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MnO2集成还原氧化石墨烯的高导电水泥基Discover蓄电池阴极
摘要
水泥基电池（CBBs）为构建兼具承重和储能功能的多功能结构储能系统提供了一种新的技术途径；然而，传统水泥基复合正极材料较低的固有电子导电性严重限制了其电化学性能。在本研究中，将rGO引入MnO2正极中，以构建一种高导电性的MnO2@rGO复合正极，用于Zn-MnO2水泥基电池。相互连接的rGO网络在MnO之间形成了连续的电子传输通道2在改善活性材料与集流体之间电接触的同时，颗粒物还能促进MnO的均匀分散2并减轻在重复充放电循环过程中的颗粒团聚和结构降解。得益于这些协同效应，MnO2@rGO正极实现了14.59 mS cm的电子电导率−1，较纯MnO提高了6243.5%。组装的水泥基电池表现出约125 mAh g的放电比容量2在0.01 mA电流下，100次循环后仍保持了80.7%的初始容量。电化学阻抗谱（EIS）结果显示，电荷转移电阻从纯MnO的148 Ω−1降低至56 Ω，证实了界面电荷传输的加速以及对电极极化的有效抑制。本研究揭示了导电碳网络在克服水泥基电极电子传输瓶颈中的关键作用，并为开发高导电性和多功能结构电池提供了一种可扩展的设计策略。2 to 56 Ω, confirming accelerated interfacial charge transport and effective suppression of electrode polarization. This study reveals the crucial role of conductive carbon networks in overcoming the electronic transport bottleneck in cement-based electrodes and provides a scalable design strategy for developing highly conductive and multifunctional structured batteries.
图文摘要
1. 引言
随着可再生能源系统和分布式电子设备的快速发展，能够深度集成到建筑环境中的储能技术引起了广泛关注[1,2,3,4,5,6]。传统电池通常作为独立的功功能单元使用，将其集成到建筑物和民用基础设施中往往会导致额外的重量、体积和安装成本[7,8,9]. 水泥基电池通过将混凝土或水泥基组件从传统的被动承重材料转变为结合机械支撑与电化学储能能力的多元功能结构系统，提供了一种新的解决方案 [10,11]。鉴于水泥基材料具有原材料来源广泛、成本低、机械稳定性高以及与现有建筑制造工艺兼容等优势，水泥基电池在智能建筑、自供电传感器、应急电源和大规模结构储能等领域展现出巨大的应用潜力[12,13,14然而，目前水泥基电池的电化学性能仍显著逊于传统储能设备。这主要是由于水泥基质的复杂结构及其高整体电阻，这不仅限制了离子扩散，还阻碍了电子传输，并加剧了活性电极材料与周围电解质相之间的界面极化[15,16因此，在保持水泥基体机械完整性的同时，改善电荷传输动力学是推动水泥基电池从概念验证走向实际结构化储能应用的关键[17,18,19].
在水泥基电池所使用的各种正极材料中，MnO2因其高理论比容量、低成本、储量丰富、良好的环境兼容性以及多种可变氧化态而受到广泛关注[20]。当与锌负极配对时，MnO2通过涉及质子和Zn的<span class="action">动作</span>可逆电化学反应实现电荷存储，使其适用于水性水泥基储能系统[2+]。然而，MnO21,22其较低的本征电子电导率和缓慢的反应动力学严重限制了其活性材料的实际利用率。当MnO2嵌入水泥基体中时，这些问题会进一步加剧。水泥基复合电极内不连续的电子传输路径以及活性颗粒间较差的电接触，导致了更高的电极极化和电荷转移电阻 [2]。此外，MnO23颗粒在电极制备过程中容易发生团聚，这会降低其电化学活性表面积，并产生局部电化学惰性区域。在反复的离子嵌入和脱出循环中，MnO2也可能发生结构畸变、颗粒破碎和电接触丧失，最终导致循环过程中容量快速衰减[2]。因此，为MnO建立连续稳定的导电网络24同时，确保高效的离子传输是提高活性材料利用率、加速界面电荷转移动力学以及增强MnO2基水泥电池循环稳定性的关键[2-based cement batteries [25,26,27].
