微米級單晶高電壓LiNi0.5Mn1.5O4材料的制備及性能

羅 英 丁趙波 劉 雯 晏莉琴 閔凡奇 解晶瑩＊, 路 杰

(1上海空間電源研究所，空間電源技術國家重點實驗室，上海 200245)

(2上海動力儲能電池系統工程技術有限公司，上海 200241)

(3貴州百思特新能源材料有限公司，貴州 554000)

隨著工業品對鋰離子電池性能需求的增長，具有更高比容量或者更高工作電壓的鋰離子電池材料成為大家關注的熱點[1?3]。相比于傳統正極材料，高電壓尖晶石型LiNi0.5Mn1.5O4材料具有約4.7 V的電壓平臺和三維鋰擴散通道，不僅可以有效減少電池組中電池串聯數量，其理論能量密度也高達650 Wh·kg?1[4?6]。然而，該材料至今沒有實現商業化應用，究其原因，除了沒有合適的匹配商業耐高壓電解液外，材料本身的性質也是影響電池性能的關鍵[7?8]。

研究發現，LiNi0.5Mn1.5O4的副反應程度、鋰擴散速率以及過渡金屬離子溶解能力等性質對材料形貌及尺寸非常敏感[9?14]。Sun等[15]發現將正極材料設計成亞微米級單晶形貌有利于改善電化學性能。亞微米或者更小尺寸的材料的晶體尺寸較短，從而表現出更好的鋰擴散能力，但由于具有較高的比表面積，其副反應程度較高。Xue等[16]對比不同顆粒尺寸的中空球鎳錳酸鋰材料的性能，發現微米級尺寸可以有效改善顆粒與導電劑的接觸性，從而降低界面阻抗。通過合成方法來調控形貌和尺寸成為改善鎳錳酸鋰性能的一種重要手段。固相法[17?19]、溶膠?凝膠法[20?22]、共沉淀?高溫固相法[23?26]等常用的鎳錳酸鋰合成方法被大量報道。Chemelewski等[27?28]采用共沉淀?高溫固相法通過調控前驅體的性質來合成不同形貌和尺寸的鎳錳酸鋰材料。但高溫固相過程由于鋰鹽混合的不均勻以及高的反應能量，容易導致雜質相生成并難以控制產物形貌[29]。因此，改進固相合成過程對提高鎳錳酸鋰材料電化學性能具有重要意義。

我們通過高壓反應釜設計了低溫高壓反應環境，在高溫煅燒之前增加預反應過程，提出改進的共沉淀?高溫固相法合成鎳錳酸鋰(LiNi0.5Mn1.5O4)材料。通過預反應溫度調控產物的形貌和顆粒尺寸，系統研究改進方法和傳統共沉淀?高溫固相法對LiNi0.5Mn1.5O4材料結構、形貌以及電化學性能影響的差異。研究表明，在一定的預反應溫度下可以合成單晶的微米級鎳錳酸鋰材料，材料顆粒尺寸分布均勻，表現出優異的循環穩定性和倍率性能。

1 實驗方法

1.1 材料制備

首先，采用共沉淀法制備含鎳錳的碳酸鹽前驅體。將NiSO4·6H2O(AR，國藥)和MnSO4·H2O(AR，國藥)按照物質的量之比1∶3稱量后溶于去離子水，配制成2 mol·L?1的硫酸鹽混合溶液。同時，按比例配制2 mol·L?1的Na2CO3溶液，并混入一定量的配位劑NH4OH，形成沉淀劑溶液。在氮氣氣氛下，將2種溶液分別用蠕動泵輸入液相攪拌反應釜中，控制反應溫度為50 ℃，攪拌速率為50 r·min?1，反應溶液 pH為8.1，直至碳酸鹽混合溶液全部加入。熟化12 h，將反應液過濾、干燥后得到含鎳錳的碳酸鹽前驅體。其次，將碳酸鹽前驅體在600℃下熱處理10 h得到含鎳錳的氧化物前驅體。之后，按化學計量比過量10%稱取LiOH·H2O，并與氧化物前驅體充分混合后加入高壓反應釜進行預反應，分別在150、180和220℃下反應20 h，得到中間相前驅體。待反應釜溫度冷卻后，將中間相前驅體置于剛玉坩堝中，在氧氣氣氛下900℃煅燒20 h，接著降溫至700℃保溫10 h，之后自然降溫得到LiNi0.5Mn1.5O4材料。

