1 引言
锂离子电池(LIBs)作为目前最主流的电化学储能技术, 凭借其较高的能量密度、良好的循环性能, 已在储能系统、电子设备、电动车等领域获得广泛应用[1-4]. 然而, 锂在地壳中的丰度仅0.0065%, 且全球73%的锂资源集中于南美洲玻利维亚、阿根廷和智利的“锂三角”地区, 导致锂价波动大, 不利于LIBs产业的长远稳定发展[5-6]. 相较之下, 钠资源地壳丰度达2.74%、全球分布均匀、钠价稳定[7], 更重要的是钠离子电池(SIBs)具有与LIBs类似的“摇椅式”嵌脱机制, 因此SIBs被认为是LIBs最具竞争力的替代品, 特别是在电动汽车和大规模储能领域[8-9]. 正极材料是SIBs的关键组成部分, 决定着SIBs的电化学性能, 开发高性能的SIBs正极材料, 对钠离子电池的产业发展具有重要的意义[10-11].
层状氧化物类正极材料(NaxTMO2, TM=Mn、Ni、 Fe、C和Cr等)制备方法简单、比容量和充放电电压平台较高, 是目前正极材料的研究热点之一[12-14]. 特别是高锰层状氧化物正极材料, 具有低成本、高容量、低毒性的优势, 吸引了众多研究者的关注[15-17]. 根据钠离子配位环境的差异和氧层堆垛序列的不同, 热力学稳定的NaxTMO2主要分为O3相、P2相和P3相[18-19]. O3相材料因初始Na+含量高(x≈1), 可提供较高的可逆比容量, 但其Na⁺扩散路径需要经过一个四面体位点作为中间过渡态, 导致扩散能垒较高、Na⁺扩散动力学缓慢, 限制了材料的倍率性能[20-21]. 相比而言, 开放三棱柱扩散通道和ABBA堆垛序列的P2相材料, 表现出较低的扩散能垒, 更强的层间耦合作用, 因此P2相材料具有优异的Na⁺扩散速率和结构稳定性, 展现出更好的倍率性能和循环稳定性[22-24]. 然而, P2相材料合成温度通常高于850 ℃, 合成过程中能耗较高[25]. 研究表明, P3相材料具有更高的初始容量, 且合成温度相对较低, 但P3相材料在高压条件下容易发生P3→O3相变, 导致容量衰减加快, 循环稳定性较差[26-27]. 因此, 将P2/P3双相材料结合, 优势互补, 可能获得既具有P2相材料的稳定结构又具有P3相材料的高初始容量的双相复合材料, 从而实现容量、循环稳定性和倍率性能等电化学性能的全面改善[28-30].
近年来, 已有一些研究者投入到P2/P3双相正极材料的研究中. Graff等[31]通过调控钠含量制备了不同结构的Na0.6Ni0.25Mn0.75O2, 发现P2/P3双相材料凭借两相间的协同作用, 表现出优于单一P2或P3相的可逆比容量与循环稳定性. Hong等[32]进一步通过组成与烧结条件优化, 合成了P2/P3-Na0.75Ni0.25Mn0.75O2, 该材料在0.1 C下提供142.62 mAh/g的初始放电比容量, 在5 C高倍率下仍保持90.9 mAh/g, 并在1 C循环100次后容量保持率达78.25%. Vasavan等[33]则借助煅烧温度调控相组成, 在650 ℃制备出含52% P3相与48% P2相的Na0.75Mn0.75Al0.25O2, 其0.1 C比容量为150 mAh/g, 200次循环后容量保持率约80%, 兼具良好的倍率性能与循环稳定性. 上述研究表明, P2/P3双相材料在综合性能方面展现出显著潜力, 然而其首圈库仑效率、倍率性能及长循环稳定性仍有待进一步提升.
本研究利用硝酸盐和醋酸盐之间的剧烈氧化还原反应结合自蔓延燃烧法合成Na、Ni、Mn的混合纳米氧化物, 通过调控煅烧温度(700、800和900 ℃)分别制备了三种高锰Na0.67Mn0.9Ni0.1O2材料: 纯相P3-Na0.67Mn0.9- Ni0.1O2 (NMNO-700)、双相材料P2/P3-Na0.67Mn0.9Ni0.1O2 (NMNO-800)和纯相P2-Na0.67Mn0.9Ni0.1O2 (NMNO-900). P2/P3复相结构双相协同, 在容量、循环稳定性及倍率性能之间优化平衡, 展现出更优异的电化学性能. 系统研究P2/P3复相高锰Na0.67Mn0.9Ni0.1O2正极材料的结构与性能, 对于SIBs层状氧化物正极材料的发展与应用具有重要的意义.
