Електрохимична активност на материала на положителния електрод на P{{0}}Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 натриево-йонна батерия
Автор:ЧЖАН Сяодзюн1, LI Jiale1,2, QIU Wujie2,3, ЯН Мяосен1, ЛИУ Дзянджун2,3,4
1. Научно-технически център на провинция Джилин за чисто преобразуване и високоценно използване на биомаса, Североизточен електроенергетичен университет, Джилин 132012, Китай
2. Държавна ключова лаборатория за високоефективна керамика и свръхфина микроструктура, Шанхайски институт по керамика, Китайска академия на науките, Шанхай 200050, Китай
3. Център за материалознание и оптоелектронно инженерство, Университет на Китайската академия на науките, Пекин 100049, Китай
4. Училище по химия и материалознание, Институт за напреднали изследвания в Хангжу, Университет на Китайската академия на науките, Хангжу 310024, Китай
Резюме
С предимствата на ниската цена и широкото разпространение на суровини, натриево-йонните батерии се считат за най-добрите алтернативни материали за катодни материали за литиево-йонни батерии. В P2-фазата NaMnO2 със слоеста структура бинарният твърд разтвор на слоя от преходен метал може ефективно да подобри електрохимичните характеристики на електродния материал. В това изследване структурният модел на Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 с твърд разтвор на Mg йон е конструиран чрез използване на модела на Кулон. Изчисленията на първите принципи разкриха, че разрядното напрежение на Nax[Mg{{10}}.33Mn0.67]O2 достига 3.0 V при съдържание на натриев йон по-малко отколкото {{20}}.67. Анализът на електронната плътност на състоянията и популацията на заряда показа, че твърдият разтвор на Mg мотивира анионната електрохимична активност на решетъчния кислород в P2-фазата Nax[Mg0.33Mn0.67]O2, което трансформира механизма на електрохимичната реакция на система от катионна и анионна синергична редокс реакция до обратима анионна редокс реакция. Тази трансформация осигурява нов метод за проектиране на електродни материали за Na йонни батерии, както и нов подход за оптимизиране и изследване на други йонни батерии.
Ключови думи:натриево-йонна батерия; електрохимична активност; първи принцип; легиране на алкални метали
TOB NEW ENERGY предоставя пълен набор отматериали за батерии, акумулаторна машина, решение за линия за производство на батериии батерийна технология за производство на твърдотелна батерия, натриево-йонна батерия и литиево-йонна батерия.
През последните години, с пускането на пазара на нови енергийни индустрии като вятърна енергия и слънчева енергия, хората поставиха по-високи изисквания за широкомащабни технологии за съхранение на енергия[1,2]. При изследването на материали за съхранение на енергия, електрохимичната активност и структурната стабилност на електродните материали са един от фокусите на изследването[3,4]. Сред различните системи за съхранение на енергия, известни в момента, материалите за литиево-йонни батерии са относително зрели и широко използвани. Въпреки това проблеми като неравномерното разпределение на литиевите ресурси и трудността на технологията за възстановяване на литий сериозно ограничиха широкомащабното приложение на литиево-йонни батерии [5, 6, 7]. Натрият, който е в същото семейство като лития, има характеристиките на изобилие от суровини, ниска цена и широко разпространение. В същото време натриево-йонните батерии имат подобни физични и химични свойства и механизми на електрохимични реакции с литиево-йонните батерии. Ето защо натриево-йонните батерии са един от най-обещаващите алтернативни материали[8,9].
