Al3+對(duì)尖晶石型LiMn2O4正極材料的表面摻雜包覆改性

熊禮龍 徐友龍 張 成 陶 韜

(西安交通大學(xué),電子陶瓷與器件教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,國際電介質(zhì)研究中心,西安710049)

Al3+對(duì)尖晶石型LiMn2O4正極材料的表面摻雜包覆改性

熊禮龍 徐友龍*張 成 陶 韜

(西安交通大學(xué),電子陶瓷與器件教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,國際電介質(zhì)研究中心,西安710049)

采用表面摻雜包覆改性的方法對(duì)LiMn2O4尖晶石型鋰離子電池正極材料進(jìn)行改性.以Al為表面摻雜元素,Al(NO3)3為原料,研究了Al3+摻雜量為7.1%(原子分?jǐn)?shù))時(shí)不同溫度(300、400、500、600、700、750、800°C)下的改性效果.研究發(fā)現(xiàn),隨著熱處理溫度的升高,改性樣品的最大比容量先升高后降低,在700°C達(dá)到最大值;循環(huán)衰減先增大后降低再增大;這是由于隨著熱處理溫度的升高,包覆層逐漸分解并與LiMn2O4顆粒反應(yīng)固溶,在750°C完全固溶,衰減達(dá)到極小值,而后固溶層向顆粒內(nèi)部擴(kuò)散,導(dǎo)致包覆層對(duì)顆粒免受電解液溶解的保護(hù)能力變?nèi)?因而容量衰減增大.其中700°C熱處理5 h的樣品最大比容量為133.6 mAh·g-1,循環(huán)50周衰減3.4%.研究表明Al3+表面摻雜包覆改性有利于促進(jìn)LiMn2O4尖晶石型鋰離子電池正極材料的商業(yè)化生產(chǎn),具有大規(guī)模應(yīng)用的前景.

鋰離子電池;正極材料;尖晶石型LiMn2O4;表面摻雜包覆改性;固溶體

1 引言

尖晶石型LiMn2O4材料以其工作電壓高、可逆容量大、儲(chǔ)量豐富、價(jià)格低廉、制備容易、生產(chǎn)成本低、適合于大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)、無毒、綠色環(huán)保和安全性能高等優(yōu)點(diǎn),1-5成為動(dòng)力型鋰離子電池正極材料的最佳候選材料之一.6,7但是,由于尖晶石型LiMn2O4正極材料在充放電過程中循環(huán)性能較差,極大地阻礙了其大規(guī)模應(yīng)用的進(jìn)程,尤其是在動(dòng)力電池領(lǐng)域的應(yīng)用.8,9

尖晶石型LiMn2O4正極材料容量衰減主要有兩方面原因:Mn在電解液中的溶解和Jahn-Teller效應(yīng).前者是由于LiMn2O4發(fā)生歧化反應(yīng)以及電解液自身分解產(chǎn)生的少量HF腐蝕導(dǎo)致Mn的溶解;10,11后者是由于Mn3+離子核外eg電子的高自旋態(tài)而與O2-產(chǎn)生強(qiáng)烈的排斥作用引起的拉伸形變導(dǎo)致其結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定性增加.12

對(duì)于尖晶石型LiMn2O4的改性研究,目前常用的方法有兩類:離子摻雜和表面包覆.離子摻雜又分為陽離子摻雜和陰離子摻雜,前者主要是采用金屬元素(Cr、Al、Mg、La、Ti、Zn、Cu、Ni、Co等)部分取代LiMn2O4中的Mn元素,提高M(jìn)n的平均價(jià)態(tài),抑制Jahn-Teller效應(yīng);13-19陰離子摻雜如F部分取代LiMn2O4結(jié)構(gòu)中的氧離子,由于摻雜陰離子電負(fù)性比氧大,有較強(qiáng)的電子吸附能力,使Mn―F鍵的強(qiáng)度比Mn―O的大,因此可以提高尖晶石型結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性.20表面包覆是用金屬氧化物(MgO、CuO、Al2O3、ZnO、SiO2、ZrO2、TiO2等)包覆在尖晶石型LiMn2O4顆粒表面,阻止LiMn2O4與電解液的直接接觸,降低Mn的溶解,提高循環(huán)性能.21-23

