过中度氧化的TGF5由于其适当的缺陷程度和均匀分布的氧官能团，具有最低的峰值电位差（ΔEp）和形核过电位。这也意味着，如果将TGF5用作电池的负极，将有望在高面容量条件下实现稳定的性能表现。

图5 (a) 扫描速率为20 mV/s时GFs的循环伏安测试结果；(b) 峰电流和相对比值的比较；(c) Zn2+的峰电位分离(ΔEp)和NOP的比较；(d)不同电极的Nyquist图(左上角：等效电路)Fig.5 (a) CV test results of the GFs at the scan rate of 20mV/s; (b) Comparison of the peak currents and relative ratio; (c) Comparison of the peak potential separation (ΔEp) and NOP of Zn2+; (d) Nyquist plots of different electrodes under a polarization potential of -0.8 V vs. SCE (Upper-left corner: Equivalent circuit)

负极材料的电荷转移动力学也是影响锌枝晶形成的关键因素[13]，本文研究了不同规格石墨毡在0.05 mol/L ZnBr2+0.016 mol/L MEP 溶液中的EIS。相关的Nyquist 图如图5(d)所示。频率范围从10-5Hz 到10-2Hz，所有电极材料的曲线由高频处的半圆和低频处的直线部分构成。这表明Zn2+的还原反应受到电荷转移和扩散传质步骤的共同控制。因此，利用图5(d)中的拟合电路图（插图）对获得的Nyquist 图进行拟合，以获得各种拟合参数。在拟合电路图中，Rs代表溶液电阻，Q1和Q2代表常相角元件。Q1表示电极材料与溶液的双电层电容，而Q2与Zn2+在多孔石墨毡中的吸附和扩散有关的扩散电容相关。Rct代表电极/溶液界面的电荷转移电阻。根据表2的数据，可以看出氧化程度主要影响常相角元件的参数（Y0,1和Y0,2）以及电荷转移电阻Rct。随着氧化程度的增加，Rct先降低后增大。相对于PGF，TGF5 的Rct降低为原来的1/5。这可能归因于TGF5 具有适度的缺陷和最佳的氧官能团。此外，根据Stern 双电层理论，当更多的Zn2+吸附在石墨毡电极表面时，分散层厚度会减小，从而增加电容值[32]。TGF5 具有最大的Y0,1和Y0,2，这也意味着在相同条件下，更多的Zn2+吸附并在TGF5 表面还原沉积。然而，相对于TGF3 和PGF，TGF7 具有相对较低的电荷转移电阻和较大的电极/溶液双电层电容，这意味着缺陷工程有助于改善惰性石墨毡的电荷分布和反应表面积。然而，Zn2+的扩散电容却降低，这也意味着TGF7中过多的化学吸附氧将恶化Zn2+/Zn氧化还原反应的动力。

表2 通过图5中等效电路图模型获得的参数Table 2 Refining the parameters generated by the equivalent circuit model in Fig.5

2.3 电池测试表征

为了验证优化的电堆结构和负极材料在实际电池应用中的可靠性，所有的单电池均由商用HAESBP-01 极板、微孔隔膜和石墨毡组成，唯一区别在于负极使用了不同种类的石墨毡。随后，将四个单电池串联组装成电池堆，并进行了恒定电流充放电测试。如图6(a)所示，在面容量达到120 mA·h/cm2时，所有电池显示出较低的充放电电压差，约为(0.64±0.2) V，这主要归因于高导电性的HAESBP-01 极板降低了电池内阻。然而，即使在这种情况下，细微的区别仍然可见于起始充电和终止放电曲线的局部放大图中。尤其TGF5表现出最低的充电电压和更长的放电时间，从而导致使用TGF5 组装的电池具有最高的库仑效率(CE=94.26%)和能量效率(EE=82.12%)。为了充分展现改进的电堆结构与中度氧化的负极之间的协同作用，将电池的工作电流密度提升至30 mA/cm2，同时保持高面容量。如图6(b)所示，仅仰赖高导电性的极板难以在高功率条件下使PGF 实现有效充放电，导致库仑效率仅为67.32%。然而，采用氧化后的石墨毡作为负极的电池库仑效率均超过90%，与之前的结论一致，TGF5 展现出了最佳的性能。除了验证电池在高面容量下的性能，图6(c)还展示了不同电极材料在面容量为60 mA·h/cm2时，电流密度在20～50 mA/cm2变化下的性能。随着电流密度的增加，电池的极化现象导致了电压效率的降低。在这个过程中，除了PGF 以外的电池库仑效率均随电流密度的增加而提高。这主要是因为充放电时间的缩短减少了电池自放电的机会。然而，PGF的情况与之相反，这可能与其缺少亲锌的缺陷工程有关，导致锌枝晶的产生，进而导致电池自放电。最终，优化的电堆结构和负极材料所组装的电池在较高的工作电流密度(50 mA/cm2)下表现出高达71.06%的能量效率。

图6 (a) GFs的电压-容量曲线，(b) 在30 mA/cm2和120 mAh/cm2下的GFs的恒流充放电曲线，(c)恒定面容量下，比较不同电流密度下GFs的CE和VE曲线，(d) PGF和TGF5在不同面容量下CE和EE的比较图，在不同的面容量和电流密度条件下，随着循环次数变化的电池(e)库仑效率和(f)电压效率曲线Fig.6 (a) Voltage-capacity curves of the GFs, (b) Galvanostatic charge-discharge curves of the GFs at 30 mA/cm2 and 120 mAh/cm2, (c) Comparing CE and VE curves of the GFs at various current densities under constant areal capacity, (d) The comparative diagram of CE and EE for PGF and TGF5 at various areal capacity,(e) CE and (f) VE plots of the cells as a function of the cycle number at various areal capacities and current density