將預反應溫度為150、180、220℃得到的樣品分別標記為 LNMO?M?150、LNMO?M?180、LNMO?M?220。作為對比，將按照傳統共沉淀?高溫固相法合成的樣品標記為LNMO?T。該方法中沒有預反應過程，其他合成條件與前述合成條件一致。

1.2 材料表征

采用Bruker D8高級X射線衍射儀(XRD，CuKα，40 kV，40 mA)對材料進行結構分析，波長0.154 nm，掃描速率 5(°)·min?1，掃描角度范圍 10°～80°。采用jade 5.0軟件對材料的晶胞參數和相組成進行分析。采用荷蘭Philips公司的XL30掃描電鏡(SEM)進行形貌分析，工作電壓為20 kV。采用日本JEOL公司的JEM?2100F場發射透射電子顯微鏡(TEM)測試樣品內部結構，工作電壓為200 kV。通過英國雷尼紹inVia顯微拉曼光譜儀進行Raman譜圖采集，波長設置為780 nm。通過上海光源的BL14W1線站采集硬X射線吸收光譜。采用馬爾文3000智能激光粒度儀對合成的材料進行粒度分析。采用貝士德3H?2000PSI靜態容量法比表面及孔徑分析儀進行材料比表面測試。載氣為高純He氣(99.99%)，吸附質為高純N2(99.99%)。

1.3 電化學性能測試

將合成的LiNi0.5Mn1.5O4材料、導電劑Super P、黏結劑聚偏氟乙烯(PVDF)按照8∶1∶1質量比在N?甲基吡咯烷酮(NMP)溶液中均勻分散，混合漿料涂覆在涂炭鋁箔上得到正極極片。以鋰片作為負極，1.2 mol·L?1LiPF6的碳酸乙烯酯(EC)和碳酸甲乙酯(EMC)混合溶液(3∶7，V/V)作為電解液，聚丙烯微孔膜(Celgard 2325)作為隔膜，電極載量約為3.2 mg·cm?2。將組裝的2016型扣式電池用LAND電池測試系統進行充放電測試，充放電區間為3.5～4.9 V。在美國普林斯頓Potentiostat/Galvanostat Model 273A電化學綜合測試儀上進行循環伏安和阻抗測試。循環伏安測試的電壓區間為3.5～5.0 V，掃速為0.2 mV·s?1。阻抗測試的交流激勵信號振幅為±5 mV，頻率范圍為10 mHz～100 kHz。采用Zsimpwin軟件對阻抗譜數據進行擬合。

2 結果與討論

2.1 材料結構分析

圖1為合成過程中LiNi0.5Mn1.5O4材料前驅體的XRD圖。共沉淀法制備的碳酸鹽前驅體經過600℃熱處理后，碳酸鹽前驅體分解形成M2O3(M=Ni、Mn)氧化物。經過反應釜預反應后，除了原有的氧化物前驅體衍射峰外，還出現了強度較低、峰型較寬的LiNi0.5Mn1.5O4相衍射峰，表明此時有少量低結晶度的LiNi0.5Mn1.5O4生成。同時，材料中沒有觀察到明顯的LiOH衍射峰，這可能是由于鋰鹽在密閉反應釜內釋放出結晶水，形成一定蒸汽壓，加速鋰鹽的熔融或分解，降低LiNi0.5Mn1.5O4反應能量，促進與氧化物前驅體反應生成低結晶度LiNi0.5Mn1.5O4相，起到了預反應的作用。隨著預反應溫度的升高，衍射峰強度逐漸升高，表明提高溫度有利于促進LiNi0.5Mn1.5O4生成。