本文在課題組24-26前期研究工作的基礎(chǔ)上,采用Al3+進(jìn)行表面摻雜包覆改性研究.通過硝酸鹽分解法在LiMn2O4電極表面生成金屬氧化物層(Al2O3),然后進(jìn)一步反應(yīng)生成固溶體層(LiAlxMn2-xO4),這層固溶體殼層能夠提高尖晶石型LiMn2O4正極材料的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性,減小電極的極化,抑制尖晶石型LiMn2O4顆粒表面的Jahn-Teller效應(yīng).同時(shí)它能有效地將LiMn2O4顆粒與電解液隔離,阻止它們的直接接觸,降低Mn在電解液中的溶解,提高尖晶石型LiMn2O4正極材料的循環(huán)性能.此改性方案結(jié)合了兩種傳統(tǒng)改性模式的優(yōu)點(diǎn),首先,摻雜層是在顆粒表面,在穩(wěn)定結(jié)構(gòu)的同時(shí)不會(huì)對(duì)內(nèi)部活性物質(zhì)造成影響,因此能最大限度地保持活性物質(zhì)比容量.其次,包覆固溶體層(LiAlxMn2-xO4)具有活性,與表面包覆的氧化物相比,能更好地傳遞Li+,利于Li+的擴(kuò)散,因此表面摻雜包覆改性有望能更好地提高尖晶石型LiMn2O4正極材料的性能.

2 實(shí)驗(yàn)過程

2.1 改性樣品制備

按照Al3+摻雜摩爾比為7.1%稱取Al(NO3)3· 9H2O(99%,上海化學(xué)試劑廠)和尖晶石型LiMn2O4原粉溶于適量去離子水中,其中尖晶石型LiMn2O4原粉采用傳統(tǒng)的固相燒結(jié)法制備.27將上述溶液加入磁子置于磁力攪拌器(AM磁力攪拌器,天津奧特賽恩斯)上攪拌12 h,繼續(xù)攪拌并加熱蒸發(fā),直到混合物干燥,取出研磨,得到Al(NO3)3包覆的LiMn2O4樣品.將包覆樣品分為若干份,置于馬弗爐(Controller P320,德國Nabertherm)中熱處理(空氣氣氛),熱處理溫度分別為300、400、500、600、700、750和800°C.升溫速率為2°C·min-1,保溫時(shí)間為5 h.成品分別編號(hào)為A3、A4、A5、A6、A7、A75、A8,未改性LiMn2O4原粉編號(hào)為LMO,包覆未熱處理樣品編號(hào)為A0.

2.2 電池組裝

將正極活性物質(zhì)(制備的各組樣品),導(dǎo)電劑碳黑(Vulcan XC-72,美國Colbat公司),粘結(jié)劑聚偏二氟乙烯(PVDF,分析純,上海匯普工業(yè))以質(zhì)量比7:2: 1混合,加入適量N-甲基吡咯烷酮(NMP,化學(xué)純,上?；瘜W(xué)試劑廠)作為分散劑,球磨混合均勻,然后用玻璃棒在鋁箔上涂成均勻的薄膜,置于60°C烘箱中烘干,后移至120°C真空烘箱中烘24 h徹底除去NMP,將涂片烘干的鋁箔以30 MPa的壓力壓緊,使活性物質(zhì)與鋁箔粘合緊密.將壓緊的涂敷鋁箔裁剪成直徑為15 mm的正極片.在無水無氧手套箱(Mikrouna Super,中國Mikrouna公司)中將正極、隔膜(Celgard 2340,美國Celgard公司)、電解液(深圳新宙邦)和負(fù)極(金屬鋰片,天津中能鋰業(yè))按順序裝入CR2016型扣式電池模具中,用專用電池封口機(jī)(深圳市美森機(jī)電)封口.

2.3 改性樣品的表征

充放電循環(huán)測試在LAND電池測試系統(tǒng)(武漢金諾電子有限公司)上進(jìn)行,采用恒流充放電循環(huán)測試,測試電流為0.08 mA(約0.5C),循環(huán)電壓區(qū)間為3.5-4.3 V.采用日本電子株式會(huì)社(JEOL)的JSM-6700F型場發(fā)射掃描電鏡(FE-SEM)來觀察所得粉末試樣的表面形貌,加速電壓為10 kV.采用Panalytical公司的X?Pert PRO X型X射線衍射(XRD)分析儀對(duì)改性前后的尖晶石型LiMn2O4顆粒進(jìn)行測試分析,輻射源為Cu的Kα源,管電流40 mA,管電壓40 kV,掃描速率為10(°)·min-1.