2 结果与讨论
2.1 结构表征和分析
通过调控煅烧温度合成了三种高锰Na0.67Mn0.9Ni0.1O2正极材料, 利用X射线衍射(XRD)分析煅烧温度对材料的晶体结构的影响规律. NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的XRD谱图如图1(a)所示. NMNO-700是典型的P3相材料(空间群R3m); 当温度从700 ℃上升到800 ℃时, NMNO-800中表明P3相的衍射峰(101)、(012)、(105)、(107)和(108)强度降低, 并出现了属于P2相材料的新峰(100)、(102)、(103)、(104)和(106); 当温度达到900 ℃时, NMNO-900中P3结构完全转变为P2结构(空间群P63/mmc)[34-35]. 因此, XRD表明改变煅烧温度可以使得其材料呈P2/P3双相. 图1(b)为不同煅烧温度下制备的三种材料的晶体结构示意图. 对NMNO-700、NMNO-800、NMNO-900结构进行Rietveld精修, 以阐明晶体结构和晶胞参数(图1(c~e), 表1). 结果表明, NMNO-800为P2/P3双相结构, 其比例分别为42.4%和57.6%. 比较三种样品的晶格参数和结构信息, P3相NMNO-700 (a=b=0.2858 nm, c=1.67923 nm), P2/P3双相NMNO-800 (P2相: a=b=0.28771 nm, c=1.122952 nm; P3相: a=b=0.28787(6) nm, c=1.67589(8) nm)和P2相NMNO-900 (a=b=0.28821 nm, c=1.129538 nm), 清楚地反映了随着煅烧温度的升高, 材料逐渐从P3相转变为P2相. 另外, 纯P2相NMNO-900的c轴小于NMNO-800和NMNO-700中P3相的c轴, 这表明P2相材料的层间间距比P3相更窄, 这可能是由于较高的温度促使Ni—O键断裂或重组, 正极材料中的钠层滑移, 过渡金属层的堆叠顺序从ABBCCA (P3相)转变为ABBA (P2相)[36]. 通过Debye-Scherrer计算了NMNO的晶粒尺寸, 由下式所示:
D=Kλ/βcosθ
图1 (a) NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的XRD谱图; (b) NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的晶体结构示意图; (c) NMNO-700、(d) NMNO-800和(e) NMNO-900的XRD Rietveld精修图Figure 1 (a) XRD spectra of NMNO-700, NMNO-800 and NMNO-900; (b) Schematic diagram of the crystal structure of NMNO-700, NMNO-800 and NMNO-900; XRD Rietveld refinement of (c) NMNO-700, (d) NMNO-800 and (e) NMNO-900 |
表1 NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的晶胞参数Table 1 Unit cell parameters of NMNO-700, NMNO-800 and NMNO-900 |
| Sample | P2-Na0.67Mn0.9Ni0.1O2 | P3-Na0.67Mn0.9Ni0.1O2 | |||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| a/nm | b/nm | c/nm | V/nm3 | a/nm | b/nm | c/nm | V/nm3 | ||
| NMNO-700 | — | — | — | — | 0.285 | 0.285 | 1.679 | 0.11879 | |
| NMNO-800 | 0.287 | 0.287 | 1.122 | 0.08051 | 0.287 | 0.287 | 1.675 | 0.12027 | |
| NMNO-900 | 0.288 | 0.288 | 1.129 | 0.08126 | — | — | — | — | |
利用扫描电子显微镜(SEM)分析三种材料的表面形貌. 图2(a~c)表明, 三种材料均呈片状形貌. NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的微米级颗粒分别在0.53~1.52、1.94~2.57和1.25~3.75 μm范围, 表明随着煅烧温度的升高, 材料颗粒粒径明显增大. 其中, NMNO-700颗粒表面光滑, 表面几乎没有纳米颗粒; 而NMNO-800的形貌比较特殊, 为纳微复合结构(图2b), 微米级片状颗粒的表面附着许多纳米颗粒, 粒径范围在70~200 nm; 虽然NMNO-900表面分布有纳米颗粒, 但纳米颗粒的粒径明显增大至160~510 nm. 图2(d)为NMNO-800的能量色散X射线光谱分析(EDS)元素分布图, 结果表明Na、Ni、Mn和O元素在NMNO-800样品中分布均匀.
