CN106573780B - 多孔质石墨的制备方法及多孔质石墨 - Google Patents

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Abstract

本发明提供可实现更高耐久性、输出功率、容量的多孔质石墨的制备方法及多孔质石墨。本发明的多孔质石墨的制备方法中，通过脱成分工序，将由含碳化合物、合金或非平衡合金组成的含碳材料(11)浸渍于金属浴(12)中，该金属浴(12)具有比该含碳材料(11)的熔点低的凝固点，且温度被控制为，低于从含碳材料(11)中除碳以外的其他主要成分减少、直至碳的、组成变动范围内的液相线温度的最小值，由此使除碳以外的其他主要成分选择性熔出至金属浴(12)内，获得具有微小间隙的碳部件(13)。通过石墨化工序，将脱成分工序中所得到的碳部件(13)加热而石墨化。通过活化工序，对在石墨化工序中被石墨化的碳部件进行活化处理。

Description

多孔质石墨的制备方法及多孔质石墨
技术领域
本发明涉及一种多孔质石墨的制备方法及多孔质石墨。
背景技术
以往，活性炭等的碳材料利用因莫大的比较面积所致的高反应效率，而被使用于各种电池的电极等(例如，参照专利文献1)。作为利用碳材料的电极等的性能，例如，在锂离子电池的负极活性物质中，要求高输出功率、高充放电速度、高容量；在燃料电池的电极催化剂载体中，要求高输出功率、高耐久性；在电双层电容器的极化电极中，要求高输出功率、高容量。
作为碳材料，例如活性炭或碳黑、石墨烯、碳纳米管等，被利用于电极或燃料电池的电极催化剂载体等中。然而，活性炭或碳黑由于结晶性低且接触点多，因此电阻高且导电率低，而有在电极内产生电压下降，引起输出密度或充放电速度降低的问题。另外，由于结晶性低，因此还有耐腐蚀性或耐久性下降的问题。另外，石墨烯或碳纳米管等的簇由于导电率高，比表面积大，但松密度小，因此有助于电池反应的碳量本身变少，而有无法使电池的绝对容量运转的问题。
为了解决该问题，已开发实施磺化处理及碳化处理而得到的多孔质碳(例如参考非专利文献1)，或使用超声波放射及低催化剂浓度的RF溶液而获得的多孔质碳(例如参考非专利文献2)。这些多孔质碳由于为块状且松密度大，可提高导电率，因此可实现比较高的输出功率或电容。
另外，由本发明人等开发出一种可制备在表面或整体具有微小气孔的金属部件的所谓金属熔液脱成分法(例如参照专利文献2)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4762424号公报
专利文献2：国际公开第WO2011/092909号
[非专利文献]
[非专利文献1]G.Hasegawa et al.，“Fabrication of activated carbons withwell-defined macropores derived from sulfonated poly(divinylbenzene)networks”,Carbon,2010,48,p.1757-1766
[非专利文献2]N.Tananon et al.，“3D interconnected macroporous carbonmonoliths prepared by ultrasonic irradiation”,Carbon,2005,43,p.2808～2811
发明内容
本发明要解决的技术问题
在非专利文献1及2中记载的多孔质碳中，由于结晶性稍低，表面积也不那么大，因此具有耐久性或输出功率、容量方面尚有改善的余地的问题。例如，在燃料电池的电极催化剂载体等中，要求比利用非专利文献1及2中记载的多孔质碳获得的输出功率或容量更高的性能，期望开发具有更高耐久性、输出功率、容量的碳材料。
本发明着眼于解决该问题，其目的在于提供一种可实现更高耐久性、输出功率、容量的多孔质石墨的制备方法及空孔质石墨。
解决技术问题的技术手段
为达到上述目的，本发明的多孔质石墨的制备方法的特征在于，该方法具有下列工序：脱成分工序，该工序包括：将由含碳化合物、合金或非平衡合金组成的含碳材料与熔融金属接触，该熔融金属具有比该含碳材料的熔点低的凝固点，且温度被控制为，低于从所述含碳材料中除所述碳以外的其他主要成分减少、直至所述碳的、组成变动范围内的液相线温度的最小值，由此使所述其他主要成分选择性熔出至所述熔融金属，获得具有微小间隙的碳部件；及活化工序，该工序包括：对在所述脱成分工序所得的所述碳部件进行活化处理。
本发明的多孔质石墨的制备方法中，在脱成分工序中，通过使除碳以外的其他主要成分从含碳材料选择性熔出至熔融金属，从而使残留的碳之间重复结合，形成具有纳米尺寸的粒子。而且，由于这些粒子部分结合，因此可获得具有中孔(meso-porous)(直径2nm～60nm)及大孔(macropores)(直径60nm以上)等微小间隙的多孔质且块状的碳部件。此外，通过改变熔融金属的温度、或含碳材料与熔融金属的接触时间、含碳材料内的碳成分比，可改变所制备的碳部件的间隙尺寸及间隙率。
另外，本发明的多孔质石墨的制备方法中，在脱成分工序中所得到的碳部件已被充分石墨化时，通过对该碳部件以活化工序进行活化处理，可在碳部件表面形成无数的微孔(直径2nm以下)，可增大比表面积。此外，活化处理，若可在碳部件上形成微孔，则也可使用利用二氧化碳或水蒸气、空气等的气体活化；或利用氯化锌或硫酸盐、磷酸等的化学品活化等的任何方法。
