Sodium vanadium titanium phosphate electrode for symmetric sodium-ion batteries with high power and long lifespan
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2017
... 随着全球能源需求的日益高涨,储能系统的研究和开发引起了各国高度重视.目前,为满足各个领域的不同需求,多种电池体系得到蓬勃发展.锂离子电池作为技术最成熟、应用最广泛的电池体系,正面临锂资源储量不足和高成本风险等问题.资源储量更加丰富、成本更加低廉的钠离子电池,无疑是锂离子电池的理想替代选择之一[1 -3 ] .然而,基于有机液态电解质的钠离子电池体系也不可避免地存在易燃、易泄漏等问题,易引发安全事故.采用不可燃的钠离子固态电解质替换易燃的有机液态电解质,可以从根本上解决上述问题,大幅提升电池系统的安全性,同时减轻电池系统的重量,实现能量密度大幅提升.因此,相比于有机液态钠离子电池,全固态钠电池具有更加广阔的发展前景.作为影响全固态电池整体性能的关键组成部分,高效适用的固态电解质材料的开发对发展全固态钠电池具有重要意义[4 -6 ] . ...
Exploration of Ca0.5 Ti2 (PO4 )3 @carbon nanocomposite as the high-rate negative electrode for Na-ion batteries
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2016
Nonaqueous sodium-ion full cells: Status, strategies, and prospects
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2019
... 随着全球能源需求的日益高涨,储能系统的研究和开发引起了各国高度重视.目前,为满足各个领域的不同需求,多种电池体系得到蓬勃发展.锂离子电池作为技术最成熟、应用最广泛的电池体系,正面临锂资源储量不足和高成本风险等问题.资源储量更加丰富、成本更加低廉的钠离子电池,无疑是锂离子电池的理想替代选择之一[1 -3 ] .然而,基于有机液态电解质的钠离子电池体系也不可避免地存在易燃、易泄漏等问题,易引发安全事故.采用不可燃的钠离子固态电解质替换易燃的有机液态电解质,可以从根本上解决上述问题,大幅提升电池系统的安全性,同时减轻电池系统的重量,实现能量密度大幅提升.因此,相比于有机液态钠离子电池,全固态钠电池具有更加广阔的发展前景.作为影响全固态电池整体性能的关键组成部分,高效适用的固态电解质材料的开发对发展全固态钠电池具有重要意义[4 -6 ] . ...
Progress in the development of sodium-ion solid electrolytes
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2017
... 随着全球能源需求的日益高涨,储能系统的研究和开发引起了各国高度重视.目前,为满足各个领域的不同需求,多种电池体系得到蓬勃发展.锂离子电池作为技术最成熟、应用最广泛的电池体系,正面临锂资源储量不足和高成本风险等问题.资源储量更加丰富、成本更加低廉的钠离子电池,无疑是锂离子电池的理想替代选择之一[1 -3 ] .然而,基于有机液态电解质的钠离子电池体系也不可避免地存在易燃、易泄漏等问题,易引发安全事故.采用不可燃的钠离子固态电解质替换易燃的有机液态电解质,可以从根本上解决上述问题,大幅提升电池系统的安全性,同时减轻电池系统的重量,实现能量密度大幅提升.因此,相比于有机液态钠离子电池,全固态钠电池具有更加广阔的发展前景.作为影响全固态电池整体性能的关键组成部分,高效适用的固态电解质材料的开发对发展全固态钠电池具有重要意义[4 -6 ] . ...
Development of solid-state electrolytes for sodium-ion battery-A short review
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2019
Solid-state sodium batteries
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2018
... 随着全球能源需求的日益高涨,储能系统的研究和开发引起了各国高度重视.目前,为满足各个领域的不同需求,多种电池体系得到蓬勃发展.锂离子电池作为技术最成熟、应用最广泛的电池体系,正面临锂资源储量不足和高成本风险等问题.资源储量更加丰富、成本更加低廉的钠离子电池,无疑是锂离子电池的理想替代选择之一[1 -3 ] .然而,基于有机液态电解质的钠离子电池体系也不可避免地存在易燃、易泄漏等问题,易引发安全事故.采用不可燃的钠离子固态电解质替换易燃的有机液态电解质,可以从根本上解决上述问题,大幅提升电池系统的安全性,同时减轻电池系统的重量,实现能量密度大幅提升.因此,相比于有机液态钠离子电池,全固态钠电池具有更加广阔的发展前景.作为影响全固态电池整体性能的关键组成部分,高效适用的固态电解质材料的开发对发展全固态钠电池具有重要意义[4 -6 ] . ...
Electrolyte and interface engineering for solid-state sodium batteries
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2018
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
New horizons for inorganic solid state ion conductors
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2018
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
Poly(vinylene carbonate)-based composite polymer electrolyte with enhanced interfacial stability to realize high-performance room-temperature solid-state sodium batteries
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2019
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
Tailored crosslinking of poly(ethylene oxide) enables mechanical robustness and improved sodium-ion conductivity
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2019
Toward high energy density all solid-state sodium batteries with excellent flexibility
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2020
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
In situ formation of a stable interface in solid-state batteries
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2019
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
An all-solid-state sodium-sulfur battery using a sulfur/carbonized polyacrylonitrile composite cathode
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2019
A flexible dual-ion battery based on sodium-ion quasi-solid-state electrolyte with long cycling life
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2019
Quasi-solid state rechargeable Na-CO2 batteries with reduced graphene oxide Na anodes
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2017
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
A hybrid solid electrolyte for flexible solid-state sodium batteries
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2015
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
A ceramic/polymer composite solid electrolyte for sodium batteries
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2016
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
Battery having a molten alkali metal anode and a molten sulfur cathode
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... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
Fast Na+ -ion transport in skeleton structures
3
1976
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
... 1976年,Goodenough等[19 ] 和Hong[20 ] 提出了具有三维Na+ 传输路径的Na1+ x Zr2 P3- x Six O12 (0<x <3),是由NaZr2 P3 O12 中的P5+ 被Si4+ 部分取代得到的,命名为NASICON.当x =2时,Na3 Zr2 PSi2 O12 具有最高的离子电导率,在室温和300 o C下分别为约10-4 S/cm和约10-1 S/cm,因此,大多数关于NASICON型材料的研究都是基于Na3 Zr2 PSi2 O12 展开的.如图3 (a)~(b)所示,Na3 Zr2 PSi2 O12 具有两种结晶相[菱方相(R -3c )和单斜相(C /2c )],其中共角的SiO4 /PO4 四面体和ZrO6 八面体通过氧原子连接形成开放的三维框架,有助于Na+ 实现快速传输,因而材料通常具有较高的体相离子电导率[52 ] .然而,由于该类材料多存在较大的晶界电阻,导致NASICON型电解质实际的离子电导率并不十分理想. ...
... [19 ] ...
Crystal structures and crystal chemistry in the system Na1+ x Zr2 Six P3- x O12
1
1976
... 1976年,Goodenough等[19 ] 和Hong[20 ] 提出了具有三维Na+ 传输路径的Na1+ x Zr2 P3- x Six O12 (0<x <3),是由NaZr2 P3 O12 中的P5+ 被Si4+ 部分取代得到的,命名为NASICON.当x =2时,Na3 Zr2 PSi2 O12 具有最高的离子电导率,在室温和300 o C下分别为约10-4 S/cm和约10-1 S/cm,因此,大多数关于NASICON型材料的研究都是基于Na3 Zr2 PSi2 O12 展开的.如图3 (a)~(b)所示,Na3 Zr2 PSi2 O12 具有两种结晶相[菱方相(R -3c )和单斜相(C /2c )],其中共角的SiO4 /PO4 四面体和ZrO6 八面体通过氧原子连接形成开放的三维框架,有助于Na+ 实现快速传输,因而材料通常具有较高的体相离子电导率[52 ] .然而,由于该类材料多存在较大的晶界电阻,导致NASICON型电解质实际的离子电导率并不十分理想. ...
Optimization of NASICON composition for Na+ recognition
3
1997
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... [
21 -
22 ,
32 ,
40 ,
53 ,
58 ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
A sodium-ion sulfide solid electrolyte with unprecedented conductivity at room temperature
4
2019
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
... 除了异价离子掺杂外,采用Se2- 取代S2- 也是提高离子电导率的有效途径.一方面,Se2- 具有更大的离子半径,取代S2- 后起到扩展晶格的作用;另一方面,具有更大极化的Se2- 会减弱Na+ 与阴离子骨架之间的结合能,进而提高离子迁移能力[87 ] .Zhang等[88 ] 首次合成出立方相Na3 PSe4 ,其室温离子电导率可以达到1.16×10-3 S/cm.此外,他们还首次合成并评估了四方相Na3 SbS4 的结构和离子电导率,研究发现,通过Sb5+ 取代P5+ 得到的Na3 SbS4 ,不仅使其晶胞体积较Na3 PS4 得到扩展,并且包含无序立方的硫亚晶格结构,同时还含有2.5%(摩尔分数)的Na+ 空位,室温离子电导率提升至3×10-3 S/cm[89 ] .如图4 (c)所示,当同时进行Sb5+ 和Se2- 取代时,晶胞体积增大,离子传输通道得到拓宽,离子电导率被进一步提高至3.7×10-3 S/cm[90 ] .在Na3 SbS4 的基础上,Hayashi等[22 ] 用W6+ 部分取代Sb5+ 引入Na+ 空位,实现了四方相向立方相的转变,最终得到的Na2.88 Sb0.88 W0.12 S4 具有超高的室温离子电导率(3.2×10-2 S/cm),是目前为止所报道的最高值. ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... -
22 ,
32 ,
40 ,
53 ,
58 ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Promises, challenges, and recent progress of inorganic solid-state electrolytes for all-solid-state lithium batteries
2
2018
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
... 式中,σ 是离子电导率;σ 0 是指数前因子;E A 是离子扩散的活化能;k B 是玻尔兹曼常数;T 是绝对温度.根据式(1) ,离子电导率与指数前因子(包括载流子浓度等参数)、离子扩散能垒和温度有关,其中能量势垒取决于沿迁移路径的能量景观的最高值.因此,固体材料中载流子浓度、扩散路径和扩散类型以及缺陷的浓度和分布对于离子电导率有很大影响.通常,采用异价离子掺杂的方式可以提高离子电导率,高价阳离子掺杂可形成阳离子空位或阴离子间隙,而低价阳离子掺杂可产生阳离子间隙或阴离子空位.对于非晶态无机固体材料,其结构中通常只存在短程或中程有序,因此离子扩散包括在局部有序晶格的扩散和宏观尺度上的扩散两部分.在离子的传输过程中,载流子与结构骨架间的相互作用也不可忽略[23 , 27 ] . ...
Complex hydrides for energy storage, conversion, and utilization
1
2019
... 对于理想的固态电解质来说,一般要具备高离子电导率、高化学稳定性、足够宽的电化学稳定窗口、适宜的机械强度、环境友好和成本低廉等条件[7 -8 ] .目前,固态电解质主要分为有机聚合物电解质和无机固态电解质两大类.其中聚合物电解质具有好的柔韧性和较低的界面电阻[9 -11 ] ,但其室温离子电导率很低(<10-4 S/cm)且离子迁移数通常小于0.5,需要通过在聚合物基体中添加无机非活性填料(如Al2 O3 、TiO2 、SiO2 等)[12 -15 ] 或无机活性填料(如NASICON型离子导体)[16 -17 ] 来解决,然而修饰后的离子电导率仍然很难达到室温全固态钠电池的应用需求.相比于聚合物电解质,无机固态电解质通常展现出更高的离子电导率和离子迁移数、更高的力学性能及稳定性.早在1968年,β -Al2 O3 就作为固态电解质材料,应用于高温钠硫(Na-S)电池中[18 ] .此后,氧化物、硫化物、络合氢化物等各类型钠离子固态电解质得到快速发展.目前为止,除β -Al2 O3 外,被广泛报道的氧化物固态电解质还包括NASICON型材料[19 -21 ] .作为最早报道的具有三维框架结构的钠离子导体之一,NASICON结构材料相对于传统二维离子导体β -Al2 O3 是一个重大研究突破,并以其优异的热稳定性和化学稳定性而获得广泛关注.此外,硫化物固态电解质较氧化物固态电解质而言,具有更高的离子电导率、更低的晶界电阻和更温和的合成条件.2019年报道的一种钨掺杂的锑基硫化物更是展现出高达3.2×10-2 S/cm的室温离子电导率,优于所有已报道的锂离子导体[22 ] .最近,作为潜在钠离子导体之一的络合氢化物,在引入离子和离子基团后,也展现出极高的室温离子电导率(10-4 ~10-2 S/cm).尽管如此,在全固态电池的实际应用中,不同类型的固态电解质材料仍面临不同困境.氧化物电解质由于其本质坚硬,晶体颗粒之间接触较差,即使通过高温长时间烧结也难以消除晶界电阻;硫化物固态电解质虽然具有较低的晶界电阻,但是其化学和电化学稳定性较差,给合成与应用带来了极大的困难;对于络合氢化物固态电解质,电化学稳定性还有待提高,并且需更加关注其在固态电池体系中应用的可能性[23 -24 ] . ...