Berthelot et al [10] откриха, че в слоестия оксид NaTMO2, съдържащ единичен преходен метал (TM), натриевите йони и свободните места са подредени в чистия натриев слой, което води до много платформи на напрежение за този тип оксид по време на процеса на разреждане. . Това води до бързо намаляване на специфичния капацитет и значително намаляване на производителността на цикъла, така че ефективността на преобразуване на енергията на този тип оксид е ниска. Елементите от твърд разтвор се въвеждат в слоя преходен метал, за да образуват смесена подредба от бинарни или дори многоелементни преходни метали. Електродният материал съдържа голям брой неподредени заряди, които могат ефективно да потиснат горната платформа на напрежение и да подобрят ефективността на преобразуване на енергията. Yabuuchi et al [11] използват Na2CO3, (MgCO3)4Mg(OH)2·5H2O и MnCO3 като суровини. Реакция в твърдо състояние се провежда при 900 градуса за 12 часа, за да се получи бинарен неподреден P2 фазов Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 електроден материал с Mg твърд разтвор. Те установиха, че при плътност на тока от 10 mA/g, първоначалният специфичен капацитет на подготвения катоден материал на P2 фаза Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 е приблизително 150 mAh/g [11]. Малко по-нисък от специфичния капацитет на Na2/3MnO2 (184 mAh/g). Bruce et al [12] установиха, че въпреки че има електрохимична реакция на решетъчен кислород в P2 фазата Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2, не се наблюдава утаяване на кислород. Това показва, че въвеждането на Mg подобрява обратимостта на цикъла и обратимия специфичен капацитет на материала. Въпреки това, по време на процеса на зареждане и разреждане, механизмът на микроскопичната електрохимична реакция на решетъчния кислород в тази система все още е неясен и механизмът, чрез който твърдият разтвор на Mg подобрява стабилността на системата, също е неясен.
Следователно, тази работа приема P2 фазата Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 като изследователски обект и възприема метода за изчисляване на първите принципи на теорията на функционалната плътност (DFT). Проведено е систематично изследване на електрохимичната активност и структурната стабилност на характеристиките на разряд на Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 катоден материал с твърд разтвор на Mg йони. За да се изясни микроскопичният механизъм на електродните материали в електрохимичните реакции в микромащаба на електрони и атоми, той ще предостави справка за разбирането на електрохимичните процеси и проектирането на нови материали.
1 Метод на изчисление
Изчисленията в тази работа се основават на софтуерния пакет VASP [13,14] на основата на равнинни вълни на функционалната теория на плътността. Използва се методът на адитивната равнинна вълна [15], а обменно-корелационният функционал е обобщената градиентна апроксимация (GGA) под формата на Perdew-Burker-Ernzerhof [13,16]. Параметърът на Hubbard U е въведен за коригиране на d електроните на Mn, а ефективната U стойност е 3,9 eV [17,18]. Граничната енергия на долната плоска вълна е 600 eV. Когато йонната релаксация е завършена, силите върху всички атоми са по-малки от 0.1 eV·nm-1. При оптимизиране на кристалната структура се използва суперклетъчна структура 3×3×1 (72 атома), константата на решетката е 0.874 nm×0.874 nm×1.056 nm, а k- точковата мрежа на зоната на Брилюен е 3×3×3[19]. Методът на замразените фонони беше използван за изчисляване на спектъра на вибрациите на решетката в софтуерния пакет Phonopy. За да се избегне влиянието на периодичните гранични условия, беше използвана 3×3×1 суперклетъчна структура за изчисляване на силовите константи и фононните спектри на P2 фаза NaMnO2 и Na[Mg0.33Mn0.67]O2. Кулоновият модел на точковия заряд се използва за бързо изчисляване на йонното заемане на дезодиевата структура, а конфигурацията на заемане на Na с най-ниската енергия на Кулон е избрана за по-точни изчисления на първи принцип [20]. Разрядното напрежение на електродния материал може да се изрази като [20]:
$V=-\frac{G(\text{N}{{\text{a}}_{{{x}_{2}}}}\text{M }{{\text{O}}_{2}})-G(\text{N}{{\text{a}}_{{{x}_ {1}}}}\текст{M}{{\текст{O}}_{2}})-({{x}_{2}}-{{x}{ {16}}{1}})G(\text{Na})}{({{x}_{2}}-{{x}_{1}}){{ e}^{-}}}$
Където G е общата енергия на съответната система, а e- е зарядът на елемента[21].