如此，依据本发明的多孔质石墨的制备方法，可获得结晶性、导电率及耐久性高、比表面积大、为块状且松密度大的多孔质石墨。所得到的多孔质石墨被使用于各种电池的电极等时，由于由中孔或大孔构成，因此性质的热稳定性高，另外，由于比表面积大，因此可获得高充放电速度、高输出功率。另外，由于结晶性及导电率高，因此可获得高输出功率、高充放电速度、高耐久性。另外，由于松密度大，因此可获得高容量。
本发明的多孔质石墨的制备方法具有石墨化工序，该工序包括：将在脱成分工序中所得到的所述碳部件加热而石墨化；关于所述活化工序，也可以对在所述石墨化工序中已被石墨化的所述碳部件进行活化处理。此时，利用脱成分工序所得到的碳部件未被充分石墨化时，通过将该碳部件在石墨化工序中石墨化，从而可提高结晶性、降低电阻率而提高导电率。另外，也可提高耐久性。此外，在石墨化工序中，中孔及大孔未消失，可维持多孔质结构。
本发明的多孔质石墨的制备方法中，在脱成分工序中，只要可将含碳材料的除碳以外的其他主要成分熔出至熔融金属，可利用任何方法使含碳材料与熔融金属接触。例如，所述脱成分工序也可以通过使所述含碳材料浸渍于由所述熔融金属形成的金属浴中，从而使所述其他主要成分选择性熔出至所述金属浴内，而获得所述碳材料。另外，本发明的多孔质石墨的制备方法还可以具有前处理工序，该工序包括：将具有比所述含碳材料的熔点低的凝固点的固体金属，以与所述含碳材料接触的方式预先配置；所述脱成分工序也可以包括：通过加热所述固体金属，作成所述熔融金属，从而将所述其他主要成分选择性熔出至所述熔融金属，而获得所述碳部件。
在本发明的多孔质石墨的制备方法中，优选所述脱成分工序包括：在所述碳部件自所述熔融金属脱离后，利用酸或碱性水溶液，选择性地仅溶出且去除附着于周围或所述微小间隙的内部的、含有所述熔融金属的成分及/或所述其他主要成分的附着混合体。此时，通过使用不溶出碳而可选择性仅溶出附着混合体的酸或碱性水溶液，可获得以碳为主要成分、附着混合体已被去除的多孔质碳部件。另外，所去除的附着混合体例如会附着于所得到的碳部件的周围，一部分附着于微小间隙的内部，或填充于微小间隙的内部。
本发明的多孔质石墨的制备方法中，优选所述熔融金属由作为Ag、Bi、Cu、Ga、Ge、Hg、In、Ir、Pb、Pt、Rh、Sb、Sn、Zn、或它们中的至少一种为主要成分的合金的混合体组成，所述其他主要成分由含有Al、B、Be、Ca、Ce、Cr、Dy、Er、Eu、Fe、Gd、Hf、Ho、K、La、Li、Lu、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Nd、Pr、Sc、Se、Si、Sm、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr中的任意一种或多种的混合体组成。该情况下，可特别有效率地获得多孔质石墨。
本发明的多孔质石墨的制备方法中，所述石墨化工序中，优选将所述碳部件加热至1500℃以上，更优选加热至2000℃以上。特别优选加热至2400℃以上。这些情况下，可使碳部件效率良好地石墨化，可显著降低电阻率，得到具有更高导电率及耐腐蚀性的石墨。
本发明的多孔质石墨的制备方法中，所述脱成分工序优选在惰性氛围中或真空氛围中进行，或对所述熔融金属添加助熔剂并在大气中进行。该情况下，即使在大气中，也可防止使金属浴氧化。
本发明的多孔质石墨的特征在于，该多孔质石墨为块状，由石墨的(002)衍射线所导出的(002)晶面间距的值为0.342以下，且全气孔体积中，含有80％以上的2～100nm大小的气孔，BET比表面积为100m2/g以上。
另外，本发明的多孔质石墨中，优选石墨的(002)衍射线的峰半值宽为1.02°以下，结晶尺寸为9nm以上。另外，优选拉曼光谱的D带的峰强度(ID)与G带的峰强度(IG)的比ID/IG为0.5以下，所述G带的峰半值宽为45cm-1以下。另外，BET比表面积优选为300m2/g以上，进一步优选为700m2/g以上，特别优选为2400m2/g以上。另外，本发明的多孔质石墨也可为片状。
本发明的多孔质石墨特别优选由本发明的多孔质石墨的制备方法制备。本发明的多孔质石墨的结晶性、导电率及耐久性高，比表面积大，松密度大。因此，被使用于各种电池的电极时，可实现更高的耐久性、输出功率、容量。
发明效果
依据本发明，可提供一种可实现更高耐久性、输出功率、容量的多孔质石墨的制备方法及多孔质石墨。
附图说明
图1是Mn-C系状态图。
图2是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的脱成分工序的(a)将含碳材料浸渍于金属浴的工序、(b)洗涤碳部件的工序的立体示意图。
图3是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的脱成分工序的(a)去除附着混合体的工序、(b)回收碳部件的工序的立体示意图。
图4是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、由脱成分工序所得到的碳部件的(a)显微镜照片、(b)倍率为(a)的一半的显微镜照片。