锂电池基础科学问题(VI)—离子在固体中的输运
1
2013
... 在结晶态无机固体材料中,阳离子空位和间隙均可视为载流子,离子扩散机制主要包括空位机制、直接间隙机制和协同机制.如图1 所示,空位机制适用于离子在置换式固溶体中的扩散,该种材料晶格中的结点没有被完全占据,而是存在一定比例的空位,离子通过跳跃到相邻的空位实现扩散.在具有直接间隙机制的固体材料中,尺寸较小的间隙离子通过从一个间隙位点跳跃到邻近的间隙位点来实现扩散.在协同机制中,间隙离子通过取代相邻的晶格离子进入邻近位点,从而实现扩散[25 ] .结晶态无机固体材料的离子电导率遵循阿伦尼乌斯方程[26 ] ...
锂电池基础科学问题(VI)—离子在固体中的输运
1
2013
... 在结晶态无机固体材料中,阳离子空位和间隙均可视为载流子,离子扩散机制主要包括空位机制、直接间隙机制和协同机制.如图1 所示,空位机制适用于离子在置换式固溶体中的扩散,该种材料晶格中的结点没有被完全占据,而是存在一定比例的空位,离子通过跳跃到相邻的空位实现扩散.在具有直接间隙机制的固体材料中,尺寸较小的间隙离子通过从一个间隙位点跳跃到邻近的间隙位点来实现扩散.在协同机制中,间隙离子通过取代相邻的晶格离子进入邻近位点,从而实现扩散[25 ] .结晶态无机固体材料的离子电导率遵循阿伦尼乌斯方程[26 ] ...
Inorganic solid-state electrolytes for lithium batteries: Mechanisms and properties governing ion conduction
1
2016
... 在结晶态无机固体材料中,阳离子空位和间隙均可视为载流子,离子扩散机制主要包括空位机制、直接间隙机制和协同机制.如图1 所示,空位机制适用于离子在置换式固溶体中的扩散,该种材料晶格中的结点没有被完全占据,而是存在一定比例的空位,离子通过跳跃到相邻的空位实现扩散.在具有直接间隙机制的固体材料中,尺寸较小的间隙离子通过从一个间隙位点跳跃到邻近的间隙位点来实现扩散.在协同机制中,间隙离子通过取代相邻的晶格离子进入邻近位点,从而实现扩散[25 ] .结晶态无机固体材料的离子电导率遵循阿伦尼乌斯方程[26 ] ...
Fundamentals of inorganic solid-state electrolytes for batteries
1
2019
... 式中,σ 是离子电导率;σ 0 是指数前因子;E A 是离子扩散的活化能;k B 是玻尔兹曼常数;T 是绝对温度.根据式(1) ,离子电导率与指数前因子(包括载流子浓度等参数)、离子扩散能垒和温度有关,其中能量势垒取决于沿迁移路径的能量景观的最高值.因此,固体材料中载流子浓度、扩散路径和扩散类型以及缺陷的浓度和分布对于离子电导率有很大影响.通常,采用异价离子掺杂的方式可以提高离子电导率,高价阳离子掺杂可形成阳离子空位或阴离子间隙,而低价阳离子掺杂可产生阳离子间隙或阴离子空位.对于非晶态无机固体材料,其结构中通常只存在短程或中程有序,因此离子扩散包括在局部有序晶格的扩散和宏观尺度上的扩散两部分.在离子的传输过程中,载流子与结构骨架间的相互作用也不可忽略[23 , 27 ] . ...
Ion exchange properties of and rates of ionic diffusion in beta-alumina
1
1967
... β -Al2 O3 是一种层状结构化合物,Na+ 可以在垂直c 轴的二维平面内实现快速传输.如图2 (a)~(b),β -Al2 O3 具有两种晶体结构,按照离子导电层和尖晶石块不同的堆积序列和化学组分,分别被命名为β -Al2 O3 和β "-Al2 O3 ,化学组成分别为Na2 O· (8~11)Al2 O3 (六方晶系,P 63 /mmc ;a 0 =b 0 =5.58 Å,c 0 =22.45 Å,1 Å=0.1 nm)和Na2 O· (5~7)Al2 O3 (菱方晶系,R -3m ;a 0 =b 0 =5.61 Å,c 0 =33.85 Å)[28 -30 ] .其中β "-Al2 O3 具有更高的离子电导率,因为其二维离子传输平面内Na+ 含量更高,单位晶胞体积更大,更利于离子的迁移. ...
Advanced materials for sodium-beta alumina batteries: Status, challenges and perspectives
0
2010
Effects of calcium impurity on phase relationship, ionic conductivity and microstructure of Na+ -β /β ″-alumina solid electrolyte
4
2016
... β -Al2 O3 是一种层状结构化合物,Na+ 可以在垂直c 轴的二维平面内实现快速传输.如图2 (a)~(b),β -Al2 O3 具有两种晶体结构,按照离子导电层和尖晶石块不同的堆积序列和化学组分,分别被命名为β -Al2 O3 和β "-Al2 O3 ,化学组成分别为Na2 O· (8~11)Al2 O3 (六方晶系,P 63 /mmc ;a 0 =b 0 =5.58 Å,c 0 =22.45 Å,1 Å=0.1 nm)和Na2 O· (5~7)Al2 O3 (菱方晶系,R -3m ;a 0 =b 0 =5.61 Å,c 0 =33.85 Å)[28 -30 ] .其中β "-Al2 O3 具有更高的离子电导率,因为其二维离子传输平面内Na+ 含量更高,单位晶胞体积更大,更利于离子的迁移. ...
... [
30 ]
Idealized crystal structures of (a) β -Al2 O3 and (b) β "-Al2 O3 [30 ] Fig.2 ![]()
在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
... [
30 ]
Fig.2 ![]()
在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Composition, ion-ion correlations and conductivity of beta″-alumina
1
1981
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
A study of the electrical properties of single-crystal and polycrystalline β -alumina using complex plane analysis
3
1977
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
32 ,
40 ,
53 ,
58 ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Electrochemical energy storage for green grid
1
2011
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
Formation and crystallization of beta-alumina from precursor prepared by sol-gel method using metal alkoxides
1
1987
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
Synthesis of sodium β ″-alumina powder by sol-gel combustion
1
2012
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
Effect of precursors on β -alumina electrolyte preparation
1
2015
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
Fracture properties of polycrystalline lithia-stabilized β "- alumina
1
1977
... 在300 o C时,对于单晶β "-Al2 O3 ,其离子电导率可以达到1 S/cm,但是,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仅为0.2~0.4 S/cm,这是多晶材料中具有不可避免的晶界电阻所导致的[31 -32 ] .室温下,多晶β "-Al2 O3 的离子电导率仍然可达约2×10-3 S/cm,但由于传统固相烧结法中晶粒生长无法得到控制,高温烧结会导致Na的损失,合成的β "-Al2 O3 材料中通常会含有NaAlO2 和β -Al2 O3 杂相,降低了多晶β "-Al2 O3 材料的离子电导率[33 ] .相比之下,溶液化学法可以得到更均匀、更纯的电解质材料.如溶胶-凝胶法,由于采用具有高比表面积的前驱体粉末,烧结温度在一定程度上得到降低[34 -35 ] .除了改变合成方式,选择合适的前驱体也有利于得到更纯的β "-Al2 O3 [36 ] .然而,不容忽视的是,纯相的β "-Al2 O3 具有力学性能差这一缺陷(断裂强度约200 MPa)[37 ] ,因此,通过调控β "-Al2 O3 的比例同时实现高力学性能和高离子电导率成为了关键挑战. ...
Influence de l'addition d'ions etrangers sur la stabilite relative et la conductivite electrique des phases de type alumine β et β ″
1
1976
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Structure and properties relationships of beta-Al2 O3 electrolyte materials
1
2012
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Solid-state synthesis of high performance Na-β ″-Al2 O3 solid electrolyte doped with MgO
3
2016
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
40 ,
53 ,
58 ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Transfomation toughening of β ″-alumina by incorporation of zirconia
1
1983
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Transformation toughening and grain size control in β ″-Al2 O3 /ZrO2 composites
1
1985
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Preparation and characterization of TiO2 doped and MgO stabilized Na-β ″-Al2 O3 electrolyte via a citrate sol-gel method
1
2013
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Microstructure control and properties of β ″-Al2 O3 solid electrolyte
1
2016
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
The mechanical and electrical properties of Nb2 O5 doped Na-β "-Al2 O3 solid electrolyte
1
2016
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
The mechanical and electrical properties of ZrO2 -TiO2 -Na-β /β ″-alumina composite electrolyte synthesized via a citrate sol-gel method
1
2014
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Synthesis and characterization of NiO doped beta-Al2 O3 solid electrolyte
1
2016
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Synthesis and characterization of Y2 O3 doped Na-β ″-Al2 O3 solid electrolyte by double zeta process
0
2015
The effect of TiO2 and MnO2 on densification and microstructural development of alumina
0
1998
Enhanced sintering of β ″-Al2 O3 /YSZ with the sintering aids of TiO2 and MnO2
0
2015
The influence of barium and titanium dopants on the ionic conductivity and phase composition of sodium-beta-alumina
1
1979
... 氧化物的掺杂被证明是提高传统陶瓷材料特性的有效方法.β "-Al2 O3 材料有两种离子可掺杂位点,离子半径小于97.0 pm的单价或二价离子可以进入尖晶石块中取代Al3+ ,提高Na+ 浓度的同时起到稳定结构的作用;而半径大于97.0 pm的离子会进入离子传输平面内取代Na+ ,有可能破坏β "-Al2 O3 的结构并导致离子电导率下降[38 ] .Li2 O和MgO被认为是最理想的稳定剂,Zhu等[39 ] 研究发现,Li+ 和Mg2+ 分别替换尖晶石块中八面体和四面体位置的Al3+ ,并且Mg2+ 更利于提高β -Al2 O3 中铝的八面体配位结构的对称性.此外,Chen等[40 ] 发现MgO的掺杂量对β "-Al2 O3 的性能有很大影响.当加入少量MgO时,电解质的相对密度和β "-Al2 O3 相的含量均得到提高,并得到更加均匀和致密的微观结构,离子电导率提高的同时弯曲强度可以达到283 MPa.然而,当掺杂过量的MgO后会在晶界处形成MgAl2 O4 杂相,导致离子电导率的降低.另一方面,影响机械强度的主要因素包括电解质的晶粒尺寸和孔隙率,适量ZrO2 的加入可以抑制β "-Al2 O3 晶粒的过度生长,从而降低颗粒尺寸,提高机械强度;同时,β "-Al2 O3 / ZrO2 复合电解质对水分的敏感性降低,水分沿晶界的渗透和反应得到抑制,有效避免了陶瓷电解质的结构瓦解[41 -42 ] .由于Ti4+ 与Al3+ 具有相似的离子半径,添加适量的TiO2 可以增加Al3+ 空位浓度,提高烧结过程中Al3+ 的扩散能力进而促进烧结过程,最终实现相纯度和相对密度的同步提高[43 -44 ] .Xu等[45 ] 使用Nb2 O5 调控电解质的微观结构,提高β "-Al2 O3 的含量和电解质的相对密度.当掺杂1%(质量分数)Nb2 O5 时,电解质的弯曲强度达到295 MPa,300 o C下的离子电导率提升至0.153 S/cm.此外,在掺杂单种氧化物的基础上,采用两种氧化物添加剂可以实现多种性能的同步提升.Yang等[46 ] 同时添加TiO2 和ZrO2 ,其中TiO2 起到提升相纯度和相对密度进而提高离子电导率的作用,而ZrO2 在此基础上进一步提高了电解质机械强度.最终在加入1%(质量分数)TiO2 和10%(质量分数)ZrO2 的情况下,弯曲强度由143 MPa提升至196.3 MPa,350 o C下的离子电导率也由0.037 S/cm提高到0.2 S/cm.除上述列举的氧化物外,还有大量关于单种或多种氧化物添加剂的研究,包括CaO、NiO、Y2 O3 、TiO2 +MnO2 、TiO2 +BaO等[30 , 47 -51 ] . ...
