JP2016171067A - Lithium ion conductive oxide ceramic material including garnet-type or similar crystal structure - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、ガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に関する。 The present invention relates to a lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type-like crystal structure.
全固体型リチウムイオン二次電池は、非水電解液を用いるリチウム二次電池に比べて、電解質が焼結したセラミックス材料を用いるため熱的安定性が高い。しかし、高容量の全固体型リチウムイオン二次電池は世界的に見ても未だ実用化されていない。この原因の一つに固体電解質自体の問題がある。固体電解質に求められる主な特性として、イオン伝導度（導電率）が高いこと、化学的安定性に優れていること、電位窓が広いこと、の３つが挙げられる。ガーネット型酸化物セラミックス材料は、こうした特性のうち、化学的安定性に優れ、電位窓が広いという利点を持つため、固体電解質の有望な候補の一つである（例えば非特許文献１，２参照）。
The all solid-state lithium ion secondary battery has a higher thermal stability because it uses a ceramic material in which the electrolyte is sintered, compared to a lithium secondary battery using a non-aqueous electrolyte. However, high-capacity all solid-state lithium ion secondary batteries have not yet been put into practical use even in the world. One of the causes is a problem of the solid electrolyte itself. There are three main characteristics required for a solid electrolyte: high ionic conductivity (conductivity), excellent chemical stability, and a wide potential window. The garnet-type oxide ceramic material is one of the promising candidates for the solid electrolyte because of its excellent chemical stability and wide potential window among these properties (see, for example,
このようなガーネット型酸化物セラミックス材料は、更なるイオン伝導特性を上げることが望まれている。一般的にイオン伝導性セラミックスのイオン伝導度は、粒内抵抗成分寄与の伝導度と粒界抵抗成分寄与の伝導度に分けて考えることが出来るが、十分厚い形状で用いる固体電解質セラミックスにおいては、セラミックス中に多くの粒界部が存在するため、電解質全体のイオン伝導度を評価するには粒内と粒界の双方からの抵抗成分寄与を考慮に入れたイオン伝導度が必要になる。しかしながら、固体電解質層の厚みを薄くし、さらに結晶粒子を大きくして用いるようなデバイスにおいては、相対的に粒界の数が減ることで粒界抵抗成分の寄与が小さくなり、粒内抵抗のみに起因するイオン伝導体そのものの伝導性が重要になる。 Such a garnet-type oxide ceramic material is desired to have further improved ion conduction characteristics. In general, the ionic conductivity of ionic conductive ceramics can be considered by dividing into the conductivity of the intragranular resistance component contribution and the conductivity of the grain boundary resistance component, but in the solid electrolyte ceramics used in a sufficiently thick shape, Since many grain boundary parts exist in ceramics, ionic conductivity taking into account the contribution of resistance components from both the grains and the grain boundaries is necessary to evaluate the ionic conductivity of the entire electrolyte. However, in devices where the thickness of the solid electrolyte layer is reduced and the crystal grains are enlarged, the contribution of the grain boundary resistance component is reduced by relatively reducing the number of grain boundaries. The conductivity of the ionic conductor itself due to this is important.
特許文献１等では、イオン伝導度を粒内抵抗と粒界抵抗とを合わせた抵抗から算出、評価しているが、粒内のみのイオン伝導度の評価について記載されていない。
In
本発明は、従来のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に対し、粒内の抵抗成分を低下させ、粒内のイオン伝導度を高くすることにより、粒界数の少ないセラミックス材料における全イオン伝導度がより高くなるような、ガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料を提供することを目的とする。
ここでガーネット型結晶構造は空間群としてＩａ−３ｄを有するもの、ガーネット型類似結晶構造は空間群としてＩ４１／ａｃｄを有する結晶群と定義する。
The present invention relates to a lithium ion conductive oxide ceramic material having a conventional garnet-type or garnet-like crystal structure by reducing the resistance component in the grains and increasing the ionic conductivity in the grains. It is an object of the present invention to provide a lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type similar crystal structure such that the total ion conductivity in a ceramic material having a small number of fields is higher.