图5是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、由脱成分工序所得到的碳部件的细孔分布的图表。
图6是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、(a)石墨化处理前的碳部件的显微镜照片、(b)石墨化处理后的碳部件的显微镜照片。
图7是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、(a)石墨化处理前的碳部件的与图6不同部位的显微镜照片、(b)石墨化处理后的碳部件的与图6不同部位的、倍率为(a)的一半的显微镜照片。
图8是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、石墨化处理前后的碳部件的X射线衍射(XRD)图。
图9是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、(a)石墨化处理后的碳部件的细孔分布、(b)石墨化处理前的碳部件的细孔分布的图表。
图10是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、石墨化处理前后的与图8及图9不同的碳部件的(a)XRD图、(b)细孔分布的图表。
图11是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、(a)活化处理前的碳部件的显微镜照片、(b)活化处理前的碳部件的与(a)不同部位的显微镜照片、(c)活化处理后的碳部件的显微镜照片、(d)活化处理后的碳部件的与(c)不同部位的显微镜照片。
图12是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、石墨化处理及活化处理所致的(a)吸附量的变化、(b)细孔分布的变化的图表。
图13是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用氧化硼助熔剂在大气氛围中进行脱成分工序时的、石墨化处理后的碳部件的(a)扫描型电子显微镜照片、(b)比(a)更高倍率的扫描型电子显微镜照片、(c)X射线衍射(XRD)图。
图14是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、脱成分工序后的碳部件的(a)来自α-Mn相、(b)来自Mn23C6化合物的结构的扫描型电子显微镜照片。
图15是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、在2000℃下的(a)石墨化处理前、(b)石墨化处理后的碳部件的扫描型电子显微镜照片。
图16是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法中的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、石墨化的每加热温度及石墨化处理前的(a)N2吸附量、(b)细孔分布的图表。
图17是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、石墨化的每加热温度及石墨化处理前的(a)XRD图、(b)拉曼光谱。
图18是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、石墨化处理前及在2500℃下的石墨化处理后的密度(Density)与体积电阻率(Volume Resistivity)的关系的图表。
图19是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、BET比表面积及燃烧损失相对于活化处理温度的变化的图表。
图20是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、使用二氧化碳的活化处理引起的(a)吸附解吸量的变化、(b)细孔分布的变化的图表。
图21是表示本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn85C15作为含碳材料时的、使用氯化锌的活化处理引起的(a)吸附解吸量的变化、(b)细孔分布的变化的图表，以及活化处理前后的BET比表面积(SBET)及气孔量(VP)的表。
图22是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn79C21作为含碳材料、利用Zn金属浴进行脱成分工序所得到的碳部件的(a)扫描型电子显微镜照片、(b)比(a)更高倍率的扫描型电子显微镜照片。
图23是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn79C21作为含碳材料、利用Cu金属浴进行脱成分工序所得到的碳部件的(a)扫描型电子显微镜照片、(b)比(a)更高倍率的扫描型电子显微镜照片、(c)比(b)更高倍率的扫描型电子显微镜照片。
图24是将本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、使用Mn79C21作为含碳材料、利用Cu金属浴进行脱成分工序所得到的碳部件的XRD图，与使用相同的含碳材料利用Bi金属浴进行脱成分工序所得到的碳部件的XRD图进行比较的图。
