Aktywność elektrochemiczna materiału elektrody dodatniej P{{0}}Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 Bateria sodowo-jonowa
Autor:ZHANG Xiaojun1, LI Jiale1,2, QIU Wujie2,3, YANG Miaosen1, LIU Jianjun2,3,4
1. Centrum naukowo-techniczne ds. czystej konwersji i wysokowartościowego wykorzystania biomasy w prowincji Jilin, Northeast Electric Power University, Jilin 132012, Chiny
2. Państwowe Kluczowe Laboratorium Wysokosprawnej Ceramiki i Bardzo drobnej Mikrostruktury, Szanghajski Instytut Ceramiki, Chińska Akademia Nauk, Szanghaj 200050, Chiny
3. Centrum Nauki o Materiałach i Inżynierii Optoelektroniki, Uniwersytet Chińskiej Akademii Nauk, Pekin 100049, Chiny
4. Szkoła Chemii i Nauk o Materiałach, Hangzhou Institute for Advanced Study, Uniwersytet Chińskiej Akademii Nauk, Hangzhou 310024, Chiny
Abstrakcyjny
Dzięki zaletom niskiego kosztu i szerokiej dystrybucji surowców, akumulatory sodowo-jonowe są uważane za najlepszą alternatywę dla materiałów katodowych w akumulatorach litowo-jonowych. W fazie P2-NaMnO2 o warstwowej strukturze, binarny stały roztwór warstwy metalu przejściowego może skutecznie poprawić właściwości elektrochemiczne materiału elektrody. W tym badaniu model strukturalny Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 z roztworem stałym jonów Mg został skonstruowany przy użyciu modelu Coulomba. Obliczenia oparte na pierwszych zasadach wykazały, że napięcie rozładowania Nax[Mg{{1{12}}}}.33Mn0.67]O2 osiągnęło 3,0 V przy zawartości jonów sodu mniejszej niż {{20}},67. Gęstość elektronowa stanów i analiza populacji ładunków wykazały, że stały roztwór Mg motywuje anionową aktywność elektrochemiczną tlenu sieciowego w fazie P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2, co przekształca mechanizm reakcji elektrochemicznej system od kationowej i anionowej synergicznej reakcji redoks do odwracalnej anionowej reakcji redoks. Transformacja ta zapewnia nowatorską metodę projektowania materiałów elektrodowych do akumulatorów Na-jonowych, a także nowe podejście do optymalizacji i eksploracji innych akumulatorów jonowych.
Słowa kluczowe:bateria sodowo-jonowa ; aktywność elektrochemiczna ; pierwsza zasada; domieszka metalami alkalicznymi
TOB NEW ENERGY zapewnia pełen zestawmateriały akumulatorowe, maszyna akumulatorowa, rozwiązanie linii do produkcji akumulatoróworaz technologia akumulatorów do produkcji akumulatorów półprzewodnikowych, akumulatorów sodowo-jonowych i akumulatorów litowo-jonowych.
W ostatnich latach wraz z urynkowieniem nowych gałęzi przemysłu energetycznego, takich jak energia wiatrowa i słoneczna, ludzie postawili wyższe wymagania w stosunku do technologii magazynowania energii na dużą skalę[1,2]. W badaniach materiałów magazynujących energię jednym z głównych zainteresowań badawczych jest aktywność elektrochemiczna i stabilność strukturalna materiałów elektrodowych [3,4]. Spośród różnych znanych obecnie systemów magazynowania energii, materiały na akumulatory litowo-jonowe są stosunkowo dojrzałe i szeroko stosowane. Jednakże problemy takie jak nierównomierny rozkład zasobów litu i trudność w technologii odzyskiwania litu poważnie ograniczyły zastosowanie akumulatorów litowo-jonowych na dużą skalę [5, 6, 7]. Sód, który należy do tej samej rodziny co lit, charakteryzuje się dużą dostępnością surowców, niskim kosztem i szeroką dystrybucją. Jednocześnie akumulatory sodowo-jonowe mają podobne właściwości fizyczne i chemiczne oraz mechanizmy reakcji elektrochemicznych jak akumulatory litowo-jonowe. Dlatego akumulatory sodowo-jonowe są jednymi z najbardziej obiecujących materiałów alternatywnych [8,9].