Here, the garnet-type crystal structure is defined as a crystal group having Ia-3d as a space group, and the garnet-type similar crystal structure is defined as a crystal group having I4 1 / acd as a space group.
上述した目的を達成するために、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、ガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミック材料に希土類元素を含有することにより、粒内抵抗成分寄与のイオン伝導度が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。 In order to achieve the above-described object, the present inventors have conducted extensive research, and as a result, by containing a rare earth element in a lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-like crystal structure, It has been found that the ionic conductivity contributed by the intragranular resistance component is improved, and the present invention has been completed.
すなわち、本発明にかかるガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は、ＬｉとＬａとＺｒとＯとを含有し、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素をさらに含有する。 That is, the lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-like crystal structure according to the present invention contains Li, La, Zr, and O, and is selected from the group consisting of rare earth elements. It further contains the above elements.
本発明にかかるガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は、
Ｌｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２…（１）
（式（１）中、Ａは、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素 ｘは、０＜ｘ≦０．５を満たす数）で表されることを特徴とする。
The lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type similar crystal structure according to the present invention,
Li 7 + x La 3 Zr 2-x A x O 12 (1)
(In the formula (1), A is one or more elements selected from the group consisting of rare earth elements x is a number satisfying 0 <x ≦ 0.5).
Ｚｒサイトへの希土類元素の置換は、格子定数を大きくしＬｉイオンの移動空間を広げるという作用があり、その結果、Ｌｉイオンが移動しやすくなるという効果が得られると考えられる。 Substitution of rare earth elements for the Zr site has the effect of increasing the lattice constant and expanding the movement space of Li ions, and as a result, it is considered that the effect of facilitating the movement of Li ions can be obtained.
本発明の望ましい態様は、前記式（１）中のＡが、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕからなる群より選ばれた１種以上の元素であることが好ましい。 In a desirable aspect of the present invention, A in the formula (1) is preferably one or more elements selected from the group consisting of Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
ＺｒサイトへのＧｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの置換は、Ｌｉイオンの移動に最適な空間を形成するという作用があり、その結果、この空間の形成は、高いイオン伝導度を示すという効果が得られると考えられる。 The substitution of Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu to the Zr site has the effect of forming an optimal space for the movement of Li ions, and as a result, the formation of this space is a high ion. It is considered that the effect of showing conductivity can be obtained.
本発明の望ましい態様は、前記式（１）中のＡが、Ｇｄ，Ｈｏ，Ｙｂからなる群より選ばれた１種以上の元素である。さらに、ｘが０＜ｘ≦０．３０を満たすことが好ましい。 In a desirable aspect of the present invention, A in the formula (1) is one or more elements selected from the group consisting of Gd, Ho, and Yb. Furthermore, it is preferable that x satisfies 0 <x ≦ 0.30.
これにより、Ｌｉイオンの協奏的移動に最適な空間を実現できる作用があり、その結果、より高いイオン伝導度が得られるという効果があると考えられる。 Thereby, there exists an effect | action which can implement | achieve the space optimal for concerted movement of Li ion, As a result, it is thought that there exists an effect that higher ionic conductivity is obtained.
本発明の望ましい態様は、Ａｌを前記ガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料の全重量に対して０．３ｗｔ％以上２．０ｗｔ％以下含有していることが好ましい。 A desirable aspect of the present invention is that Al is contained in an amount of 0.3 wt% or more and 2.0 wt% or less with respect to the total weight of the lithium ion conductive oxide ceramic material having a crystal structure similar to the garnet type or garnet type. Is preferred.
このＡｌを含有させることで、Ｌｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２を立方晶化し易くする作用があり、その結果、イオン伝導度をより高くするという効果が得られると考えられる。 By containing this Al, it is considered that Li 7 + x La 3 Zr 2−x A x O 12 has an effect of facilitating crystallization, and as a result, an effect of increasing the ionic conductivity can be obtained.
