Elektrochemická aktivita materiálu pozitivní elektrody P{{0}}Nax[Mg0.33Mn0,67]O2 sodno-iontová baterie
Autor:ZHANG Xiaojun1LI Jiale1,2, QIU Wujie2,3, YANG Miaosen1, LIU Jianjun2,3,4
1. Vědeckotechnické centrum provincie Jilin pro čistou konverzi a vysoce hodnotné využití biomasy, Northeast Electric Power University, Jilin 132012, Čína
2. Státní klíčová laboratoř vysoce výkonné keramiky a superjemné mikrostruktury, Shanghai Institute of Ceramics, Čínská akademie věd, Shanghai 200050, Čína
3. Centrum materiálových věd a optoelektronického inženýrství, Univerzita Čínské akademie věd, Peking 100049, Čína
4. School of Chemistry and Materials Science, Hangzhou Institute for Advanced Study, University of Chinese Academy of Sciences, Hangzhou 310024, Čína
Abstraktní
Díky výhodám nízkých nákladů a široké distribuci surovin jsou sodno-iontové baterie považovány za nejlepší alternativní materiály pro katodové materiály lithium-iontových baterií. V P2-fázi NaMnO2 s vrstevnatou strukturou může binární pevný roztok vrstvy přechodného kovu účinně zlepšit elektrochemický výkon materiálu elektrody. V této studii byl strukturní model Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 s tuhým roztokem Mg iontů zkonstruován pomocí Coulombicova modelu. Výpočty prvních principů odhalily, že výbojové napětí Nax[Mg{{10}}.33Mn0.67]O2 dosáhlo 3{17}} V při nižším obsahu sodíkových iontů než {{20}}.67. Analýza elektronové hustoty stavů a nábojové populace ukázala, že pevný roztok Mg motivoval aniontovou elektrochemickou aktivitu mřížkového kyslíku v P2-fázi Nax[Mg0.33Mn0.67]O2, což transformovalo mechanismus elektrochemické reakce systém od kationtové a aniontové synergické redoxní reakce po reverzibilní aniontovou redoxní reakci. Tato transformace poskytuje novou metodu pro návrh elektrodových materiálů pro Na iontové baterie, stejně jako nový přístup k optimalizaci a průzkumu jiných iontových baterií.
klíčová slova:sodík-iontová baterie; elektrochemická aktivita ; první zásada; doping alkalických kovů
TOB NEW ENERGY poskytuje kompletní sadumateriály baterií, bateriový stroj, řešení linky na výrobu bateriía bateriová technologie pro výrobu polovodičových baterií, sodíkových iontových baterií a lithium-iontových baterií.
V posledních letech, s uvedením nových energetických odvětví, jako je větrná energie a solární energie, lidé kladou vyšší požadavky na technologii skladování energie ve velkém měřítku[1,2]. Při výzkumu materiálů akumulujících energii je elektrochemická aktivita a strukturní stabilita elektrodových materiálů jedním z těžišť výzkumu[3,4]. Mezi různými v současnosti známými systémy skladování energie jsou materiály lithium-iontových baterií relativně vyspělé a široce používané. Problémy, jako je nerovnoměrná distribuce zdrojů lithia a obtížnost technologie získávání lithia, však vážně omezily použití lithium-iontových baterií ve velkém měřítku [5, 6, 7]. Sodík, který je ve stejné rodině jako lithium, má vlastnosti bohatého na suroviny, nízkou cenu a širokou distribuci. Sodno-iontové baterie mají přitom podobné fyzikální a chemické vlastnosti a mechanismy elektrochemické reakce jako lithium-iontové baterie. Sodno-iontové baterie jsou proto jedním z nejslibnějších alternativních materiálů[8,9].