Berthelot i wsp. [10] odkryli, że w warstwowym tlenku NaTMO2 zawierającym pojedynczy metal przejściowy (TM) jony sodu i wakaty są uporządkowane w warstwie czystego sodu, co skutkuje powstaniem wielu platform napięciowych dla tego typu tlenku podczas procesu wyładowania. . Powoduje to szybki spadek pojemności właściwej i znaczne zmniejszenie wydajności cyklu, przez co efektywność konwersji energii tego typu tlenku jest niska. Do warstwy metalu przejściowego wprowadza się elementy roztworu stałego, tworząc mieszany układ metali przejściowych binarnych lub nawet wieloelementowych. Materiał elektrody zawiera dużą liczbę nieuporządkowanych ładunków, które mogą skutecznie tłumić powyższą platformę napięciową i poprawiać efektywność konwersji energii. Yabuuchi i wsp. [11] jako surowce stosowali Na2CO3, (MgCO3)4Mg(OH)2·5H2O i MnCO3. Reakcję w stanie stałym prowadzono w temperaturze 900 stopni przez 12 godzin, aby otrzymać materiał elektrody Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 w postaci binarnej nieuporządkowanej fazy P2 z roztworem stałym Mg. Ustalili, że przy gęstości prądu wynoszącej 10 mA/g początkowa pojemność właściwa przygotowanego materiału katodowego Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 fazy P2 wynosiła około 150 mAh/g[11]. Nieco niższa niż pojemność właściwa Na2/3MnO2 (184 mAh/g). Bruce i wsp.[12] stwierdzili, że chociaż w fazie P2 Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 zachodziła reakcja elektrochemiczna tlenu sieciowego, to nie zaobserwowano wytrącania się tlenu. Pokazuje, że wprowadzenie Mg poprawia odwracalność cyklu i odwracalną pojemność właściwą materiału. Jednakże podczas procesu ładowania i rozładowywania mikroskopijny mechanizm reakcji elektrochemicznej tlenu sieciowego w tym układzie jest nadal niejasny, a mechanizm, dzięki któremu stały roztwór Mg poprawia stabilność układu, jest również niejasny.
Dlatego też w niniejszej pracy obiektem badań jest faza P2 Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 i przyjęto metodę obliczeń pierwszych zasad teorii funkcjonału gęstości (DFT). Przeprowadzono systematyczne badania aktywności elektrochemicznej i stabilności strukturalnej wyładowań materiału katodowego Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 ze stałym roztworem jonów Mg. Aby wyjaśnić mikroskopowy mechanizm materiałów elektrodowych w reakcjach elektrochemicznych w mikroskali elektronów i atomów, będzie stanowić punkt odniesienia dla zrozumienia procesów elektrochemicznych i projektowania nowych materiałów.
1 Metoda obliczeniowa
Obliczenia w tej pracy opierają się na pakiecie oprogramowania VASP[13,14], opartym na fali płaskiej, teorii funkcjonału gęstości. Wykorzystuje się metodę addytywnej fali płaskiej[15], a funkcjonał korelacji wymiany stanowi uogólnione przybliżenie gradientu (GGA) w postaci Perdew-Burkera-Ernzerhofa[13,16]. Parametr Hubbarda U wprowadzono w celu skorygowania d elektronów Mn, a efektywna wartość U wynosi 3,9 eV [17,18]. Energia odcięcia dolnej fali płaskiej wynosi 600 eV. Po zakończeniu relaksacji jonów siły działające na wszystkie atomy są mniejsze niż 0,1 eV·nm-1. Do optymalizacji struktury kryształu wykorzystuje się strukturę superkomórki 3×3×1 (72 atomy), stała sieci wynosi 0,874 nm×0,874 nm×1,056 nm, a k- siatka punktowa strefy Brillouina ma wymiary 3×3×3[19]. Do obliczenia widma drgań sieci w pakiecie oprogramowania Phonopy wykorzystano metodę zamrożonego fononu. Aby uniknąć wpływu okresowych warunków brzegowych, do obliczenia stałych sił i widm fononów fazy P2 NaMnO2 i Na[Mg0,33Mn0,67]O2 wykorzystano strukturę superkomórki 3×3×1. Model ładunku punktowego Coulomba służy do szybkiego obliczenia zajętości jonów w strukturze desodu, a konfiguracja zajęcia Na o najniższej energii Coulomba jest wybierana w celu dokładniejszych obliczeń według pierwszych zasad [20]. Napięcie rozładowania materiału elektrody można wyrazić jako [20]:
$V=-\frac{G(\text{N}{{\text{a}}_{{x}_{2}}}}\text{M } {1}}}}\text{M}{{\text{O}}_{2}})-({{x}_}} {16}}{1}})G(\text{Na})}{({{x}_{2}}-{{x}_{1}}){{ e}^{-}}}$
Gdzie G jest całkowitą energią odpowiedniego układu, a e- jest ładunkiem elementu [21].