Divalent-doped Na3 Zr2 Si2 PO12 natrium superionic conductor: Improving the ionic conductivity via simultaneously optimizing the phase and chemistry of the primary and secondary phases
3
2017
... 1976年,Goodenough等[19 ] 和Hong[20 ] 提出了具有三维Na+ 传输路径的Na1+ x Zr2 P3- x Six O12 (0<x <3),是由NaZr2 P3 O12 中的P5+ 被Si4+ 部分取代得到的,命名为NASICON.当x =2时,Na3 Zr2 PSi2 O12 具有最高的离子电导率,在室温和300 o C下分别为约10-4 S/cm和约10-1 S/cm,因此,大多数关于NASICON型材料的研究都是基于Na3 Zr2 PSi2 O12 展开的.如图3 (a)~(b)所示,Na3 Zr2 PSi2 O12 具有两种结晶相[菱方相(R -3c )和单斜相(C /2c )],其中共角的SiO4 /PO4 四面体和ZrO6 八面体通过氧原子连接形成开放的三维框架,有助于Na+ 实现快速传输,因而材料通常具有较高的体相离子电导率[52 ] .然而,由于该类材料多存在较大的晶界电阻,导致NASICON型电解质实际的离子电导率并不十分理想. ...
... [
52 ]:
(a) 菱方相;
(b) 单斜相;
(c)Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ) 材料温度与离子电导率的关系曲线,内部:该材料结构内部的离子传导路径
[53 ] ;
(d) Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg 、
Ca 、
Sr 、
Ba) 室温离子电导率的比较
[54 ] Crystal structures of NASICON-type electrolytes [52 ] : (a) rhombohedral ;(b) monoclinic; (c) relationship between temperature and ionic conductivity of Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ), insert: representation of the conduction pathway [53 ] ; (d) comparison of room-temperature conductivities of Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg, Ca, Sr, Ba) [54 ] Fig.3 ![]()
基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... [
52 ]
: (a) rhombohedral ;
(b) monoclinic; (c) relationship between temperature and ionic conductivity of Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ), insert: representation of the conduction pathway [53 ] ; (d) comparison of room-temperature conductivities of Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg, Ca, Sr, Ba) [54 ] Fig.3 ![]()
基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
Scandium-substituted Na3 Zr2 (SiO4 )2 (PO4 ) prepared by a solution-assisted solid-state reaction method as sodium-ion conductors
6
2016
... 1976年,Goodenough等
[19 ] 和Hong
[20 ] 提出了具有三维Na
+ 传输路径的Na
1+ x Zr
2 P
3- x Si
x O
12 (0<
x <3),是由NaZr
2 P
3 O
12 中的P
5+ 被Si
4+ 部分取代得到的,命名为NASICON.当
x =2时,Na
3 Zr
2 PSi
2 O
12 具有最高的离子电导率,在室温和300
o C下分别为约10
-4 S/cm和约10
-1 S/cm,因此,大多数关于NASICON型材料的研究都是基于Na
3 Zr
2 PSi
2 O
12 展开的.如
图3 (a)~(b)所示,Na
3 Zr
2 PSi
2 O
12 具有两种结晶相[菱方相(
R -3
c )和单斜相(
C /2
c )],其中共角的SiO
4 /PO
4 四面体和ZrO
6 八面体通过氧原子连接形成开放的三维框架,有助于Na
+ 实现快速传输,因而材料通常具有较高的体相离子电导率
[52 ] .然而,由于该类材料多存在较大的晶界电阻,导致NASICON型电解质实际的离子电导率并不十分理想.
图3 NASICON 型(Na3 Zr2 PSi2 O12 ) 电解质的晶体结构[52 ] :(a) 菱方相;(b) 单斜相;(c)Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ) 材料温度与离子电导率的关系曲线,内部:该材料结构内部的离子传导路径[53 ] ;(d) Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg 、Ca 、Sr 、Ba) 室温离子电导率的比较[54 ] Crystal structures of NASICON-type electrolytes [52 ] : (a) rhombohedral ;(b) monoclinic; (c) relationship between temperature and ionic conductivity of Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ), insert: representation of the conduction pathway [53 ] ; (d) comparison of room-temperature conductivities of Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg, Ca, Sr, Ba) [54 ] Fig.3 ![]()
基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... [
53 ]
; (d) comparison of room-temperature conductivities of Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg, Ca, Sr, Ba) [54 ] Fig.3 ![]()
基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... 基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... [53 ] ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
53 ,
58 ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
A Na+ superionic conductor for room-temperature sodium batteries
4
2016
... 1976年,Goodenough等
[19 ] 和Hong
[20 ] 提出了具有三维Na
+ 传输路径的Na
1+ x Zr
2 P
3- x Si
x O
12 (0<
x <3),是由NaZr
2 P
3 O
12 中的P
5+ 被Si
4+ 部分取代得到的,命名为NASICON.当
x =2时,Na
3 Zr
2 PSi
2 O
12 具有最高的离子电导率,在室温和300
o C下分别为约10
-4 S/cm和约10
-1 S/cm,因此,大多数关于NASICON型材料的研究都是基于Na
3 Zr
2 PSi
2 O
12 展开的.如
图3 (a)~(b)所示,Na
3 Zr
2 PSi
2 O
12 具有两种结晶相[菱方相(
R -3
c )和单斜相(
C /2
c )],其中共角的SiO
4 /PO
4 四面体和ZrO
6 八面体通过氧原子连接形成开放的三维框架,有助于Na
+ 实现快速传输,因而材料通常具有较高的体相离子电导率
[52 ] .然而,由于该类材料多存在较大的晶界电阻,导致NASICON型电解质实际的离子电导率并不十分理想.
图3 NASICON 型(Na3 Zr2 PSi2 O12 ) 电解质的晶体结构[52 ] :(a) 菱方相;(b) 单斜相;(c)Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ) 材料温度与离子电导率的关系曲线,内部:该材料结构内部的离子传导路径[53 ] ;(d) Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg 、Ca 、Sr 、Ba) 室温离子电导率的比较[54 ] Crystal structures of NASICON-type electrolytes [52 ] : (a) rhombohedral ;(b) monoclinic; (c) relationship between temperature and ionic conductivity of Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 ), insert: representation of the conduction pathway [53 ] ; (d) comparison of room-temperature conductivities of Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg, Ca, Sr, Ba) [54 ] Fig.3 ![]()
基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... [
54 ]
Fig.3 ![]()
基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... 基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... [54 ] ...
Influence of doping on some physical properties of NASICON
1
1983
... 基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
On some properties of NASICON doped with MgO and CoO
0
1989
Improved structural stability and ionic conductivity of Na3 Zr2 Si2 PO12 solid electrolyte by rare earth metal substitutions
4
2017
... 基于NASICON型电解质的结构特点,对三维框架中的离子进行部分取代或替换,适当拓宽离子传输路径,是进一步提高材料体相离子电导率的重要方法.当Zr4+ 被低价阳离子部分取代后会产生正电荷的缺陷,需要额外的Na+ 进行电荷补偿,从而提高Na+ 浓度并提高离子电导率.Ma等[53 ] 选择用Sc3+ (74.5 pm)进行取代,因为它具有与Zr4+ (72.0 pm)相近的离子半径,因此在掺杂后只会产生正电荷缺陷,不会造成晶体结构扭曲变形.最终具有最佳掺杂量的Na3.4 Sc0.4 Zr1.6 (SiO4 )2 (PO4 )在25 o C时离子电导率可以达到4.0×10-3 S/cm[图3 (c)],是目前为止所有报道的NASICON型材料中的最高值.然而,由于Sc价格昂贵资源有限,极大地限制了它的应用.Song等[54 ] 发现碱土金属离子可以占据ZrO6 八面体中Zr4+ 的位置,他们通过机械化学法得到了一系列碱土金属元素掺杂的Na3.1 Zr1.95 M0.05 Si2 PO12 (M=Mg、Ca、Sr、Ba)材料.研究发现,随着碱土金属离子半径的增加,离子的传输路径逐渐变窄,当采用Mg2+ 掺杂时,材料结构具有最大的离子传输通道,得到的室温离子电导率为3.5×10-3 S/cm[图3 (d)].除此之外,还有如Co2+ ,La3+ ,Nd3+ 和Y3+ 等许多可以替代的元素,掺杂后均在一定程度上提升了原始材料的离子电导率[55 -57 ] . ...
... [57 ] ...
... [57 ] ...
... [57 ] ...
A self-forming composite electrolyte for solid-state sodium battery with ultralong cycle life
5
2017
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
... [58 ] ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
58 ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... (2)氧化物电解质与电极材料间存在严重的界面接触问题.常用的解决办法是引入混合导电网络(通常是加入少量电解液或不具有可燃性的离子液体)或开发杂化电解质体系[58 , 117 -118 ] . ...
Liquid-phase sintering of highly Na+ ion conducting Na3 Zr2 Si2 PO12 ceramics using Na3 BO3 additive
2
2018
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
... [59 ] ...
A novel NASICON-based glass-ceramic composite electrolyte with enhanced Na-ion conductivity
2
2019
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
... [60 ] ...
Low temperature sintering of Na1+ x Zr2 Six P3- x O12 by the addition of Na3 BO3
1
2018
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
Low temperature-densified NASICON-based ceramics promoted by Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 glass additive and spark plasma sintering
1
2018
Combining cold sintering and Bi2 O3 -activated liquid-phase sintering to fabricate high-conductivity Mg-doped NASICON at reduced temperatures
1
2019
Composite NASICON (Na3 Zr2 Si2 PO12 ) solid-state electrolyte with enhanced Na+ ionic conductivity: Effect of liquid phase sintering
1
2019
Effects of antimony tin oxide (ATO) additive on the properties of Na3 Zr2 Si2 PO12 ceramic electrolytes
2
2020
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
... [65 ] ...
A high-performance monolithic solid-state sodium battery with Ca2+ doped Na3 Zr2 Si2 PO12 electrolyte
1
2019
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
Scaling effects in sodium zirconium silicate phosphate (Na1+ x Zr2 Six P3- x O12 ) ion-conducting thin films
2
2016
... 对材料的离子电导率来说,除了Na+ 在材料体相中传输过程的影响外,在晶界处的传输过程也对其影响很大.Zhang等[58 ] 通过在Na3 Zr2 PSi2 O12 中引入La3+ 得到一种Self-Forming复合电解质,该电解质中除了包含主相Na3+ x Zr2- x Lax Si2 PO12 外,还包含Na3 La(PO4 )2 、La2 O3 和LaPO4 ,这几种新相的存在不仅可以调节NASICON型材料主相中的Na+ 浓度,还可以增加电解质陶瓷片的相对密度,并调控晶界处的化学组分,进而同时提高体相和晶界处的离子电导率.通过改变La3+ 的掺杂量,得到的最佳离子电导率为3.4×10-3 S/cm(25 o C)和1.4×10-2 S/cm(80 o C).此外,Noi等[59 ] 首次通过液相烧结法得到了高密度、高离子电导率的NASICON型电解质陶瓷.研究人员在材料合成的过程中加入低熔点的Na3 BO3 (约 680 o C),仅在900 o C的烧结温度下便得到了高密度的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷,其室温离子电导率达到约1×10-3 S/cm,甚至与经过1220 o C烧结的Na3 Zr2 PSi2 O12 陶瓷不相上下.Shao等[60 ] 选择NaF作为合成添加剂,通过原位形成“binder-like”玻璃相得到玻璃-陶瓷复合电解质,将Na3 Zr2 PSi2 O12 的离子电导率从4.5×10-4 S/cm提高到3.6×10-3 S/cm.除此之外,Na2 O-Nb2 O5 -P2 O5 、Bi2 O3 、Na2 SiO3 和锑-锡氧化物等也是有效的添加剂[61 -65 ] .除调控晶界处化学组分、引入低熔点添加剂外,元素掺杂、调控晶粒尺寸等方法也可以有效地降低晶界电阻,进而提高NASICON型电解质的离子电导率[66 -67 ] .表1 中给出了不同NASICON型固态电解质的离子电导率和活化能. ...