图3(a)为NMNO-800的透射电镜(TEM)图, 由图可知NMNO-800为不规则的片状结构, 这与SEM结果吻合. 图3(b)为NMNO-800的高分辨率透射电镜(HRTEM)图像, 该图像显示出清晰的晶格条纹, 测量得到NMNO-800的面间距为0.237 nm和0.249 nm, 分别对应P3(012)和P2(101)晶面[37]. 如图3(c)所示, 黄色圆圈表示P2相, 红色圆圈表示P3相. 从[010]方向观察到的亮点与P3相和P2相层状结构产生的特征衍射图样相对应[39]. 选区电子衍射(SAED)图证实了NMNO-800为P2/P3双相结构, 与HRTEM观察结果一致. 以上结论充分证明双相复合结构P2/P3-Na0.67Mn0.9Ni0.1O2的成功合成.
为探究NMNO-800的元素组成和价态, 通过X射线光电子能谱(XPS)对NMNO-800进行元素分析结果如图4所示. NMNO-800的XPS总谱如图4(a)所示, 从中可以明确Na 1s、Ni 2p、Mn 2p和O 1s峰的存在. 图4(b)为NMNO-800材料的Mn 2p光谱, 该总谱可拟合为Mn 2p1/2和Mn 2p3/2 4个峰, 分别对应于Mn3+ (652.86 eV和641.72 eV)和Mn4+ (653.87 eV和643.18 eV). 此外, 图4(c)展示了Ni 2p的XPS光谱, 位于872.79、879.83、854.29 和643.18 eV的峰, 分别对应Ni 2p1/2特征峰及其卫星峰和Ni 2p3/2特征峰及其卫星峰, 该结果表明Ni2+ 成功取代了Mn3+的位置, 降低了Mn3+的Jahn-Teller效应, 稳定了充放电过程中的晶体结构[40-42]. 同时, NMNO-800样品电感耦合等离子体发射光谱(ICP-OES)元素含量测试的结果如表2所示, 由此计算出其实际化学式为Na0.65Ni0.1Mn0.89O2.
图4 (a) NMNO-800的XPS图谱; NMNO-800的(b) Mn 2p图谱和(c) Ni 2p图谱Figure 4 (a) XPS profile of NMNO-800; (b) Mn 2p and (c) Ni 2p spectra of NMNO-800 |
表2 电感耦合等离子体发射光谱(ICP-OES)测定的NMNO-800元素含量Table 2 Element content of NMNO-800 determined by inductively coupled plasma optical emission spectrometer (ICP-OES) |
| 测试元素 | 样品质量m0/g | 元素含量w/% | 元素物质的量/mol | 物质的量比 |
|---|---|---|---|---|
| Na | 0.1030 | 14.3005% | 6.407×10-4 | 0.65 |
| Mn | 47.0286% | 8.817×10-4 | 0.89 | |
| Ni | 5.6639% | 9.940×10-5 | 0.1 |
2.2 电化学性能分析
采用CR2032纽扣电池, 研究NMNO正极材料的电化学性能. 图5(a~c)为NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900在2.0~4.3 V的电压范围内0.2 C的恒电流充放电(GCD)曲线. NMNO-700和NMNO-800在5个充放电循环中表现出更高的放电容量. NMNO-700第五次放电比容量为174.5 mAh/g, NMNO-800第五次放电比容量为170.1 mAh/g, 两者的放电比容量较为接近. 相比之下, NMNO-900的放电容量明显较低, 其第五次放电比容量仅为143.2 mAh/g. 这可能与NMNO-900的晶粒尺寸最大和颗粒粒径最大有关, 大晶粒和大颗粒不利于Na+在材料中的扩散, 以致于展现出较低的放电比容量. 需要特别关注的是, 三种材料在首周充电容量方面表现出显著差异, NMNO-900>NMNO-700>NMNO-800, 该现象主要源于材料晶体结构的不同. NMNO-900为P2相结构, 其Na⁺沿共享棱柱路径扩散, 迁移路径更为直接, 有利于钠离子的脱出, 因而表现出最高的首周充电容量. 而NMNO-700为P3结构, Na⁺需通过共享面进行迁移, 路径较为曲折, 一定程度上限制了其脱钠能力. NMNO-800则为P2/P3混合相结构, 在充电过程中, P2相区域优先发生脱钠, 所释放的Na⁺可能迁移并占据邻近P3相中的空位, 引发内部钠离子重分布, 从而减少对外表现的钠离子脱出量, 导致其首周充电容量最低.