2 Wyniki i dyskusja
2.1 Charakterystyka mikrostrukturalna i stabilność strukturalna
The space group of the P2 phase NaMnO2 structure is R$\bar{3}m (Fig. 1)[22,23]. The spatial configuration of the Mg solid solution Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 structure is similar to that of NaMnO2. Mg ions replace 1/3 of the Mn ions in the transition metal layer. The theoretical ion ratio of Mg to Mn is 1:2. Experimental characterization found that at this ratio, Mg ions in the Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 structure only form disordered arrangements with Mn, retaining the order of the Na layer[24]. When the ion ratio Mg:Mn>1:2, Mg, Na i Mn utworzą nieuporządkowany układ kationów. Jak pokazano na rysunku 1 (A), tryb układania tlenu w sieci to ABBA…, odpowiednio Mg i Mn zajmują miejsca oktaedryczne pomiędzy warstwami tlenu AB, a Na zajmuje miejsca trójkątnego pryzmatu pomiędzy warstwami tlenu AA i BB [ 25,26]. Jak pokazano na rysunku 1 (B), w warstwie metalu przejściowego [27] występuje Mg i Mn o strukturze plastra miodu, podobne do układu Li i Mn w związkach bogatych w lit [28]. Oktościan [MgO6] jest zbudowany z 6 oktaedrów [MnO6] mających wspólne krawędzie[29,30]. W warstwie metalu alkalicznego o strukturze Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 znajdują się dwa miejsca sieciowe dla jonów sodu. Jedna z nich jest ułożona tak, że górna i dolna warstwa oktaedrów [MgO6] lub [MnO6] mają wspólne krawędzie. Druga jest ułożona współpłaszczyznowo z górną i dolną warstwą oktaedrów [MgO6] lub [MnO6].
Ryc. 1 Schemat ideowy P2-Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2
W strukturach o różnej zawartości jonów sodu na jony sodu wpływa oddziaływanie kulombowskie między Mn i Mg w warstwie metalu przejściowego a jonami Na w warstwie metalu alkalicznego, wykazując dwa różne tryby zajmowania. Dlatego w tej pracy najpierw wykorzystano model Coulomba, aby szybko odsiać konfigurację Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 fazy P2 o najniższej energii kulombowskiej. Aby zweryfikować racjonalność, obliczyliśmy i symulowaliśmy wzorce XRD tych przesianych konfiguracji i porównaliśmy je z wynikami pomiarów [11]. Wyniki przedstawiono na rysunku 2. Obliczone (016) i (110) są nieznacznie przesunięte w prawo w porównaniu z charakterystyką eksperymentalną, co wynika głównie z istnienia struktur amorficznych i defektywnych w niektórych płaszczyznach krystalicznych eksperymentalnie przygotowanych materiałów . Struktura modelu obliczeniowego jest idealną strukturą krystaliczną, zatem istnieje pewne odchylenie pomiędzy poszerzeniem XRD i intensywnością szczytową symulacji obliczeniowej a wynikami eksperymentalnymi. Ponadto istnieje rozmieszczenie jonów Na w tych dwóch płaszczyznach kryształu, a wstawianie i oddzielanie jonów Na jest kolejną możliwą przyczyną przesunięcia odpowiednich pozycji pików. Po uwzględnieniu powyższych efektów kształt piku i intensywność symulowanego XRD są zgodne z wynikami eksperymentalnymi, a skonstruowany model może odtworzyć informacje mikrostrukturalne z eksperymentu, co wskazuje, że teoretycznie przesiana struktura jest stosunkowo dokładna i niezawodna [31,32 ]