2 Резултати и обсъждане
2.1 Микроструктурни характеристики и структурна стабилност
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 и Mn ще образуват неподредено подреждане на катиони. Както е показано на Фигура 1(A), режимът на подреждане на решетъчния кислород е ABBA..., Mg и Mn съответно заемат октаедричните места между кислородните AB слоеве, а Na заема местата на триъгълна призма между кислородните AA и BB слоеве [ 25,26]. Както е показано на Фигура 1(B), има подреждане на Mg и Mn като пчелна пита в слоя на преходния метал [27], което е подобно на подреждането между Li и Mn в богатите на литий съединения [28]. [MgO6] октаедърът е подреден с 6 [MnO6] октаедъра, споделящи ръбове [29,30]. В слоя алкален метал на структурата Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 има две места на решетка за натриеви йони. Единият е подреден с горния и долния слой на [MgO6] или [MnO6] октаедри, които имат общи ръбове. Другият е копланарно подреден с горни и долни слоеве от [MgO6] или [MnO6] октаедри.
Фиг. 1 Схематична диаграма на P2-Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2
В структури с различно съдържание на натриеви йони, натриевите йони се влияят от кулоновото взаимодействие между Mn и Mg в слоя на преходния метал и Na йони в слоя на алкалния метал, което показва два различни режима на заемане. Следователно тази работа първо използва модела на Кулон, за да отсее бързо конфигурацията на P2 фазата Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 с най-ниската енергия на Кулон. За да проверим рационалността, ние изчислихме и симулирахме XRD моделите на тези скринирани конфигурации и ги сравнихме с измерените резултати[11]. Резултатите са показани на фигура 2. Изчислените (016) и (110) са леко изместени надясно в сравнение с експерименталната характеристика, което се дължи главно на съществуването на аморфни и дефектни структури в някои кристални равнини на експериментално подготвени материали . Структурата на изчислителния модел е перфектна кристална структура, така че има известно отклонение между XRD разширяването и пиковия интензитет на изчислителната симулация и експерименталните резултати. В допълнение, има подреждане на Na йони в тези две кристални равнини и вмъкването и отделянето на Na йони е друга възможна причина за изместването на съответните позиции на пика. След разглеждане на горните ефекти, пиковата форма и интензитетът на симулираната XRD са в съответствие с експерименталните резултати и конструираният модел може да възпроизведе микроструктурната информация в експеримента, което показва, че теоретично скринираната структура е относително точна и надеждна [31,32] ].
Фиг. 2 Сравнение на изчислени и експериментални XRD модели на Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2
За да проучим ефекта на твърдия разтвор на Mg върху структурната стабилност, ние използвахме първи принципи, комбинирани с „метода на замразените фонони“, за да изчислим спектрите на вибрационна решетка на P{{0}}NaMnO2 и P{{2} }Na[Mg0.33Mn{{10}}.67]O2. Както е показано на фигура 3, вълната на обладателя няма въображаема честота в цялата зона на Брилюен, което показва, че P2-Na[Mg0.33Mn0.67]O2 има динамична стабилност. Чрез сравняване на фононните спектри на двата материала беше установено, че допирането с Mg не променя значително честотния диапазон на вибрациите и има малко влияние върху вибрациите на решетката. Структурата, легирана с Mg, също показа добра динамична стабилност. В допълнение, Bruce et al. успешно приготвена P2 фаза Na[Mg0.33Mn0.67]O2 с Mg твърд разтвор, което допълнително демонстрира, че материалът има допълнителна термодинамична стабилност. Следователно не е трудно да се види, че P2-Na[Mg0.33Mn0.67]O2 има добра структурна стабилност.