三种材料在0.2、0.5、1、2、5和10 C下充放电, 其倍率性能曲线如图6(a)所示. 在0.2 C下, NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的初始放电比容量分别为165.44、173.74和139.06 mAh/g. 不难发现, NMNO-700和NMNO-900的放电比容量在高倍率下大幅下降, 而NMNO-800在5 C和10 C的高倍率下依旧表现优异, 分别为112.06和89.18 mAh/g, 当反测0.2 C时, NMNO- 800的放电比容量仍高达174.66 mAh/g. 这可能归因于NMNO-800特殊的形貌, 微米级片状颗粒表面附着大量粒径为70~200 nm的纳米颗粒, 纳米尺寸颗粒降低了Na+在材料的迁移距离, 提高了材料的倍率性能[43]. 值得注意的是, P3相的层间距比P2相的层间距宽, NMNO-700的倍率性能却不如NMNO-900, 这可能是由于 P3相的Na+迁移需要通过连接八面体和三棱柱的共享面, 会导致离子的配位环境发生改变, 迁移能垒更高; 而P2相Na+迁移中只需通过三棱柱共享面, 离子始终处于相似的配位环境中, 迁移能垒更低.
图6(b)是三种材料在1 C下的循环性能曲线. NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900初始放电比容量分别为146、145.3和139.6 mAh/g. 经100次循环后, NMNO-800在三种材料中表现出最稳定的循环性能, 其放电容量为122.2 mAh/g, 容量保持率高达84.20%, 而NMNO-700和NMNO-900的放电比容量分别为61.01和104.8 mAh/g, 容量保持率仅在41.59%和75.07%. 所有NMNO的库伦效率都接近100%. 尽管NMNO-700有着较高的初始放电比容量, 但在循环过程中显示出极快的容量衰减, 这可能是由于P3相(ABBC堆叠)在深度脱钠时, 氧层滑移导致堆叠序列从ABBC变为ABC(即O3相)[44]. 此外, 纯P2相NMNO-900的循环性能较差, 可能是因为P2相充电至高电压时, 易发生P2→O2或OP4相变. 而NMNO-800的P2/P3双相体系存在晶格失配, 导致两相界面处的原子排列无法完全对齐, 出现错位网络, 有效分散了应变, 降低了单一相(P2或P3相)在循环过程中发生相变的可能, 提升了材料的结构稳定性. 需要指出的是, NMNO-800在前几圈循环内容量呈现逐渐上升的趋势, 是由于P2和P3相在充放电过程中会发生复杂相变, 这些相变在最初是不完全可逆的, 随着循环的进行, 材料逐渐趋向于一个更稳定、更有利于离子可逆脱嵌的相结构. 这个结构优化的过程会伴随着钠离子可逆容量的逐步增加.
NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900材料0.1 mV/s的扫速下在2.0~4.3 V的电压范围内的第二圈和第三圈循环伏安曲线, 如图8(a, b)所示. 样品NMNO-800的峰面积最大, 样品NMNO-900的峰面积最小, 这与样品的充放电曲线相对应. 由图8(a)可知NMNO-800有4对氧化还原峰, 分别位于2.48/2.00、3.15/2.96、3.63/3.50、4.22/3.91 V, 其中2.0~2.5 V之间的氧化还原峰可能与Mn3+/Mn4+的氧化还原反应有关. 与之相对应, NMNO-800的第3、5周的放电曲线中在2.0~2.5 V之间有明显的放电电压平台. 3.0~4.5 V之间的氧化还原峰与Ni2+/Ni3+的氧化还原反应相对应[45].