... [67 ] ...
The influences of excess sodium on low-temperature NASICON synthesis
1
2014
... 传统合成NASICON型材料的固相烧结法往往需要很高的烧结温度(>1100 o C)使材料成相或降低晶界电阻,然而当烧结温度过高时会导致材料表面轻元素(Na和P等)的挥发和ZrO2 杂相的生成,极大地影响了电解质的离子电导率[68 ] .因此,优化合成方法,降低烧结温度或缩短烧结时间是十分必要的.例如,使用溶胶-凝胶法合成时,反应物可以在分子尺度均匀混合并缩短传质路径,因此可以在一定程度上降低合成温度[69 ] .放电等离子体烧结(SPS)法是一种可以有效缩短烧结时间的合成技术,它利用颗粒之间在压力下的微观放电实现快速致密化,所制备的电解质样品几乎接近理论密度[70 -71 ] .除此之外,上文中提到的液相烧结法也是有效降低烧结温度的方法之一,通过使用不同的添加剂可以在不同程度上降低烧结温度.尽管如此,NASICON型材料前驱体的制备仍然需要很高的高温.所以,深入探究降低烧结温度的方法与机理仍是发展NASICON型固态电解质的关键挑战之一. ...
Sol-gel routes leading to nasicon ceramics
1
1986
... 传统合成NASICON型材料的固相烧结法往往需要很高的烧结温度(>1100 o C)使材料成相或降低晶界电阻,然而当烧结温度过高时会导致材料表面轻元素(Na和P等)的挥发和ZrO2 杂相的生成,极大地影响了电解质的离子电导率[68 ] .因此,优化合成方法,降低烧结温度或缩短烧结时间是十分必要的.例如,使用溶胶-凝胶法合成时,反应物可以在分子尺度均匀混合并缩短传质路径,因此可以在一定程度上降低合成温度[69 ] .放电等离子体烧结(SPS)法是一种可以有效缩短烧结时间的合成技术,它利用颗粒之间在压力下的微观放电实现快速致密化,所制备的电解质样品几乎接近理论密度[70 -71 ] .除此之外,上文中提到的液相烧结法也是有效降低烧结温度的方法之一,通过使用不同的添加剂可以在不同程度上降低烧结温度.尽管如此,NASICON型材料前驱体的制备仍然需要很高的高温.所以,深入探究降低烧结温度的方法与机理仍是发展NASICON型固态电解质的关键挑战之一. ...
Spark plasma sintering (SPS) of NASICON ceramics
1
2004
... 传统合成NASICON型材料的固相烧结法往往需要很高的烧结温度(>1100 o C)使材料成相或降低晶界电阻,然而当烧结温度过高时会导致材料表面轻元素(Na和P等)的挥发和ZrO2 杂相的生成,极大地影响了电解质的离子电导率[68 ] .因此,优化合成方法,降低烧结温度或缩短烧结时间是十分必要的.例如,使用溶胶-凝胶法合成时,反应物可以在分子尺度均匀混合并缩短传质路径,因此可以在一定程度上降低合成温度[69 ] .放电等离子体烧结(SPS)法是一种可以有效缩短烧结时间的合成技术,它利用颗粒之间在压力下的微观放电实现快速致密化,所制备的电解质样品几乎接近理论密度[70 -71 ] .除此之外,上文中提到的液相烧结法也是有效降低烧结温度的方法之一,通过使用不同的添加剂可以在不同程度上降低烧结温度.尽管如此,NASICON型材料前驱体的制备仍然需要很高的高温.所以,深入探究降低烧结温度的方法与机理仍是发展NASICON型固态电解质的关键挑战之一. ...
Survey of the transport properties of sodium superionic conductor materials for use in sodium batteries
1
2015
... 传统合成NASICON型材料的固相烧结法往往需要很高的烧结温度(>1100 o C)使材料成相或降低晶界电阻,然而当烧结温度过高时会导致材料表面轻元素(Na和P等)的挥发和ZrO2 杂相的生成,极大地影响了电解质的离子电导率[68 ] .因此,优化合成方法,降低烧结温度或缩短烧结时间是十分必要的.例如,使用溶胶-凝胶法合成时,反应物可以在分子尺度均匀混合并缩短传质路径,因此可以在一定程度上降低合成温度[69 ] .放电等离子体烧结(SPS)法是一种可以有效缩短烧结时间的合成技术,它利用颗粒之间在压力下的微观放电实现快速致密化,所制备的电解质样品几乎接近理论密度[70 -71 ] .除此之外,上文中提到的液相烧结法也是有效降低烧结温度的方法之一,通过使用不同的添加剂可以在不同程度上降低烧结温度.尽管如此,NASICON型材料前驱体的制备仍然需要很高的高温.所以,深入探究降低烧结温度的方法与机理仍是发展NASICON型固态电解质的关键挑战之一. ...
Solid-state ionics-conductivities of Na+ ion conductors based on NASICON
4
1980
... [72 ] ...
... [72 ] ...
... [72 ] ...
... [72 ] ...
Compositional dependence of the electrochemical and structural parameters in the NASICON system (Na1+ x Six Zr2 P3- x O12 )
1
1981
Na+ ion conductivity and crystallographic cell characterization in the Hf-NASICON system Na1+ x Hf2 Six P3- x O12
1
1984
Properties and phase relationship of the Na1+ x Hf2- y Tiy Six P3- x O12 system
1
28
Solid phase synthesis and characterization of Na3 Zr2- y Nb0.8 y Si2 PO12 system
1
1992
Crystal chemistry and ion conductivity of the Na1+ x Ti2- x Alx (PO4 )3 (0≤x ≤0.9) NASICON series
1
2000
Influence of M: Ce4+ , Gd3+ and Yb3+ substituted Na3+ x Zr2- x Mx Si2 PO12 solid NASICON electrolytes on sintering, micros-tructure and conductivity
3
2016
... [78 ] ...
... [78 ] ...
... [78 ] ...
X-ray crystal structure analysis of sodium-ion conductivity in 94Na3 PS4 ? 6Na4 SiS4 glass-ceramic electrolytes
1
2014
... Na3 PS4 是最常见的硫化物固态电解质,图4 (a)~(b)展示了它的两种晶体结构,分别为四方相(P -421 c ;a 0 =b 0 =6.9520 Å,c 0 =7.0757 Å)和立方相(I -43m ;a 0 =b 0 =c 0 =7.0699 Å)[79 ] .通常,在室温下,Na3 PS4 以四方相的形式存在,离子电导率仅为约10-6 S/cm,极大地限制了硫化物电解质的研究进程.直到2012年, Hayashi等[80 ] 通过对玻璃态Na3 PS4 结晶稳定了高温相,得到的立方相Na3 PS4 玻璃-陶瓷在室温下的离子电导率可以达到2×10-4 S/cm.两种晶体结构虽然在晶胞参数上相差不多,但是相比于四方相,立方相结构中具有沿着Na1和Na2位点的三维Na+ 传输通道[图4 (b)],这也被认为是具有更高离子电导率的原因.随后,通过使用高纯度(>99%)合成原料Na2 S,立方相Na3 PS4 的室温离子电导率被进一步提升至4.6×10-4 S/cm[81 ] . ...
Superionic glass-ceramic electrolytes for room-temperature rechargeable sodium batteries
3
2012
... Na3 PS4 是最常见的硫化物固态电解质,图4 (a)~(b)展示了它的两种晶体结构,分别为四方相(P -421 c ;a 0 =b 0 =6.9520 Å,c 0 =7.0757 Å)和立方相(I -43m ;a 0 =b 0 =c 0 =7.0699 Å)[79 ] .通常,在室温下,Na3 PS4 以四方相的形式存在,离子电导率仅为约10-6 S/cm,极大地限制了硫化物电解质的研究进程.直到2012年, Hayashi等[80 ] 通过对玻璃态Na3 PS4 结晶稳定了高温相,得到的立方相Na3 PS4 玻璃-陶瓷在室温下的离子电导率可以达到2×10-4 S/cm.两种晶体结构虽然在晶胞参数上相差不多,但是相比于四方相,立方相结构中具有沿着Na1和Na2位点的三维Na+ 传输通道[图4 (b)],这也被认为是具有更高离子电导率的原因.随后,通过使用高纯度(>99%)合成原料Na2 S,立方相Na3 PS4 的室温离子电导率被进一步提升至4.6×10-4 S/cm[81 ] . ...
... [
80 ]:
(a) 四方相;
(b) 立方相;
(c) 不同化合物中
Na+ 扩散示意图
[90 ] ;
(d) 原始
Na3 SbS4 ·9H2 O 、合成的
Na3 PS4 、空气中暴露
48 小时的
Na3 PS4 和再次烧结后的
Na3 PS4 的
XRD 图谱
[91 ] Crystal structures of Na3 PS4 [80 ] : (a) tetragonal; (b) cubic; (c) schematic diagram of Na+ diffusion in different compounds[90 ] ; (d) XRD patterns of pristine Na3 SbS4 ·9H2 O, as-synthesized Na3 PS4 , air-exposed Na3 PS4 (48 h), and reheated air-exposed Na3 PS4 sample[91 ] Fig.4 ![]()
通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
... [
80 ]: (a) tetragonal; (b) cubic; (c) schematic diagram of Na
+ diffusion in different compounds
[90 ] ; (d) XRD patterns of pristine Na
3 SbS
4 ·9H
2 O, as-synthesized Na
3 PS
4 , air-exposed Na
3 PS
4 (48 h), and reheated air-exposed Na
3 PS
4 sample
[91 ] Fig.4 ![]()
通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
High sodium ion conductivity of glass-ceramic electrolytes with cubic Na3 PS4
3
2014
... Na3 PS4 是最常见的硫化物固态电解质,图4 (a)~(b)展示了它的两种晶体结构,分别为四方相(P -421 c ;a 0 =b 0 =6.9520 Å,c 0 =7.0757 Å)和立方相(I -43m ;a 0 =b 0 =c 0 =7.0699 Å)[79 ] .通常,在室温下,Na3 PS4 以四方相的形式存在,离子电导率仅为约10-6 S/cm,极大地限制了硫化物电解质的研究进程.直到2012年, Hayashi等[80 ] 通过对玻璃态Na3 PS4 结晶稳定了高温相,得到的立方相Na3 PS4 玻璃-陶瓷在室温下的离子电导率可以达到2×10-4 S/cm.两种晶体结构虽然在晶胞参数上相差不多,但是相比于四方相,立方相结构中具有沿着Na1和Na2位点的三维Na+ 传输通道[图4 (b)],这也被认为是具有更高离子电导率的原因.随后,通过使用高纯度(>99%)合成原料Na2 S,立方相Na3 PS4 的室温离子电导率被进一步提升至4.6×10-4 S/cm[81 ] . ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
81 ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Preparation and characterization of highly sodium ion conducting Na3 PS4 -Na4 SiS4 solid electrolytes
1
2014
... 通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
Role of Na+ interstitials and dopants in enhancing the Na+ conductivity of the cubic Na3 PS4 superionic conductor
1
2015
... 通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
Na3+ x Mx P1- x S4 (M=Ge4+ , Ti4+ , Sn4+ ) enables high rate all-solid-state Na-ion batteries Na2+2 δ Fe2- δ (SO4 )3 |Na3+ x Mx P1- x S4 |Na2 Ti3 O7
1
2017
... 通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
Diffusion mechanism of the sodium-ion solid electrolyte Na3 PS4 and potential improvements of halogen doping
1
2016
... 通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
Room-temperature all-solid-state rechargeable sodium-ion batteries with a Cl-doped Na3 PS4 superionic conductor
1
2016
... 通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
Computational and experimental investigations of Na-in conduction in cubic Na3 PSe4
1
2015
... 除了异价离子掺杂外,采用Se2- 取代S2- 也是提高离子电导率的有效途径.一方面,Se2- 具有更大的离子半径,取代S2- 后起到扩展晶格的作用;另一方面,具有更大极化的Se2- 会减弱Na+ 与阴离子骨架之间的结合能,进而提高离子迁移能力[87 ] .Zhang等[88 ] 首次合成出立方相Na3 PSe4 ,其室温离子电导率可以达到1.16×10-3 S/cm.此外,他们还首次合成并评估了四方相Na3 SbS4 的结构和离子电导率,研究发现,通过Sb5+ 取代P5+ 得到的Na3 SbS4 ,不仅使其晶胞体积较Na3 PS4 得到扩展,并且包含无序立方的硫亚晶格结构,同时还含有2.5%(摩尔分数)的Na+ 空位,室温离子电导率提升至3×10-3 S/cm[89 ] .如图4 (c)所示,当同时进行Sb5+ 和Se2- 取代时,晶胞体积增大,离子传输通道得到拓宽,离子电导率被进一步提高至3.7×10-3 S/cm[90 ] .在Na3 SbS4 的基础上,Hayashi等[22 ] 用W6+ 部分取代Sb5+ 引入Na+ 空位,实现了四方相向立方相的转变,最终得到的Na2.88 Sb0.88 W0.12 S4 具有超高的室温离子电导率(3.2×10-2 S/cm),是目前为止所报道的最高值. ...