Фиг. 3 Фононни дисперсионни криви на (A) NaMnO2 и (B) Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2
2.2 Анализ на електрохимичните свойства на P2 фаза Nax[Mg1/3Mn2/3]O2
За да проучим ефекта от Mg допинга върху електрохимичните свойства на материалите, ние изчислихме разрядното напрежение на структурата на твърдия разтвор на Mg P{{0}}Nax[Mg0.33Mn{{7} }.67]O2 (Фигура 4). Диапазонът на концентрация на Na йони се определя експериментално, т.е. промени по време на процеса на разреждане и съответното му напрежение (Фигура 4(B)) включва главно три платформи: 3.4, 2.9 и 2.1 V. Предсказаният теоретичен капацитет е 152 mAh/g, което основно е в съответствие с експерименталните резултати [11] . Кривата на разрядното напрежение, изчислена от първите принципи, е малко по-висока от действителния измерен резултат. Основната причина е, че изчислението на първите принципи пренебрегва влиянието на експерименталните условия на измерване, като електролит, температура на експериментално измерване на проводимостта на литиеви йони и т.н. Нашите предишни изследвания показаха [33], че въпреки че изчислената крива на разрядното напрежение е по-висока от експериментално измерената крива, общата тенденция на промяна е последователна. Следователно може да се счита, че по време на целия процес на разреждане напрежението на Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 е в съответствие с експерименталните резултати[12,20]. Когато х<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.
Фиг. 4 (A) DFT-изчислени структурни промени и (B) крива на разрядното напрежение на P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 по време на разреждане
При идеални обстоятелства валентните състояния на Mg и Mn в Na2/3[Mg0.33Mn0.67]O2 са съответно +2 и +4 и не могат да продължат да се окисли до по-високи валентни състояния. Следователно в системата няма катионна електрохимична активност и процесът на зареждане и разреждане на материала е анионна електрохимична реакция. В Na0.67MnO2 началното валентно състояние на Mn йони е +3.33. По време на процеса на зареждане Mn йони могат да прехвърлят 0.67 електрона навън, за да достигнат стабилна валентност +4. По това време целият Na+ е бил освободен и кислородът от решетката никога не е участвал в електрохимичната реакция[34]. Следователно процесът на зареждане и разреждане на Na0.67MnO2 изглежда като катионна електрохимична реакция. Много изследвания показват, че когато броят на електроните, загубени от кислорода в решетката, е по-малък от 0.33, анионната електрохимична реакция има добра обратимост [11-12,28]. Прекомерното окисление на кислородните аниони (броят на загубените електрони е по-голям от 0.33) кара електронната конфигурация на кислорода да се отклонява от стабилното правило на осем съединителя, което води до необратима реакция на трансформация и образуването на OO облигация. Може дори да доведе до отделяне на кислород и необратимо зареждане и разреждане на електродната структура[27,35]. В Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2, ако се вземе предвид граничното състояние на загуба на заряд. Тоест, когато Na йоните са напълно отделени, за да образуват структурата Na0[Mg{{40}}.33Mn0.67]O2, Mg и Mn винаги поддържат {{ 45}} и +4 валентности. O анионът се окислява до -1.67 валентност, губейки 0.33 електрона, което е по-ниско от границата на необратима анионна електрохимична реакция. Следователно, в цялата реакция на зареждане на Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 кислородът на решетката не е необходимо да бъде пространствено реорганизиран и електрохимичната реакция е обратима. Въвеждането на Mg2+ не само поддържа обратимия специфичен капацитет, но също така увеличава енергийната плътност на материала чрез увеличаване на разрядното напрежение.
За да докажем електрохимичната активност на кислорода в материала Nax[Mg{{0}}.33Mn0.67]O2 по време на процеса на разреждане, ние изчислихме електронната плътност на състоянията (Фигура 5) за първоначалното и крайни изпускателни структури на материала. Установено е, че по време на процеса на разреждане Na йони постепенно се вграждат, общият брой електрони в системата се увеличава и нивото на Ферми се премества на по-високо енергийно ниво. Броят на дупките в O2p орбитата постепенно намалява, което показва, че електроните, влизащи в системата, се прехвърлят към празните орбити на решетъчен кислород, а решетъчният кислород се намалява. По време на процеса на разреждане на електродния материал, решетъчният кислород участва в електрохимичната реакция на аниони. По това време няма почти никаква промяна в Mn-d орбиталните електрони и няма трансфер на заряд, тоест валентното състояние на Mn не се променя по време на процеса на разреждане, което доказва, че Mn не е електрохимично активен [12, 36]. Въпреки това, по време на процеса на разреждане на P2-NaxMnO2, електроните продължават да запълват високоенергийните Mn и O празни орбитали, което показва, че както Mn, така и O са електрохимично активни и са типична електрохимична реакция, при която аниони и катиони си сътрудничат .