为解决MnO2正极的电荷传输瓶颈，引入rGO作为有效的导电组分[28,29,30]。其二维片状结构、高电子导电率、大比表面积和良好的机械柔韧性，有助于在电极内部形成互连的电子传输网络。当与MnO2结合时，rGO能够跨越孤立的活性颗粒，缩短电子传输距离，并改善MnO与2以及集流体。同时，rGO表面残留的含氧官能团可作为MnO的成核和锚定位点2，从而促进活性颗粒的均匀分散，并增强复合材料内部的界面耦合[31,32,33]。此外，柔性的rGO骨架能够缓冲反复氧化还原循环引起的局部结构变形，并抑制MnO的团聚、开裂和电接触失效2这些特性对于水泥基电池尤为重要，因为与传统涂层电极相比，高度异质且高阻抗的水泥基环境使得建立连续导电通路更加困难[34,35]。因此，MnO2与rGO的复合材料有望同时提升电子传输能力、活性位点可及性、界面电荷转移动力学以及结构稳定性，从而为克服MnO固有的电化学局限性提供有效途径。2水泥基储能系统中的阴极 [36,37].
在本研究中，开发了一种MnO2@rGO复合正极，用于高导电性的Zn-MnO2水泥基电池。通过引入rGO，在正极内部构建了一个互连的导电网络，同时保持了MnO2活性位点的充分暴露。结构和化学表征证实了MnO2与rGO的成功结合，这促进了高效的电子传输并改善了界面稳定性。与原始MnO相比2，优化的MnO2@rGO电极表现出显著增强的电导率（14.59 mS cm−1）和降低的电荷转移电阻。得益于改善的电子传输和加速的反应动力学，MnO2@rGO水泥基电池实现了约125 mAh g的更高放电容量，并在100次循环后保持了80.7%的容量保持率。此外，rGO网络有效地抑制了MnO−1在循环过程中保持了连续的导电通路，有助于提高结构稳定性。这些结果表明，rGO改性是克服MnO固有导电性限制的有效策略2正极，并为开发高性能、耐用的水泥基储能系统提供了一种可行的方法。2 cathodes and provides a feasible approach for developing high-performance and durable cement-based energy storage systems.
2. 实验部分
材料
镍泡沫（厚度：1 mm，广佳源新材料有限公司，中国昆山市），锌箔（厚度：0.3 mm，鼎远金属制品有限公司，中国上海），聚乙烯醇（1750 ± 50，国药集团化学试剂有限公司，中国上海），硫酸锰一水合物（MnSO4·H2O，国药集团化学试剂有限公司，中国上海），还原氧化石墨烯（rGO，苏州谭丰科技有限公司，中国苏州），氧化锌（ZnO，国药集团化学试剂有限公司，中国上海），盐酸（HCl，国药集团化学试剂有限公司，中国上海），过硫酸铵（(NH4)2，国药集团化学试剂有限公司（中国上海），羧甲基纤维素（CMC，国药集团化学试剂有限公司，中国上海），丁苯橡胶（SBR，国药集团化学试剂有限公司，中国上海），Super P导电炭黑（国药集团化学试剂有限公司，中国上海），氢氧化钾（KOH，95%，全年龄试剂），氢氧化锂（LiOH，阿拉丁试剂有限公司，中国上海），以及P·II 52.5水泥（江苏新宁新建筑材料有限公司，中国南京）。2O8, Sinopharm Chemical Reagents Co., Ltd., Shanghai, China), carboxymethyl cellulose (CMC, Sinopharm Chemical Reagents Co., Ltd., Shanghai, China), styrene-butadiene rubber (SBR, Sinopharm Chemical Reagents Co., Ltd., Shanghai, China), Super P conductive carbon black (Sinopharm Chemical Reagents Co., Ltd., Shanghai, China), potassium hydroxide (KOH, 95%, General Reagents), lithium hydroxide (LiOH, Aladdin Reagents Co., Ltd., Shanghai, China), and P·II 52.5 cement (Jiangsu Xinning New Building Materials Co., Ltd., Nanjing, China).
3. 准备
- (a)
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MnO的制备2
首先，将0.02 mol一水合硫酸锰（MnSO4·H2O）和0.02 mol过硫酸铵（NH4)2）加入100 mL去离子水中，搅拌40分钟。随后，将所得混合物置于85 °C的油浴中反应6小时。反应结束后，将产物过滤，并分别用去离子水和无水乙醇洗涤数次。最后，将所得产物在80 °C的烘箱中干燥12小时，得到MnO2粉末。8) were added to 100 mL of deionized water and stirred for 40 min. Subsequently, the resulting mixture was placed in an oil bath at 85 °C and allowed to react for 6 h. After the reaction, the product was filtered and washed several times with deionized water and anhydrous ethanol, respectively. Finally, the resulting product was dried in an oven at 80 °C for 12 h to obtain MnO2 powder.
