控制前驅體的沉淀反應條件,制備出內部疏松外部緊密的Ni_0.5Co_0.2Mn_0.3（OH）₂前驅體。將前驅體配鋰后進行高溫燒結,控制燒結條件,最終合成出了內部具有大量孔隙的內多孔型LiNi_0.5Co_0.2Mn_0.3O₂正極材料。X射線衍射光譜法（XRD）測試結果表明,材料有著良好的晶體結構。電性能測試表明,材料在0.2 C下首次放電比容量為175.1 mAh/g,在3 C的大倍率下放電比容量達157.3 mAh/g,倍率性能優(yōu)異,且在2 C循環(huán)100次后,容量保持率達96.2%。以上結果表明,內多孔型的結構有效地提高了LiNi_0.5Co_0.2Mn_0.3O₂正極材料的循環(huán)穩(wěn)定性和倍率性能。 

【文章來源】：電源技術. 2020,44(07)北大核心

【文章頁數】：4 頁

【部分圖文】：

圖３為燒結后ＬｉＮｉａｓＣｏｕＭｎｏ．＾材料的ＳＥＭ照片及切片??

Ｃ?溶液（體積比?１?：?１?：?１），隔膜??采用Ｃｅｌｇａｒｄ２４００聚丙烯微孔膜，在充滿氬氣的手套箱中組裝??成ＣＲ２４３０型紐扣電池。在藍電測試系統進行充放電測試，設??定電壓范圍為２．８？４．２５?Ｖ，電流密度１?Ｃ＝１６０?ｍＡ／ｇ，測試溫??度為（２５±?ｌ）ｒ。??２結果與討論??２．１前驅體制備過程??前驅體的制備是合成中空型ＬｉＮｉ＾Ｑ＾Ｍｎ＾Ｏ，正極材料??的關鍵步驟，本實驗在前驅體生長的不同階段調控不同的生??長條件，以達到對形貌的精準控制。其生長過程如圖１所示，??圖１（ａ）為反應剛開始進行１７?ｈ時的顆粒形貌，此時為晶核形??成階段，通過控制反應條件形成疏松多孔的不規(guī)則團聚體晶??核，形成這種結構的原因是因為較高的溫度不利于晶體生長，??且無氨水絡合，晶體無規(guī)則生長，沉淀物難以形成規(guī)則晶型。??晶核繼續(xù)生長至４１?ｈ時［圖１（ｂ）］，晶核逐漸開始長大，再繼續(xù)??生長至６５?ｈ后，如圖１?（ｃ）所示，前驅體開始成形，晶核開始團??聚成球。此時改變反應條件，使簽內環(huán)境更有利于顆粒生長。??繼續(xù)生長至８９?ｈ后，如圖１?（ｄ）所示，前驅體顆粒已經成形，形??成規(guī)則球型，顆粒表層的一次晶粒變粗變密，這種致密外層的??形成原因是溫度降低到適宜晶體生長的區(qū)間，且加人適量的??氨水，在絡合作用下晶胞規(guī)則排布，晶體取向生長，形成規(guī)則??的晶體形狀。繼續(xù)反應至１１０?ｈ時，如圖１（ｅ）所示，顆粒表面已??被較粗的一次晶粒緊密覆蓋，形成堅固的外表面。此時停止反??應，得到完整的ＮｉｏｊＣ＾Ｍｎ＾ＯＨ＾前驅體。??圖１（〇為ＮＫｏ＾Ｍｎ＾ＯＨｈ前驅體的切片圖，由圖可見，??整體顆粒為粒徑約４．９?（ｕ

１２０??０?２０?４０?６０?８０?１００??循環(huán)次數??圖７?樣品在２?Ｃ下的循環(huán)性能??（下轉第Ｗ１頁）??線。如圖５中所示，在２．８￣４．２５Ｖ的截止電壓，０．２?Ｃ下，材料的??首次放電比容量達到了?１７５．１?ｍＡｈ／ｇ，高于普通的商品化Ｌｉ－??ＮＬＣｏｍＭｉｉｏ／＾正極材料的比容量（通常在１６０？１７０?ｍＡｈ／ｇ之??間門，且３?Ｃ下的首次放電比容量達到１５７．３?ｍＡｈ／ｇ。分析其原??因可能為內多孔結構材料由于內部疏松，比表面積大，與電解??液接觸面積大，Ｌｉ離子的傳輸效率更高，材料的活性更高。??圖６為樣品在不同倍率下的循環(huán)性能及恢復性能曲線，??由圖６可知，材料在０．２?Ｃ、０．５?Ｃ、１?Ｃ、２?Ｃ、３?Ｃ下循環(huán)放電比??容量分別達到?１７４．９、１７２．７、１６８．７、１６４．７、１５７．６?ｍＡｈ／ｇ，經不同??倍率循環(huán)后，樣品在０．２?Ｃ下的恢復的放電比容量為１７２．６??ｍＡｈ／ｇ，恢復率為９８．７％。通常正極材料顆粒尺寸越小，其倍率??性能越好，高倍率的正極材料大多采用小粒度的單晶顆粒。綜??合文獻分析［２１內多孔型的二次球型ＬｉＮｉ？．５Ｃ〇１）．２Ｍｎ？．３０２正極??材料能夠取得良好倍率循環(huán)性能的原因是內部疏松多孔的結??構減少了材料顆粒的體積，孔隙部分能被電解液填充，材料顆??粒尺寸雖大，但Ｌｉ離子在材料內部的遷移距離卻很短，使材料??能夠在較高的倍率下依然保持良好的Ｌｉ離子遷移性能，從而??提高其倍率循環(huán)性能。??１８０??１?１６５??１６０??Ｓ?１５５??＊?１５０??揭??１４５??０?１０?２０??循環(huán)次數??圖６?樣品在不同倍率下

【參考文獻】：
期刊論文
[1]LiMn2O4空心多孔正極材料的制備[J]. 錢兵,宋修梅,岳軍偉,劉青青,孫雅馨.  過程工程學報. 2018(01)



本文編號：3344772