Berthelot et al.[10]zjistili, že ve vrstveném oxidu NaTMO2 obsahujícím jeden přechodný kov (TM) jsou sodíkové ionty a volná místa uspořádány ve vrstvě čistého sodíku, což má za následek mnoho napěťových platforem pro tento typ oxidu během procesu vybíjení. . To má za následek rychlý pokles specifické kapacity a výrazné snížení výkonu cyklu, takže účinnost přeměny energie tohoto typu oxidu je nízká. Prvky pevného roztoku se zavádějí do vrstvy přechodného kovu, aby vytvořily smíšené uspořádání binárních nebo dokonce víceprvkových přechodných kovů. Materiál elektrody obsahuje velké množství neuspořádaných nábojů, které mohou účinně potlačit výše uvedenou napěťovou platformu a zlepšit účinnost přeměny energie. Yabuuchi et al.[11]použili Na2CO3, (MgCO3)4Mg(OH)2·5H2O a MnCO3 jako suroviny. Reakce v pevném stavu byla prováděna při 900 stupních po dobu 12 hodin, aby se získal binární neuspořádaný elektrodový materiál P2 fáze Na2/3[Mg1/3Mn2/3]02 s pevným roztokem Mg. Zjistili, že při proudové hustotě 10 mA/g byla počáteční specifická kapacita připraveného materiálu katody P2 fáze Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 přibližně 150 mAh/g[11]. Mírně nižší než specifická kapacita Na2/3MnO2 (184 mAh/g). Bruce et al.[12]zjistili, že ačkoli došlo k elektrochemické reakci mřížkového kyslíku v P2 fázi Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2, nebyla pozorována žádná srážení kyslíku. Ukazuje, že zavedení Mg zlepšuje reverzibilitu cyklu a reverzibilní specifickou kapacitu materiálu. Během procesu nabíjení a vybíjení je však mechanismus mikroskopické elektrochemické reakce kyslíku v mřížce v tomto systému stále nejasný a mechanismus, kterým pevný roztok Mg zlepšuje stabilitu systému, je také nejasný.
Proto tato práce bere jako výzkumný objekt fázi P2 Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 a přejímá metodu výpočtu prvních principů teorie funkcionálu hustoty (DFT). Byla provedena systematická studie elektrochemické aktivity a strukturní stability výboje katodového materiálu Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 s pevným roztokem Mg iontů. Za účelem objasnění mikroskopického mechanismu elektrodových materiálů v elektrochemických reakcích v mikroměřítku elektronů a atomů poskytne referenci pro pochopení elektrochemických procesů a návrh nových materiálů.
1 Metoda výpočtu
Výpočty v této práci jsou založeny na softwarovém balíku VASP na bázi rovinných vln[13,14] teorie funkcionálu hustoty. Používá se aditivní metoda rovinných vln[15] a funkcionál výměnné korelace je zobecněná aproximace gradientu (GGA) ve tvaru Perdew-Burker-Ernzerhof[13,16]. Hubbardův parametr U je zaveden pro korekci d elektronů Mn a efektivní hodnota U je 3,9 eV[17,18]. Mezní energie spodní rovinné vlny je 600 eV. Po dokončení relaxace iontů jsou síly na všech atomech menší než 0,1 eV·nm-1. Při optimalizaci krystalové struktury se používá struktura superbuněk 3×3×1 (72 atomů), mřížková konstanta je 0,874 nm×0,874 nm×1,056 nm a k- bodová síť Brillouinovy zóny je 3×3×3[19]. K výpočtu spektra vibrací mřížky v softwarovém balíku Phonopy byla použita metoda zmrazených fononů. Aby se předešlo vlivu periodických okrajových podmínek, byla pro výpočet silových konstant a fononových spekter P2 fáze NaMnO2 a Na[Mg0,33Mn0,67]O2 použita struktura superbuněk 3×3×1. Coulombův model s bodovým nábojem se používá k rychlému výpočtu obsazení desodné struktury ionty a pro přesnější výpočty prvního principu je vybrána konfigurace obsazení Na s nejnižší energií Coulombů[20]. Výbojové napětí materiálu elektrody lze vyjádřit jako[20]:
$V=-\frac{G(\text{N}{{\text{a}}_{{{x}_{2}}}}\text{M }{{\text{O}}_{2}})-G(\text{N}{{\text{a}}_{{{x}_ {1}}}}\text{M}{{\text{O}}_{2}})-({{x}_{2}}-{{x}{ {16}}{1}})G(\text{Na})}{({{x}_{2}}-{{x}_{1}}){{ e}^{-}}}$
Kde G je celková energie odpovídajícího systému a e- je náboj prvku[21].
