研究亮點：

電壓衰減的根源為失氧

失氧造成所有過渡金屬的平均價態(tài)不斷變低(Ni3+/Ni4+電對轉化為Ni2+/Ni3+電對，Mn4+/Mn5+電對轉化為Mn3+/Mn4+電對，Co3+/Co4+電對轉化為Co2+/Co3+電對)，導致電壓衰減

失氧還會造成材料顆粒的微瑕疵(如在顆粒內部形成大孔)，導致電壓衰減

技術亮點：

同步X射線吸收光譜(XAS)具有加大的穿透功率，能穿透整個陰極，提供體相分析

STEM具有原子層面的空間分辨率,提供表層分析(5nm)

新型三維電子斷層成像技術,觀察孔隙在三維空間上的生長

電壓衰減已經成為阻止一系列高能量密度電池電極商業(yè)化的重要原因。富鋰材料，得益于較高的容量(>250mAhg-1vs.<200mAhg-1)，是替代傳統(tǒng)陰極材料的理想選擇。但其在循環(huán)過程中，平均電壓不斷衰減，嚴重影響能量效率且給電池管理系統(tǒng)帶來困難。電壓為何衰減?近日，布魯克爾海文國家實驗室聯合中科院物理所和阿貢國家實驗室，使用X射線光譜和三維電子顯微鏡成像技術，原位和非原位探索材料在充放電過程中，體相和表面的變化。

氧化還原電對的演變

圖1Li1.2Ni0.15Co0.1Mn0.55O2的電化學性：a.充放電曲線;b.dQ/dV圖。電壓衰減問題顯而易見

圖2Li1.2Ni0.15Co0.1Mn0.55O2中不同元素的XAS結果。隨循環(huán)進行，三種金屬的平均價態(tài)持續(xù)降低，證明體相中過渡金屬和氧的配位能力在減弱。

圖3Li1.2Ni0.15Co0.1Mn0.55O2在循環(huán)過充中，氧化還原電對的演化：a.每種元素對放電容量的貢獻;b.費米能級由于電子結構的變化而升高;c.不同氧化還原電對得失電子時涉及到的不同能級

如圖3a，首周時，O和Ni對容量貢獻占主導，然而，隨循環(huán)進行，Mn和Co對容量貢獻增多，逐漸補償O和Ni對容量貢獻的減少，最后Co和Mn的容量占主導地位。氧化還原電對從O和Ni逐漸轉變成Mn和Co，勢必會影響電壓分布。如圖3b，陰極材料的能態(tài)密度在不斷改變。電池的開路電壓(OCV)由費米能級相對于Li+/Li0能級的差別決定，與將電子從富鋰陰極移動到Li陽極的功焓有關。起初，材料的費米能級位于Ni2+/Ni3+氧化還原電對之上，循環(huán)后，發(fā)生氧氣釋放并導致TM還原。如Ni傾向于首先在表面還原，形成電子絕緣的非活性巖鹽相，降低Ni對容量的貢獻;Mn和Co的還原產生Mn3+/Mn4+和Co2+/Co3+氧化還原電對，這種還原能將費米能級變得更高，導致OCV變低以及工作電壓變低。這個過程也能解釋為什么O對容量的貢獻逐漸減少，由于TM還原，TM與O的共價鍵減弱，造成參與氧化還原的O減少。

比較圖3c不難發(fā)現，Ni2+/Ni3+與Ni3+/Ni4+電對的能級差最小(△E)，而Co2+/Co3+和Co3+/Co4+電對的能級差加大，Mn3+/Mn4+與Mn4+/Mn5+電對的能級差更大。能級差的不同是因為電子結構不同。對Mn和Co而言，從一個電對變到另一個，需要設計不同的軌道。如Co2+/Co3+電對變成Co3+/Co4+電對，涉及到在自旋向上eg軌道上失去(氧化)或得到(還原)一個電子。然而對于Ni，Ni2+/Ni3+電對與Ni3+/Ni4+電對的轉變，涉及的電子得失是在同一軌道(自旋向上eg)。因此，Mn和Co是OCV下降和所謂電壓衰減主要原因。

表面反應

圖4Li1.2Ni0.15Co0.1Mn0.55O2表層分解導致過電位增大：a.富鋰材料在充電態(tài)下的O譜及各參考組分的O譜;b.充電態(tài)(圈)與放電態(tài)(線)的O譜;c.C譜;d.循環(huán)前后的示意圖，循環(huán)后形成新界面、表面發(fā)生重組且導電碳降解