- (b)
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@rGO正极的制备2@rGO Cathode
MnO2，将粘结剂和Super P按8:1:1的质量比混合，其中粘结剂由CMC和SBR按6:4的质量比组成；额外添加了5 wt%（按MnO的质量计）的rGO，并将混合物配制成均匀的浆料。将镍泡沫浸入浆料中，得到表面负载活性物质的目标正极，随后在60 °C的烘箱中干燥12小时。2MnO
- (c)
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水泥基电解质的制备
向含有12 wt% KOH和0.6 wt% LiOH的混合溶液中加入过量的ZnO粉末。混合物在室温下以500 rpm的转速磁力搅拌10小时，随后静置1天。收集上清液，得到饱和ZnO的12 wt% KOH-LiOH溶液。
将5 wt%的聚乙烯醇（PVA）粉末加入去离子水中，在500 rpm和95 °C下磁力搅拌1小时，直至PVA完全溶解。在冷却至室温的过程中继续搅拌。将预先制备的ZnO饱和KOH-LiOH溶液缓慢加入PVA溶液中，得到PVA-KOH-LiOH(ZnO)复合溶液。
在制备复合电解质时，水灰比固定为0.35，不包括PVA–KOH–LiOH(ZnO)溶液引入的水分。将PVA–KOH–LiOH(ZnO)溶液与新鲜水泥充分混合，然后倒入模具中，静置1天待其凝固。脱模后，将试件放入标准恒温恒湿养护箱中养护28天。
- (d)
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电池组装
将配制好的水泥基电解质浆料倒入边长为2厘米的立方体模具中。随后插入MnO2阴极和锌阳极，保持两个电极之间的距离为2.0 ± 0.5毫米。
4. 表征
采用X射线衍射（XRD，Bruker D8，德国卡尔斯鲁厄）分析电极材料的晶体学信息。衍射图谱在2θ范围5–90°内采集，扫描速率为2°/min−1。使用拉曼光谱仪（Renishaw inVia，英国沃顿下埃奇）采集拉曼光谱，以研究电极材料的结构特征、缺陷状态及碳相关信息。测量采用532 nm激光激发源，波数范围为100–2000 cm⁻¹−1使用扫描电子显微镜（SEM, JSM 7800 F, Akishima, Japan）和高分辨率透射电子显微镜（TEM, JEM-2100, Akishima, Japan）进行形貌结构分析。通过X射线光电子能谱（XPS, Thermo Scientific K-Alpha, Waltham, MA, USA）测定元素价态。
电化学测试
为确保实验一致性和准确解读，电化学测试在室温（25 °C）下进行。循环伏安法（CV）和电化学阻抗谱（EIS）测试使用CHI650D电化学工作站（CH Instruments, Inc., Austin, TX, USA）完成。EIS测试在100 kHz–0.01 Hz的频率范围内进行，交流振幅为5 mV。充放电测试使用武汉兰德CT2001A测试系统（武汉兰德电子有限公司，中国武汉）进行。
对于离子电导率测试，将两片相同的穿孔不锈钢片插入CSE的两侧，在成型和维护后进行EIS测试。离子电导率根据公式(1)计算。
其中σ为水泥基电解质的离子电导率，H和S**分别为样品的厚度和截面积。电解质的内阻R，是根据Nyquist图实部曲线与实轴的交点计算得出的。b
5. 结果与讨论
图1展示了MnO2@rGO复合正极的制备过程和微观结构特征。如图1a所示，MnO2首先由原料制备，然后与rGO结合得到MnO2@rGO复合材料，并进一步加工成正极。图1b,c中的SEM图像显示，纯MnO2主要由大量纳米级颗粒组成，这些颗粒聚集形成不规则的微米级团聚体；颗粒表面相对粗糙，整体结构呈现出明显的簇状排列。引入rGO后，可以清晰地观察到MnO2颗粒之间存在薄的、皱褶的、片状结构（1d,e)。这些rGO层插层并分布在MnO2团聚体中，与周围颗粒形成相对紧密的接触，表明rGO已成功融入复合材料中。与纯MnO2相比，MnO2@rGO保留了MnO2颗粒的基本形貌，同时融入了独特的二维层状结构。TEM图像显示1进一步表明，MnO2颗粒分布在半透明rGO层的表面及其周围，在局部区域可观察到MnO2颗粒与rGO层紧密接触。相应的元素分布图结果表明，C、Mn和O均存在于所选区域中。其中，Mn和O的分布模式基本一致，主要集中在MnO2颗粒区域；而C则主要分布在层状结构上。这三种元素在复合区域的协同分布进一步证实了MnO与rGO之间成功形成了复合结构。2和rGO。
图1. () MnO的制备过程示意图@rGO复合材料及其阴极；(2) MnO的SEM图像) MnO的SEM图像,@rGO; () MnO的映射图像2; (@rGO.,e) SEM images of MnO2@rGO; (f–i) mapping images of MnO2@rGO.