$D\frac{4}{\pi \tau }{{(\frac{{{m}_{\text{B}}}{{V}_{M}}}{{{M}_{B}}S})}^{2}}{{(\frac{\Delta {{E}_{s}}}{\Delta {{E}_{t}}})}^{2}}$
式中: τ是弛豫时间; mB是电极材料的质量; VM是电极材料的摩尔体积; MB是电极材料的摩尔质量; S是电极接触面积; ΔEt是脉冲引起的电压变化; ΔEs是恒电流充(放)电的电压变化[46]. 计算结果显示, 在充电过程中, NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的DNa+平均值分别为1.16×10-9、1.29×10-9和9.34×10-10 cm2/s. 而在放电过程中, DNa+平均值分别为8.87×10-10、9.38×10-10和7.53×10-10 cm2/s. 如图9(d, e)所示, 当电压高于4.0 V或低于2.5 V时, 三种正极材料都出现DNa+急剧下降的现象, 这表明大量Na+脱出或嵌入NMNO材料时, 电化学动力学相对缓慢. 在4.3 V的高压下, NMNO-800的DNa+为2.59×10-11 cm2/s, 仍略高于NMNO-700的1.49×10-11 cm2/s和NMNO-900的3.11×10-12 cm2/s. 综上所述, NMNO-800的DNa+更高, 这可归因于P2/P3相中两种结构相互支撑、相互约束, 拓宽了Na+传输路径, 扩散能垒降低; 抑制了单一的晶格畸变, 应力集中的现象减少[47].
图9 (a) NMNO-800在充电过程中的ΔEt和ΔEs; (b)三种NMNO在0.2 C倍率下第三次充放电的GITT曲线; (c)由GITT计算的反应电阻; NMNO的钠离子扩散系数: (d)充电, (e)放电; (f) NMNO材料循环100次后的EISFigure 9 (a) ΔEt and ΔEs during charge process of NMNO-800; (b) the third charge-discharge GITT curves of three NMNO at 0.2 C rate; (c) reaction resistance calculated by GITT; sodium diffusion coefficient of NMNO: (d) charge, (e) discharge; (f) EIS plot of NMNO material after 100 cycles |
根据GITT结果计算反应电阻如图9(c)所示, 在整个充放电过程中, NMNO-800的反应电阻低于NMNO-700和NMNO-900的反应电阻. NMNO正极材料的Nyquist图如图9(f)所示, 阻抗图和Z' 轴的截距为欧姆阻抗(Re), 高频区的半圆可以得到界面阻抗(Rf), 中频区的半圆可以得到电荷转移阻抗(Rct). NMNO拟合结果如表3所示. 结果表明, NMNO的Re基本相似, NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900的Rf分别为696.6 Ω、494.5 Ω和1129 Ω, Rct分别为1540 Ω、739 Ω和1129 Ω, 即NMNO-800展现出更低的电化学阻抗, 这与GITT计算得出的反应电阻结果非常吻合.
表3 NMNO的EIS参数Table 3 EIS parameters of NMNO |
| Re/Ω | Rf/Ω | Rct/Ω | |
|---|---|---|---|
| NMNO-700 | 21.15 | 696.6 | 1540 |
| NMNO-800 | 22.42 | 494.5 | 739 |
| NMNO-900 | 24.72 | 1129.0 | 1129 |
3 结论
本工作利用自蔓延燃烧法, 首先获得纳米Na、Ni、Mn混合氧化物. 随后, 通过调控煅烧温度(700、800与900 ℃), 成功制备出三种高锰Na0.67Mn0.9Ni0.1O2材料, 并系统研究煅烧温度对该层状氧化物材料的相态结构及电化学性能的影响. XRD和Rietveld精修的结果表明, 通过调整煅烧温度, 在Na含量相同的情况下, Na0.67Mn0.9Ni0.1O2可以形成纯相P3相、纯相P2相和双相P2/P3. P2/P3双相结构通过P2相和P3相Na+扩散通道的协同互补, 构建了高效连续的离子传输网络, 降低了Na+扩散势垒, 显著提高了材料的倍率性能; 同时, P2/P3双相存在晶格失配效应和应力分散效应, 有效抑制了P2→O2和P3→O3等有害相变, 提升了材料的循环性能. 与NMNO-700和NMNO-900相比, NMNO-800正极材料在0.2 C时表现出165.44 mAh/g的高可逆比容量, 10 C的大倍率下仍有89.18 mAh/g的可逆比容量, 且在0.5 C的电流密度下循环100次后容量保持率为84.2%, 展现出更好的循环稳定性. GITT和EIS分析都证实, 三种NMNO材料中, 具有P2/P3双相结构的NMNO-800表现出最高的钠离子扩散系数.