圖1 合成過程中前驅體的XRD圖Fig.1 XRD patterns of precursors during synthesis

圖2a顯示了不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的XRD圖。4種產物的衍射峰位置與尖晶石結構的LiNi0.5Mn1.5O4標準卡片(PDF No.80?2184)一致。采用傳統共沉淀?固相法合成的材料在43°附近出現LixNi1?xO雜相峰，而采用改進方法合成的LiNi0.5Mn1.5O4樣品沒有明顯雜相生成，且衍射峰強度更高。由此證明，預反應過程有利于提高鋰鹽與氧化物前驅體的混合均勻性以及反應性，有利于抑制雜相生成，并提高材料的結晶度。對比4種樣品的晶胞參數，如表1所示，采用傳統方法合成的樣品晶胞參數比采用改進方法合成的樣品大，這可能是由于形成的雜相使得部分Mn4+轉化成更大尺寸的Mn3+，導致材料的晶胞參數增大[30]。材料中Li和過渡金屬離子Mn或Ni的混排程度可以通過(311)和(400)峰強度的比值(I(311)/I(400))來判定[31]。比值越高，其離子混排程度越高。通過計算可知，采用改進方法合成的材料I(311)/I(400)比值降低，表明預反應過程有利于降低材料中離子混排程度。隨著預反應溫度升高，材料的晶胞參數和I(311)/I(400)比值進一步減小。

圖2 不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的(a)XRD圖和(b)Raman譜圖Fig.2 (a)XRD patterns and(b)Raman spectra of LiNi0.5Mn1.5O4samples under different synthesis conditions

表1 不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4材料的晶胞參數Table 1 Crystal parameters of LiNi0.5Mn1.5O4 samples under different synthesis conditions

為了進一步探討LiNi0.5Mn1.5O4材料中Ni/Mn陽離子的有序性程度，對合成樣品進行Raman光譜分析，如圖2b所示。401.1 cm?1處的Eg峰和493.2 cm?1處的F2g(2)峰對應Ni—O的伸縮振動模式，同時，630.0 cm?1處的A1g峰以及在592.1 cm?1處的F2g(1)峰對應Mn—O的伸縮振動模式[32]。從圖中可以看到，4種樣品的Raman譜圖峰型相似，在216.0和239.0 cm?1處出現低強度峰，這主要是Ni/Mn陽離子的有序性排列導致其對稱性降低引起，說明4種樣品均為有序的P4332空間結構。LNMO?T樣品的A1g峰位置相對改進方法合成的樣品左移，這可能與LNMO?T樣品中含有少量Mn3+有關。而采用改進方法合成的樣品的F2g(1)峰存在更明顯的劈裂現象，且A1g峰強度增加，表明預反應過程有利于提高材料的有序化程度，且預反應溫度越高，材料的有序化程度越高。

2.2 材料形貌分析

圖3為合成過程中的前驅體的SEM圖。碳酸鹽前驅體經過600℃熱處理，碳酸鹽分解釋放氣體后形成的氧化物為微米級多孔球形。而經過預反應過程后，前驅體變得更加稀松多孔，一次顆粒僅有幾納米。隨著預反應溫度的升高，前驅體一次顆粒尺寸增加，顆粒表面形成部分不規則團聚體。由此說明，提高預反應溫度加速了前驅體一次顆粒的生長。

圖3 合成過程中的前驅體的SEM圖Fig.3 SEM images of precursor during synthesis

對比LiNi0.5Mn1.5O4樣品的形貌，如圖4所示。采用傳統方法合成的材料表現為由大量一次納米級顆粒團聚形成的二次不規則微米級團聚體形貌。通過150℃預反應合成的LiNi0.5Mn1.5O4材料的一次顆粒尺寸增加。隨著預反應溫度升高，材料的顆粒逐漸從團聚體形貌向微米級單晶形貌演變。特別的是，經過180℃預反應合成的樣品呈現規則八面體形貌，顆粒尺寸2～3 μm且粒度分布相對均勻。而預反應溫度提高到220℃時，盡管材料局部顆粒尺寸增加，但形成大量低尺寸顆粒，導致粒度均勻性降低。為了進一步評價材料的微觀顆粒大小以及團聚狀態，測試了材料的比表面積以及粒度分布。從表2可以看到，經過180℃預反應合成的樣品Brunauer?Emmett?Teller(BET)比表面積(SBET)和D50(Dx表示樣品累計粒度分布百分數達到x%時所對應的粒徑)均明顯降低。較低的比表面積有利于緩解電解液與電極表面在高電壓下的接觸反應，抑制大量副反應產物的生成以及對電極界面的不利影響，從而有利于改善材料的電化學性能。