图2展示了MnO2@rGO和纯MnO的XPS分析结果2，用于表征这两种材料的表面元素组成和化学状态。在MnO2@rGO的全谱XPS中可以观察到明显的Mn 2p、O 1s和C 1s特征信号（图2a) [38]。与纯MnO相比2 (图2d)，MnO2@rGO表现出更强的C 1s信号，证实了rGO已成功掺入复合材料中。同时，两个样品中均保留了明显的Mn和O信号，表明MnO2在复合材料形成后仍是主要活性组分。图2b、e分别展示了MnO的高分辨率Mn 2p光谱。2@rGO和MnO2两个样品均在约642和654 eV处表现出两个特征峰，分别对应Mn 2p3/2和Mn 2p1/2。两种材料的峰位和整体光谱轮廓非常相似，表明rGO的引入并未显著改变MnO中Mn元素的主要化学环境。2复合材料形成后未观察到新的锰相关特征峰，表明MnO2在制备MnO2@rGO的过程中保持了良好的化学稳定性。图图2c,f中显示的高分辨率C 1s光谱可分解为三个组分：C=C、C-C和O-C。其中，约284.8 eV处的C=C峰对应于sp2杂化碳，C-C峰主要对应于sp3-杂化碳，且高结合能的O-C峰源自残留的含氧官能团[39]。与纯MnO相比2，MnO@rGO中的C=C峰显著增强，且C2/Csp2比例从3.03增加到6.42，表明共轭sp的比例显著增加。sp3复合材料中的碳结构。较高比例的sp2-杂化碳促进了MnO2颗粒之间连续电子传输通道的形成，而残余的含氧官能团有助于增强MnO2与rGO之间的界面接触。总体而言，XPS结果证实了rGO的成功引入、MnO2化学环境的基本保持，以及导电sp比例的显著增加2MnO中的碳2@rGO.2@rGO.
图2。 () MnO的全XPS光谱,@rGO和MnO) 高分辨率Mn 2p光谱；(2) 高分辨率C 1s光谱。2; (b,e) high-resolution Mn 2p spectra; (c,f) high-resolution C 1s spectra.
如图所示图3a，两个样品在约22°、37°、42°、56°和68°处均表现出明显的衍射峰，分别对应于MnO的(1 2 0)、(1 3 1)、(3 0 0)、(1 6 0)和(0 0 3)晶面2。MnO@rGO的衍射峰位置与纯MnO基本一致2，且未观察到来自杂质相的明显衍射峰，表明rGO的引入并未显著改变MnO的主要晶体结构。2MnO中缺乏明显的rGO特征衍射峰2@rGO可能归因于其含量低且结构无序度高。2图3b,c显示了两个样品的Rietveld精修结果。实验衍射图谱与计算曲线高度一致，残差曲线总体平滑，进一步验证了样品的物相组成。元素组成结果如图图3d所示。纯MnO主要由锰和氧组成，含有少量其他元素；其碳含量仅约为0.2 wt%。引入rGO后，MnO中的碳含量2@rGO增加到约4.8 wt%，而锰的质量分数相应降低，证实了rGO成功掺入复合材料中。2图3e显示了拉曼光谱；两个样品均在约324、502和638 cm处表现出MnO的特征振动峰。与纯MnO相比2相比，MnO−1@rGO在约1350和1590 cm处进一步表现出明显的D带和G带2，它们分别与碳材料中的缺陷结构和sp2-杂化碳骨架相关，进一步证实了MnO−1和rGO的成功复合形成[2]。电导率测量结果表明，纯MnO的电导率2仅为0.23 mS cm40，而MnO2@rGO则增加到14.59 mS cm−1，约为纯MnO的63.4倍2图3−1f)。这些结果表明，rGO的引入显著改善了MnO的电子传输性能2 (复合 [f). These results indicate that the introduction of rGO significantly improved the electronic transport properties of the MnO2 composite [41].