Фиг. 5 Електронна плътност на състоянията на (A) P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 и (B) P2-NaxMnO2 при различни Na йонно съдържание по време на разреждане
PDOS: проектирана плътност на състоянията
Последователно заключение може да се направи чрез анализ на популацията на заряда (Фигура 6). По време на процеса на разреждане на Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 количеството заряд на Mn йони основно не се променя, така че той не участва в електрохимичната реакция; в процеса на увеличаване на съдържанието на Na от 0.11 до 0.66, йоните на O получават около 0.2e- . Настъпи значително зареждане, което показва анионна електрохимична активност [37]. Чрез анализа на популацията на заряда на P2-NaxMnO2 беше установено, че с увеличаване на съдържанието на Na, Mn и O участват съвместно в електрохимичната реакция. Този резултат е в съответствие с анализа на електронната плътност на състоянията. Доказано е, че твърдият разтвор на Mg променя механизма на електрохимичната реакция на системата от анионна и катионна кооперативна електрохимична реакция към обратима анионна електрохимична реакция и този процес не влияе върху обратимостта на заряда и разряда на материала.
Фиг. 6 Анализ на заряда на (A) Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 и (B) P2-NaxMnO2 при различно съдържание на натриеви йони
3 Заключение
Това изследване използва изчисления на първи принципи за систематично изследване на микроструктурните характеристики, кинетичната стабилност и електрохимичната активност на Mg2+ твърд разтвор P2 фаза Nax[Mg1/3Mn2/3]O2. Въвеждането на Mg2+ променя типа електрохимична реакция на материала от анионна и катионна кооперативна електрохимична реакция на NaxMnO2 до обратима анионна електрохимична реакция на Nax[Mg{{10}}.33Mn{ {16}}.67]O2. Когато анионът O в P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 участва в електрохимичната реакция, обхватът на печалба и загуба на заряд е по-малък от 0,33, което е добро обратимост. Въвеждането на Mg2+ не само увеличава разрядното напрежение на материала, но също така поддържа обратимия специфичен капацитет на материала и в крайна сметка увеличава енергийната плътност на материала.
В електродните материали с натриеви йони, въвеждането на алкалоземни метали в слоя на преходния метал за катионен твърд разтвор е нова стратегия за оптимизиране на производителността на материала. Неговият основен механизъм е да задейства електрохимичната активност на анионите чрез жертване на електрохимичната активност на катионите, промяна на механизма на електрохимичната реакция на материала, увеличаване на разрядното напрежение и в крайна сметка оптимизиране на енергийната плътност на материала. Тази стратегия не само предоставя нов метод за проектиране на електродни материали за натриево-йонни батерии, но също така предоставя нови идеи за оптимизиране и изследване на други йонни батерии.
Препратки
[1] HU YING-YING, WEN ZHAO-YIN, RUI-KUN и др. Състояние на най-съвременните изследвания и разработки на натриеви батерии. Наука и технологии за съхранение на енергия, 2013,2(2):81-90.
[2] SHEN GUAN-YE, LI CHEN, XU BING-LIANG и др. Икономично разпределение за система за съхранение на енергия, като се има предвид вятърната енергия. Вестник на Northeast Electric Power University, 2018, 38 (4): 27-34.
[3] MA CHAO, ZHAO XIAO-LIN, KANG LI-TAO и др. Неконюгирани дикарбоксилатни анодни материали за електрохимични клетки. Анджю. Chem. Вътр. Изд., 2018, 57 (29): 8865-8870.
[4] RICHARDS WD, DACEK ST, KITCHAEV DA, et al. Флуориране на катодни материали от оксид на преходен метал с излишък на литий. Разширени енергийни материали, 2018, 8 (5): 1701533.
[5] XIANG XING-DE, ZHANG KAI, CHEN JUN. Последните постижения и перспективи на катодните материали за натриево-йонни батерии. адв. Матер., 2015, 27 (36): 5343-5364.