2 Výsledky a diskuse
2.1 Mikrostrukturní charakteristiky a strukturální stabilita
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 budou Mg, Na a Mn tvořit neuspořádané uspořádání kationtů. Jak je znázorněno na obrázku 1(A), režim vrstvení kyslíku v mřížce je ABBA..., Mg a Mn zaujímají oktaedrická místa mezi kyslíkovými AB vrstvami a Na zabírá trojúhelníková hranolová místa mezi kyslíkovými AA a BB vrstvami[ 25,26]. Jak je znázorněno na obrázku 1(B), existuje voštinové uspořádání Mg a Mn ve vrstvě přechodného kovu[27], které je podobné uspořádání mezi Li a Mn ve sloučeninách bohatých na lithium[28]. [MgO6] oktaedr je uspořádán se 6 [MnO6] oktaedry sdílejícími hrany[29,30]. Ve vrstvě alkalického kovu struktury Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 jsou dvě mřížková místa pro sodíkové ionty. Jeden je uspořádán tak, že horní a spodní vrstva oktaedrů [MgO6] nebo [MnO6] sdílejí hrany. Druhý je koplanárně uspořádán s horními a spodními vrstvami [MgO6] nebo [MnO6] oktaedrů.
1 Schematický diagram P2-Na2/3[Mg1/3Mn2/3]O2 Obr.
Ve strukturách s různým obsahem sodíkových iontů jsou sodné ionty ovlivněny Coulombovou interakcí mezi Mn a Mg ve vrstvě přechodného kovu a ionty Na ve vrstvě alkalického kovu, což ukazuje dva různé režimy obsazení. Proto tato práce nejprve používá Coulombův model k rychlému odfiltrování konfigurace P2 fáze Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 s nejnižší Coulombovou energií. Abychom ověřili racionalitu, vypočítali a simulovali jsme XRD obrazce těchto screenovaných konfigurací a porovnali je s naměřenými výsledky[11]. Výsledky jsou znázorněny na obrázku 2. Vypočtené hodnoty (016) a (110) jsou oproti experimentální charakterizaci mírně posunuty doprava, což je způsobeno především existencí amorfních a defektních struktur v některých krystalových rovinách experimentálně připravených materiálů. . Struktura výpočtového modelu je dokonalá krystalová struktura, takže existuje určitá odchylka mezi XRD rozšířením a špičkovou intenzitou výpočtové simulace a experimentálními výsledky. V těchto dvou krystalových rovinách navíc existuje uspořádání Na iontů a vložení a odpojení Na iontů je dalším možným důvodem pro posun odpovídajících poloh píku. Po zvážení výše uvedených efektů je vrcholový tvar a intenzita simulovaného XRD v souladu s experimentálními výsledky a vytvořený model může reprodukovat mikrostrukturální informace v experimentu, což naznačuje, že teoreticky screenovaná struktura je relativně přesná a spolehlivá[31,32] ].
Obr. 2 Porovnání vypočtených a experimentálních XRD obrazců Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2
Abychom mohli studovat vliv tuhého roztoku Mg na strukturální stabilitu, použili jsme první principy kombinované s "metodou zmrazených fononů" k výpočtu mřížkových vibračních spekter P{{0}}NaMnO2 a P{{2} }Na[Mg0.33Mn{{10}}.67]O2. Jak je znázorněno na obrázku 3, vlna vlastníka nemá žádnou imaginární frekvenci v celé Brillouinově zóně, což naznačuje, že P2-Na[Mg0.33Mn0.67]O2 má dynamickou stabilitu. Porovnáním fononových spekter těchto dvou materiálů bylo zjištěno, že doping Mg významně nezměnil frekvenční rozsah vibrací a měl malý dopad na vibrace mřížky. Struktura dotovaná Mg také vykazovala dobrou dynamickou stabilitu. Kromě toho Bruce a spol. úspěšně připravená P2 fáze Na[Mg0.33Mn0.67]O2 s pevným roztokem Mg, což dále prokázalo, že materiál má další termodynamickou stabilitu. Není proto těžké vidět, že P2-Na[Mg0,33Mn0,67]O2 má dobrou strukturální stabilitu.