图25是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、脱成分工序后的片状碳部件的(a)扫描型电子显微镜照片、(b)比(a)更高倍率的扫描型电子显微镜照片。
图26是本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法的、脱成分工序后的片状碳部件的拉曼光谱。
具体实施方式
以下，基于附图，列举实施例对本发明的实施方式进行说明。
本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法，可以对前驱体的含碳材料进行脱成分工序、石墨化工序、活化工序，以制备本发明的实施方式的多孔质石墨。此外，已利用脱成分工序被充分石墨化时，也可省略石墨化工序。
实施例
[实施例1]
[前驱体的制作]
在本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法中，首先，制作由含有碳与除碳以外的其他主要成分的化合物、合金或非平衡合金组成的前驱体，作为含碳材料。例如，以图1中所示的Mn-C系状态图为参考，将除碳以外的其他成分设为Mn，制作Mn-C系的前驱体合金。此外，由于Mn及其合金的熔融体一般易于氧化，因此在熔制时，优选在氩等惰性氛围中进行。
[脱成分工序]
其次，如图2中的(a)所示，为了提高反应性，将所制作的前驱物的含碳材料11制成粉末状或片状，在具有比该含碳材料11的熔点低的凝固点的金属浴12内部浸渍规定时间。此时，将金属浴12的温度控制为，低于除碳以外的其他主要成分从含碳材料11中减少、直至碳的、这一组成变动范围内的液相线温度的最小值。例如，使用Mn-C系的前驱合金作为含碳材料11时，由图1中所示的状态图可以看出，将金属浴12控制为，比Mn减少、直至C的、组成变动范围内的液相线温度的最小值1231℃低的温度。此外，该情况下，由于在600℃以下不易引起反应，因此优选将金属浴12设为600℃以上。
浸渍于金属浴12的时间，根据金属浴12或前驱体的含碳材料11的成分而不同，但例如使用Bi熔液或Ag熔液作为金属浴12，且浸渍作为含碳材料11的Mn-C系前驱体时，约为5～10分钟左右。另外，例如使用Bi熔液作为金属浴12，且浸渍作为含碳材料11的Mn-C系前驱体时，因密度差而有粉末状的Mn-C系前驱体浮在熔液表面，因此浸渍期间，优选用棒等搅拌前驱体与熔液。另外，由于Bi或其合金的熔融体一般易于氧化，因此使用其作为金属浴12的脱成分工序，优选在氩等惰性氛围中或真空氛围中进行。
通过浸渍于金属浴12，能够自含碳材料11选择性将除碳以外的其他主要成分(例如Mn)熔出至金属浴12内部。由此，残留于金属浴12内部的碳彼此重复结合，而形成具有纳米尺寸的粒子。而且，由于这些粒子部分结合，因此可获得具有中孔(直径2nm～60nm)及大孔(直径60nm以上)等微小间隙的多孔质且块体状的碳部件13。
此外，由于有在熔液表面附近残留有未反应前驱体14的可能性，因此自金属浴12取出的块状的碳部件13表面会附着该未反应前驱体14。因此，如图2中的(b)所示，使用超声波洗涤机等洗涤并去除附着于碳部件13表面的未反应前驱体14。
在碳部件13的周围或微小间隙内部附着有由金属浴12的成分或除碳以外的其他主要成分(例如Mn)组成的附着混合体。因此，如图3中的(a)所示，为了选择性地仅溶出并去除该附着混合体，而将所得到的碳部件13放入酸或碱性水溶液15中。在图3中的(a)中所示的一个例子中，放入碳部件13的水溶液15为硝酸水溶液。此时，若直接放入碳部件13，则反应慢，因此使用车削等将碳部件13的上部细小地削落，将其移入烧杯等中，放入浸渍程度的蒸馏水，之后逐次少量放入硝酸。硝酸与附着混合体反应，使附着混合体溶出后，如图3中的(b)所示，进行过滤等而回收固体部分的碳部件13，并实施水洗和干燥。如此，能够获得以碳为主要成分、附着混合体被去除的多孔质碳部件13。
如此获得的碳部件的显微镜照片表示于图4。另外，所得到的碳部件的细孔分布表示于图5。此外，图4及图5中所示的碳部件为，通过使前驱体的含碳材料Mn80C20(数值为原子比：以下只要未指定，则同样为原子比)在惰性氛围中在1000℃的Bi熔液的金属浴中浸渍10分钟而得到的碳部件。如图4及图5所示，可确认所得到的碳部件为多孔质，具有主要由中孔(直径2nm～60nm)及大孔(直径60nm以上)构成的微小间隙。此外，图4及图5中所示的碳部件的BET比表面积为223.8m2/g。
[石墨化工序]
接着，加热所得到的碳部件，进行石墨化处理。此时，为了通过石墨化处理而提高结晶性，降低电阻率且提高导电率，而优选加热温度为2000℃以上，特别优选为2400℃以上。石墨化处理前后的碳部件的显微镜照片表示于图6及图7。另外，石墨化处理前后的碳部件的X射线衍射(XRD)图表示于图8。另外，石墨化处理前后的碳部件的细孔分布表示于图9。此外，图6～图9中所示的碳部件为，将前驱体的含碳材料Mn80C20浸渍于1200℃的Ag熔液的金属浴中5分钟而得到的碳部件，在2000℃下加热1小时进行石墨化处理后的碳部件。