Na3 PSe4 : A novel chalcogenide solid electrolyte with high ionic conductivity
3
2015
... 除了异价离子掺杂外,采用Se2- 取代S2- 也是提高离子电导率的有效途径.一方面,Se2- 具有更大的离子半径,取代S2- 后起到扩展晶格的作用;另一方面,具有更大极化的Se2- 会减弱Na+ 与阴离子骨架之间的结合能,进而提高离子迁移能力[87 ] .Zhang等[88 ] 首次合成出立方相Na3 PSe4 ,其室温离子电导率可以达到1.16×10-3 S/cm.此外,他们还首次合成并评估了四方相Na3 SbS4 的结构和离子电导率,研究发现,通过Sb5+ 取代P5+ 得到的Na3 SbS4 ,不仅使其晶胞体积较Na3 PS4 得到扩展,并且包含无序立方的硫亚晶格结构,同时还含有2.5%(摩尔分数)的Na+ 空位,室温离子电导率提升至3×10-3 S/cm[89 ] .如图4 (c)所示,当同时进行Sb5+ 和Se2- 取代时,晶胞体积增大,离子传输通道得到拓宽,离子电导率被进一步提高至3.7×10-3 S/cm[90 ] .在Na3 SbS4 的基础上,Hayashi等[22 ] 用W6+ 部分取代Sb5+ 引入Na+ 空位,实现了四方相向立方相的转变,最终得到的Na2.88 Sb0.88 W0.12 S4 具有超高的室温离子电导率(3.2×10-2 S/cm),是目前为止所报道的最高值. ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
88 -
89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Vacancy-contained tetragonal Na3 SbS4 superionic conductor
4
2016
... 除了异价离子掺杂外,采用Se2- 取代S2- 也是提高离子电导率的有效途径.一方面,Se2- 具有更大的离子半径,取代S2- 后起到扩展晶格的作用;另一方面,具有更大极化的Se2- 会减弱Na+ 与阴离子骨架之间的结合能,进而提高离子迁移能力[87 ] .Zhang等[88 ] 首次合成出立方相Na3 PSe4 ,其室温离子电导率可以达到1.16×10-3 S/cm.此外,他们还首次合成并评估了四方相Na3 SbS4 的结构和离子电导率,研究发现,通过Sb5+ 取代P5+ 得到的Na3 SbS4 ,不仅使其晶胞体积较Na3 PS4 得到扩展,并且包含无序立方的硫亚晶格结构,同时还含有2.5%(摩尔分数)的Na+ 空位,室温离子电导率提升至3×10-3 S/cm[89 ] .如图4 (c)所示,当同时进行Sb5+ 和Se2- 取代时,晶胞体积增大,离子传输通道得到拓宽,离子电导率被进一步提高至3.7×10-3 S/cm[90 ] .在Na3 SbS4 的基础上,Hayashi等[22 ] 用W6+ 部分取代Sb5+ 引入Na+ 空位,实现了四方相向立方相的转变,最终得到的Na2.88 Sb0.88 W0.12 S4 具有超高的室温离子电导率(3.2×10-2 S/cm),是目前为止所报道的最高值. ...
... 除了硫化物电解质的化学稳定性以外,电化学稳定性也是影响全固态电池性能的重要因素之一.良好的电化学稳定性通常体现在以下两个方面:①电解质本身具有惰性,不与电极发生任何反应;②电解质与电极反应后在界面处形成良好的钝化层,防止二者进一步反应.但是,金属钠的反应活性高、高电压正极的氧化性强,很难找到一种本质上稳定的材料,因此电化学稳定往往是通过第二种方法实现的.一般来说,对电解质进行电化学窗口测试是研究其电化学稳定性的有效方法,通常采用的方式是在电解质的两端使用阻塞电极和金属钠作为工作电极进行循环伏安法(CV)测试.Hayashi等[89 ] 和Wang等[91 ] 采用该测试方法对Na3 PS4 和Na3 SbS4 进行研究,测试结果表明二者具有稳定至5 V(vs . Na+ /Na)的电化学窗口.然而,Yue等[95 ] 将相同材料置于全电池(Na-Sn-C| Na3 PS4 |Na3 PS4 -Na2 S-C)体系下,发现实际上首次充电过程中Na3 PS4 在2.0 V左右即发生了氧化反应,二者测试结果相差很大.因此,硫化物电解质的实际电化学稳定窗口往往并不如CV测试得到的结果理想.目前为止,相比于固态锂电池,对于固态钠电池中硫化物电解质电化学稳定性的研究还远远不够.精确探究硫化物电解质的电化学稳定窗口并进一步提升电化学稳定性,对最终实现电解质在高电压电池体系中的应用具有重要意义. ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
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89 ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Improvement in ion transport in Na3 PSe4 -Na3 SbSe4 by Sb substitution
3
2017
... Na
3 PS
4 是最常见的硫化物固态电解质,
图4 (a)~(b)展示了它的两种晶体结构,分别为四方相(
P -42
1 c ;
a 0 =
b 0 =6.9520 Å,
c 0 =7.0757 Å)和立方相(
I -43
m ;
a 0 =
b 0 =
c 0 =7.0699 Å)
[79 ] .通常,在室温下,Na
3 PS
4 以四方相的形式存在,离子电导率仅为约10
-6 S/cm,极大地限制了硫化物电解质的研究进程.直到2012年, Hayashi等
[80 ] 通过对玻璃态Na
3 PS
4 结晶稳定了高温相,得到的立方相Na
3 PS
4 玻璃-陶瓷在室温下的离子电导率可以达到2×10
-4 S/cm.两种晶体结构虽然在晶胞参数上相差不多,但是相比于四方相,立方相结构中具有沿着Na1和Na2位点的三维Na
+ 传输通道[
图4 (b)],这也被认为是具有更高离子电导率的原因.随后,通过使用高纯度(>99%)合成原料Na
2 S,立方相Na
3 PS
4 的室温离子电导率被进一步提升至4.6×10
-4 S/cm
[81 ] .
图4 Na3 PS4 的晶体结构[80 ] :(a) 四方相;(b) 立方相;(c) 不同化合物中Na+ 扩散示意图[90 ] ;(d) 原始Na3 SbS4 ·9H2 O 、合成的Na3 PS4 、空气中暴露48 小时的Na3 PS4 和再次烧结后的Na3 PS4 的XRD 图谱[91 ] Crystal structures of Na3 PS4 [80 ] : (a) tetragonal; (b) cubic; (c) schematic diagram of Na+ diffusion in different compounds[90 ] ; (d) XRD patterns of pristine Na3 SbS4 ·9H2 O, as-synthesized Na3 PS4 , air-exposed Na3 PS4 (48 h), and reheated air-exposed Na3 PS4 sample[91 ] Fig.4 ![]()
通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
... [
90 ]; (d) XRD patterns of pristine Na
3 SbS
4 ·9H
2 O, as-synthesized Na
3 PS
4 , air-exposed Na
3 PS
4 (48 h), and reheated air-exposed Na
3 PS
4 sample
[91 ] Fig.4 ![]()
通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
... 除了异价离子掺杂外,采用Se2- 取代S2- 也是提高离子电导率的有效途径.一方面,Se2- 具有更大的离子半径,取代S2- 后起到扩展晶格的作用;另一方面,具有更大极化的Se2- 会减弱Na+ 与阴离子骨架之间的结合能,进而提高离子迁移能力[87 ] .Zhang等[88 ] 首次合成出立方相Na3 PSe4 ,其室温离子电导率可以达到1.16×10-3 S/cm.此外,他们还首次合成并评估了四方相Na3 SbS4 的结构和离子电导率,研究发现,通过Sb5+ 取代P5+ 得到的Na3 SbS4 ,不仅使其晶胞体积较Na3 PS4 得到扩展,并且包含无序立方的硫亚晶格结构,同时还含有2.5%(摩尔分数)的Na+ 空位,室温离子电导率提升至3×10-3 S/cm[89 ] .如图4 (c)所示,当同时进行Sb5+ 和Se2- 取代时,晶胞体积增大,离子传输通道得到拓宽,离子电导率被进一步提高至3.7×10-3 S/cm[90 ] .在Na3 SbS4 的基础上,Hayashi等[22 ] 用W6+ 部分取代Sb5+ 引入Na+ 空位,实现了四方相向立方相的转变,最终得到的Na2.88 Sb0.88 W0.12 S4 具有超高的室温离子电导率(3.2×10-2 S/cm),是目前为止所报道的最高值. ...
An air-stable Na3 SbS4 superionic conductor prepared by a rapid and economic synthetic procedure
6
2016
... Na
3 PS
4 是最常见的硫化物固态电解质,
图4 (a)~(b)展示了它的两种晶体结构,分别为四方相(
P -42
1 c ;
a 0 =
b 0 =6.9520 Å,
c 0 =7.0757 Å)和立方相(
I -43
m ;
a 0 =
b 0 =
c 0 =7.0699 Å)
[79 ] .通常,在室温下,Na
3 PS
4 以四方相的形式存在,离子电导率仅为约10
-6 S/cm,极大地限制了硫化物电解质的研究进程.直到2012年, Hayashi等
[80 ] 通过对玻璃态Na
3 PS
4 结晶稳定了高温相,得到的立方相Na
3 PS
4 玻璃-陶瓷在室温下的离子电导率可以达到2×10
-4 S/cm.两种晶体结构虽然在晶胞参数上相差不多,但是相比于四方相,立方相结构中具有沿着Na1和Na2位点的三维Na
+ 传输通道[
图4 (b)],这也被认为是具有更高离子电导率的原因.随后,通过使用高纯度(>99%)合成原料Na
2 S,立方相Na
3 PS
4 的室温离子电导率被进一步提升至4.6×10
-4 S/cm
[81 ] .