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 循環(huán)性能分析

為了比較表面摻雜包覆改性中各熱處理溫度改性對(duì)尖晶石型LiMn2O4循環(huán)性能的影響,將各組樣品在室溫下分別進(jìn)行恒流充放電循環(huán)測試,循環(huán)倍率0.5C,測試結(jié)果列于圖1.

從圖1(a)中可以看到,300°C下熱處理的樣品活化很慢,直到第33周才達(dá)到最大比容量89.1 mAh·g-1,而且從圖1(b)中可以看到,A3幾乎沒有放電平臺(tái)出現(xiàn).這是由于Al(NO3)3緊密地包覆著尖晶石型LiMn2O4原粉顆粒,而300°C熱處理5 h并沒有使Al(NO3)3分解或與尖晶石型LiMn2O4原粉顆粒發(fā)生反應(yīng),由于Al(NO3)3緊密包覆在尖晶石型LiMn2O4顆粒表面,阻礙了Li+的嵌入和脫出通道,因此充放電過程活化很慢,循環(huán)了33周才達(dá)到最大比容量.由于Li+脫嵌的困難,不僅使得充放電過程不會(huì)產(chǎn)生電壓平臺(tái)(圖1(b)),而且還會(huì)導(dǎo)致尖晶石型LiMn2O4顆粒內(nèi)部的活性物質(zhì)不能充分釋放容量,因此比容量很低,只有89.1 mAh·g-1.由于Al(NO3)3的緊密包覆,將LiMn2O4顆粒與電解液隔離開,使Mn不易溶解到電解液中,所以循環(huán)容量衰減很小,從33周到100周的容量衰減小于1%.

從圖1(a)中可以看到400°C熱處理樣品活化得比較快,在第8周就已經(jīng)達(dá)到最大比容量112.8 mAh·g-1,而且在圖1(b)中看到在4.12和3.95 V附近已經(jīng)開始出現(xiàn)放電平臺(tái),推測是在400°C熱處理5 h條件下,Al(NO3)3開始逐漸分解為Al2O3了,但是分解不徹底,包裹在尖晶石型LiMn2O4原粉顆粒外部分是Al2O3,部分仍然是Al(NO3)3,因此樣品的比容量依然不高,而且衰減很小,第8到50周的循環(huán)活性物質(zhì)容量只衰減了0.9%.

當(dāng)熱處理溫度上升到500°C,改性樣品在第6周達(dá)到最大比容量126.3 mAh·g-1,同時(shí)圖1(b)中可以明顯看到在4.12和3.95 V附近的放電平臺(tái),這說明Al(NO3)3已經(jīng)完全分解,這使得被包覆的LiMn2O4顆?？梢暂^好的脫嵌Li+,因此比容量相比之前樣品得到了很大提高.但是,由于溫度尚不夠高,分解得到的Al2O3無法與LiMn2O4顆粒形成固溶,而Al2O3顆粒無法完全包覆LiMn2O4顆粒,導(dǎo)致原粉顆粒與電解液接觸面變大,因而循環(huán)衰減增大,這點(diǎn)可以從圖1(a)中的比容量衰減得到印證,從第6周到第50周充放電循環(huán),比容量衰減了3.9%.

圖1 0.5C倍率時(shí)熱處理溫度對(duì)循環(huán)性能(a,c)和最大容量時(shí)放電曲線(b,d)的影響Fig.1 Cycle performance(a,c)and discharge curves at maximum specific capacity cycle(b,d)with treated temperature under the current rate of 0.5CA3,A4,A5,A6,A7,A75,A8 indicateAl(NO3)3coated LiMn2O4samples annealing at 300,400,500,600,700,750,800°C,respectively.