Rys. 2 Porównanie obliczonych i eksperymentalnych wzorów XRD Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2
Aby zbadać wpływ roztworu stałego Mg na stabilność strukturalną, zastosowaliśmy pierwsze zasady w połączeniu z „metodą zamrożonego fononu” do obliczenia widm drgań sieci P{{0}}NaMnO2 i P{{2} }Na[Mg0.33Mn{{10}}.67]O2. Jak pokazano na rysunku 3, fala posiadacza nie ma urojonej częstotliwości w całej strefie Brillouina, co wskazuje, że P2-Na[Mg0.33Mn0.67]O2 ma stabilność dynamiczną. Porównując widma fononów obu materiałów stwierdzono, że domieszkowanie Mg nie zmienia znacząco zakresu częstotliwości drgań i ma niewielki wpływ na drgania sieci. Struktura domieszkowana Mg wykazywała także dobrą stabilność dynamiczną. Ponadto Bruce i in. pomyślnie przygotowano fazę P2 Na[Mg0.33Mn0.67]O2 ze stałym roztworem Mg, co dodatkowo wykazało, że materiał ma dodatkową stabilność termodynamiczną. Dlatego nietrudno zauważyć, że P2-Na[Mg0,33Mn0,67]O2 ma dobrą stabilność strukturalną.
Rys. 3 Krzywe dyspersji fononów (A) NaMnO2 i (B) Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2
2.2 Analiza właściwości elektrochemicznych fazy P2 Nax[Mg1/3Mn2/3]O2
W celu zbadania wpływu domieszkowania Mg na właściwości elektrochemiczne materiałów obliczyliśmy napięcie wyładowania struktury roztworu stałego Mg P{{0}}Nax[Mg0.33Mn{{7} }.67]O2 (Rysunek 4). Zakres stężeń jonów Na wyznacza się eksperymentalnie, tj. 0.11 Mniejszy lub równy x Mniejszy lub równy 0.66[11].Rysunek 4(A) przedstawia strukturę strukturalną zmienia się podczas procesu rozładowywania i odpowiadające mu napięcie (Rysunek 4(B)) obejmuje głównie trzy platformy: 3,4, 2,9 i 2,1 V. Przewidywana teoretyczna pojemność wynosi 152 mAh/g, co w zasadzie jest zgodne z wynikami eksperymentalnymi[11] . Krzywa napięcia rozładowania obliczona według pierwszych zasad jest nieco wyższa niż rzeczywisty wynik pomiaru. Głównym powodem jest to, że w obliczeniach pierwszych zasad ignoruje się wpływ eksperymentalnych warunków pomiaru, takich jak elektrolit, temperatura eksperymentalnego pomiaru przewodności jonów litu itp. Nasze poprzednie badania wykazały[33], że chociaż obliczona krzywa napięcia rozładowania jest wyższa niż zmierzona doświadczalnie krzywej, ogólny trend zmian jest spójny. Można zatem uznać, że podczas całego procesu rozładowania napięcie Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 jest zgodne z wynikami eksperymentalnymi[12,20]. Kiedy x<66%, Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 has a high voltage of about 3.0 V, and there is no obvious additional voltage platform, indicating that the substitution of Mg2+ for Mn3+ has the effect of inhibiting sodium ion rearrangement and structural phase change. Previous charge and discharge studies on NaMnO2 and other systems have found that the orderly arrangement of transition metals is usually accompanied by more voltage platforms.