图4 Na3 PS4 的晶体结构[80 ] :(a) 四方相;(b) 立方相;(c) 不同化合物中Na+ 扩散示意图[90 ] ;(d) 原始Na3 SbS4 ·9H2 O 、合成的Na3 PS4 、空气中暴露48 小时的Na3 PS4 和再次烧结后的Na3 PS4 的XRD 图谱[91 ] Crystal structures of Na3 PS4 [80 ] : (a) tetragonal; (b) cubic; (c) schematic diagram of Na+ diffusion in different compounds[90 ] ; (d) XRD patterns of pristine Na3 SbS4 ·9H2 O, as-synthesized Na3 PS4 , air-exposed Na3 PS4 (48 h), and reheated air-exposed Na3 PS4 sample[91 ] Fig.4 ![]()
通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
... [
91 ]
Fig.4 ![]()
通过异价离子掺杂或取代在晶格中引入缺陷是提高Na3 PS4 离子电导率的最常用方法.Tanibata等[82 ] 成功制备了(100-x )Na3 PS4 · x Na4 SiS4 (摩尔分数)玻璃-陶瓷,当Na4 SiS4 的摩尔含量为6%时,室温离子电导率提高至7.4×10-4 S/cm.Zhu等[83 ] 通过理论预测发现原始立方相Na3 PS4 并不是一个良好的快离子导体,但是当采用阳离子M4+ (M=Si、Ge、Sn)掺杂时可以引入Na+ 间隙进而提高离子电导率.通过分子动力学模拟,他们预测当掺杂摩尔含量为6.25%的Si4+ 时,离子电导率可以提升至1.66×10-3 S/cm,这也与之前的实验结果吻合.此外,还有一些报道通过Ge4+ 、Ti4+ 等进行掺杂,也成功提高了Na3 PS4 的离子电导率[84 ] .除了阳离子掺杂外,通过异价阴离子Cl- 或Br- 掺杂引入Na+ 空位也可以有效提高离子电导率[85 ] .实验表明,当采用Cl- 掺杂时,四方相Na3 PS4 的离子电导率由5×10-5 S/cm(303 K)提升至1.14×10-3 S/cm(Na2.9375 PS3.9375 Cl0.0625 ,303 K)[86 ] . ...
... 尽管硫化物电解质的离子电导率已经达到了应用的需求,但是化学稳定性差的缺陷极大制约了硫化物电解质在全固态电池中的发展进程.大多数硫化物对空气或水分不稳定,在空气中会快速水解生成有害的H2 S气体并造成离子电导率下降.根据软硬酸碱理论,Na3 PS4 中的P5+ 为硬酸,更容易与硬碱O2- 发生相互作用,因而具有较差的空气稳定性.而Na3 SbS4 中的Sb5+ 为软酸,与软碱S2- 的相互作用更强,所以不容易与O2- 相结合[91 ] .Wang等[91 ] 根据这一理论设计合成了Na3 SbS4 并探究其空气稳定性,如图4 (d)所示,材料暴露在空气中后会与空气中的H2 O结合生成Na3 SbS4 · 9H2 O,但是在150 o C下烧结1小时后便可以恢复至Na3 SbS4 .在此基础之上,通过元素掺杂得到的一系列不含P的硫化物Na4- x Sn1- x Sbx S4 (0.02≤x ≤0.33)也具有较好的空气稳定性和水溶液可加工性[92 ] .除此之外,由于As—O键比P—O键弱,用As部分取代Na3 PS4 中的P对其化学稳定性也有明显的提升作用[93 -94 ] . ...
... [91 ]根据这一理论设计合成了Na3 SbS4 并探究其空气稳定性,如图4 (d)所示,材料暴露在空气中后会与空气中的H2 O结合生成Na3 SbS4 · 9H2 O,但是在150 o C下烧结1小时后便可以恢复至Na3 SbS4 .在此基础之上,通过元素掺杂得到的一系列不含P的硫化物Na4- x Sn1- x Sbx S4 (0.02≤x ≤0.33)也具有较好的空气稳定性和水溶液可加工性[92 ] .除此之外,由于As—O键比P—O键弱,用As部分取代Na3 PS4 中的P对其化学稳定性也有明显的提升作用[93 -94 ] . ...
... 除了硫化物电解质的化学稳定性以外,电化学稳定性也是影响全固态电池性能的重要因素之一.良好的电化学稳定性通常体现在以下两个方面:①电解质本身具有惰性,不与电极发生任何反应;②电解质与电极反应后在界面处形成良好的钝化层,防止二者进一步反应.但是,金属钠的反应活性高、高电压正极的氧化性强,很难找到一种本质上稳定的材料,因此电化学稳定往往是通过第二种方法实现的.一般来说,对电解质进行电化学窗口测试是研究其电化学稳定性的有效方法,通常采用的方式是在电解质的两端使用阻塞电极和金属钠作为工作电极进行循环伏安法(CV)测试.Hayashi等[89 ] 和Wang等[91 ] 采用该测试方法对Na3 PS4 和Na3 SbS4 进行研究,测试结果表明二者具有稳定至5 V(vs . Na+ /Na)的电化学窗口.然而,Yue等[95 ] 将相同材料置于全电池(Na-Sn-C| Na3 PS4 |Na3 PS4 -Na2 S-C)体系下,发现实际上首次充电过程中Na3 PS4 在2.0 V左右即发生了氧化反应,二者测试结果相差很大.因此,硫化物电解质的实际电化学稳定窗口往往并不如CV测试得到的结果理想.目前为止,相比于固态锂电池,对于固态钠电池中硫化物电解质电化学稳定性的研究还远远不够.精确探究硫化物电解质的电化学稳定窗口并进一步提升电化学稳定性,对最终实现电解质在高电压电池体系中的应用具有重要意义. ...
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
New Na-ion solid electrolytes Na4- x Sn1- x Sbx S4 (0.02≤x ≤0.33) for all-solid-state na-ion batteries
2
2018
... 尽管硫化物电解质的离子电导率已经达到了应用的需求,但是化学稳定性差的缺陷极大制约了硫化物电解质在全固态电池中的发展进程.大多数硫化物对空气或水分不稳定,在空气中会快速水解生成有害的H2 S气体并造成离子电导率下降.根据软硬酸碱理论,Na3 PS4 中的P5+ 为硬酸,更容易与硬碱O2- 发生相互作用,因而具有较差的空气稳定性.而Na3 SbS4 中的Sb5+ 为软酸,与软碱S2- 的相互作用更强,所以不容易与O2- 相结合[91 ] .Wang等[91 ] 根据这一理论设计合成了Na3 SbS4 并探究其空气稳定性,如图4 (d)所示,材料暴露在空气中后会与空气中的H2 O结合生成Na3 SbS4 · 9H2 O,但是在150 o C下烧结1小时后便可以恢复至Na3 SbS4 .在此基础之上,通过元素掺杂得到的一系列不含P的硫化物Na4- x Sn1- x Sbx S4 (0.02≤x ≤0.33)也具有较好的空气稳定性和水溶液可加工性[92 ] .除此之外,由于As—O键比P—O键弱,用As部分取代Na3 PS4 中的P对其化学稳定性也有明显的提升作用[93 -94 ] . ...
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
Origin of outstanding phase and moisture stability in a Na3 P1- x Asx S4 superionic conductor
1
2017
... 尽管硫化物电解质的离子电导率已经达到了应用的需求,但是化学稳定性差的缺陷极大制约了硫化物电解质在全固态电池中的发展进程.大多数硫化物对空气或水分不稳定,在空气中会快速水解生成有害的H2 S气体并造成离子电导率下降.根据软硬酸碱理论,Na3 PS4 中的P5+ 为硬酸,更容易与硬碱O2- 发生相互作用,因而具有较差的空气稳定性.而Na3 SbS4 中的Sb5+ 为软酸,与软碱S2- 的相互作用更强,所以不容易与O2- 相结合[91 ] .Wang等[91 ] 根据这一理论设计合成了Na3 SbS4 并探究其空气稳定性,如图4 (d)所示,材料暴露在空气中后会与空气中的H2 O结合生成Na3 SbS4 · 9H2 O,但是在150 o C下烧结1小时后便可以恢复至Na3 SbS4 .在此基础之上,通过元素掺杂得到的一系列不含P的硫化物Na4- x Sn1- x Sbx S4 (0.02≤x ≤0.33)也具有较好的空气稳定性和水溶液可加工性[92 ] .除此之外,由于As—O键比P—O键弱,用As部分取代Na3 PS4 中的P对其化学稳定性也有明显的提升作用[93 -94 ] . ...
Exceptionally high ionic conductivity in Na3 P0.62 As0.38 S4 with Improved moisture stability for solid-state sodium-ion batteries
1
2017
... 尽管硫化物电解质的离子电导率已经达到了应用的需求,但是化学稳定性差的缺陷极大制约了硫化物电解质在全固态电池中的发展进程.大多数硫化物对空气或水分不稳定,在空气中会快速水解生成有害的H2 S气体并造成离子电导率下降.根据软硬酸碱理论,Na3 PS4 中的P5+ 为硬酸,更容易与硬碱O2- 发生相互作用,因而具有较差的空气稳定性.而Na3 SbS4 中的Sb5+ 为软酸,与软碱S2- 的相互作用更强,所以不容易与O2- 相结合[91 ] .Wang等[91 ] 根据这一理论设计合成了Na3 SbS4 并探究其空气稳定性,如图4 (d)所示,材料暴露在空气中后会与空气中的H2 O结合生成Na3 SbS4 · 9H2 O,但是在150 o C下烧结1小时后便可以恢复至Na3 SbS4 .在此基础之上,通过元素掺杂得到的一系列不含P的硫化物Na4- x Sn1- x Sbx S4 (0.02≤x ≤0.33)也具有较好的空气稳定性和水溶液可加工性[92 ] .除此之外,由于As—O键比P—O键弱,用As部分取代Na3 PS4 中的P对其化学稳定性也有明显的提升作用[93 -94 ] . ...
High-performance all-inorganic solid-state sodium-sulfur battery
1
2017
... 除了硫化物电解质的化学稳定性以外,电化学稳定性也是影响全固态电池性能的重要因素之一.良好的电化学稳定性通常体现在以下两个方面:①电解质本身具有惰性,不与电极发生任何反应;②电解质与电极反应后在界面处形成良好的钝化层,防止二者进一步反应.但是,金属钠的反应活性高、高电压正极的氧化性强,很难找到一种本质上稳定的材料,因此电化学稳定往往是通过第二种方法实现的.一般来说,对电解质进行电化学窗口测试是研究其电化学稳定性的有效方法,通常采用的方式是在电解质的两端使用阻塞电极和金属钠作为工作电极进行循环伏安法(CV)测试.Hayashi等[89 ] 和Wang等[91 ] 采用该测试方法对Na3 PS4 和Na3 SbS4 进行研究,测试结果表明二者具有稳定至5 V(vs . Na+ /Na)的电化学窗口.然而,Yue等[95 ] 将相同材料置于全电池(Na-Sn-C| Na3 PS4 |Na3 PS4 -Na2 S-C)体系下,发现实际上首次充电过程中Na3 PS4 在2.0 V左右即发生了氧化反应,二者测试结果相差很大.因此,硫化物电解质的实际电化学稳定窗口往往并不如CV测试得到的结果理想.目前为止,相比于固态锂电池,对于固态钠电池中硫化物电解质电化学稳定性的研究还远远不够.精确探究硫化物电解质的电化学稳定窗口并进一步提升电化学稳定性,对最终实现电解质在高电压电池体系中的应用具有重要意义. ...
Theoretical prediction of a highly conducting solid electrolyte for sodium batteries: Na10 GeP2 S12
3
2015
... 由于快锂离子导体Li10 MP2 S12 (M=Si、Ge、Sn)和Li7 P3 S11 展现出较高的离子电导率,因此相似的钠离子导体得到大量研究开发,以期获得同样的高离子电导率.Kandagal等[96 ] 首先预测出Na10 GeP2 S12 的结构[图5 (a)]和室温离子电导率(4.7×10-3 S/cm);随后,Richards等[97 ] 预测了Na10 MP2 S12 (M=Si、Ge、Sn)不同化学组分下的离子电导率,当M=Sn时,理论预测和实验测得的结果分为0.94×10-3 S/cm和0.4×10-3 S/cm,但是实验得到的样品中含有大量的P2 S5 、Na2 S和Na3 PS4 杂相,并且至今没有关于纯相材料的报道.Wang等[98 ] 通过第一性原理计算研究了Na7 P3 X11 (X=O、S、Se)的结构[图5 (b)]、动力学和热力学性质,并预测出Na7 P3 S11 和Na7 P3 Se11 的室温离子电导率均超过10×10-3 S/cm,然而也未有实验获得纯相材料的报道. ...