從圖1(d)中看到,600°C以后隨著溫度的升高,包覆層對(duì)放電曲線平臺(tái)的影響已經(jīng)不大.同時(shí)從圖1(c)中看到,隨著溫度的升高,最大比容量先增大后降低,這是因?yàn)殡S著溫度的增加,Al2O3逐漸與被包覆的LiMn2O4顆粒發(fā)生固溶反應(yīng),形成固溶體LiAlxMn2-xO4.反應(yīng)剛開始的時(shí)候,形成的LiAlxMn2-xO4具有電化學(xué)活性,有利于Li+通過,進(jìn)入被包覆的LiMn2O4顆粒,完成嵌入和脫出過程,因此比容量有一定的提升,并在700°C時(shí)達(dá)到最大值133.6 mAh· g-1,此時(shí)的50周循環(huán)衰減為3.4%.繼續(xù)升高溫度, Al2O3進(jìn)一步與LiMn2O4顆粒反應(yīng),將會(huì)消耗掉更多的LiMn2O4,直到反應(yīng)完全,包覆在LiMn2O4顆粒表面的是一層致密的固溶體層LiAlxMn2-xO4,因此750°C時(shí)樣品的比容量降到了130.5 mAh·g-1,而致密的保護(hù)層也使得循環(huán)衰減降到了3.2%.這時(shí)候再升高溫度,將會(huì)使固溶體層向顆粒內(nèi)部擴(kuò)散,表面包覆層LiAlxMn2-xO4中的x值會(huì)變小,因此保護(hù)作用也會(huì)削弱,這可以從圖1(c)中的800°C放電圖中看出,此時(shí)比容量已經(jīng)基本不發(fā)生變化了,為130.1 mAh·g-1,但是循環(huán)衰減卻增大到了4.2%.

圖2 熱處理溫度對(duì)循環(huán)性能的影響Fig.2 Cycle performance with treated temperature (a)maximum specific capacity;(b)fading rate vs treated temperature

為了更方便地對(duì)各樣品進(jìn)行比較,將所有樣品的最大比容量和循環(huán)衰減對(duì)溫度做曲線,如圖2所示.從圖2中a曲線可以清楚地看到,隨著熱處理溫度的增加,表面改性樣品的最大比容量逐漸增大,到700°C時(shí)達(dá)到最高值,溫度繼續(xù)增高時(shí)最大比容量稍有降低.據(jù)此可以推斷在700°C之前,Al(NO3)3逐步分解,并開始與LiMn2O4顆粒發(fā)生反應(yīng)生成固溶體殼層,到700°C時(shí)包覆層為Al2O3與LiAlxMn2-xO4的共包覆,此時(shí)改性樣品比容量最大,而且包覆層的性能也較好,從圖2b曲線中看到此時(shí)的循環(huán)衰減也較低.溫度升到750°C時(shí)完全固溶,此時(shí)表面包覆層LiAlxMn2-xO4中的x值最大,因此比容量衰減最小.繼續(xù)升高溫度固溶體殼層會(huì)向顆粒內(nèi)部擴(kuò)散,比容量基本不發(fā)生變化,但是由于表面包覆層LiAlxMn2-xO4中的x值會(huì)變小,導(dǎo)致改性后顆粒被電解液溶解的量增加,使得循環(huán)衰減增大.

根據(jù)以上分析進(jìn)行綜合考慮,熱處理700°C樣品的比容量最大,為133.6 mAh·g-1,相應(yīng)的50周衰減為3.4%.熱處理750°C樣品衰減最小,最大比容量130.5 mAh·g-1,50周衰減3.2%.與700°C樣品相比衰減降低了0.2%,但最大比容量卻少了2.3%,因此認(rèn)為熱處理700°C改性樣品的性能最佳.

圖3給出了未改性LiMn2O4原粉(LMO)和在包覆后700°C下熱處理的樣品(A7)在高溫55°C下循環(huán)衰減曲線.由圖可知,經(jīng)過50周的高溫循環(huán),未改性的尖晶石樣品的放電比容量衰減嚴(yán)重,容量保持率為67.9%.而經(jīng)過包覆改性后的樣品,其容量保持率提高到了88.6%.因此,可以推斷,在尖晶石表面的Al2O3與LiAlxMn2-xO4固溶層可以有效地提高尖晶石的容量保持率.