[6] MA CHAO, ZHAO XIAO-LIN, HARRIS MM, et al. Пикочната киселина като електрохимично активно съединение за натриево-йонни батерии: поетапни механизми за съхранение на Na+- на π-конюгация и стабилизиран въглероден анион. ACS Приложни материали и интерфейси, 2017,9(39):33934-33940.
[7] LEE DH, XU JING, MENG Y S. Усъвършенстван катод за Na-йонни батерии с висока скорост и отлична структурна стабилност. Phys. Chem. Chem. Phys., 2013, 15 (9): 3304-3312.
[8] KUBOTA K, YABUUCHI N, YOSHIDA H, et al. Слоести оксиди като положителни електродни материали за Na-йонни батерии. Бюлетин на MRS, 2014, 39 (5): 416-422.
[9] CLÉMENT RJ, BRUCE PG, GREY C P. Преглед — базирани на манган P2-тип преходни метални оксиди като катодни материали за натриево-йонна батерия. Journal of the Electrochemical Society, 2015,162(14):A2589-A2604.
[10] BERTHELOT R, CARLIER D, DELMAS C. Електрохимично изследване на фазовата диаграма на P2-NaxCoO2. Нац. Mater., 2011, 10 (1): 74-80.
[11] ЯБУУЧИ Н, ХАРА Р, КУБОТА К и др. Нов електроден материал за акумулаторни натриеви батерии: P2-тип Na2/3[Mg0.28Mn0.72]O2 с аномално висок обратим капацитет. J. Mater. Chem. A, 2014, 2 (40): 16851-16855.
[12] MAITRA U, HOUSE RA, SOMERVILLE JW, et al. Редокс химия на кислорода без излишни йони на алкални метали в Na2/3[Mg0.28Mn0.72]O2. Нац. Chem., 2018, 10 (3): 288-295.
[13] GUO SHAO-HUA, SUN YANG, YI JIN и др. Разбиране на дифузията на натриев йон в наслоени P2 и P3 оксиди чрез експерименти и изчисления на първи принципи: мост между кристалната структура и електрохимичните характеристики. NPG Asia Materials, 2016, 8: e266.
[14] JI HUI-WEI, KITCHAEV DA, LUN ZHANG-YAN и др. Изчислително изследване и експериментална реализация на неподредени висококапацитетни литиево-йонни катоди на основата на Ni redox. Химия на материалите, 2019,31(7):2431-2442.
[15] LEE J, URBAN A, LI XIN и др. Отключване на потенциала на катионно неподредените оксиди за презареждаеми литиеви батерии. Science, 2014,343(6170):519-522.
[16] URBAN A, LEE J, CEDER G. Конфигурационното пространство на оксиди от типа каменна сол за електроди на литиева батерия с голям капацитет. Advanced Energy Materials, 2014,4(13):1400478.
[17] CHAKRABORTY A, DIXIT M, AURBACH D, et al. Прогнозиране на точни катодни свойства на слоести оксидни материали с помощта на SCAN мета-GGA функционал на плътност. npj изчислителни материали, 2018, 4:60.
[18] URBAN A, ABDELLAHI A, DACEK S, et al. Електронно-структурен произход на катионно разстройство в оксиди на преходни метали. Phys. Rev. Lett., 2017, 119 (17): 176402.
[19] ASSAT G, TARASCON J M. Фундаментално разбиране и практически предизвикателства на анионната редокс активност в литиево-йонни батерии. Nature Energy, 2018,3(5):373-386.
[20] YABUUCHI N, NAKAYAMA M, TAKEUCHI M, et al. Произход на стабилизация и дестабилизация в окислително-възстановителна реакция в твърдо състояние на оксидни йони за литиево-йонни батерии. Нац. Commun., 2016, 7: 13814.
[21] SANNYAL A, AHN Y, JANG J. Изследване на първите принципи на двуизмерния силиген (2D SiGe) като аноден материал на йонна батерия с алкални метали. Наука за изчислителни материали, 2019,165:121-128.