如图6及图7所示，在石墨化处理前后，碳部件的外观几乎未见到变化；确认石墨化处理前后的碳部件具有高的热稳定性。另外，如图8所示，确认通过石墨化处理，(002)衍射线的半值宽变窄，通过石墨化处理而提高碳部件的结晶性，也提高导电率及耐腐蚀性(耐久性)。此外，图8中的石墨化后的B13C2的峰来自作为含碳材料的Mn-C熔制时所用的BN坩埚。
另外，如图9所示，确认在石墨化处理前后，碳部件的细孔分布几乎未变化，即使通过石墨化处理，碳部件的中孔及大孔也未消失，可维持多孔质构造。另外，还可以确认石墨化处理前后的BET比表面积分别为53m2/g及49m2/g，几乎未变化。由这些可以说，石墨化处理前后的碳部件具有热稳定性高的状态。
作为其他的石墨化处理的实施例，关于将前驱体的含碳材料Mn80C20在900℃的Bi熔液中浸渍10分钟所得到的碳部件，在2000℃下加热1小时进行石墨化处理后的碳部件，石墨化处理前后的XRD图表示于图10中的(a)，石墨化处理前后的细孔分布表示于图10中的(b)。如图10中的(a)所示，与图8同样地，确认通过石墨化处理，(002)衍射线的半值宽变窄。另外，如图10中的(b)所示，与图9同样地，确认石墨化处理前后，碳部件的细孔分布几乎无变化。另外，还确认石墨化处理前后的BET比表面积分别为151m2/g及135m2/g，几乎未变化。
[活化工序]
接着，对于已通过石墨化处理而被石墨化的碳部件，进行活化处理。关于活化处理，若可于碳部件形成微孔，则也可以使用利用二氧化碳或水蒸气、空气等的气体活化，或利用氯化锌或硫酸盐、磷酸等的化学品活化等的任何方法。
对于石墨化处理后的碳部件，使用氮气与二氧化碳的混合气体维持800℃2小时进行活化处理时的活化处理前后的碳部件的显微镜照片表示于图11。另外，由石墨化处理及活化处理引起的吸附量变化及细孔分布变化分别表示于图12中的(a)及(b)。此外，图11及图12中所示的碳部件使用通过将前驱体的含碳材料Mn80C20浸渍于900℃的Bi熔液的金属浴中10分钟而得到的碳部件。另外，石墨化处理通过将该碳部件在2000℃下加热1小时而进行。
如图11所示，确认通过进行活化处理，已石墨化的碳部件的表面成为凹凸。另外，如图12中的(a)所示，确认通过进行活化处理，经石墨化的碳部件的表面吸附量增加。另外，如图12中的(b)所示，确认通过活化处理，至少直径为100nm以下的细孔的容积增加。另外，确认活化处理前后的BET比表面积分别为135m2/g及153m2/g，通过活化处理而增大。
此外，如图12中的(a)及(b)所示，未进行石墨化处理而进行活化处理时，与石墨化处理后进行活化处理时相比，吸附量、细孔容积及BET比表面积变大，但为了不仅增大比表面积，也提高碳部件的结晶性，优选在活化处理前进行石墨化处理。
如图11及图12所示，通过活化处理，能够增大碳部件的比表面积。依据非专利文献1，在由微米尺寸的韧带(ligament)与大孔所形成的多孔质碳材料中，通过使用氮气与二氧化碳的混合气体实施气体活化处理，而达成最大2355m2/g的比表面积。本发明的实施方式中所用的气体活化，对于如非专利文献1所提供的石墨度低的碳材料，其效果较大，但对于本发明的已石墨化的碳部件的效果小。本发明的脱成分工序，能够形成由比非专利文献1更小一位数的亚微米级尺寸的韧带与大孔所成的多孔质石墨材料。因此，认为若对其实施带来与非专利文献1同样效果的活化效果强的活化处理，则能够获得超过2400m2/g的大比表面积。
作为活化效果强的活化处理，举例有碱活化，但除其以外，也可考虑使用如下的金属浴的活化处理。即，在与碳原子分离而未反应的金属浴(例如Bi或Pb等)中，事先溶解可溶解(混合)于该金属浴且与碳也易反应的元素(例如Ca或Mn等)。在其中浸渍已实施石墨化处理的多孔质石墨，但此时，将金属浴温度控制为，碳与易与碳反应的元素之间的反应无法成为均质反应的程度的低温。由此，期待在石墨表面上产生不均质反应区域。将已浸渍的多孔质石墨自金属浴中捞出后，通过浸渍于酸或碱性水溶液中而去除残留于石墨上的金属浴成分及易与碳反应的元素成分，或视情况，直接加热至例如超过2000℃的超高温而蒸发去除这些成分。认为该处理结果为，已与易与碳反应的元素反应的石墨表面区域新形成凹陷的微孔或中孔，或者以该反应区域为起点将石墨烯层自韧带主体部分剥离。认为通过该作用，可一边维持多孔质石墨的表面以及内部的石墨度，一边可飞跃性地提高比表面积。
[实施例2]
在石英管中***20克Bi，在其上投入2克的经粉碎的前驱体的含碳材料Mn78C22，进而自其上投入作为助熔剂的氧化硼(B2O3)粒子。将其直接放入预先加热至800℃的电炉中并振动等，一边促进Bi与前驱体的脱成分反应，一边保持20分钟。此时，Bi熔融而在石英管内形成金属浴，可从含碳材料中使Mn选择性熔出至金属浴内。之后，从电炉中捞出石英管，使之凝固。将该凝固物浸渍于水中，去除氧化硼成分后，浸渍于浓硝酸水溶液中，去除Mn及Bi成分。将其在2000℃下加热1小时进行石墨化处理。
石墨化处理后的碳部件的扫描型电子显微镜照片分别表示于图13中的(a)及(b)，XRD图表示在图13中的(c)中。如图13中的(a)及(b)所示，可确认所得到的碳部件为多孔质且具有主要由中孔(直径2nm～60nm)及大孔(直径60nm以上)构成的微小间隙。另外，如图13中的(c)所示，明确见到θ＝25度附近的(002)衍射线的半值宽，可以确认碳部件的结晶性高。