3 Fononové disperzní křivky (A) NaMnO2 a (B) Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2 Obr.
2.2 Analýza elektrochemických vlastností fáze P2 Nax[Mg1/3Mn2/3]O2
Abychom mohli studovat vliv dopingu Mg na elektrochemické vlastnosti materiálů, vypočítali jsme vybíjecí napětí struktury pevného roztoku Mg P{{0}}Nax[Mg0.33Mn{{7} }.67]O2 (obrázek 4). Koncentrační rozsah Na iontů je určen experimentálně, tj. 0.11 Menší nebo rovno x Menší nebo rovno 0.66[11]. Obrázek 4(A) ukazuje strukturní změny během vybíjecího procesu a jeho odpovídající napětí (obrázek 4(B)) zahrnuje především tři platformy: 3,4, 2,9 a 2,1 V. Předpokládaná teoretická kapacita je 152 mAh/g, což je v zásadě v souladu s experimentálními výsledky[11]. . Křivka vybíjecího napětí vypočtená z prvních principů je o něco vyšší než skutečný naměřený výsledek. Hlavním důvodem je, že první výpočet principů ignoruje vliv podmínek experimentálního měření, jako je elektrolyt, teplota experimentálního měření vodivosti lithných iontů atd. Náš předchozí výzkum ukázal[33], že ačkoli je vypočtená křivka vybíjecího napětí vyšší než experimentálně naměřená křivka, celkový trend změn je konzistentní. Lze tedy uvažovat, že během celého procesu vybíjení je napětí Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 v souladu s experimentálními výsledky[12,20]. Když 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.
Obr. 4 (A) Strukturální změny vypočtené DFT a (B) křivka vybíjecího napětí P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 během vybíjení
Za ideálních okolností jsou valenční stavy Mg a Mn v Na2/3[Mg0.33Mn0.67]O2 +2 a +4 a nemohou pokračovat být oxidován do vyšších valenčních stavů. Proto v systému nedochází k žádné elektrochemické aktivitě kationtů a proces nabíjení a vybíjení materiálu je aniontová elektrochemická reakce. V Na0.67MnO2 je počáteční stav valence iontů Mn +3.33. Během procesu nabíjení mohou ionty Mn přenést 0,67 elektronů směrem ven, aby dosáhly stabilní valence +4. V této době se veškerý Na+ uvolnil a mřížkový kyslík se nikdy nezúčastnil elektrochemické reakce[34]. Proces nabíjení a vybíjení Na0.67MnO2 se proto jeví jako kationtová elektrochemická reakce. Mnoho studií ukázalo, že když je počet elektronů ztracených mřížkovým kyslíkem menší než 0.33, má aniontová elektrochemická reakce dobrou reverzibilitu[11-12,28]. Nadměrná oxidace kyslíkových aniontů (počet ztracených elektronů je větší než 0.33) způsobuje odchylku elektronové konfigurace kyslíku od stabilního pravidla osmi vazebných členů, což vede k nevratné transformační reakci a vytvoření OO vazba. Může dokonce vést k vývoji kyslíku a nevratnému nabití a vybití elektrodové struktury [27,35]. V Na0.67[Mg0.33Mn0.67]O2, pokud je uvažován limitní stav ztráty náboje. To znamená, že když se ionty Na zcela oddělí a vytvoří strukturu Na0[Mg{{40}}.33Mn0.67]O2, Mg a Mn si vždy zachovají {{ 45}} a +4 valence. Anion O je oxidován na -1.67 valence, přičemž ztrácí 0.33 elektronů, což je nižší než limit nevratné aniontové elektrochemické reakce. V celé nabíjecí reakci Na0.67[Mg0}.33Mn0.67]O2 tedy není třeba prostorově reorganizovat mřížkový kyslík a elektrochemická reakce je vratná. Zavedení Mg2+ nejen zachovává reverzibilní specifickou kapacitu, ale také zvyšuje hustotu energie materiálu zvýšením vybíjecího napětí.
Abychom prokázali elektrochemickou aktivitu kyslíku v materiálu Nax[Mg{0}}.33Mn0.67]O2 během procesu vybíjení, vypočítali jsme elektronovou hustotu stavů (obrázek 5) pro počáteční a konečné výbojové struktury materiálu. Bylo zjištěno, že během procesu výboje se postupně usazovaly ionty Na, celkový počet elektronů v systému se zvýšil a hladina Fermi se posunula na vyšší energetickou hladinu. Počet děr na oběžné dráze O2p se postupně snižuje, což naznačuje, že elektrony vstupující do systému jsou přenášeny na prázdné dráhy mřížkového kyslíku a mřížkový kyslík je redukován. Během procesu výboje materiálu elektrody se mřížkový kyslík účastní elektrochemické reakce aniontů. V této době nedochází k téměř žádné změně orbitálních elektronů Mn-d a nedochází k přenosu náboje, to znamená, že valenční stav Mn se během procesu vybíjení nemění, což dokazuje, že Mn není elektrochemicky aktivní[12, 36]. Během procesu vybíjení P2-NaxMnO2 však elektrony nadále vyplňují vysokoenergetické prázdné orbitaly Mn a O, což naznačuje, že Mn i O jsou elektrochemicky aktivní a jsou typickou elektrochemickou reakcí, při které anionty a kationty spolupracují. .
