隨著鋰離子電池技術的不斷發(fā)展，正極材料中Co的成本問題逐漸推動市場轉(zhuǎn)向富鎳正極材料。但由于循環(huán)過程中相變造成的體積變化較大，陽離子混排，表面雜質(zhì)等問題，富鎳LNO材料的Li擴散、可逆容量和倍率性能都受到負面影響。與LiCoO2相比，LNO和富鎳材料的一個重點問題是高的首圈不可逆容量（IRC）。除了Co以外，隨著LNO取代基含量的增加，材料的IRC呈線性增加。例如，Mg原子相對頂點的兩個Li位點的能量降低，將它們“鎖定”。一旦被占據(jù)，這些位置就不再參與鋰擴散，而是充當必須被其他擴散鋰離子繞過的支柱。這阻礙了鋰在層內(nèi)的集體擴散，迫使顆粒表面以較低的平均濃度填充鋰，降低放電容量，從而增加IRC。因此進一步了解與鋰擴散相關的動力學障礙和鋰化學擴散系數(shù)的可靠測量至關重要。

【工作簡介】

近日，加拿大達爾豪斯大學的J. R. Dahn團隊對影響低壓動力學障礙區(qū)域（3.0-3.6 V）中材料容量的因素進行了系統(tǒng)研究，強調(diào)了各種材料參數(shù)對電化學性能的影響，特別是低壓區(qū)域鋰擴散的動力學障礙。增加取代基的數(shù)量、二次粒徑和一次粒徑都會降低~3.4-3.6 V區(qū)域的容量并增加首圈IRC。3.4-3.6 V區(qū)域的容量可以在較高溫度下以類似的放電倍率循環(huán)或循環(huán)到2 V的低截止電壓時恢復。因為這些過程與鋰在正極中的擴散有關，本文開發(fā)了一種新的“插層擴散的 Atlung 方法”用于分析鋰化學擴散系數(shù)Dc。如果在計算多晶樣品的Dc時使用二次粒徑，單晶LiNi0.975Mg0.025O2材料測得的Dc比多晶材料小約2個數(shù)量級。如果使用多晶材料的初級粒徑，則Dc與單晶材料相似。這些結(jié)果表明，與晶界擴散相比，晶格擴散要慢得多。相關研究成果以“Factors that Affect Capacity in the Low Voltage Kinetic Hindrance Region of Ni-Rich Positive Electrode Materials and Diffusion Measurements from a Reinvented Approach”為題發(fā)表在國際知名期刊Journal of The Electrochemical Society上。

【內(nèi)容詳情】

第一系列樣品使用Ni1-xMgx（OH）2（x=0–0.05）前驅(qū)體，表示為NiMg 18 μm系列，樣品表示為NiMg 100-y/y（y=x*100）。第二系列樣品使用 Ni0.9Co0.05Al0.05（OH）2前驅(qū)體，表示為NCA 90/5/5系列，樣品用前驅(qū)體的尺寸表示。第三系列樣品使用Ni0.975Mg0.025（OH）2前驅(qū)體，表示為NiMg 97.5/2.5 3 μm系列，樣品用煅燒溫度表示。表 I列出了3種系列樣品的XRD精修結(jié)果。

表 I、合成的樣品以及XRD精修結(jié)果。

圖 1、NiMg 18 μm、NCA 90/5/5和NiMg 97.5/2.5 3 μm三種系列樣品的充放電曲線（a1–c1）、差分容量曲線（a2–c2）以及低壓區(qū)域的差分容量曲線放大圖（a3–c3）。（d） NiMg 97.5/2.5 3 μm系列的SEM圖像。

圖 1a1表明，隨著Mg含量從0%增加到5%，首圈充電容量下降，IRC增加。圖 1b1顯示，隨著二次粒徑從3 μm增加到18 μm，首圈充電容量保持不變，但IRC增加。圖 1c1顯示，隨著加熱溫度從700°C升高到850°C，首圈充電容量降低，IRC增加。增加Mg含量使dQ/dV曲線變得平滑，這是由于LNO中的相變被抑制。增加二次粒徑似乎只影響低壓區(qū)域特性，而其余的dQ/dV曲線幾乎不受影響。提高加熱溫度似乎主要影響低壓和高壓區(qū)域的特性。很明顯，隨著三個變量的增加，低壓區(qū)域中的dQ dV-1特征變得越來越小。圖 1d顯示，在700 ℃和750 ℃下加熱的樣品仍然是多晶的。在775 ℃下加熱的樣品，顆粒生長加速，以至于初級顆粒可以分離成單晶材料。在850 ℃下加熱的樣品的初級顆粒甚至變得更大。