... [
96 ];
(b) 计算得到
Na7 P3 S11 的晶体结构
[98 ] ;
(c) Na11 Sn2 PS12 沿
[001] 和
[100] 方向的晶体结构示意图
[100 ] (a) comparison of structures (unit cells) of Li10 GeP2 S12 and the predicted Na10 GeP2 S12 compound[96 ] ; (b) calculated crystal structure of Na7 P3 S11 [98 ] ; (c) crystal structure of Na11 Sn2 PS12 viewed along [001] and [100][100] Fig.5 ![]()
近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
... [
96 ]; (b) calculated crystal structure of Na
7 P
3 S
11 [98 ] ; (c) crystal structure of Na
11 Sn
2 PS
12 viewed along [001] and [100]
[100] Fig.5 ![]()
近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
Design and synthesis of the superionic conductor Na10 SnP2 S12
1
2016
... 由于快锂离子导体Li10 MP2 S12 (M=Si、Ge、Sn)和Li7 P3 S11 展现出较高的离子电导率,因此相似的钠离子导体得到大量研究开发,以期获得同样的高离子电导率.Kandagal等[96 ] 首先预测出Na10 GeP2 S12 的结构[图5 (a)]和室温离子电导率(4.7×10-3 S/cm);随后,Richards等[97 ] 预测了Na10 MP2 S12 (M=Si、Ge、Sn)不同化学组分下的离子电导率,当M=Sn时,理论预测和实验测得的结果分为0.94×10-3 S/cm和0.4×10-3 S/cm,但是实验得到的样品中含有大量的P2 S5 、Na2 S和Na3 PS4 杂相,并且至今没有关于纯相材料的报道.Wang等[98 ] 通过第一性原理计算研究了Na7 P3 X11 (X=O、S、Se)的结构[图5 (b)]、动力学和热力学性质,并预测出Na7 P3 S11 和Na7 P3 Se11 的室温离子电导率均超过10×10-3 S/cm,然而也未有实验获得纯相材料的报道. ...
Computational prediction and evaluation of solid-state sodium superionic conductors Na7 P3 X11 (X=O, S, Se)
3
2017
... 由于快锂离子导体Li10 MP2 S12 (M=Si、Ge、Sn)和Li7 P3 S11 展现出较高的离子电导率,因此相似的钠离子导体得到大量研究开发,以期获得同样的高离子电导率.Kandagal等[96 ] 首先预测出Na10 GeP2 S12 的结构[图5 (a)]和室温离子电导率(4.7×10-3 S/cm);随后,Richards等[97 ] 预测了Na10 MP2 S12 (M=Si、Ge、Sn)不同化学组分下的离子电导率,当M=Sn时,理论预测和实验测得的结果分为0.94×10-3 S/cm和0.4×10-3 S/cm,但是实验得到的样品中含有大量的P2 S5 、Na2 S和Na3 PS4 杂相,并且至今没有关于纯相材料的报道.Wang等[98 ] 通过第一性原理计算研究了Na7 P3 X11 (X=O、S、Se)的结构[图5 (b)]、动力学和热力学性质,并预测出Na7 P3 S11 和Na7 P3 Se11 的室温离子电导率均超过10×10-3 S/cm,然而也未有实验获得纯相材料的报道. ...
... [
98 ];
(c) Na11 Sn2 PS12 沿
[001] 和
[100] 方向的晶体结构示意图
[100 ] (a) comparison of structures (unit cells) of Li10 GeP2 S12 and the predicted Na10 GeP2 S12 compound[96 ] ; (b) calculated crystal structure of Na7 P3 S11 [98 ] ; (c) crystal structure of Na11 Sn2 PS12 viewed along [001] and [100][100] Fig.5 ![]()
近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
... [
98 ]; (c) crystal structure of Na
11 Sn
2 PS
12 viewed along [001] and [100]
[100] Fig.5 ![]()
近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
Na11 Sn2 PS12 : A new solid state sodium superionic conductor
3
2018
... 近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
99 ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Vacancy-controlled Na+ superion conduction in Na11 Sn2 PS12
2
2018
... 由于快锂离子导体Li
10 MP
2 S
12 (M=Si、Ge、Sn)和Li
7 P
3 S
11 展现出较高的离子电导率,因此相似的钠离子导体得到大量研究开发,以期获得同样的高离子电导率.Kandagal等
[96 ] 首先预测出Na
10 GeP
2 S
12 的结构[
图5 (a)]和室温离子电导率(4.7×10
-3 S/cm);随后,Richards等
[97 ] 预测了Na
10 MP
2 S
12 (M=Si、Ge、Sn)不同化学组分下的离子电导率,当M=Sn时,理论预测和实验测得的结果分为0.94×10
-3 S/cm和0.4×10
-3 S/cm,但是实验得到的样品中含有大量的P
2 S
5 、Na
2 S和Na
3 PS
4 杂相,并且至今没有关于纯相材料的报道.Wang等
[98 ] 通过第一性原理计算研究了Na
7 P
3 X
11 (X=O、S、Se)的结构[
图5 (b)]、动力学和热力学性质,并预测出Na
7 P
3 S
11 和Na
7 P
3 Se
11 的室温离子电导率均超过10×10
-3 S/cm,然而也未有实验获得纯相材料的报道.
图5 (a) Li10 GeP2 S12 和Na10 GeP2 S12 的结构对比[96 ] ;(b) 计算得到Na7 P3 S11 的晶体结构[98 ] ;(c) Na11 Sn2 PS12 沿[001] 和[100] 方向的晶体结构示意图[100 ] (a) comparison of structures (unit cells) of Li10 GeP2 S12 and the predicted Na10 GeP2 S12 compound[96 ] ; (b) calculated crystal structure of Na7 P3 S11 [98 ] ; (c) crystal structure of Na11 Sn2 PS12 viewed along [001] and [100][100] Fig.5 ![]()
近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
... 近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
Correlating ion mobility and single crystal structure in sodium-ion chalcogenide-based solid state fast ion conductors: Na11 Sn2 PnS12 (Pn=Sb, P)
1
2018
... 近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
A quaternary sodium superionic conductor-Na10.8 Sn1.9 PS11.8
0
2018
Synthesis and understanding of Na11 Sn2 PSe12 with enhanced ionic conductivity for all-solid-state Na-ion battery
0
2019
Cobalt-doped pyrite for Na11 Sn2 SbS11.5 Se0.5 electrolyte based all-solid-state sodium battery with enhanced capacity
1
2020
... 近两年来,Na11 Sn2 PS12 作为一种新型硫化物钠离子导体受到了广泛关注.Zhang等[99 ] 通过单晶X射线衍射和分子动力学模拟证明Na11 Sn2 PS12 是一种新的晶体结构类型,属于四方晶系,空间群为I 41 /acd :2[a =b =13.6148(3) Å,c =27.2244(7) Å].该结构中,Na+ 仅占据八面体位点并且可以实现完全的三维离子传输[图5 (c)].与此同时,Duchardt等[100 ] 也成功合成出纯相Na11 Sn2 PS12 ,其室温离子电导率可以达到(3.7±0.3)×10-3 S/cm,并且还揭示了如此高离子电导率得益于结构空位的存在和三维Na+ 传输网络.随后,Na10.8 Sn1.9 PS11.8 、Na11 Sn2 PSe12 、Na11 Sn2 SbS12 和Na11 Sn2 PS11.5 Se0.5 等材料相继得到研究报道[101 -104 ] ,虽然并没有表现出更高的离子电导率,但是这对于其他Na11 Sn2 PS12 类似物的开发具有重要意义. ...
Sodium-ion conduction in complex hydrides NaAlH4 and Na3 AlH6
1
2012
... 2012年,Oguchi等[105 ] 首次报道了络合氢化物具有Na+ 传导能力.室温下,NaAlH4 和Na3 AlH6 的离子电导率分别为2.1×10-10 S/cm和6.4×10-7 S/cm.随后,为了提高离子电导率,他们将NaBH4 和NaNH2 按照1∶1的摩尔比例相结合,得到具有含Na+ 空位的反钙钛矿结构的Na2 (BH4 )(NH2 ),其离子电导率相比于原始NaBH4 和NaNH2 (约10-10 S/cm)提升至3×10-6 S/cm(300 K)[106 ] ,这一发现也为络合氢化物钠离子固态电解质提供了研究方向. ...
Sodium and magnesium ionic conduction in complex hydrides
1
2013
... 2012年,Oguchi等[105 ] 首次报道了络合氢化物具有Na+ 传导能力.室温下,NaAlH4 和Na3 AlH6 的离子电导率分别为2.1×10-10 S/cm和6.4×10-7 S/cm.随后,为了提高离子电导率,他们将NaBH4 和NaNH2 按照1∶1的摩尔比例相结合,得到具有含Na+ 空位的反钙钛矿结构的Na2 (BH4 )(NH2 ),其离子电导率相比于原始NaBH4 和NaNH2 (约10-10 S/cm)提升至3×10-6 S/cm(300 K)[106 ] ,这一发现也为络合氢化物钠离子固态电解质提供了研究方向. ...
Sodium superionic conduction in Na2 B12 H12
3
2014
... 随后,Udovic等[107 ] 提出了一种新的络合氢化物钠离子导体Na2 B12 H12 ,研究发现,该材料存在有序-无序结构相变.如图6 (a)~(b)所示,低温下,Na2 B12 H12 为有序的单斜相,超过529 K后转变为无序的体心立方相,当温度在540~573 K时离子电导率可以达到0.1 S/cm.为了使这类钠离子导体可以在近环境温度的设备中使用,降低或消除它们的结构相变温度十分重要. ...
... [
107 ];
(c) 原始和球磨后
Na2 B12 H12 的离子电导率对比
[112 ] ;
(d) 60 o C 下扫速为
0.05 mV/s 时,
1.3 ~-
0.1 V 和
2.0 ~
4.0 V(vs . Na/Na+ ) 区间内的线性扫描伏安曲线
( 黑色虚线为线性拟合结果
) [116 ] Unit cells of the (a) low-temperature ordered monoclinic and (b) high-temperature disordered cubic Na2 B12 H12 structures viewed along the c -axes. Yellow, purple, and white spheres represent Na, B, and H, respectively [107 ] ; (c) comparison of ionic conductivities for pristine vs. ball-milled Na2 B12 H12 [112 ] ; (d) linear sweep voltammetry from 1.3 to -0.1 V and 2.0 to 4.0 V (vs. Na/Na+ ) with a scan rate of 0.05 mV/s at 60 o C. (the linear fitted lines are shown by black dashed lines) [116 ] Fig.6 ![]()
最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
... [
107 ]
; (c) comparison of ionic conductivities for pristine vs. ball-milled Na2 B12 H12 [112 ] ; (d) linear sweep voltammetry from 1.3 to -
0.1 V and 2.0 to 4.0 V (vs. Na/Na+ ) with a scan rate of 0.05 mV/s at 60 o C. (the linear fitted lines are shown by black dashed lines) [116 ] Fig.6 ![]()
最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
Unparalleled lithium and sodium superionic conduction in solid electrolytes with large monovalent cage-like anions
1
2015
... 最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
Liquid-like ionic conduction in solid lithium and sodium monocarba-closo-decaborates near or at room temperature
3
2016
... 最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
109 ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
Modified anion packing of Na2 B12 H12 in close to room temperature superionic conductors
1
2017
... 最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
Halogenated sodium-closo-dodecaboranes as solid-state ion conductors
1
2017
... 最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
Stabilizing lithium and sodium fast-ion conduction in solid polyhedral-borate salts at device-relevant temperatures
3
2016
... 随后,Udovic等
[107 ] 提出了一种新的络合氢化物钠离子导体Na
2 B
12 H
12 ,研究发现,该材料存在有序-无序结构相变.如
图6 (a)~(b)所示,低温下,Na
2 B
12 H
12 为有序的单斜相,超过529 K后转变为无序的体心立方相,当温度在540~573 K时离子电导率可以达到0.1 S/cm.为了使这类钠离子导体可以在近环境温度的设备中使用,降低或消除它们的结构相变温度十分重要.