5 Elektronová hustota stavů (A) P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 a (B) P2-NaxMnO2 pod různými Na Obr. obsah iontů při vybíjení
PDOS: projektovaná hustota stavů
Konzistentní závěr lze vyvodit pomocí analýzy populace nábojů (obrázek 6). Během procesu vybíjení Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 se množství náboje iontů Mn v podstatě nemění, takže se neúčastní elektrochemické reakce; v procesu zvyšování obsahu Na z 0.11 na 0.66 získaly ionty O asi 0.2e-. Došlo k významnému nabití náboje, které vykazovalo aniontovou elektrochemickou aktivitu[37]. Prostřednictvím analýzy nábojové populace P2-NaxMnO2 bylo zjištěno, že jak se obsah Na zvyšuje, Mn a O se společně účastní elektrochemické reakce. Tento výsledek je v souladu s analýzou elektronové hustoty stavů. Je prokázáno, že pevný roztok Mg mění elektrochemický reakční mechanismus systému z aniontové a kationtové kooperativní elektrochemické reakce na reverzibilní aniontovou elektrochemickou reakci a tento proces neovlivňuje reverzibilitu náboje a výboje materiálu.
Obr. 6 Analýza náboje (A) Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 a (B) P2-NaxMnO2 při různém obsahu sodíkových iontů
3 Závěr
Tato studie používala výpočty prvního principu k systematickému studiu mikrostrukturních charakteristik, kinetické stability a elektrochemické aktivity Mg2+ tuhého roztoku P2 fáze Nax[Mg1/3Mn2/3]O2. Zavedení Mg2+ mění typ elektrochemické reakce materiálu z aniontové a kationtové kooperativní elektrochemické reakce NaxMnO2 na reverzibilní aniontovou elektrochemickou reakci Nax[Mg{{10}}.33Mn{ {16}}.67]02. Když se anion O v P2-Nax[Mg0.33Mn0.67]O2 účastní elektrochemické reakce, rozsah nárůstu a ztráty náboje je menší než 0,33, což je dobré vratnost. Zavedení Mg2+ nejen zvyšuje vybíjecí napětí materiálu, ale také udržuje reverzibilní specifickou kapacitu materiálu a v konečném důsledku zvyšuje hustotu energie materiálu.
V materiálech sodíkových iontů je zavádění kovů alkalických zemin do vrstvy přechodného kovu pro kationtový pevný roztok novou strategií optimalizace materiálového výkonu. Jeho základním mechanismem je spouštění elektrochemické aktivity aniontů obětováním elektrochemické aktivity kationtů, změnou mechanismu elektrochemické reakce materiálu, zvýšením vybíjecího napětí a nakonec optimalizací hustoty energie materiálu. Tato strategie poskytuje nejen novou metodu pro návrh materiálů elektrod pro sodno-iontové baterie, ale poskytuje také nové nápady pro optimalizaci a průzkum jiných iontových baterií.
Reference
[1] HU YING-YING, WEN ZHAO-YIN, RUI-KUN a kol. Stav moderního výzkumu a vývoje sodíkových baterií. Energy Storage Science and Technology, 2013, 2(2):81-90.
[2] SHEN GUAN-YE, LI CHEN, XU BING-LIANG a kol. Ekonomická alokace pro systém skladování energie s ohledem na větrnou energii. Journal of Northeast Electric Power University, 2018, 38(4):27-34.
[3] MA CHAO, ZHAO XIAO-LIN, KANG LI-TAO a kol. Nekonjugované dikarboxylátové anodové materiály pro elektrochemické články. Angew. Chem. Int. Ed., 2018, 57(29):8865-8870.