本発明のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料によれば、従来のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に対し、粒内抵抗成分寄与のイオン伝導度を高くすることにより、粒界数の比較的少ないセラミックス材料において、全体のイオン伝導度が高いガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料を提供することができる。 According to the lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type-like crystal structure of the present invention, the lithium ion conductive oxide ceramic material having a conventional garnet-type or garnet-type similar crystal structure, Lithium ion conductive oxide with a garnet-type or garnet-type similar crystal structure with high overall ionic conductivity in ceramic materials with a relatively small number of grain boundaries by increasing the ionic conductivity contributed by the intragranular resistance component A ceramic material can be provided.
本発明のガーネット型リチウムイオン伝導性酸化物は、固体電解質層の厚みを薄くして用いるようなデバイスへ好適に適用でき、特に薄層多層を有する積層型二次電池への適用が期待される。 The garnet-type lithium ion conductive oxide of the present invention can be suitably applied to a device that is used with a thin solid electrolyte layer, and is particularly expected to be applied to a laminated secondary battery having thin multilayers. .
本実施形態のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は、ＬｉとＬａとＺｒとＯから構成されるガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に対し、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素をさらに含有する。
例えば組成式（１）、つまりＬｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２ ・・・（１）で表され、式（１）中の、Ａは、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素である。ｘは、０＜ｘ≦０．５を満たす数であるが、０＜ｘ≦０．３を満たすことがより好ましい。
The lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-like crystal structure according to this embodiment is a lithium ion conductive material having a garnet-type or garnet-like crystal structure composed of Li, La, Zr, and O. 1 type or more elements chosen from the group which consists of rare earth elements are further contained with respect to a conductive oxide ceramic material.
For example, it is represented by the composition formula (1), that is, Li 7 + x La 3 Zr 2-x A x O 12 (1), and A in the formula (1) is selected from the group consisting of rare earth elements. More than a seed element. x is a number that satisfies 0 <x ≦ 0.5, but more preferably satisfies 0 <x ≦ 0.3.
ＬｉとＬａとＺｒとＯから構成されるガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に希土類元素が含有されていれば必ずしもＺｒを置換する必要はなく、他の金属イオンサイトに置換されても良いが、Ｚｒを置換することが好ましい。 If a rare earth element is contained in a lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type crystal structure composed of Li, La, Zr and O, it is not always necessary to replace Zr. Although it may be substituted with a metal ion site, it is preferable to substitute Zr.
なお、本実施形態のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料を同定するには、粉末Ｘ線回折により行えばよい。また、言うまでもないが、ＬｉｘＬａ３Ｚｒ２Ｏ１２といういわゆるＬＬＺが同定されればよいため、必ずしも化学量論組成のものでなくてもよい。つまり酸素欠損等の欠損が生じていてもよい。
このガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に添加される希土類元素は、その材料粉末を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ）にて定量すればよい。
In addition, what is necessary is just to perform by powder X-ray diffraction in order to identify the lithium ion conductive oxide ceramic material which has a garnet type or crystal structure similar to a garnet type of this embodiment. Needless to say, the so-called LLZ of Li x La 3 Zr 2 O 12 only needs to be identified, and therefore does not necessarily have to have a stoichiometric composition. That is, defects such as oxygen vacancies may occur.
The rare earth element added to the lithium ion conductive oxide ceramic material having the garnet-type or garnet-like crystal structure may be quantified by high-frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP).