圖 1a3顯示，低壓區(qū)域的容量隨著富鎳成分的增加而增加。第二個系列改變了二次粒徑，較大二次粒子減少了低壓區(qū)域的容量。第三個系列改變了加熱溫度，導致了不同的初級粒徑，隨著初級粒徑的增加，低壓區(qū)域的容量也降低了。這表明，增加鋰的傳輸路徑會減少鋰脫插嵌的量。通過減少動力學障礙，例如通過降低取代基的數(shù)量或減少Li移動的路徑長度，可以重新插入更多的Li并且使IRC更低。

圖 2、NCA 90/5/5（a1-a2）和NiMg 97.5/2.5 3 μm系列（c1-c2）中樣品在30 ℃下循環(huán)的充放電曲線和差分容量曲線。NCA 90/5/5（b1-b2）和NiMg 97.5/2.5 3 μm系列（d1-d2）中樣品在55 ℃下循環(huán)的充放電曲線和差分容量曲線。

比較NCA 90/5/5系列的充放電曲線表明，在55℃下循環(huán)電池對首圈充電容量的影響可以忽略不計，但放電容量增加，降低了首圈IRC。同樣，NiMg 97.5/2.5 3 μm系列表明，在30℃下具有顯著IRC的材料在55℃下循環(huán)時可以具有較小的IRC。除了低壓區(qū)域外，在30℃下循環(huán)的NCA 90/5/5材料的dQ/dV曲線與在55℃下循環(huán)的材料非常相似。對于NiMg 97.5/2.5 3 μm系列，只有加熱到775℃和800℃的材料在55℃下循環(huán)，但兩種材料在低壓區(qū)循環(huán)的容量和IRC在55℃比在30℃時明顯更低。

圖 3、在775 ℃下加熱并在30 ℃（a1）、（a2）和55 ℃（b1）下循環(huán)的NiMg 97.5/2.5樣品的充放電曲線和差分容量曲線， （b2）并循環(huán)到不同的低截止電壓。

圖 3a1-b1顯示，2.0 V的截止電壓可以將更多的鋰重新插入材料中，并少量降低IRC。在30 ℃時，NiMg 97.5/2.5 3 μm加熱至775 ℃的IRC可降低~6 mAh g-1，而在55 ℃下循環(huán)時，IRC降低到1%以下。dQ/dV曲線表明，一些額外的容量在放電接近2 V時出現(xiàn)，但在充電到3.55 V時恢復。

通過提高循環(huán)溫度，低SOC下的鋰/空位遷移得到增強，允許更多的鋰在顆粒表面被填充之前擴散到材料中。通過降低LCV可以增加重新插入鋰的驅(qū)動力，允許更多的鋰在達到截止電壓之前重新插入。這些變量都可以理解為通過增強動力學、驅(qū)動力或通過使顆粒破裂來減少擴散路徑長度，以降低IRC。

圖 1-3表明，了解鋰擴散動力學障礙以及如何減少動力學障礙對于提高材料的容量和倍率性能非常重要。因此，以系統(tǒng)的方式測量鋰擴散的能力將是進一步了解和比較不同富鎳材料的關鍵。本文使用“插層擴散的Atlung方法”（AMID）測量固態(tài)鋰化學擴散系數(shù)。這是“特征曲線方法”的延伸，其中電池以逐漸降低的倍率放電。圖 4a 顯示，一系列電流從高倍率到低倍率依次施加到電池上，其間有弛豫期。由于電池在固定電壓區(qū)間內(nèi)循環(huán)，因此必須確定“有效倍率”以準確描述容量-倍率關系。“協(xié)議倍率”是在電池放入充電器之前通過使用正極的總理論容量計算的。“有效率”是固定電壓區(qū)間內(nèi)的總可用容量除以電流。由于電流相同，所有電壓區(qū)間的“協(xié)議倍率”都相同，但每個電壓區(qū)間的“有效倍率”將不同，因為容量在電壓區(qū)間之間變化。該協(xié)議的一個明顯問題是高倍率下測量的容量受到大IR降的困擾。電池內(nèi)阻在更高的電流下被放大，意味著在顆粒表面充滿鋰之前達到截止電壓。電流產(chǎn)生較大IR降時的實際可用容量大于測量值。然而，在圖 4a 中可以看到，高倍率放電超過2-3個周期后，IR降很快變得無關緊要。

圖 4、（a）標準信號協(xié)議，（b）累積容量隨倍率的變化關系和（c）Atlung曲線擬合方法。

圖 4b 顯示，容量在較高倍率期間急劇增加，然后在較低倍率期間達到穩(wěn)態(tài)，意味著隨倍率降低，更多容量被釋放。任何給定倍率的累積容量預計將與使用該倍率所產(chǎn)生的完全放電容量相同。圖 4c中，實驗數(shù)據(jù)符合球形顆粒的固態(tài)擴散方程，該方程將容量分數(shù)與放電時間聯(lián)系起來。