Ryc. 4 (A) zmiany strukturalne obliczone metodą DFT i (B) krzywa napięcia rozładowania P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 podczas rozładowania
W idealnych okolicznościach stany wartościowości Mg i Mn w Na2/3[Mg0.33Mn0.67]O2 wynoszą odpowiednio +2 i +4 i nie mogą być kontynuowane utlenić do wyższych stanów wartościowości. Dlatego w układzie nie ma aktywności elektrochemicznej kationów, a proces ładowania i rozładowywania materiału jest anionową reakcją elektrochemiczną. W Na0.67MnO2 początkowy stan wartościowości jonów Mn wynosi +3.33. Podczas procesu ładowania jony Mn mogą przenosić 0,67 elektronów na zewnątrz, aby osiągnąć stabilną wartościowość +4. W tym czasie cały Na+ został uwolniony, a tlen w sieci nigdy nie brał udziału w reakcji elektrochemicznej [34]. Dlatego proces ładowania i rozładowywania Na0.67MnO2 objawia się jako kationowa reakcja elektrochemiczna. Wiele badań wykazało, że gdy liczba elektronów utraconych przez tlen w siatce jest mniejsza niż 0.33, anionowa reakcja elektrochemiczna jest dobrze odwracalna[11-12,28). Nadmierne utlenianie anionów tlenu (liczba utraconych elektronów jest większa niż 0.33) powoduje, że konfiguracja elektronowa tlenu odbiega od stabilnej reguły ośmiu sprzęgaczy, co skutkuje nieodwracalną reakcją transformacji i utworzeniem OO więź. Może to nawet prowadzić do wydzielania się tlenu oraz nieodwracalnego ładowania i rozładowania struktury elektrody [27,35]. W Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2, jeśli uwzględni się stan graniczny utraty ładunku. Oznacza to, że gdy jony Na zostaną całkowicie odłączone, tworząc strukturę Na0[Mg{{40}}.33Mn0.67]O2, Mg i Mn zawsze zachowują {{ 45}} i +4 wartościowości. Anion O utlenia się do wartościowości -1.67, tracąc 0.33 elektronów, czyli poniżej granicy nieodwracalnej reakcji elektrochemicznej anionów. Dlatego w całej reakcji ładowania Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 tlen w sieci nie wymaga reorganizacji przestrzennej, a reakcja elektrochemiczna jest odwracalna. Wprowadzenie Mg2+ nie tylko utrzymuje odwracalną pojemność właściwą, ale także zwiększa gęstość energii materiału poprzez zwiększenie napięcia rozładowania.
Aby wykazać aktywność elektrochemiczną tlenu w materiale Nax[Mg{0}}.33Mn0.67]O2 podczas procesu wyładowania, obliczyliśmy gęstość elektronową stanów (rys. 5) dla stanu początkowego i Struktury końcowego wyładowania materiału. Stwierdzono, że w trakcie procesu wyładowania jony Na stopniowo osadzały się w układzie, zwiększała się całkowita liczba elektronów w układzie, a poziom Fermiego przechodził na wyższy poziom energetyczny. Liczba dziur na orbicie O2p stopniowo maleje, co wskazuje, że elektrony wchodzące do układu są przenoszone na puste orbity tlenu w sieci, a tlen w sieci ulega redukcji. Podczas procesu wyładowania materiału elektrody tlen sieciowy bierze udział w reakcji elektrochemicznej anionów. W tym czasie nie ma prawie żadnych zmian w elektronach orbitalnych Mn-d i nie ma przeniesienia ładunku, czyli stan wartościowości Mn nie zmienia się podczas procesu wyładowania, co świadczy o tym, że Mn nie jest aktywny elektrochemicznie[12, 36]. Jednakże podczas procesu wyładowania P2-NaxMnO2 elektrony w dalszym ciągu wypełniają puste orbitale Mn i O o wysokiej energii, co wskazuje, że zarówno Mn, jak i O są aktywne elektrochemicznie i stanowią typową reakcję elektrochemiczną, w której aniony i kationy współpracują .
Rys. 5 Gęstość elektronowa stanów (A) P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 i (B) P2-NaxMnO2 w warunkach różnych Na zawartość jonów podczas rozładowania
PDOS: przewidywana gęstość stanów
Spójny wniosek można wyciągnąć na podstawie analizy populacji ładunków (rysunek 6). Podczas procesu wyładowania Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 ilość ładunku jonów Mn w zasadzie się nie zmienia, więc nie bierze on udziału w reakcji elektrochemicznej; w procesie zwiększania zawartości Na z 0.11 do 0.66 jony O uzyskały około 0.2e-. Nastąpiło znaczne wypełnienie ładunku wykazujące anionową aktywność elektrochemiczną [37]. Analiza populacji ładunku P2-NaxMnO2 wykazała, że wraz ze wzrostem zawartości Na Mn i O wspólnie uczestniczą w reakcji elektrochemicznej. Wynik ten jest zgodny z analizą gęstości elektronowej stanów. Udowodniono, że stały roztwór Mg zmienia mechanizm reakcji elektrochemicznej układu z anionowo-kationowej kooperacyjnej reakcji elektrochemicznej na odwracalną anionową reakcję elektrochemiczną, przy czym proces ten nie wpływa na odwracalność ładowania i rozładowania materiału.