3.2 表面形貌分析

圖3 樣品LMO和A7在55°C時(shí)的循環(huán)性能Fig.3 Cycle performance of LMO andA7 samples at 55°CLMO:LiMn2O4

圖4 改性過程中不同階段的SEM照片F(xiàn)ig.4 Scanning electron microscopy(SEM)images at different stages in modifing process(a)LMO;(b)A0;(c)A5;(d)A7;AO:coated LiMn2O4sample without annealing

為了研究改性過程中尖晶石型LiMn2O4表面形態(tài)的變化,對(duì)改性各階段的樣品進(jìn)行掃描電鏡(SEM)測試,測試結(jié)果見圖4.從圖4(a)中可以看到,未改性LiMn2O4的晶粒為規(guī)則的多面體相貌,粒度均勻,晶粒尺寸在100-300 nm之間,顆粒邊界分明、棱角清晰,表明LiMn2O4晶粒發(fā)育良好.在LiMn2O4顆粒表面包覆了Al(NO3)3后,導(dǎo)致LiMn2O4的晶粒輪廓比較模糊,邊界和棱角變得不分明,但是晶粒表面依然光滑,從圖4(b)中可以看到Al(NO3)3在LiMn2O4表面分布得很均勻,沒有沉積密集導(dǎo)致團(tuán)聚的區(qū)域.500°C熱處理后,大部分Al(NO3)3分解為Al2O3,可以看到Al2O3小顆粒分布在LiMn2O4顆粒表面,使顆粒表面變粗糙,部分失去了原來光滑的表面輪廓(圖4(c)).700°C進(jìn)一步熱處理后,均勻分布的Al2O3小顆粒全部消失,LiMn2O4顆粒表面重新變得光滑,顆粒邊界較分明,但是棱角沒有未改性原粉的尖銳(與圖4(a)對(duì)比).表明Al2O3和LiMn2O4顆粒在700°C下基本固溶,在LiMn2O4顆粒表面形成固溶體殼層LiAlxMn2-xO4.

3.3 結(jié)構(gòu)分析

圖5給出了未改性尖晶石型LiMn2O4正極材料和各個(gè)改性階段樣品的XRD分析譜圖,從圖5中可以看到,各個(gè)樣品的XRD譜都很相似,均對(duì)應(yīng)立方晶系Fd3m空間點(diǎn)群,出現(xiàn)了(111)、(311)、(222)、

(400)、(331)、(511)、(400)和(531)八個(gè)衍射峰,各峰均窄而尖銳,與標(biāo)準(zhǔn)卡對(duì)比(JCPDS 35-782)后,得到改性前后的各個(gè)樣品都是尖晶石型LiMn2O4結(jié)構(gòu).各XRD圖中都沒有多余的雜峰出現(xiàn),說明A3、A5樣品表面形成的Al(NO3)3和Al2O3均屬于無定形結(jié)構(gòu),整個(gè)改性過程都沒有破壞尖晶石型LiMn2O4原有的結(jié)構(gòu).

圖5 不同樣品的XRD圖譜Fig.5 X-ray diffraction(XRD)patterns of different samples

表1給出了各個(gè)樣品對(duì)應(yīng)的晶胞參數(shù)以及(400)峰的位置.從表中看到,(400)峰向高衍射角移動(dòng),說明改性樣品有更小的晶胞常數(shù)和晶胞體積.各個(gè)溫度下改性處理的樣品晶胞常數(shù)和晶胞體積都比未改性LiMn2O4粉末的小.包覆層中Al3+離子替代部分Mn3+或Mn4+形成固溶體LiAlxMn2-xO4,由于Al3+(0.053 nm)離子半徑比Mn3+(0.066 nm)和Mn4+(0.060 nm)離子半徑都小,并且Al―O(512 kJ· mol-1)鍵比Mn―O(402 kJ·mol-1)鍵的鍵能更強(qiáng),有更強(qiáng)的八面體位擇位能(OPE),28因此會(huì)縮短結(jié)合鍵鍵長.所以,當(dāng)Al3+替代Mn3+或Mn4+占據(jù)八面體中16d位置時(shí),晶胞體積會(huì)收縮,晶格常數(shù)會(huì)變小.29更小的晶格常數(shù)和更大的鍵能可以起到穩(wěn)定尖晶石結(jié)構(gòu)的作用.30尖晶石結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定可以有效減小Jahn-Teller效應(yīng),有利于提高活性物質(zhì)的電化學(xué)性能.另外,根據(jù)相似相溶原則,包覆層中Al3+會(huì)優(yōu)先替代Mn3+形成固溶體LiAlxMn2-xO4,從而會(huì)減小改性顆粒表面Mn3+離子的濃度,有利于進(jìn)一步減小Jahn-Teller效應(yīng).