[4] RICHARDS WD, DACEK ST, KITCHAEV DA, et al. Fluorace katodových materiálů z oxidů přechodných kovů s přebytkem lithia. Advanced Energy Materials, 2018,8(5):1701533.
[5] XIANG XING-DE, ZHANG KAI, ČEN JUN. Nedávné pokroky a vyhlídky katodových materiálů pro sodík-iontové baterie. Adv. Mater., 2015, 27(36):5343-5364.
[6] MA CHAO, ZHAO XIAO-LIN, HARRIS MM a kol. Kyselina močová jako elektrochemicky aktivní sloučenina pro sodno-iontové baterie: postupné mechanismy ukládání Na+-konjugace π a stabilizovaný anion uhlíku. ACS Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(39):33934-33940.
[7] LEE DH, XU JING, MENG Y S. Pokročilá katoda pro Na-ion baterie s vysokou rychlostí a vynikající strukturální stabilitou. Phys. Chem. Chem. Phys., 2013, 15(9):3304-3312.
[8] KUBOTA K, YABUUCHI N, YOSHIDA H, et al. Vrstvené oxidy jako kladné elektrodové materiály pro Na-iontové baterie. Bulletin MRS, 2014, 39(5):416-422.
[9] CLÉMENT RJ, BRUCE PG, GREY CP. Přehled – oxidy přechodných kovů typu P2- na bázi manganu jako sodno-iontové katodové materiály. Journal of the Electrochemical Society, 2015, 162(14):A2589-A2604.
[10] BERTHELOT R, CARLIER D, DELMAS C. Elektrochemické zkoumání fázového diagramu P2-NaxCoO2. Nat. Mater., 2011, 10(1):74-80.
[11] YABUUCHI N, HARA R, KUBOTA K, et al. Nový elektrodový materiál pro dobíjecí sodíkové baterie: P2-typ Na2/3[Mg0.28Mn0.72]O2 s anomálně vysokou reverzibilní kapacitou. J. Mater. Chem. A, 2014, 2(40):16851-16855.
[12] MAITRA U, HOUSE RA, SOMERVILLE JW, et al. Kyslíková redoxní chemie bez přebytečných iontů alkalických kovů v Na2/3[Mg0.28Mn0.72]O2. Nat. Chem., 2018, 10(3):288-295.
[13] GUO SHAO-HUA, SUN YANG, YI JIN a kol. Pochopení difúze sodíkových iontů ve vrstvených oxidech P2 a P3 prostřednictvím experimentů a výpočtů prvních principů: most mezi krystalovou strukturou a elektrochemickým výkonem. NPG Asia Materials, 2016, 8:e266.
[14] JI HUI-WEI, KITCHAEV DA, LUN ZHANG-YAN a kol. Výpočetní výzkum a experimentální realizace neuspořádaných vysokokapacitních Li-ion katod na bázi Ni redox. Chemie materiálů, 2019, 31(7):2431-2442.
[15] LEE J, URBAN A, LI XIN a kol. Uvolnění potenciálu oxidů s poruchou kationtů pro dobíjecí lithiové baterie. Science, 2014, 343(6170):519-522.
[16] URBAN A, LEE J, CEDER G. Konfigurační prostor oxidů typu kamenné soli pro vysokokapacitní elektrody lithiových baterií. Advanced Energy Materials, 2014, 4(13):1400478.
[17] CHAKRABORTY A, DIXIT M, AURBACH D, et al. Předpovídání přesných katodových vlastností vrstvených oxidových materiálů pomocí funkce hustoty SCAN meta-GGA. npj Computational Materials, 2018, 4:60.
[18] URBAN A, ABDELLAHI A, DACEK S, et al. Elektronický strukturní původ poruchy kationtů v oxidech přechodných kovů. Phys. Rev. Lett., 2017, 119(17):176402.
[19] ASSAT G, TARASCON J M. Základní porozumění a praktické výzvy aniontové redoxní aktivity v Li-ion bateriích. Nature Energy, 2018, 3(5):373-386.
[20] YABUUCHI N, NAKAYAMA M, TAKEUCHI M, et al. Vznik stabilizace a destabilizace v pevné redoxní reakci oxidových iontů pro lithium-iontové baterie. Nat. Commun., 2016, 7:13814.