图6 (a) 低温有序单斜相和(b) 高温无序立方相的Na2 B12 H12 沿c 轴的晶胞结构.黄色、紫色和白色小球分别代表Na 、B 和H [107 ] ;(c) 原始和球磨后Na2 B12 H12 的离子电导率对比[112 ] ;(d) 60 o C 下扫速为0.05 mV/s 时,1.3 ~-0.1 V 和2.0 ~4.0 V(vs . Na/Na+ ) 区间内的线性扫描伏安曲线( 黑色虚线为线性拟合结果) [116 ] Unit cells of the (a) low-temperature ordered monoclinic and (b) high-temperature disordered cubic Na2 B12 H12 structures viewed along the c -axes. Yellow, purple, and white spheres represent Na, B, and H, respectively [107 ] ; (c) comparison of ionic conductivities for pristine vs. ball-milled Na2 B12 H12 [112 ] ; (d) linear sweep voltammetry from 1.3 to -0.1 V and 2.0 to 4.0 V (vs. Na/Na+ ) with a scan rate of 0.05 mV/s at 60 o C. (the linear fitted lines are shown by black dashed lines) [116 ] Fig.6 ![]()
最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
... [
112 ]
; (d) linear sweep voltammetry from 1.3 to -
0.1 V and 2.0 to 4.0 V (vs. Na/Na+ ) with a scan rate of 0.05 mV/s at 60 o C. (the linear fitted lines are shown by black dashed lines) [116 ] Fig.6 ![]()
最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
... 第二种方法是通过机械球磨将原始材料纳米化和无序化.从图6 (c)可以看出,球磨后Na2 B12 H12 的离子电导率明显提高,同时结合XRD等测试说明机械球磨可以起到稳定高温无序相的作用[112 ] . ...
Stabilizing superionic-conducting structures via mixed-anion solid solutions of monocarba-closo-borate salts
3
2016
... 还有一种十分有效的方法是合成混合多硼酸盐阴离子化合物.Tang等[113 ] 首次通过溶液法得到Na2 (CB9 H10 )(CB11 H12 ),成功将无序超离子结构稳定至室温以下,其300 K和243 K下的离子电导率分别约为7×10-2 S/cm和5×10-3 S/cm;Duchêne等[114 ] 得到的Na2 (B12 H12 )0.5 (B10 H10 )0.5 在热稳定性和离子电导率方面也有明显提升,20 o C时仍然展现出9×10-4 S/cm的高离子电导率. ...
... 本文综述了不同类型无机钠离子固态电解质在离子电导率和化学/电化学稳定性方面的研究进展.为了更直观地将几种类型电解质进行比较,我们总结了几种典型无机钠离子导体的离子电导率(
图7 ).
β "-Al
2 O
3 作为最早被关注的钠离子导体,具有超高的高温离子电导率,并且实现了高温环境下的商业化应用,然而其较高的合成温度、较差的力学性能和不可避免的副产物限制了它在室温固态电池中的应用.具有三维离子传输通道的NASICON型电解质则具有良好的热稳定性和化学稳定性,然而其较大的晶界电阻和严苛的合成条件成为其商业化应用所面临的重要挑战.除此之外,硫化物电解质较差的化学/电化学稳定性,络合氢化物电解质较窄的电化学窗口都极大地限制了它们在全固体电池中的应用.
图7 几种典型钠基无机固态电解质离子电导率与温度的关系[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Relationship between ionic conductivity and temperature of some representative sodium-based inorganic solid electrolytes[21 -22 , 32 , 40 , 53 , 58 , 81 , 88 -89 , 99 , 109 , 113 ] Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
... ,
113 ]
Fig.7 ![]()
结合目前的研究进展和本文作者的理解,要想实现钠离子无机固态电解质在全固态电池中的应用,仅从本文讨论的几个方面展开研究是远远不够的.针对目前在固态电池的应用中所面临的关键性挑战及可行的解决方案,进行总结概括如下. ...
A highly stable sodium solid-state electrolyte based on a dodeca/deca-borate equimolar mixture
1
2017
... 还有一种十分有效的方法是合成混合多硼酸盐阴离子化合物.Tang等[113 ] 首次通过溶液法得到Na2 (CB9 H10 )(CB11 H12 ),成功将无序超离子结构稳定至室温以下,其300 K和243 K下的离子电导率分别约为7×10-2 S/cm和5×10-3 S/cm;Duchêne等[114 ] 得到的Na2 (B12 H12 )0.5 (B10 H10 )0.5 在热稳定性和离子电导率方面也有明显提升,20 o C时仍然展现出9×10-4 S/cm的高离子电导率. ...
A stable 3 V all-solid-state sodium-ion battery based on a closo-borate electrolyte
1
2017
... 除了离子电导率外,目前络合氢化物电解质关于化学和电化学稳定性的研究非常少.Duchêne等[115 ] 报道了Na2 (B12 H12 )0.5 (B10 H10 )0.5 具有3 V(vs . Na+ /Na)的电化学稳定窗口,用它组装的固态电池也展现出了稳定的电化学性能.但遗憾的是,该材料无法应用到更高电压的电池体系中.最近,Payandeh等[116 ] 将nido-NaB11 H14 与closo-Na2 B12 H12 结合形成立方晶胞,实现了较高的离子电导率,然而其电化学窗口仅在0.15~2.6 V(vs . Na+ /Na)之间[图6 (d)],无法与高电压正极匹配.因此,对络合氢化物电解质而言,还应该进一步开发兼具高离子电导率和化学/电化学稳定性的材料,并探究其在固态电池中应用的可能性. ...
Nido-borate/closo-borate mixed-anion electrolytes for all-solid-state batteries
3
2020
... 随后,Udovic等
[107 ] 提出了一种新的络合氢化物钠离子导体Na
2 B
12 H
12 ,研究发现,该材料存在有序-无序结构相变.如
图6 (a)~(b)所示,低温下,Na
2 B
12 H
12 为有序的单斜相,超过529 K后转变为无序的体心立方相,当温度在540~573 K时离子电导率可以达到0.1 S/cm.为了使这类钠离子导体可以在近环境温度的设备中使用,降低或消除它们的结构相变温度十分重要.
图6 (a) 低温有序单斜相和(b) 高温无序立方相的Na2 B12 H12 沿c 轴的晶胞结构.黄色、紫色和白色小球分别代表Na 、B 和H [107 ] ;(c) 原始和球磨后Na2 B12 H12 的离子电导率对比[112 ] ;(d) 60 o C 下扫速为0.05 mV/s 时,1.3 ~-0.1 V 和2.0 ~4.0 V(vs . Na/Na+ ) 区间内的线性扫描伏安曲线( 黑色虚线为线性拟合结果) [116 ] Unit cells of the (a) low-temperature ordered monoclinic and (b) high-temperature disordered cubic Na2 B12 H12 structures viewed along the c -axes. Yellow, purple, and white spheres represent Na, B, and H, respectively [107 ] ; (c) comparison of ionic conductivities for pristine vs. ball-milled Na2 B12 H12 [112 ] ; (d) linear sweep voltammetry from 1.3 to -0.1 V and 2.0 to 4.0 V (vs. Na/Na+ ) with a scan rate of 0.05 mV/s at 60 o C. (the linear fitted lines are shown by black dashed lines) [116 ] Fig.6 ![]()
最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
... [
116 ]
Fig.6 ![]()
最早提出的一种有效方法是对阴离子进行化学修饰.当B12 H12 2- 中的一个B原子被C取代后得到-1价的CB11 H12 - ,NaCB11 H12 的转变温度仅为380 K,当高于该温度时材料即转变为富阳离子空位的无序立方结构,因此其离子电导率在383 K时便可以达到0.12 S/cm[108 ] .此外,Tang等[109 ] 将Na2 B10 H10 中的一个B原子取代后得到了NaCB9 H10 ,转变温度也由原来的360 K降低至室温以下,297 K时的离子电导率高达3×10-2 S/cm.除了用C原子取代,用I部分取代Na2 B12 H12 中的H对离子电导率也起到了促进作用,得到Na2 B12 H12- x Ix 在360 K下的离子电导率为0.1 S/cm[110 ] .但是当H被完全取代得到Na2 B12 X12 (X=Cl、Br、I)时,其转变温度相比于原始材料反而增加[111 ] . ...
... 除了离子电导率外,目前络合氢化物电解质关于化学和电化学稳定性的研究非常少.Duchêne等[115 ] 报道了Na2 (B12 H12 )0.5 (B10 H10 )0.5 具有3 V(vs . Na+ /Na)的电化学稳定窗口,用它组装的固态电池也展现出了稳定的电化学性能.但遗憾的是,该材料无法应用到更高电压的电池体系中.最近,Payandeh等[116 ] 将nido-NaB11 H14 与closo-Na2 B12 H12 结合形成立方晶胞,实现了较高的离子电导率,然而其电化学窗口仅在0.15~2.6 V(vs . Na+ /Na)之间[图6 (d)],无法与高电压正极匹配.因此,对络合氢化物电解质而言,还应该进一步开发兼具高离子电导率和化学/电化学稳定性的材料,并探究其在固态电池中应用的可能性. ...
Sodium-sulfur batteries with a polymer-coated NASICON-type sodium-ion solid electrolyte
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2019
... (2)氧化物电解质与电极材料间存在严重的界面接触问题.常用的解决办法是引入混合导电网络(通常是加入少量电解液或不具有可燃性的离子液体)或开发杂化电解质体系[58 , 117 -118 ] . ...
All-solid-state sodium batteries enabled by flexible composite electrolytes and plastic-crystal interphase
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2020
... (2)氧化物电解质与电极材料间存在严重的界面接触问题.常用的解决办法是引入混合导电网络(通常是加入少量电解液或不具有可燃性的离子液体)或开发杂化电解质体系[58 , 117 -118 ] . ...
A high-energy quinone-based all-solid-state sodium metal battery
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2019
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
Taming active material-solid electrolyte interfaces with organic cathode for all-solid-state batteries
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2019
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
Reactivity-guided interface design in Na metal solid-state batteries
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2019
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
Composite solid electrolyte of Na3 PS4 -PEO for all-solid-state SnS2 /Na batteries with excellent interfacial compatibility between electrolyte and Na metal
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2020
Na3 SbS4 : A solution processable sodium superionic conductor for all-solid-state sodium-ion batteries
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2016
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
High-performance all-solid-state Na-S battery enabled by casting-annealing technology
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2018
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...
Core-shell Fe1- x S@Na2.9 PS3.95 Se0.05 nanorods for room temperature all-solid-state sodium batteries with high energy density
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2018
Designing solid-state electrolytes for safe, energy-dense batteries
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2020
... (3)硫化物电解质与电极材料之间的界面问题.在正极界面处,硫化物电解质与氧化物正极材料接触后会形成具有高电阻的空间电荷层,阻碍离子的传输.而在界面处加入电子绝缘的离子传导包覆层可以抑制空间电荷层的形成,或者匹配更加合适的正极材料也是解决方式之一[119 -120 ] ;在负极端,为了抑制界面副反应的发生,可以改变电解质材料的化学组分、使用界面钝化层或使用Na-Sn合金作为负极材料[91 -92 , 121 -123 ] ;由于电解质与电极材料具有不同的膨胀系数和各向异性的膨胀特性,电池的充放电过程中电极材料的体积膨胀和收缩会导致电极质与活性物质失去接触,而在正极材料中加入硫化物电解质、在界面处聚合物缓冲层以及电极材料纳米化都可以缓解体积膨胀导致的接触问题[124 -126 ] . ...