3.4 Mn溶解分析

為了分析表面摻雜包覆改性前后尖晶石型LiMn2O4正極材料錳溶解量的大小,將LMO和A7樣品各稱取20 mg,分別浸入10 mL電解液中,在60°C下密封存放一周.然后過濾得到澄清濾液,采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜(ICP-AES)測試了Mn在濾液中的含量.測試結(jié)果見表2.

表1 不同樣品對(duì)應(yīng)的的結(jié)構(gòu)參數(shù)Table 1 Structural parameters of different samples

表2 ICP-AES測定Mn溶解量Table 2 Mn dissolution contents with ICP-AES test

從表2中可以清楚地看到,經(jīng)過表面摻雜包覆改性后,Mn在電解液中的溶解量大幅度地降低了,降幅達(dá)96%,說明在LiMn2O4顆粒表面生成的固溶體殼層能起到有效的保護(hù)作用,將LiMn2O4與電解液很好地隔離開,顯著地減弱了Mn在電解液中的溶解.同時(shí)這層固溶體(LiAlxMn2-xO4)具有離子摻雜的特性,Al―O比Mn―O鍵強(qiáng)大,結(jié)構(gòu)更穩(wěn)定,使Mn3+不易與電解液發(fā)生岐化反應(yīng).因此表面摻雜包覆改性方法具有包覆與摻雜的雙重優(yōu)點(diǎn),能更好地提高尖晶石型LiMn2O4正極材料的電化學(xué)性能.

4 結(jié)論

采用表面摻雜包覆改性的方法對(duì)尖晶石型LiMn2O4正極材料進(jìn)行改性,制備了不同熱處理溫度下的樣品.研究發(fā)現(xiàn)當(dāng)熱處理溫度為700°C時(shí),修飾改性的尖晶石LiMn2O4具有最優(yōu)的電化學(xué)特性.其最大比容量為133.6 mAh·g-1,室溫循環(huán)50周容量衰減3.4%.Al3+擴(kuò)散進(jìn)入尖晶石結(jié)構(gòu)中在顆粒表面形成結(jié)構(gòu)穩(wěn)定的固溶體包覆層,不僅能提高尖晶石型LiMn2O4晶體結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性,也能降低Mn在電解液中的溶解.此次改性研究在最大限度保持原粉比容量的基礎(chǔ)上,提高了尖晶石型LiMn2O4正極材料的循環(huán)性能,有利于促進(jìn)尖晶石型LiMn2O4電池材料的商業(yè)化.

(1) Thackeray,M.M.;David,W.I.F.;Bruce,P.G.;Goodenough,J. B.Mat.Res.Bull.1983,18,461.

(2) Kim,J.;Manthiram,A.Nature 1997,390,265.

(3) Tarascon,J.M.;Armand,M.Nature 2001,414,359.

(4) Tanaka,T.;Ohta,K.;Arai,N.J.Power Sources 2001,2,97.

(5) Xia,Y.;Yoshio,M.J.Electrochem.Soc.1996,143,825.

(6)An,H.L.;Wu,N.N.;Lei,X.L.;Xu,J.L.;Qi,L.Acta Phys.-Chim.Sin.2007,23,60.[安洪力,吳寧寧,雷向利,徐金龍,其 魯.物理化學(xué)學(xué)報(bào),2007,23,60.]

(7) Wang,J.;Li,T.J.;Qi,L.Acta Phys.-Chim.Sin.2007,23,75. [王 劍,李桐進(jìn),其 魯.物理化學(xué)學(xué)報(bào),2007,23,75.]

(8)Katakura,K.;Wada,K.;Kajiki,Y.;Yamamoto,A.;Ogumi,Z. J.Power Sources 2009,189,240.

(9) Jiang,C.H.;Dou,S.X.;Liu,H.K.;Ichihara,M.;Zhou,H.S. J.Power Sources 2007,172,410.

(10) Xia,Y.;Zhou,Y.;Yoshio,M.J.Electrochem.Soc.1997,144, 2593.

(11) Jang,D.H.;Oh,S.M.J.Electrochem.Soc.1997,144,3342.

(12) Moon,H.S.;Park,J.W.J.Power Sources 2003,119-121,717.

(13) Shi,S.;Ouyang,C.;Wang,D.S.;Chen,L.;Huang,X.Solid State Commun.2003,126,531.

(14) Tang,Z.Y.;Fan,X.H.;Zhang,N.Acta Phys.-Chim.Sin.2005, 21,934.[唐致遠(yuǎn),范星河,張 娜.物理化學(xué)學(xué)報(bào),2005,21, 934.]