[21] SANNYAL A, AHN Y, JANG J. Studie prvních principů dvourozměrného siligenu (2D SiGe) jako anodového materiálu alkalické iontové baterie. Computational Materials Science, 2019, 165:121-128.
[22] LI HONG, HU YONG-SHENG, PAN HUI-LIN a kol. Pokrok ve výzkumu struktury elektrodového materiálu sodíkové iontové baterie při pokojové teplotě. Scientia Sinica Chimica, 2014, 44(8):1269-1279.
[23] WANG YUE-SHENG, XIAO RUI-JUAN, HU YONG-SHENG a kol. P2-Na0.6[Cr{7}}.6Ti0.4]O2 elektroda s poruchou kationtů pro vysokorychlostní symetrické dobíjecí sodno-iontové baterie. Nat. Commun., 2015, 6:6954.
[24] WANG QIN-CHAO, MENG JING-KE, YUE XIN-YANG a kol. Ladění P2-strukturovaného katodového materiálu substitucí Na-site Mg za Na-iontové baterie. J. Am. Chem. Soc., 2019, 141(2):840-848.
[25] MENDIBOURD A, DELMAS C, HAGENMULLER C. Elektrochemická interkalace a deinterkalace bronzů NaxMnO2. Academic Press, 1985, 57(3):323-331.
[26] SOMERVILLE JW, SOBKOWIAK A, TAPIA-RUIZ N, et al. Povaha "Z" fáze ve vrstvených katodách Na-iontových baterií. Energy & Environmental Science, 2019, 12(7):2223-2232.
[27] QU JIE, WANG DONG, YANG ZU-GUANG a kol. Úprava kompozitní katody indukovaná změnou místa iontovým dopingem: případová studie vrstveného tunelu Na0.6MnO2 s dopováním Mg{10}} v místě Na/Mn. ACS Appl. Mater. Rozhraní, 2019, 11(30):26938-26945.
[28] SATO T, SATO K, ZHAO WEN-WEN, et al. Metastabilní a nanorozměrové kationtové oxidy typu kamenných solí: revize stechiometrického LiMnO2 a NaMnO2. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(28):13943-13951.
[29] GUIGNARD M, DELMAS C. Použití baterie k syntéze nových oxidů vanadu. Chemistry Select, 2017, 2(20):5800-5804.
[30] WANG PENG-FEI, YAO HU-RONG, LIU XIN-YU, , et al. Na+/ nepořádek neobsazenosti slibuje vysokorychlostní Na-iontové baterie. Science Advances, 2018, 4(3): eaar6018.
[31] KIM H, KIM DJ, SEO DH a kol. Ab initio studie interkalace sodíku a přechodných fází v Na0.44MnO2 pro sodno-iontovou baterii. Chemie materiálů, 2012, 24(6):1205-1211.
[32] LI XIN, MA XIAO-HUA, SU DONG, et al. Přímá vizualizace Jahn-Tellerova jevu ve spojení s uspořádáním Na v Na5/8MnO2. Nat. Mater., 2014, 13(6):586-592.
[33] WANG YOUWEI, WANG JUNKAI, ZHAO XIAOLIN a kol. Snížení nadměrného nabíjecího potenciálu Li-O2 baterií díky konstrukci katody s uspořádáním pásem. Energy & Environmental Science, 2020, 13(8):2540-2548.
[34] ZHENG C, RADHAKRISHNAN B, CHU IH, et al. Vliv míchání přechodných kovů na uspořádání a kinetiku Navrstvených oxidů P2. Fyzická revize použita, 2017, 7(6): 064003.
[35] LUN ZHENG-YAN, OUYANG B, CAI ZI-JIAN a kol. Zásady návrhu pro vysokokapacitní katody horninové soli s neuspořádaným kationtem na bázi Mn. Chem, 2020, 6(1):153-168.
[36] SEO DH, LEE J, URBAN A, et al. Strukturní a chemický původ kyslíkové redoxní aktivity ve vrstvených a kationtově neuspořádaných katodových materiálech s přebytkem Li. Nat. Chem., 2016, 8(7):692-697.
[37] BAI QIANG, YANG LU-FENG, CHEN HAI-LONG a kol. Výpočetní studie materiálů elektrod v sodíkových iontových bateriích. Advanced Energy Materials, 2018, 8(17):1702998.