Ryc. 6 Analiza ładunku (A) Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 i (B) P2-NaxMnO2 przy różnej zawartości jonów sodu
3 Wniosek
W tym badaniu wykorzystano obliczenia oparte na pierwszych zasadach w celu systematycznego badania właściwości mikrostrukturalnych, stabilności kinetycznej i aktywności elektrochemicznej stałego roztworu Mg2+, fazy P2 Nax[Mg1/3Mn2/3]O2. Wprowadzenie Mg2+ zmienia typ reakcji elektrochemicznej materiału z anionowej i kationowej kooperacyjnej reakcji elektrochemicznej NaxMnO2 na odwracalną anionową reakcję elektrochemiczną Nax[Mg{{10}}.33Mn{ {16}}.67]O2. Gdy anion O w P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 bierze udział w reakcji elektrochemicznej, zakres wzmocnienia i utraty ładunku jest mniejszy niż 0,33, co ma dobre odwracalność. Wprowadzenie Mg2+ nie tylko zwiększa napięcie rozładowania materiału, ale także utrzymuje odwracalną pojemność właściwą materiału i ostatecznie zwiększa gęstość energii materiału.
W przypadku materiałów elektrod jonowych wprowadzenie metali ziem alkalicznych do warstwy metalu przejściowego w celu uzyskania kationowego roztworu stałego jest nową strategią optymalizacji wydajności materiału. Jego podstawowym mechanizmem jest wyzwalanie aktywności elektrochemicznej anionów poprzez poświęcenie aktywności elektrochemicznej kationów, zmianę mechanizmu reakcji elektrochemicznej materiału, zwiększenie napięcia rozładowania i ostatecznie optymalizację gęstości energii materiału. Strategia ta nie tylko zapewnia nową metodę projektowania materiałów elektrodowych do akumulatorów sodowo-jonowych, ale także dostarcza nowych pomysłów na optymalizację i badanie innych akumulatorów jonowych.
Bibliografia
[1] HU YING-YING, WEN ZHAO-YIN, RUI-KUN i in. Najnowocześniejszy stan badań i rozwoju akumulatorów sodowych. Nauka i technologia magazynowania energii, 2013,2(2):81-90.
[2] SHEN GUAN-YE, LI CHEN, XU BING-LIANG i in. Alokacja ekonomiczna na system magazynowania energii z uwzględnieniem energetyki wiatrowej. Journal of Northeast Electric Power University, 2018, 38(4):27-34.
[3] MA CHAO, ZHAO XIAO-LIN, KANG LI-TAO i in. Niesprzężone dikarboksylanowe materiały anodowe do ogniw elektrochemicznych. Angew. Chem. Wewnętrzne Wyd., 2018, 57(29):8865-8870.
[4] RICHARDS WD, DACEK ST, KITCHAEV DA i in. Fluorowanie materiałów katodowych z tlenku metalu przejściowego z nadmiarem litu. Zaawansowane materiały energetyczne, 2018, 8(5):1701533.
[5] XIANG XING-DE, ZHANG KAI, CHEN JUN. Najnowsze osiągnięcia i perspektywy materiałów katodowych do akumulatorów sodowo-jonowych. Adw. Mater., 2015, 27(36):5343-5364.
[6] MA CHAO, ZHAO XIAO-LIN, HARRIS MM i in. Kwas moczowy jako związek elektrochemicznie aktywny w akumulatorach sodowo-jonowych: stopniowe mechanizmy magazynowania Na+-koniugacji π i stabilizowanego anionu węgla. Materiały stosowane i interfejsy ACS, 2017, 9(39):33934-33940.