圖4 不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的(a、b、c、d)SEM圖和(e、f、g、h)TEM圖Fig.4 (a,b,c,d)SEM images and(e,f,g,h)TEM images of LiNi0.5Mn1.5O4samples under different synthesis conditions

表2 不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4材料SBET以及粒度分析Table 2 SBETand grain size analysis of LiNi0.5Mn1.5O4 samples under different synthesis conditions

2.3 同步輻射硬X射線吸收譜分析

采用同步輻射硬X射線吸收譜考察傳統共沉淀?固相合成法以及改進方法(預反應溫度為180℃)合成的樣品中Mn和Ni價態的差別，如圖5所示。X射線吸收邊的位置與吸收原子的氧化狀態關聯。一般來說，隨著原子價態的增加，K吸收邊的位置向更高的能量轉移，反之亦然[33?34]。對比Mn近邊吸收譜與參考材料MnO2，可以推斷2種方法合成的LiNi0.5Mn1.5O4中Mn均接近+4價，而LNMO?T吸收邊的位置朝低能量轉移，表明由于Mn3+離子的存在導致Mn的平均價態降低。對比Ni近邊吸收譜與參考材料NiO，可以推斷2種方法合成的LiNi0.5Mn1.5O4中Ni均接近+2價，且Ni吸收譜位置幾乎相同，表明2種材料中Ni的氧化狀態相似。

圖5 LNMO?T和LNMO?M?180樣品的(a)Mn K邊吸收譜和(b)Ni K邊吸收譜Fig.5 X?ray absorption spectroscopy of(a)Mn K?edge and(b)Ni K?edge of LNMO?T and LNMO?M?180 samples

2.4 電化學性能分析

圖6a顯示了不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4的0.2C/0.2C首次充放電曲線。從圖中可以看到，LNMO?T樣品充電和放電曲線電壓差較大，在4 V附近出現短的電壓平臺。其首次放電比容量為128.8 mAh·g?1，庫侖效率為78.0%。而采用改進方法合成的材料均表現出更高的放電比容量和首次庫侖效率。其中，LNMO?M?180樣品的首次放電比容量達到 134.5 mAh·g?1，首次庫侖效率達到 89.1%。對比LNMO?T和LNMO?M?180兩種材料的循環伏安曲線，如圖6b所示，在4.7 V附近出現一對氧化還原峰，這主要對應Ni2+/Ni4+氧化還原反應。同時LNMO?T樣品還在4 V附近出現氧化還原峰，這主要對應Mn3+/Mn4+氧化還原反應[35]。這進一步證明，采用傳統方法合成的材料由于雜相的存在，導致部分Mn4+轉化成Mn3+。研究表明，Mn3+更容易發生錳溶解反應[13]，從而導致材料電化學性能衰減。

圖6c顯示了不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的1C/1C常溫循環性能。LNMO?M?180樣品循環400次后，容量保持率達到95.3%，表現出優異的循環穩定性。這可能是由于該條件合成的樣品具有純的結構相，減少了Mn3+含量，降低了金屬離子溶解度，同時具有相對均勻的顆粒尺寸以及較低的比表面積，有利于降低充放電過程中的界面副反應程度，從而提高了材料的循環穩定性。而LNMO?T、LNMO?M?150和LNMO?M?220樣品的容量保持率分別為76.9%、82.4%和88.7%。對比4種材料的倍率性能可知(圖6d)，采用改進方法合成的材料均表現出優異的倍率性能。其中，LNMO?M?180樣品由于具有高結晶度和規則的微米單晶形貌，改善了材料的結構穩定性，使得在20C下仍然可以放出120.9 mAh·g?1的比容量。而LNMO?T樣品由于具有低的結晶度以及少量雜相，表現出低的倍率性能。LNMO?M?220樣品的高倍率性能略低于LNMO?M?180樣品，可能是由于較大的顆粒尺寸增加了鋰離子從顆粒表面擴散到內部的距離，導致其倍率性能降低。