由该结果确认，在使用Bi浴的脱成分工序中，通过使用氧化硼作为助熔剂，即使在大气氛围下也可实施脱成分工序，可制作具有与未使用助熔剂而在惰性氛围中制作时(例如参考图4、图6中的(b)、图7中的(b)、图8)同样形态的多孔质石墨。
[实施例3]
将前驱体的含碳材料Mn85C15在800℃(1073K)的Bi金属浴中浸渍10分钟(600秒)，获得多孔质碳部件。进而，为了去除残留于周围或微小间隙中的Mn成分及Bi成分，而将该碳部件在硝酸水溶液中浸渍24小时后，进行洗涤及干燥。
此外，由于前驱体的Mn85C15具有α-Mn与Mn23C6化合物的两相结构，因此来自这些的各相的碳部件的结构的扫描型电子显微镜照片分别表示于图14中的(a)及(b)。确认图14中的(a)所示的来自α-Mn的结构比图14中的(b)所示的来自Mn23C6化合物的结构的气孔率高。由此认为α-Mn相发挥使Bi流动并扩散的流路的作用。
[石墨化工序]
关于如此所得到的脱成分工序后的碳部件，分别在1500℃(1773K)、2000℃(2273K)及2500℃(2773K)加热2小时，进行石墨化处理。在2000℃下进行石墨化处理时的石墨化处理前后的碳部件的扫描型电子显微镜照片表示于图15。如图15所示，在石墨化处理前后，碳部件的外观几乎未见到变化，确认石墨化处理前后的碳部件具有高的热稳定性。
石墨化的每加热温度及石墨化处理前的N2吸附量表示于图16中的(a)，细孔分布表示于图16中的(b)。另外，由图16中的(a)及(b)的结果，求出BET比表面积(SBET)及气孔量(VP)，并示于表1。此外，表1中，为了参考，也显示作为碳黑的一种的乙炔黑(“DENKA BLACK(注册商标)”；电气化学工业株式会社制备)的各数据。
[表1]
如图16中的(a)所示，通过石墨化处理，虽见到吸附量稍有降低的趋势，但确认其降低量本身不怎么大。另外，如图16中的(b)所示，确认在石墨化处理前后，碳部件的细孔分布几乎无变化，即使通过石墨化处理，碳部件的中孔及大孔也未消失，维持了多孔质结构。如表1所示，确认BET比表面积，通过石墨化处理，虽然加热温度越高其越降低，但仍显示约117m2/g以上的较高值。另外，尽管由石墨化处理带来BET比表面积降低，但确认气孔量约0.8cm3/g左右，显示几乎相同值。
石墨化的每加热温度及石墨化处理前的XRD图表示于图17中的(a)，拉曼光谱表示于图17中的(b)。另外，由图17中的(a)的结果，求出由石墨的(002)衍射线导出的(002)晶面间距(d002)、(002)衍射线的峰半值宽(FWHM002)及基准面内的结晶尺寸(LC)，表示于表1。另外，由图17中的(b)的结果，求出D带(拉曼位移为1350cm-1附近)与G带(拉曼位移为1582cm-1附近)的峰强度比(ID/IG)，及G带的峰半值宽(FWHMG)，表示于表1。
如图17中的(a)及(b)所示，确认加热温度越高，平面性越增大，缺陷密度越降低。另外，如表1所示，确认加热温度越高，d002、FWHM002、ID/IG及FWHMG越降低，但LC变大。
石墨化处理前及在2500℃下的石墨化处理后的密度(Density)与体积电阻率(Volumn Resistivity)的关系表示于图18。此外，在图18中，为了参考，也显示乙炔黑(“DENKA BLACK(注册商标)”；电气化学工业株式会社制备)的数据。如图18所示，确认通过石墨化处理，体积电阻率降低至一半左右。由以上的图16～图18及表1的结果可以说，通过石墨化处理，提高了碳部件的结晶性，也提高了导电率及耐腐蚀性(耐久性)。
[活化工序]
对脱成分工序后的碳部件(未进行石墨化处理的碳部件)进行活化处理。关于活化处理，利用使用二氧化碳的活化处理、及使用氯化锌的活化处理这两种方法进行。首先，在使用二氧化碳的活化处理中，使用在氮气中含有约10％二氧化碳的混合气体，分别在700℃、800℃、850℃、900℃及950℃下进行处理。将至各温度的升温速度设为10℃/分钟，到达各温度后维持2小时。另外，将混合气体流量设为1升/分钟。
活化处理后的BET比表面积及燃烧损失表示于图19。此外，活化处理前的BET比表面积为184.8m2/g。如图19所示，确认通过进行活化处理，BET比表面积及燃烧损失增大。特别是活化处理温度越高，BET比表面积越急剧增大，在950℃的活化处理成为约700m2/g。
活化处理(Activation)前后的吸附量(Quantity Adsorbed)的变化及细孔(Pore)分布的变化分别表示于图20中的(a)及(b)。在此，图20中的(a)中的涂色符号表示氮吸附量，空白符号表示氮气的解吸量。如图20中的(a)所示，确认通过进行活化处理，碳部件的表面吸附量增加。另外，如图20中的(b)所示，确认通过活化处理，至少直径为100nm以下的细孔的容积增加，比表面积增加。尤其确认处理温度为850℃以上时，不仅微孔增加，而且直径30nm附近的中孔也增加。
对活化处理前后的碳部件进行X射线衍射，由其XRD图，求出由石墨的(002)衍射线导出的(002)晶面间距(d002)及基准面内的结晶尺寸(LC)，表示于表2。另外，对活化处理前后的碳部件求出气孔率，表示于表2。
[表2]