[7] LEE DH, XU JING, MENG Y S. Zaawansowana katoda do akumulatorów Na-jonowych o dużej szybkości i doskonałej stabilności strukturalnej. Fiz. Chem. Chem. Fiz., 2013, 15(9):3304-3312.
[8] KUBOTA K, YABUUCHI N, YOSHIDA H i in. Tlenki warstwowe jako materiały elektrod dodatnich do akumulatorów Na-jonowych. Biuletyn Pani Dyrektor, 2014, 39(5):416-422.
[9] CLÉMENT RJ, BRUCE PG, GREY C P. Przegląd — tlenki metali przejściowych typu P2- na bazie manganu jako materiały katodowe baterii sodowo-jonowych. Journal of the Electrochemical Society, 2015, 162(14):A2589-A2604.
[10] BERTHELOT R, CARLIER D, DELMAS C. Elektrochemiczne badanie diagramu fazowego P2-NaxCoO2. Nat. Mater., 2011, 10(1):74-80.
[11] YABUUCHI N, HARA R, KUBOTA K i in. Nowy materiał elektrodowy do akumulatorów sodowych: P2-typ Na2/3[Mg0.28Mn0.72]O2 o wyjątkowo dużej pojemności odwracalnej. J. Mater. Chem. A, 2014,2(40):16851-16855.
[12] MAITRA U, HOUSE RA, SOMERVILLE JW i in. Chemia redoks tlenu bez nadmiaru jonów metali alkalicznych w Na2/3[Mg0.28Mn0.72]O2. Nat. Chem., 2018, 10(3):288-295.
[13] GUO SHAO-HUA, SUN YANG, YI JIN i in. Zrozumienie dyfuzji jonów sodu w warstwowych tlenkach P2 i P3 poprzez eksperymenty i obliczenia oparte na pierwszych zasadach: pomost między strukturą kryształu a wydajnością elektrochemiczną. NPG Asia Materials, 2016,8:e266.
[14] JI HUI-WEI, KITCHAEV DA, LUN ZHANG-YAN i in. Badania obliczeniowe i realizacja eksperymentalna nieuporządkowanych katod litowo-jonowych o dużej pojemności, opartych na redoksie Ni. Chemia materiałów, 2019, 31(7):2431-2442.
[15] LEE J, URBAN A, LI XIN i in. Odblokowanie potencjału tlenków z zaburzeniami kationowymi w akumulatorach litowych. Nauka, 2014,343(6170):519-522.
[16] URBAN A, LEE J, CEDER G. Przestrzeń konfiguracyjna tlenków typu soli kamiennej dla elektrod akumulatorów litowych o dużej pojemności. Zaawansowane materiały energetyczne, 2014, 4(13):1400478.
[17] CHAKRABORTY A, DIXIT M, AURBACH D i in. Przewidywanie dokładnych właściwości katod warstwowych materiałów tlenkowych przy użyciu funkcjonału gęstości meta-GGA SCAN. npj Materiały obliczeniowe, 2018, 4:60.
[18] URBAN A, ABDELLAHI A, DACEK S i in. Pochodzenie struktury elektronowej zaburzeń kationowych w tlenkach metali przejściowych. Fiz. Wielebny Lett., 2017, 119(17):176402.
[19] ASSAT G, TARASCON J M. Podstawowe zrozumienie i praktyczne wyzwania związane z anionową aktywnością redoks w akumulatorach litowo-jonowych. Energia natury, 2018, 3(5):373-386.
[20] YABUUCHI N, NAKAYAMA M, TAKEUCHI M i in. Geneza stabilizacji i destabilizacji w reakcji redoks w stanie stałym jonów tlenkowych w akumulatorach litowo-jonowych. Nat. Comm., 2016, 7:13814.
[21] SANNYAL A, AHN Y, JANG J. Badanie pierwszych zasad dwuwymiarowego siligenu (2D SiGe) jako materiału anodowego baterii jonów metali alkalicznych. Obliczeniowa nauka o materiałach, 2019,165:121-128.
[22] LI HONG, HU YONG-SHENG, PAN HUI-LIN i in. Postęp badań nad strukturą materiałową elektrody akumulatora sodowego o temperaturze pokojowej. Scientia Sinica Chimica, 2014, 44(8):1269-1279.