[22] LI HONG, HU YONG-SHENG, PAN HUI-LIN и др. Напредък на изследванията върху структурата на електродния материал на батерия за съхранение на натриеви йони при стайна температура. Scientia Sinica Chimica, 2014, 44 (8): 1269-1279.
[23] WANG YUE-SHENG, XIAO RUI-JUAN, HU YONG-SHENG и др. P2-Na0.6[Cr0.6Ti0.4]O2 катионно неподреден електрод за високоскоростни симетрични акумулаторни натриево-йонни батерии. Нац. Commun., 2015, 6:6954.
[24] WANG QIN-CHAO, MENG JING-KE, YUE XIN-YANG и др. Настройка на P2-структуриран катоден материал чрез заместване на Na-сайт с Mg за Na-йонни батерии. J. Am. Chem. Soc., 2019,141(2):840-848.
[25] MENDIBOURD A, DELMAS C, HAGENMULLER C. Електрохимична интеркалация и деинтеркалация на NaxMnO2 бронзи. Academic Press, 1985, 57 (3): 323-331.
[26] SOMERVILLE JW, SOBKOWIAK A, TAPIA-RUIZ N, et al. Естество на "Z"-фазата в слоести Na-йонни катоди на батерии. Енергетика и наука за околната среда, 2019,12(7):2223-2232.
[27] QU JIE, WANG DONG, YANG ZU-GUANG и др. Регулиране на композитен катод, индуцирано от йонно допинг-вариация на място: казус на слой-тунел Na0.6MnO2 с Mg2+ легиране на Na/Mn място. ACS Appl. Матер. Интерфейси, 2019,11(30):26938-26945.
[28] SATO T, SATO K, ZHAO WEN-WEN и др. Метастабилни и наноразмерни катионно неподредени оксиди от типа каменна сол: преразглеждане на стехиометрични LiMnO2 и NaMnO2. Journal of Materials Chemistry A, 2018,6(28):13943-13951.
[29] GUIGNARD M, DELMAS C. Използване на батерия за синтезиране на нови ванадиеви оксиди. Chemistry Select, 2017,2(20):5800-5804.
[30] WANG PENG-FEI, YAO HU-RONG, LIU XIN-YU, , et al. Na+/разрушаването на празните места обещава високоскоростни Na-йонни батерии. Научен напредък, 2018, 4 (3): eaar6018.
[31] KIM H, KIM DJ, SEO DH и др. Ab initio изследване на интеркалирането на натрий и междинните фази в Na0.44MnO2 за натриево-йонна батерия. Химия на материалите, 2012, 24 (6): 1205-1211.
[32] LI XIN, MA XIAO-HUA, SU DONG и др. Директна визуализация на ефекта на Ян-Телер, свързан с подреждането на Na в Na5/8MnO2. Нац. Матер., 2014, 13 (6): 586-592.
[33] WANG YOUWEI, WANG JUNKAI, ZHAO XIAOLIN и др. Намаляване на свръхпотенциала на заряда на Li-O2 батерии чрез дизайн на катода с подравняване на лентата. Енергетика и наука за околната среда, 2020 г., 13 (8): 2540-2548.
[34] ZHENG C, RADHAKRISHNAN B, CHU IH, et al. Ефекти от смесването на преходни метали върху подреждането на Na и кинетиката на наслоените P2 оксиди. Приложен физически преглед, 2017,7(6):064003.
[35] LUN ZHENG-YAN, OUYANG B, CAI ZI-JIAN и др. Принципи на проектиране за катоди от каменна сол с висок капацитет на базата на Mn катиони. Chem, 2020, 6 (1): 153-168.
[36] SEO DH, LEE J, URBAN A, et al. Структурният и химичен произход на кислородната редокс активност в слоести и катионно неподредени Li-излишни катодни материали. Нац. Chem., 2016, 8 (7): 692-697.
[37] BAI QIANG, YANG LU-FENG, CHEN HAI-LONG и др. Изчислителни изследвания на електродни материали в натриево-йонни батерии. Разширени енергийни материали, 2018, 8 (17): 1702998.