本実施形態のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は化学式Ｌｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２で表され、Ｚｒの一部をＺｒより大きなイオン半径を備える３価の元素である希土類元素群から選択されるいずれか１種以上の元素で置換したものと考えられる。この場合、ガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物のＺｒサイトは６配位をとることが知られており希土類元素も６配位をとる。この時希土類元素のイオン半径はＺｒのイオン半径よりも大きくなり、このイオン半径の大きい希土類元素がＺｒサイトを置換することで、格子定数が大きくなる。結果的にＬｉイオンが移動する空間が広がり、Ｌｉイオンが移動し易くなったものと考えられる。また、Ｚｒサイトを置換する理由は、Ｚｒサイト（４価サイト）を３価イオンで置換していることで、電荷補償のためＬｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２…（１）中のＬｉサイトを過剰にする必要がある。このため、可動できるＬｉイオン量が増加することとなる。本実施形態のリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は、上記に示すメカニズムのため、化学式Ｌｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２で表される前記酸化物の格子定数とＬｉイオン量を制御することが可能となるため、その結晶粒内のイオン伝導度を向上させることができると考えられる。 The lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or a garnet-like crystal structure according to this embodiment is represented by the chemical formula Li 7 + x La 3 Zr 2−x A x O 12 , and a part of Zr is larger than Zr. This is considered to be substituted with one or more elements selected from the group of rare earth elements that are trivalent elements having a radius. In this case, it is known that the Zr site of the lithium ion conductive oxide having a garnet-type or garnet-like crystal structure has 6-coordination, and the rare earth element also has 6-coordination. At this time, the ion radius of the rare earth element is larger than the ion radius of Zr, and the rare earth element having a large ion radius replaces the Zr site, thereby increasing the lattice constant. As a result, it is considered that the space in which Li ions move is widened and Li ions are easy to move. Moreover, the reason for substituting the Zr site is that the Zr site (tetravalent site) is replaced with a trivalent ion, and Li 7 + x La 3 Zr 2−x A x O 12 (1) is included for charge compensation. It is necessary to make the Li site excessive. For this reason, the amount of Li ions that can be moved increases. The lithium ion conductive oxide ceramic material of this embodiment controls the lattice constant and the amount of Li ions of the oxide represented by the chemical formula Li 7 + x La 3 Zr 2−x A x O 12 because of the mechanism described above. Therefore, it is considered that the ionic conductivity in the crystal grains can be improved.
さらに、ＺｒサイトをＧｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのうちの希土類元素で置換することが好ましい。この理由については、発明者等は以下のように考えている。Ｚｒサイトよりイオン半径の大きい希土類元素で置換することで、Ｌｉイオンが移動する空間を広げ、Ｌｉイオンを移動し易くする。ただし、Ｌｉイオンが移動する空間において、Ｌｉイオンが移動し易い最適な広さの空間が存在する。つまり、イオン半径の大きな希土類元素で置換することで移動空間を押し広げ過ぎても、Ｌｉイオンの協奏的移動がし難くなる。このため、Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのうちの希土類元素で置換することで、Ｌｉイオンが移動し易い最適な広さの空間が形成され、より高いイオン伝導度が得られる効果があると考えている。 Furthermore, it is preferable to replace the Zr site with a rare earth element of Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The inventors consider the reason as follows. By substituting with a rare earth element having an ionic radius larger than that of the Zr site, the space in which Li ions move is expanded, and Li ions can be moved easily. However, in a space where Li ions move, there is an optimal space where Li ions can easily move. That is, even if the movement space is excessively widened by replacing with a rare earth element having a large ion radius, it is difficult to perform Li ion concerted movement. For this reason, by substituting with a rare earth element among Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu, a space having an optimal area in which Li ions easily move is formed, and higher ion conductivity is obtained. I think that there is an effect that can be obtained.
また、前記組成式（１）中のｘは０＜ｘ≦０．３０であることが好ましい。これにより、より高いイオン伝導度が得られる。 Further, x in the composition formula (1) preferably satisfies 0 <x ≦ 0.30. Thereby, higher ionic conductivity is obtained.
ＺｒサイトをＧｄ，Ｈｏ，Ｙｂのうちの希土類元素で置換することが好ましい。これにより、Ｌｉイオンの協奏的移動に最適な空間を実現でき、より高いイオン伝導度が得られる。 The Zr site is preferably substituted with a rare earth element of Gd, Ho, Yb. Thereby, a space optimal for concerted movement of Li ions can be realized, and higher ion conductivity can be obtained.