图3。 () MnO的XRD图谱和MnO2@rGO; (2) Rietveld精修结果；（) 元素质量分数；（,) 拉曼光谱；() 电子电导率。d) elemental mass fractions; (e) Raman spectra; (f) electronic conductivity.
如图所示图4a，在0.01 mA下，MnO2@rGO电池的首圈比容量约为125 mAh g−1，高于MnO−1的约115 mAh g2电池，并且它还表现出更长的充放电曲线。图4b、c分别显示了两种电池在0.01、0.02、0.03、0.04、0.05和0.1 mA电流下的充放电曲线。随着电流的增加，两种电池的放电比容量逐渐降低，充放电曲线之间的电压差相应增大；然而，MnO2@rGO电池在所有测试电流下均保持较高的容量和更稳定的电压响应。图4进一步比较了两种电池的倍率性能。在0.01、0.02、0.03、0.04、0.05和0.1 mA的电流下，MnO2@rGO的比放电容量分别约为125、120、115、105、95和63 mAh g−1，均显著高于纯MnO2电池。当电流恢复至0.01 mA时，MnO2@rGO的容量恢复至约123 mAh g−1，接近其初始水平，表明具有良好的利率反转性。图4实验结果表明，在0.01 mA电流下循环100次后，MnO2@rGO仍保持了约104 mAh g的特定放电容量−1，对应的容量保持率为80.7%；相比之下，MnO2仅保持了约65 mAh g−1，容量保持率为56.4%。在0.04 mA的更高电流下，MnO2@rGO仍表现出约46 mAh g的放电比容量−1在500次循环后，而MnO的容量2持续迅速下降，在约270次循环后趋于零（图4f）。这些结果表明，引入rGO显著提升了MnO2正极的容量输出、倍率性能和长期循环稳定性。
图4。 () 0.01 mA下的初始恒流充放电曲线；() MnO和MnO,@rGO水泥基电池在不同电流下的充放电曲线；() 0.01–0.1 mA下的倍率性能；(2) 在0.01 mA电流下循环100次后的循环性能；(2) 在0.04 mA电流下循环500次后的长期循环性能。d) rate performance at 0.01–0.1 mA; (e) cycling performance after 100 cycles at 0.01 mA; (f) long-term cycling performance after 500 cycles at 0.04 mA.
如图所示图5a，两种水泥基电池均表现出明显的氧化还原响应，表明在MnO阴极上可以发生可逆的电化学反应2与纯MnO电池相比，MnO@rGO电池表现出更高的氧化还原峰电流和更大的CV曲线下面积，表明具有更高的电化学活性和更高效的活性材料利用率。同时，MnO的氧化还原峰2@rGO电池更为明显，表明rGO的引入改善了电极反应的可逆性，并降低了充放电过程中的极化。2图52b显示了两种电池循环前的Nyquist图；谱图主要由高频区的半圆和低频区的斜线组成，分别对应界面电荷转移和离子扩散过程。MnO@rGO电池在高频区表现出明显更小的半圆直径，表明界面电荷转移电阻较低。根据插图中所示等效电路的拟合结果，MnO和MnO2@rGO的电荷转移电阻（Rct）分别为148和56 Ω（2图52c）。与纯MnO相比，MnO的Rct@rGO的还原率约为62.2%，表明rGO形成的导电网络有效改善了颗粒间的电子接触，并加速了界面电荷转移。经过200次循环后，两款电池的CV曲线峰值电流和积分面积均有所下降，表明在长期循环过程中电极活性存在一定程度的衰减（2图52d）。然而，MnO@rGO电池仍保持明显的氧化还原峰，其峰值电流和CV面积显著高于纯MnO电池，表明复合正极在长期循环后仍表现出良好的电化学可逆性。循环后的Nyquist图显示，两个电池在高频区的半圆均有所增大（2图52e），表明电极/电解质界面阻抗随循环逐渐增大。拟合结果显示，经过200次循环后，MnO和MnO@rGO的Rct值分别增加至268和88 Ω（2图52f). 值得注意的是，MnO@rGO的Rct比纯MnO低约67.2%。此外，纯MnO的Rct2较其初始值增加了约81.1%，而MnO2@rGO仅增加了约57.1%，这表明rGO不仅降低了初始界面阻抗，还减缓了循环过程中电荷转移电阻的增加。这些结果表明MnO2@rGO电极表现出更快的界面电荷转移、更低的反应极化以及更稳定的长期电化学动力学。2@rGO increased by only about 57.1%, suggesting that rGO not only reduces the initial interfacial impedance but also slows the increase in charge transfer resistance during cycling. These results indicate that the MnO2@rGO electrode exhibits faster interfacial charge transfer, lower reaction polarization, and more stable long-term electrochemical kinetics.