[23] WANG YUE-SHENG, XIAO RUI-JUAN, HU YONG-SHENG i in. P2-Na0.6[Cr0.6Ti0.4]O2 elektroda z zaburzeniami kationowymi do symetrycznych akumulatorów sodowo-jonowych o dużej wydajności. Nat. Comm., 2015, 6:6954.
[24] WANG QIN-CHAO, MENG JING-KE, YUE XIN-YANG i in. Strojenie materiału katody o strukturze P2- poprzez zastąpienie akumulatorów Na-jon Mg Mg. J. Am. Chem. Soc., 2019,141(2):840-848.
[25] MENDIBOURD A, DELMAS C, HAGENMULLER C. Elektrochemiczna interkalacja i deinterkalacja brązów NaxMnO2. Prasa Akademicka, 1985, 57(3):323-331.
[26] SOMERVILLE JW, SOBKOWIAK A, TAPIA-RUIZ N i in. Charakter fazy „Z” w katodach warstwowych akumulatorów Na-jonowych. Nauka o energii i środowisku, 2019, 12(7):2223-2232.
[27] QU JIE, WANG DONG, YANG ZU-GUANG i in. Domieszkowanie jonowe – regulacja katody kompozytowej indukowana zmianami miejsca: studium przypadku tunelu warstwowego Na0.6MnO2 z domieszką Mg2+ w miejscu Na/Mn. Aplikacja ACS Matko. Interfejsy, 2019, 11(30):26938-26945.
[28] SATO T, SATO K, ZHAO WEN-WEN i in. Metastabilne i nanocząstkowe tlenki typu soli kamiennej z zaburzeniami kationowymi: ponowne spojrzenie na stechiometryczny LiMnO2 i NaMnO2. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(28):13943-13951.
[29] GUIGNARD M, DELMAS C. Wykorzystanie baterii do syntezy nowych tlenków wanadu. Wybór chemii, 2017, 2(20):5800-5804.
[30] WANG PENG-FEI, YAO HU-RONG, LIU XIN-YU, i in. Zaburzanie wakatów Na+/jest szansą na zastosowanie wysokowydajnych akumulatorów Na-jonowych. Science Advances, 2018, 4(3): ear6018.
[31] KIM H, KIM DJ, SEO DH i in. Badanie ab initio interkalacji sodu i faz pośrednich w Na0.44MnO2 dla akumulatora sodowo-jonowego. Chemia materiałów, 2012, 24(6):1205-1211.
[32] LI XIN, MA XIAO-HUA, SU DONG i in. Bezpośrednia wizualizacja efektu Jahna-Tellera w połączeniu z uporządkowaniem Na w Na5/8MnO2. Nat. Mater., 2014, 13(6):586-592.
[33] WANG YOUWEI, WANG JUNKAI, ZHAO XIAOLIN i in. Zmniejszenie nadpotencjału ładowania akumulatorów Li-O2 poprzez konstrukcję katody z wyrównaniem pasma. Nauka o energii i środowisku, 2020, 13(8):2540-2548.
[34] ZHENG C, RADHAKRISHNAN B, CHU IH i in. Wpływ mieszania metali przejściowych na uporządkowanie i kinetykę Na w warstwowych tlenkach P2. Zastosowano przegląd fizyczny, 2017, 7(6):064003.
[35] LUN ZHENG-YAN, OUYANG B, CAI ZI-JIAN i in. Zasady projektowania wysokowydajnych katod solnych na bazie Mn z nieuporządkowanymi kationami. Chem, 2020, 6(1):153-168.
[36] SEO DH, LEE J, URBAN A i in. Strukturalne i chemiczne pochodzenie aktywności redoks tlenu w warstwowych i nieuporządkowanych kationowo materiałach katodowych z nadmiarem Li. Nat. Chem., 2016, 8(7):692-697.
[37] BAI QIANG, YANG LU-FENG, CHEN HAI-LONG i in. Badania obliczeniowe materiałów elektrodowych w akumulatorach sodowo-jonowych. Zaawansowane materiały energetyczne, 2018, 8(17):1702998.