圖6 不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的0.2C/0.2C首次充放電曲線(a);LNMO?T和LNMO?M?180樣品的循環伏安曲線(b);不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的常溫1C循環性能(c)和倍率性能(d)Fig.6 Charge and discharge curves at 0.2C/0.2C of LiNi0.5Mn1.5O4sample under different synthesis conditions(a);Cyclic voltammetry curves of LNMO?T and LNMO?M?180 samples(b);Cyclic performance at room temperature and 1C(c)and rate performance(d)of LiNi0.5Mn1.5O4samples under different synthesis conditions

圖7a顯示了不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的充放電(0.5C/20C)倍率循環性能。LNMO?T、LNMO?M?150、LNMO?M?180和LNMO?M?220樣品循環200次后容量保持率分別是70.8%、81.5%、98.2%和86.9%，表明180℃預反應下合成的材料具有高的倍率循環穩定性。這是由于材料高的結晶度、規則的正八面體形貌以及均勻的顆粒尺寸分布提高了材料結構穩定性，從而抑制界面副反應，使得材料在高電流密度下仍保持優異的穩定性。不同倍率循環次數下的放電曲線進一步證明(圖7b)，LNMO?T樣品在循環過程中電壓平臺衰減劇烈，而LNMO?M?180樣品電壓平臺衰減程度明顯降低。同時，本研究的結果明顯優于目前文獻報道的結果，如表3所示。對比可見，具有規則的微米級正八面體單晶形貌以及均勻顆粒尺寸分布能夠顯著提高材料的循環穩定性。

圖7 (a)不同合成條件下LiNi0.5Mn1.5O4樣品的0.5C/20C倍率循環性能;(b)LNMO?T和LNMO?M?180樣品在不同循環次數下的放電曲線Fig.7 (a)Cyclic performance at room temperature and 0.5C/20C of LiNi0.5Mn1.5O4samples under different synthesis conditions;(b)Discharge curves of LNMO?T and LNMO?M?180 samples under different cycles

表3 不同形貌的LiNi0.5Mn1.5O4材料的性能參數Table 3 Performance parameters of specially shaped LiNi0.5Mn1.5O4materials

LNMO?T和LNMO?M?180樣品在常溫1C循環前后的交流阻抗譜(Nyquist曲線)對比如圖8所示。采用等效電路圖對阻抗數據進行擬合，其由歐姆阻抗(Rs)、界面膜阻抗(RSEI)、電荷轉移阻抗(Rct)、界面膜電容(CSEI)、雙電層電容(Cdl)和擴散阻抗(Zw)組成。擬合得到的阻抗譜參數值如表4所示。可以看到，LNMO?T樣品循環后阻抗大幅增加，表明電極界面發生大量副反應，反應產物沉積在電極表面，從而增加了電極阻抗。而LNMO?M?180樣品無論循環前后，其阻抗值均比LNMO?T低。這也進一步表明LNMO?M?180由于具有尺寸相對均勻的規則八面體單晶形貌、低的比表面積和Mn3+含量，從而降低了界面副反應。這個結果與LNMO?M?180樣品表現出優異的循環穩定性一致。

圖8 LNMO?T(a)和LNMO?M?180(b)樣品在常溫1C循環前后的Nyquist曲線Fig.8 Nyquist curves of LNMO?T(a)and LNMO?M?180(b)samples cycled at room temperature and 1C

表4 由Nyquist曲線擬合得到的參數Table 4 Parameters obtained by the fitting of the Nyquist plots

3 結 論

我們利用鋰鹽中結晶水易脫水的特點，通過高壓反應釜設計了低溫高壓反應環境，在高溫煅燒之前增加反應釜預反應過程，通過控制預反應溫度實現LiNi0.5Mn1.5O4材料形貌和顆粒尺寸的調控。研究表明，預反應過程有效提高了鋰鹽與氧化物前驅體的混合均勻性以及反應性，抑制了雜相的生成，有利于合成微米級單晶形貌的LiNi0.5Mn1.5O4材料。其中，經過180℃預反應過程合成的樣品具有規則的八面體單晶形貌，顆粒尺寸2～3 μm，尺寸分布相對均勻，有效抑制了電極/電解液界面反應，使得合成的材料在0.5C/20C下循環200次容量保持率達到98.2%，表現出優異的循環穩定性和倍率性能。改進的共沉淀?高溫固相法為形貌可控的LiNi0.5Mn1.5O4材料制備提供了新的借鑒思路。