图5。 () MnO的CV曲线,和MnO@rGO在循环前和循环200次后的曲线；（2) Nyquist图及其对应的等效电路，其中R2代表串联电阻，R代表电荷转移电阻，CPE代表恒相位元件，Z,代表沃伯格阻抗；()拟合的电荷转移电阻(Rct)值。s represents the series resistance, Rct represents the charge-transfer resistance, CPE represents the constant phase element, and Zw represents the Warburg impedance; (c,f) fitted charge-transfer resistance (Rct) values.
如图所示图6a，该电池可与光伏系统集成，在白天储存太阳能，夜间为隧道照明供电，有效解决了光伏发电的间歇性缺陷，并赋予这种结构化储能设备在大型光伏-隧道照明集成项目中显著的工程和经济可行性。图6b显示组装好的电池成功为发光二极管（LED）显示屏供电，证明了其实际供电能力。图6结果表明，单个电池的初始电压约为1.8 V，而当两个电池串联时，初始电压会增加到约3.6 V。串联电池在放电过程中能保持较高的输出电压，这表明通过串联电池可以有效调节工作电压。
图6。 (）展示水泥基电池与太阳能发电系统集成用于隧道连续照明的应用示意图；（）由水泥基电池供电的LED显示屏照片；（）单电池（1S）和两电池串联（2S）的放电曲线。) photograph of an LED display powered by a cement-based battery; (c) discharge curves for a single-cell battery (1S) and two cells connected in series (2S).
MnO的增强电化学性能2@rGO可归因于MnO2活性材料与rGO导电框架之间的协同效应。结构和化学表征证实了rGO与MnO的成功结合2，而电子电导率的提高表明形成了高效的电子传输通道。在电池运行过程中，rGO网络促进了电子的快速转移并降低了电极极化，从而提高了MnO的2利用率并稳定了电化学反应过程。因此，MnO2与原始MnO相比，@rGO正极表现出更优异的容量保持率和循环稳定性2，证明了导电网络工程对高性能水泥基电池的有效性。
6. 结论
在本研究中，通过将MnO与互连的rGO网络复合，制备了一种用于水泥基电池的高导电MnO%%@rGO阴极。结构和成分表征证实，rGO已成功掺入复合材料中，且未显著改变MnO%%的主要晶体结构或化学状态。rGO的掺入使电极的电子电导率从0.23 mS cm%%提高到14.59 mS cm2并将初始电荷转移电阻从148 Ω降低至56 Ω。因此，MnO2@rGO水泥基电池表现出更高的放电比容量、更好的倍率性能和更稳定的循环性能。在0.01 mA下循环100次后，容量保持率达到80.7%，高于纯MnO2电池观察到的56.4%。此外，在0.04 mA下循环500次后，MnO−1@rGO电池仍保持约46 mAh g的放电比容量−1并且在循环后保持了相对较低的电荷转移电阻。通过串联组装的电池还可以提高输出电压，成功驱动LED显示屏。这些结果表明，构建连续的rGO导电网络有效缓解了MnO2正极的电子传输限制，并提升了水泥基电池的实际电化学性能。2 battery. Furthermore, after 500 cycles at 0.04 mA, the MnO2@rGO battery still maintained a discharge specific capacity of approximately 46 mAh g−1 and retained a relatively low charge transfer resistance after cycling. The assembled batteries can also have their output voltage increased by connecting them in series, successfully powering an LED display. These results indicate that constructing a continuous rGO conductive network effectively alleviates the electron transport limitations of the MnO2 cathode and enhances the practical electrochemical performance of cement-based batteries.