圖 5a 顯示了電壓與時間的關系，圖 5b 顯示了應用于NiMg 97.5/2.5多晶（PC）電池的AMID的充放電曲線。AMID協(xié)議如下：C/20下一個完整的循環(huán)，C/40充電，4.3 V到3.0 V每0.1 V間隔的“特征曲線”，以及C/20充電。根據(jù)理論容量計算出的“特征曲線”中，該電池使用的倍率為1 C、C/2、C/5、C/10、C/20、C/40、C/80、C/160，每個倍率之間有2小時的弛豫。在每個電壓間隔處提取“有效倍率”與容量的“特征曲線”。然后將這些數(shù)據(jù)擬合計算DC和電壓區(qū)間內(nèi)的最大可用容量cmax。最后的C/20充電用于確保在AMID協(xié)議期間沒有發(fā)生降解。為了一致地表示擬合誤差，本文還使用來自IR降的權(quán)重來計算擬合數(shù)據(jù)與理論容量-倍率曲線之間的差異加權(quán)平均值（見圖4c），給出了擬合質(zhì)量的定量度量。在 3.5-4.3 V范圍內(nèi)實現(xiàn)了對所有材料的良好擬合，與理論曲線的平均偏差小于5%。

圖 5、插層擴散的Atlung方法：（a）電壓隨時間變化和（b）電壓隨容量變化圖。

圖 6顯示，55℃時的鋰化學擴散系數(shù)高于30℃。由于動力學障礙，4.25 V和 3.55 V附近的擴散系數(shù)低于所有其他電壓區(qū)間。在高荷電狀態(tài)下，層間距收縮，增加了鋰遷移勢壘。在低荷電狀態(tài)下，與四面體的位躍相比，有限的空位迫使Li原子以更大的遷移勢壘穿越O-O原子間隙。圖6a顯示，平均粒徑為0.9 μm計算的NiMg 單晶（SC）的Li化學擴散系數(shù)比二次粒徑為18 μm的PC樣品低幾個數(shù)量級。由于較大的一次粒徑和無晶界，單晶顆粒具有較長的面內(nèi)晶格擴散路徑。SC材料的倍率性能高度依賴于單晶顆粒尺寸。相比之下，多晶樣品包含較小的初級粒子，具有許多界面，其中Li在初級粒子的晶格或晶界內(nèi)擴散，與SC材料相比，擴散長度短得多。通過使用0.7 μm的“有效”粒徑，PC電池的擬合擴散系數(shù)可以與SC電池在同一個的數(shù)量級，這大約是0.25 μm平均初級粒徑的3倍。這可以通過鋰沿初級粒子晶界擴散來解釋。實際上，圖 6a的結(jié)果表明晶格擴散是限速過程，沿晶界的表面擴散比晶格擴散快得多，導致具有較小初級粒子的PC樣品的整體動力學更快。SC和PC材料在3.6 V以下Dc的突然下降說明了動力學阻礙的原因：緩慢的Li擴散。

圖 6、（a）NiMg-SC， （b-c）NiMg-PC的Li化學擴散系數(shù)與電壓的函數(shù)關系，（d1）NiMg-SC，（d2-d3）NiMg-PC的SEM圖像。

【結(jié)論】

本文研究了各種參數(shù)對材料電化學性能的影響，特別是在與鋰擴散相關的低電壓動力學障礙區(qū)。增加取代基數(shù)量、二級粒徑和初級粒徑都會降低在~3.4-3.6 V區(qū)域的容量并增加首圈IRC。在較高溫度下循環(huán)和循環(huán)到2 V的低截止電壓時，低壓動力學障礙區(qū)的容量可以顯著增加。AMID的應用提供了在3.5-4.3 V范圍內(nèi)的鋰化學擴散系數(shù)Dc的測量值。如果使用PC材料的二次粒子直徑來計算Dc，SC材料測得的Dc比PC材料小約2個數(shù)量級。這歸因于PC材料具有相對快速的晶界擴散。如果使用PC材料的初級粒徑來計算Dc，則與SC材料具有相同的數(shù)量級。這些結(jié)果表明，與晶界擴散相比，晶格擴散要慢得多。

Aaron Liu， Nutthaphon Phattharasupakun， Marc M. E. Cormier， Eniko Zsoldos， Ning Zhang， Erin Lyle， Phillip Arab， Montree Sawangphruk and J. R. Dahn. Factors that Affect Capacity in the Low Voltage Kinetic Hindrance Region of Ni-Rich Positive Electrode Materials and Diffusion Measurements from a Reinvented Approach. Journal of The Electrochemical Society. 2021. DOI:10.1149/1945-7111/ac0d69

審核編輯 ：李倩