また、本実施形態のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は、その全重量に対して０．３ｗｔ％以上２．０ｗｔ％以下のＡｌを含有することで、高いイオン伝導度が得られるため好ましい。かかる構成は、結晶構造が立方晶系のＬｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２を形成し易くするためと考えられる。Ａｌの含有量が０．３ｗｔ％より少ない場合は、立方晶化し易くなる作用が弱まる。また、Ａｌの含有量が２．０ｗｔ％を超える場合は、焼成を阻害する可能性がある。このため、焼結密度が低下し、その結果、イオン伝導度が低下する恐れがある。 In addition, the lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-like crystal structure according to the present embodiment contains 0.3 wt% or more and 2.0 wt% or less of Al with respect to the total weight. This is preferable because high ionic conductivity can be obtained. Such a configuration is considered to facilitate formation of cubic Li 7 + x La 3 Zr 2−x A x O 12 having a crystal structure. When the Al content is less than 0.3 wt%, the effect of facilitating cubic crystallization is weakened. Moreover, when content of Al exceeds 2.0 wt%, there exists a possibility of inhibiting baking. For this reason, a sintered density falls and as a result, there exists a possibility that ionic conductivity may fall.
（セラミックス材料の製造方法）
本実施形態のリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料は、Ｌｉ化合物と、Ｌａ化合物と、Ｚｒ化合物と、希土類元素群から選択されるいずれか１種以上の希土類元素化合物とを、混合した混合原料を焼成することにより得ることができる。また、このとき、前記混合原料に、Ａｌ化合物からなる焼結助剤を添加して焼成することにより、焼結を促進し、緻密化されたリチウムイオン伝導性セラミックス材料を得ることができる。
(Manufacturing method of ceramic material)
The lithium ion conductive oxide ceramic material of the present embodiment is a mixed raw material obtained by mixing a Li compound, a La compound, a Zr compound, and one or more rare earth element compounds selected from a rare earth element group. It can be obtained by firing. At this time, sintering can be promoted and a densified lithium ion conductive ceramic material can be obtained by adding a sintering aid made of an Al compound to the mixed raw material and firing the mixture.
前記Ｌｉ化合物としては、例えば、ＬｉＯＨ又はその水和物、Ｌｉ２ＣＯ３、ＬｉＮＯ３、ＣＨ３ＣＯＯＬｉ等を挙げることができる。前記Ｌａ化合物としては、Ｌａ２Ｏ３、Ｌａ（ＯＨ）３、Ｌａ２（ＣＯ３）３、Ｌａ（ＮＯ３）３、（ＣＨ３ＣＯＯ）３Ｌａ等を挙げることができる。前記Ｚｒ化合物としては、Ｚｒ２Ｏ２、ＺｒＯ（ＮＯ３）２、ＺｒＯ（ＣＨ３ＣＯＯ）２、Ｚｒ（ＯＨ）２ＣＯ３、ＺｒＯ２等を挙げることができる。
As the Li compound, for example, a LiOH or a hydrate thereof, Li 2 CO 3, LiNO 3 ,
また、前記希土類化合物としては、Ａ２Ｏ３、Ａ２（ＣＯ３）３、Ａ（ＮＯ３）３、（ＣＨ３ＣＯＯ）３Ａ等（Ａは、希土類元素）を挙げることができる。 Examples of the rare earth compound include A 2 O 3 , A 2 (CO 3 ) 3 , A (NO 3 ) 3 , (CH 3 COO) 3 A, and the like (A is a rare earth element).
さらに、前記Ａｌ化合物としては、Ａｌ２Ｏ３、Ａｌ（ＯＨ）３、Ａｌ（ＮＯ３）３等を
挙げることができる。
Furthermore, examples of the Al compound include Al 2 O 3 , Al (OH) 3 , Al (NO 3 ) 3 and the like.