如表2所示，确认d002不依赖活化处理温度，而显示大致一定的值，但LC及气孔率，随着活化处理温度越高而越大。由此确认活化处理温度增高时，不仅比表面积增大，而且结晶性也多少提高。此外，在此认为，虽未进行石墨化处理，但通过在活化处理前进行石墨化处理，由此LC变大，碳部件的结晶性得以提高，导电率及耐腐蚀性(耐久性)也得以提高。
接着，不使用二氧化碳，而使用氯化锌进行活化处理。在使用氯化锌的活化处理中，首先，将氯化锌与脱成分工序后的碳部件(未进行石墨化处理的碳部件)以重量为5：1的比例于水50ml中混合，在70℃下搅拌2小时左右，使之浸渍于水中。之后，为了使水全部蒸发，在120℃下干燥1天左右。通过将干燥后的物质利用电炉在500℃下加热4小时，使碳部件表面附着的氯化锌蒸发而进行活化处理。加热后，以1mol的盐酸水溶液为洗剂，进行过滤而回收碳部件。
活化处理(Activation)前后的吸附量(Quantity Adsorbed)的变化及细孔(Pore)分布的变化分别表示于图21中的(a)及(b)。在此，图21中的(a)中的涂色符号表示氮吸附量，空白符号表示氮气的解吸量。如图21中的(a)所示，确认通过进行活化处理，碳部件的表面吸附量增加。另外，如图21中的(b)所示，确认通过活化处理，主要为直径3nm以下的微孔的容积增加。此显示与图20中的(b)所示的使用二氧化碳的活化处理不同的趋势。
由图21中的(a)及(b)的结果，求出BET比表面积(SBET)及气孔量(VP)，表示于图21中的(b)中。通过活化处理，BET比表面积及气孔量增大，分别为426.5m2/g及1.02cm3/g。尤其确认BET比表面积比活化处理前增大2倍以上。
[实施例4]
将前驱体的含碳材料Mn79C21于700℃(973K)的Zn金属浴中一边以250rpm搅拌一边浸渍15分钟(900秒)，获得多孔质碳部件。进而，为了去除周围或微小间隙中残留的Mn成分及Zn成分，将该碳部件浸渍于硝酸水溶液中24小时后，进行洗涤及干燥。如此获得的碳部件的显微镜照片表示于图22。如图22所示，可以确认所得到的碳部件为多孔质且具有微小间隙。由该结果确认，可以通过Zn金属浴进行脱成分工序。
[实施例5]
将前驱体的含碳材料Mn79C21于1150℃(1423K)的Cu金属浴中浸渍5分钟(300秒)，获得多孔质碳部件。进而，为了去除周围或微小间隙中残留的Mn成分及Cu成分，将该碳部件浸渍于硝酸水溶液中24小时后，进行洗涤及干燥。如此获得的碳部件的显微镜照片表示于图23。如图23所示，可以确认所得到的碳部件为多孔质且具有微小间隙。由该结果确认，可以通过Cu金属浴进行脱成分工序。
所得到的碳部件的XRD图表示于图24。另外，由图24的结果，求出峰位置(2θ)、d002、FWHM002，表示于表3。另外，由所得到的碳部件的拉曼光谱的结果，求得FWHMG、ID/IG，表示于表3。此外，图24及表3中，为了比较，也显示将同样的前驱体浸渍于1100℃的Bi金属浴中15分钟所得到的碳部件的结果。
[表3]
如表3所示，确认与Bi金属浴相比，利用Cu金属浴进行脱成分工序的碳部件，d002、FWHM002、ID/IG及FWHMG变小。由此可以说，通过利用Cu金属浴进行脱成分工序，可获得结晶性高、导电率及耐腐蚀性(耐久性)高的碳材料。
[实施例6]
制备片状的多孔质石墨。作为第一种制备方法，首先，于Si基板上，使前驱体的含碳材料的MnC薄膜(Mn85C15的薄膜)溅镀成膜，连同Si基板于1100℃的Bi金属浴中浸渍10分钟，获得片状多孔质碳部件。进而，为了去除周围或微小间隙中残留的Mn成分及Bi成分，将该碳部件于硝酸水溶液中浸渍3小时后，进行洗涤及干燥。如此所得到的片状碳部件的扫描型电子显微镜照片表示于图25，拉曼光谱表示于图26。
另外，作为第2种制备方法，于Si基板上将Bi成膜，进而于其上使前驱体的含碳材料的MnC薄膜(Mn85C15的薄膜)溅镀成膜。将其升温至1100℃，一边促进Bi与前驱体的脱成分反应一边保持10分钟。此时，Bi熔融，形成金属浴，能够从含碳材料中选择性将Mn熔出至金属浴内。该脱成分工序后，连同Si基板一起冷却，为了去除周围或微小间隙中残留的Mn成分及Bi成分，将该碳部件于硝酸水溶液中浸渍3小时后，进行洗涤及干燥。
此外，将前驱体的MnC薄膜配置于Bi薄膜上，但在Bi熔融时，若为MnC薄膜与该熔融金属接触的配置，则可以为任何配置，例如即使配置于Si基板与Bi薄膜之间，也可以以Bi薄膜夹持的方式配置。另外，在这些两种制备方法中，该片状的碳部件的厚度，可以利用前驱体的MnC薄膜的厚度或溅镀的MnC成膜时间进行控制，大小可以利用Si基板的大小或前驱体的MnC薄膜的大小进行控制。
如以上的实施例所示，依据本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法，可获得结晶性、导电率及耐久性高、比表面积大、为块状且松密度大的多孔质石墨。所得到的多孔质石墨，被使用于各种电池的电极等时，由于比表面积大，因此可获得热稳定性高、高充放电速度、高输出功率。另外，由于结晶性及导电率高，因此可获得高输出功率、高充放电速度、高耐久性。另外，由于松密度大，因此可成为高容量。片状的多孔质石墨尤其可适用于燃料电池的气体扩散层、锂离子电池的集流体兼负极活性物质、各种空气电池的空气极载体等。