图6(d) 详细比较了在较高面容量条件(≥60 mA·h/cm2)下，不同工作电流密度下PGF 和TGF5 组装的电池性能。在不同面容量和电流密度变化的情况下，TGF5 始终显示出更高的库仑效率和能量效率，尤其在高面容量和高工作电流密度条件下这一差距更为显著。例如，当面容量为120 mA·h/cm2、工作电流密度为30 mA/cm2时，采用TGF5 作为负极的电池实现了高达95.70%的库仑效率，相对于使用PGF、TGF3 和TGF7 的电池分别提高了28.38%、4.75%和3.20%，能量效率也分别提高了25.87%、5.47%和3.58%。图6(e)和(f)分别展示了随着不同面容量和电流密度的变化，电池的库仑效率和电压效率的循环表现。使用PGF作为负极的电池在初始循环过程中库仑效率相对稳定，但当面容量增至100 mA·h/cm2时，库仑效率急剧下降，并在随后的循环中出现波动。相比之下，TGF5 的CE 始终保持在94%以上，这得益于高导电极板实现均匀电流分布以及亲锌的缺陷工程，这两者协同作用抑制了锌枝晶的生成。此外，氧化后的石墨毡由于对Zn2+/Zn 氧化还原反应具有优良的催化活性，减少了电化学极化，从而使其电压效率优于PGF。另外，还注意到在60～100 mA·h/cm2范围内，TGF7表现出较高的电压效率，这可能是由其多孔结构改善了电极/电解液的反应表面积所致，从而提高了电压效率。然而，过量的化学吸附氧影响了Zn2+/Zn 氧化还原反应的动力，在高电流密度下，TGF7 的电压效率低于TGF3 和TGF5。综上所述，利用TGF5 作为负极，结合HAESBP-01 极板，使得锌溴液流电池在高面容量下表现出令人满意的性能。

2.4 原位观察锌沉积及其机理讨论

经过对不同氧化程度的石墨毡进行多种测试表征后，初步认定缺陷工程在充电过程中在引导锌沉积方面发挥了一定作用。因此，用SEM 对PGF 和TGF5 样品表面的锌沉积进行了原位观察。如图7(a)～(c)所示，分别展示了在PGF电极表面利用20 mA/cm2的工作电流密度充电1 min、3 min 和5min 后的微观形貌。虚线框显示了在PGF 纤维表面沉积的锌呈现较为不规则的特征，并随着充电时间的增加呈现明显的局部锌凸起和脱落现象。与之形成鲜明对比的是，在相同的测试条件下，利用TGF5作为负极时，当锌沉积在纤维表面的缺陷处时呈现出平坦且均匀的特征，并随后均匀地附着在整个纤维表面，如图7(d)～(f)所示。这一结果进一步证实了缺陷工程在引导锌均匀沉积方面的重要作用。

图7 (a)～(c)分别展示了充电电流密度为20 mA/cm2时，充电1 min、3 min和5 min后在PGF表面沉积的锌的SEM图像，(d)～(f)展示了在相同测试条件下TGF5表面沉积的锌的SEM图像Fig.7 (a)—(c) show SEM images of zinc deposition on the surface of PGF after charging for 1 min, 3 min,and 5 min, respectively, with a charging current density of 20 mA/cm2, (d)—(f) present SEM images of zinc deposition on the surface of TGF5 under the same testing conditions

在综合分析了不同负极材料和HAESBP-01 极板的物理化学特性以及电化学性能后，提出了优化的电堆结构和负极材料在实现高面容量锌溴液流电池性能方面的机制，如图8所示。当电池处于低面容量状态（≤80 mAh/cm2）时，高导电性的极板能够确保均匀的电流分布，因此使用PGF 和氧化石墨毡作为负极的电池能够实现稳定的循环和高库仑效率。然而，当电池面容量进一步增加至100～120 mAh/cm2时，不同负极材料的差异开始显现。由于PGF 缺乏亲锌的缺陷工程，电极表面无法实现均匀且平滑的锌沉积，可能导致不规则的锌凸起和锌枝晶形成。不规则的锌沉积会随着面容量的增加而加剧，进而干扰电流的均匀分布，从而增加了出现锌凸起或锌枝晶形成的可能性。相反，TGF5则通过电极表面均匀分布的亲锌缺陷工程，在初始锌核形成的过程中实现了其均匀分散。这最终有利于后续锌原子均匀且平滑的沉积，同时也不会干扰极板带来的均匀的电流分布。综上所述，通过优化电堆结构与负极电极的协同作用，锌溴液流电池在高面容量条件下的性能得到了显著提升。同时，本研究采用的制备工艺简单易行，有望促进锌溴液流电池作为长时储能设备的产业化进程，并为其在能源存储领域的应用带来更多的商业化机会。

图8 优化电池的负极电极和结构以实现高面容量条件下稳定的锌沉积的机理图Fig.8 The mechanism diagram of the optimized battery's negative electrode and structure that achieves stable zinc deposition at high areal capacity conditions