(15) Tang,Z.Y.;Feng,J.J.Acta Phys.-Chim.Sin.2003,19,1025. [唐致遠(yuǎn),馮季軍.物理化學(xué)學(xué)報(bào),2003,19,1025.]

(16) Xiong,L.L.;Xu,Y.L.;Zhang,C.;Zhang,Z.W.;Li,J.B. J.Solid State Electrochem.2011,15,1263.

(17) Xiong,L.L.;Xu,Y.L.;Tao,T.;Goodenough,J.B.J.Power Sources 2012,199,214.

(18) Raja,M.W.;Mahanty,S.;Basu,R.N.J.Power Sources 2009, 192,618.

(19) Yuan,A.;Tian,L.;Xu,W.;Wang,Y.J.Power Sources 2010, 195,5032.

(20) Matsumoto,K.;Fukutsuka,T.;Okumura.T.;Uchimoto,Y.; Amezawa,K.;Inaba,M.;Tasaka,A.J.Power Sources 2009, 189,599.

(21) Ouyang,C.Y.;Zeng,X.M.;Sljivancanin,Z.J.Phys.Chem.C 2010,114,4756.

(22) Gnanaraj,J.S.;Pol,V.G.;Gedanken,A.;Aurbach,D. Electrochem.Commun.2003,5,940.

(23) Walz,K.A.;Johnson,C.S.;Genthe,J.;Stoiber,L.C.;Zeltner, W.A.;Anderson,M.A.;Thackeray,M.M.J.Power Sources 2010,195,4943.

(24) Li,X.F.;Xu,Y.L.Appl.Surf.Sci.2007,253,8592.

(25) Li,X.F.;Xu,Y.L.Electrochem.Commun.2007,9,2023.

(26) Xu,Y.L.;Li,X.F.;Ge,L.P.Appl.Surf.Sci.2007,253,8453.

(27) Xiong,L.L.;Xu,Y.L.;Tao,T.;Du,X.F.;Li,J.B.J.Mater. Chem.2011,13,4937.

(28) Yi,T.F.;Hu,X.G.;Gao,K.J.Power Sources 2006,162,636.

(29) Thirunakaran,R.;Sivashanmugam,A.;Gopukumar,S.;Dunnill, C.W.;Gregory,D.H.J.Phys.Chem.Solids 2008,69,2082.

(30) Xiao,L.;Zhao,Y.;Yang,Y.;Cao,Y.Electrochim.Acta 2008, 54,545.

December 26,2011;Revised:February 24,2012;Published on Web:March 9,2012.

Doping-Coating Surface Modification of Spinel LiMn2O4Cathode Material with Al3+for Lithium-Ion Batteries

XIONG Li-Long XU You-Long*ZHANG Cheng TAO Tao
(International Center for Dielectric Research,Electronic Material Research Laboratory of Ministry of Education, Xi?an Jiaotong University,Xi?an 710049,P.R.China)

A doping-coating surface modification method was used to improve the cycle performance of the lithium-ion battery cathode material spinel LiMn2O4.Al was chosen as the doping element and Al(NO3)3as the raw material.We investigated Al3+doping of 7.1%(atomic fraction)at the temperatures of 300,400, 500,600,700,750,and 800°C.It was found that at increasing temperatures,the maximum specific capacity of the modified samples first increased and then decreased,with a maximum at 700°C.The fading rate increased initially with temperature as well,and then decreased,followed by a small rise with temperature.This is because the coated layer gradually reacted with the LiMn2O4granule at elevated temperatures and became a completely solid solution layer by 750°C.The fading rate reached the minimum at the same time.Subsequently,the solid solution layer diffused into the LiMn2O4granule,weakening the granule protection so that the fading rate slightly increased.Among these samples,the maximum specific capacity(133.6 mAh·g-1)was for the sample treated at 700°C for 5 h,and the fading rate was 3.4%after 50 cycles.It is shown that doping-coating surface modification with Al3+may enable the commercial application of spinel LiMn2O4cathode material for lithium-ion batteries.

Lithium-ion battery;Cathode material;Spinel LiMn2O4;Doping-coating surface modification; Solid solution

10.3866/PKU.WHXB201203092

O646;TM911

?Corresponding author.Email:ylxuxjtu@mail.xjtu.edu.cn;Tel:+86-29-82665161