此外，在本发明的实施方式的多孔质石墨的制备方法中，金属浴不限于Ag、Bi、Zn、Cu，也可以为Ga、Ge、Hg、In、Ir、Pb、Pt、Rh、Sb或Sn，也可以由作为以这些中的至少一种为主要成分的合金的混合体形成。另外，前驱体的含碳材料总的除碳以外的其他主要成分，不限于Mn，也可以由Al、B、Be、Ca、Ce、Cr、Dy、Er、Eu、Fe、Gd、Hf、Ho、K、La、Li、Lu、Mg、Mo、Na、Nb、Nd、Pr、Sc、Se、Si、Sm、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr中的任意一者或含有其中的多种的混合体组成。
例如关于代表性的含碳材料(碳化物)，研究了适于脱成分工序的金属浴(熔液)，认为如下表4中所示的情况。表4表示基于各自的二元状态图进行研究的结果。
[表4]
附图标记说明
11：含碳材料；12：金属浴；13：碳部件；14：未反应前驱体；15：水溶液

Claims (13)

1.一种多孔质石墨的制备方法，其特征在于，该方法具有下列工序：
脱成分工序，该工序包括：将由含有碳与除碳以外的其他主要成分的化合物或合金组成的含碳材料与熔融金属接触，该熔融金属具有比该含碳材料的熔点低的凝固点，且温度被控制为，低于以下组成变动范围内的液相线温度的最小值，所述组成变动范围为从所述含碳材料中将除所述碳以外的其他主要成分减少直至所述碳，由此使所述其他主要成分选择性熔出至所述熔融金属，获得具有微小间隙的碳部件；及
活化工序，该工序包括：对在所述脱成分工序中所得的所述碳部件进行活化处理。
2.根据权利要求1所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，所述合金为非平衡合金。
3.根据权利要求1所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，该方法还具有石墨化工序，该工序包括：将在脱成分工序中所得到的所述碳部件加热而石墨化；
所述活化工序包括：对在所述石墨化工序中已被石墨化的所述碳部件进行活化处理。
4.根据权利要求3所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，所述石墨化工序包括：将所述碳部件加热至2000℃以上。
5.根据权利要求1～4中任意一项所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，所述脱成分工序包括：通过使所述含碳材料浸渍于由所述熔融金属形成的金属浴，从而使所述其他主要成分选择性熔出至所述金属浴内，而获得所述碳部件。
6.根据权利要求1～4中任意一项所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，该方法还具有前处理工序，该工序包括：将具有比所述含碳材料的熔点低的凝固点的固体金属，以与所述含碳材料接触的方式预先配置；
所述脱成分工序包括：通过加热所述固体金属，作成所述熔融金属，从而将所述其他主要成分选择性熔出至所述熔融金属，而获得所述碳部件。
7.根据权利要求1所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，所述脱成分工序包括：在所述碳部件自所述熔融金属脱离后，利用酸或碱性水溶液，选择性地仅溶出且去除附着于周围或所述微小间隙内部的、含有所述熔融金属的成分及/或所述其他主要成分的附着混合体。
8.根据权利要求1所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，所述熔融金属由作为以Ag、Bi、Cu、Ga、Ge、Hg、In、Ir、Pb、Pt、Rh、Sb、Sn、Zn、或它们中的至少一种为主要成分的合金的混合体组成，
所述其他主要成分由含有Al、B、Be、Ca、Ce、Cr、Dy、Er、Eu、Fe、Gd、Hf、Ho、K、La、Li、Lu、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Nd、Pr、Sc、Se、Si、Sm、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr中的任意一种或多种的混合体组成。
9.根据权利要求1所述的多孔质石墨的制备方法，其特征在于，所述脱成分工序在惰性氛围中或真空氛围中进行，或对所述熔融金属添加助熔剂并在大气中进行。
10.一种多孔质石墨，其特征在于，该多孔质石墨为块状，由石墨的(002)衍射线所导出的(002)晶面间距的值为0.342以下，且全气孔体积中，含有80％以上的2～100nm大小的气孔，BET比表面积为100m2/g以上，而且拉曼光谱的D带的峰强度ID与G带的峰强度IG的比ID/IG为0.5以下，所述G带的峰半值宽为45cm-1以下。
11.根据权利要求10所述的多孔质石墨，其特征在于，石墨的(002)衍射线的峰半值宽为1.02°以下，结晶尺寸为9nm以上。
12.根据权利要求10或11所述的多孔质石墨，其特征在于，BET比表面积为2400m2/g以上。
13.根据权利要求10或11所述的多孔质石墨，其特征在于，该多孔质石墨为片状。
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