前面所述的XAS能提供豐富的體相反應信息，而軟XAS技術則能對材料的表面進行表征(5nm)。O譜所有的峰如圖4a所示，隨循環(huán)進行，代表MnO2的峰不斷減弱，而代表NiO的特征峰不斷增強，證明表面結構發(fā)生重組，巖鹽結構因此生成。圖4b中代表Li2CO3的峰(535eV以上)逐漸變強，代表表面OH物種增多，是因為電解液分解而形成不同的有機/無機化合物，如Li2CO3、RCO2Li等。C譜所有的峰如圖4c所示，284.8eV和292.6eV歸結于導電碳的π反成鍵和σ反成鍵，290.2eV歸結于Li2CO3中的CO32-。隨循環(huán)進行，導電碳的特征峰減弱，證明導電碳黑逐漸分解，可能是因為在高電壓下，PF6-嵌入石墨中。相反，歸屬于Li2CO3的峰增強，Li2CO3代表陰極界面膜(CEI)的產物，意味著CEI隨循環(huán)進行在不斷生長。CEI的增長會使電化學反應動力學更加滯后，造成過電勢增加且電壓衰減。

微結構瓦解的開始和蔓延

圖5Li1.2Ni0.15Co0.1Mn0.55O2材料的三維斷層圖：a.初始態(tài)和b.循環(huán)15周后的顆粒截面圖;內部孔徑分布圖(c、d)初始態(tài)和(e、f)循環(huán)15周后

失氧怎樣誘使材料的微觀結構發(fā)生改變?研究人員采用ADF-STEM成像和空間分辨EELS來研究結構的成核和演變過程。初始態(tài)和循環(huán)15周后，陰極材料的3D內部結構如圖5a、b所示，圖5b能觀察到循環(huán)后顆粒內部產生一些大孔。通過定量分析孔徑，可推斷這些大孔在一開始并不存在(圖5c、d)，但15周時，大孔占據材料孔隙率的絕大部分(圖5e、f)。這種大孔是在循環(huán)的過程中產生的，很可能是由失氧所留下的成核空位演化而成的。

圖6顆粒表面暴露的孔隙(a)和體相隱藏的孔隙(b)的空間分辨EELS分布

為進一步弄清這些大孔的成因，科研人員采用STEM-EELS技術來分析材料顆粒中的孔結構，例如，研究對象為顆粒體相中一個隱藏的孔隙和顆粒表面一個暴露的孔隙。圖6a顯示隱藏的孔周圍形成了一層薄的Mn2+殼。由于這些小孔隙發(fā)現于初始材料中，故形成于材料的制備過程，其形狀和大小保持不變直至在其周圍開始產生氧氣(循環(huán)過程中)。與之對應的是暴露的孔隙，這些孔隙與電解液接觸，會逐漸形成一層厚的尖晶石相/巖鹽相，因此，EELS相對濃度分布表明，表面體積中的Mn相對含量增加。其實，很多孔隙既不是完全隱藏也不是完全暴露的。這種部分暴露的孔隙周圍，存在氧氣擴散通道(以微結構瑕疵、位錯和晶界的形式存在)，隨循環(huán)進行，孔會變多且變大，與那些完全暴露的孔隙一起，加速結構的相變、O2的進一步釋放、微結構瑕疵的產生和電壓衰減。

如何抑制失氧

失氧是電壓衰減的根源，怎樣才能抑制失氧?一種方法是對材料表/界面進行處理。例如，表面包覆能減少電解液與界面的直接接觸。注意最好對初級顆粒進行包覆，而非次級顆粒。除包覆外，還可以在顆粒表面引入氧空位，這種表面處理方式能顯著減少失氧。另一種方法就是體相摻雜。例如，摻雜Al陽離子，Al能占據四面體位點，因此能抑制過渡金屬離子向四面體空位遷移，這種遷移過程是伴隨相轉變過程與失氧過程同時發(fā)生的。

圖7Li1.2Ni0.15Co0.1Mn0.55O2材料與經AlF3包覆后的熱穩(wěn)定性對比：a.加熱過程中的原位XRD說明沒包覆的材料更快經歷相變(R代表斜方六面體相，S代表尖晶石相);b.加熱過程中的氧釋放情況，沒包覆的材料在更低的溫度下就會釋放氧。

無論測試循環(huán)性能測試還是熱穩(wěn)定性測試，都涉及氧的釋放和隨之引起的過渡金屬的還原、遷移。相比之下，熱穩(wěn)定性測試的耗時短、用量少，因此可以替代循環(huán)測試，評估材料的結構穩(wěn)定性。材料熱穩(wěn)定性的高低可直接用來評估電壓衰減的程度。

結論

失氧是引起電壓衰減問題的根源。氧釋放會造成材料更高的比表面以及使顆粒內部產生更多的缺陷，這將進一步加速氧釋放過程;氧釋放引起Mn和Co的還原(向低價態(tài)電對Mn3+/Mn4+和Co2+/Co3+轉化)，造成電壓衰減;此外，氧釋放加速表面重組，陰極界面膜(CEI)的傳質變慢且電化學性能變差，造成電壓衰減。今后的科研工作應圍繞抑制氧釋放展開，主要途徑為表/界面處理或體相摻雜。