4 实验部分
4.1 样品的制备
硝酸钠(NaNO3, AR, 天津巴斯夫化工有限公司)、六水合硝酸镍(Ni(NO3)2•6H2O, AR, 阿拉丁)、50%硝酸锰溶液(50%Mn(NO3)2, AR, 天津市凯信化学工业有限公司)、四水合乙酸锰(Mn(CH3COO)2•4H2O, AR, 阿拉丁)、水性粘结剂(LA132, 电池级, 成都茵地乐电源科技有限公司).
自蔓延燃烧法是一种利用反应物中的氧化剂和还原剂之间的剧烈的氧化还原反应, 产生大量热量和气体, 从而在极短时间内将反应物加热至高温, 实现材料合成的技术[47]. 与传统高温固相法相比, 自蔓延燃烧法在反应过程中产生的大量气体可抑制晶粒过度长大, 形成纳米颗粒. 本研究采用自蔓延燃烧法合成Na0.67Mn0.9Ni0.1O2步骤如下: 将NaNO3、Ni(NO3)2•6H2O、50%Mn(NO3)2和Mn(CH3COO)2•4H2O按物质的量比(n(Na)∶n(Ni)∶n(Mn)=0.67∶0.1∶0.9)溶于15 mL无水乙醇中. 然后, 将混合溶剂加热并不断搅拌, 直到无水乙醇蒸发, 形成混合物. 将混合物在240 ℃的空气气氛下进行自蔓延燃烧合成反应, 得到蓬松的前驱体. 随后把前驱体研细, 置于马弗炉中, 在空气气氛下以5 ℃/min的升温速率分别升温至700、800、900 ℃, 恒温6 h, 得到三种高锰样品: NMNO-700、NMNO-800和NMNO-900.
4.2 材料结构表征
采用X射线衍射(XRD, Rigaku SmartLab SE, Cu-Kα靶, 波长λ=0.154 nm, 扫速2 (°)/min, 扫描范围2θ=5°~90°)研究材料的晶体结构. 利用Al Kα辐射(1486.6 eV)进行X射线光电子能谱(XPS, Thermo Scientific Escalab Xi+, I=10.8 mA, hν=1486.68 eV)测量材料的化学键. 采用扫描电子显微镜(SEM, 5000E, 国仪量子, 加速电压为5 kV)观察材料的微观形貌, 利用能量色散X射线光谱仪(EDS)测定了材料的元素分布. 采用电感耦合等离子体发射光谱仪(ICP-OES, Agilent 5110)对样品进行了高精度元素定量分析.
4.3 电化学性能测试
将制得的正极材料活性物质、导电剂(SP-炭黑)和水性粘结剂(LA132)的混合粘结剂, 按照质量比8∶1∶1于玛瑙研钵中, 加入无水乙醇作为分散剂, 仔细研磨2~3 h形成均匀的浆料. 然后涂布到20 μm铝箔上, 干燥后制成Ф12 mm的电极片.
将制备好的电极片放置于真空干燥箱中干燥8~10 h, 称取质量相近的极片, 极片负载的活性物质量约为2 mg/cm2. 转移至充满氩气(H2O, O2含量低于百万分之一)的手套箱中进行电池装配, 以钠片为对电极, 电解液为1 mol/L NaClO4的碳酸丙烯酯(PC)/氟代碳酸乙烯酯(FEC)混合溶液(PC和FEC体积比为95∶5), 隔膜为Whatman公司GF/D型玻璃纤维膜, 组装成CR2032型纽扣式半电池.
采用LAND CT2001A电池测试系统对扣式电池在室温下进行恒流充放电(GCD)测试, 充放电电压范围为2.0~4.3 V (vs. Na+/Na). 电池的循环伏安(CV)测试和电化学阻抗谱(EIS)等性能通过电化学工作站(CHI660E)进行测试, 其中循环伏安测试的充放电电压范围为2.0~4.3 V (vs. Na+/Na), 电化学阻抗谱的频率范围为105~0.01 Hz. 恒流间歇滴定实验(GITT)在LAND CT2001A电池测试系统上进行, 电池在0.2 C下充放电10 min, 然后弛豫1 h. 所有电化学测试均在室温下进行.
(Cheng, B.)