本発明のガーネット型リチウムイオン伝導性酸化物セラミックスの製造方法の一例について説明する。この酸化物の製造方法は、（ａ）原料混合工程を行い、次に（ｂ）仮焼工程を行い、最後に（ｃ）成形、本焼結工程を行う。以下に、これらの工程について順に説明する。 An example of a method for producing the garnet-type lithium ion conductive oxide ceramic of the present invention will be described. In this oxide manufacturing method, (a) a raw material mixing step is performed, then (b) a calcination step is performed, and finally (c) a forming and main sintering step is performed. Hereinafter, these steps will be described in order.
（ａ）原料混合工程
原料混合工程では、式（１）つまりＬｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２の各元素を含む出発原料を式（１）の化学量論比になるようにそれぞれ秤量し、混合する。出発原料としては、各元素の炭酸塩や硫酸塩、硝酸塩、シュウ酸塩、塩化物、水酸化物、酸化物などを用いることができる。このうち、熱分解して炭酸ガスを生じる炭酸塩及び熱分解して水蒸気を生じる水酸化物が、ガスの処理が比較的容易であり好ましい。例えば、Ｌｉの炭酸塩、Ｌａ及びＡの水酸化物、Ｚｒの酸化物を用いることが好ましい。混合方法は、溶媒に入れずに乾式で混合粉砕してもよいし、溶媒に入れて湿式で混合粉砕するものとしてもよいが、溶媒に入れて湿式の混合粉砕を行うことが混合性の向上の面からは好ましい。この混合方法は、例えば、遊星ミル、アトライター、ボールミルなどを用いることができる。溶媒としては、Ｌｉが溶解しにくいものが好ましく、例えばエタノールなどの有機溶媒がより好ましい。混合時間は、混合量にもよるが、例えば１時間〜３２時間とすることができる。
(A) Raw material mixing step In the raw material mixing step, the starting material containing each element of formula (1), that is, Li 7 + x La 3 Zr 2−x A x O 12 , is made to have a stoichiometric ratio of formula (1). Weigh and mix. As starting materials, carbonates, sulfates, nitrates, oxalates, chlorides, hydroxides, oxides and the like of each element can be used. Of these, carbonates that thermally decompose to generate carbon dioxide and hydroxides that thermally decompose to generate water vapor are preferable because they are relatively easy to process. For example, it is preferable to use a carbonate of Li, a hydroxide of La and A, and an oxide of Zr. The mixing method may be dry mixing and pulverization without adding a solvent, or may be mixed and pulverized wet in a solvent. From the standpoint of this, it is preferable. As this mixing method, for example, a planetary mill, an attritor, a ball mill, or the like can be used. As the solvent, those in which Li is difficult to dissolve are preferable, and for example, an organic solvent such as ethanol is more preferable. The mixing time depends on the amount of mixing, but can be, for example, 1 hour to 32 hours.
（ｂ）仮焼工程
仮焼工程では、混合工程で得られた混合粉末を仮焼する。このときの仮焼温度は、出発原料の状態変化（例えばガスの発生とか相変化など）が起きる温度以上、本焼結時の温度未満とするのが好ましい。例えば、出発原料の一つとしてＬｉ２ＣＯ３を用いた場合には、この炭酸塩が分解する温度以上、本焼結時の温度未満とするのが好ましい。こうすれば、のちの本焼結において、熱分解でのガス発生による密度の低下を抑制することができる。具体的には、仮焼温度は、８００℃〜１０００℃とすることが好ましい。
(B) Calcination process In the calcination process, the mixed powder obtained in the mixing process is calcined. The calcining temperature at this time is preferably not less than the temperature at which the state change (for example, gas generation or phase change) of the starting material occurs and less than the temperature during the main sintering. For example, when Li 2 CO 3 is used as one of the starting materials, it is preferable that the temperature be higher than the temperature at which this carbonate is decomposed and lower than the temperature at the time of main sintering. If it carries out like this, the fall of the density by the gas generation | occurrence | production by thermal decomposition can be suppressed in subsequent main sintering. Specifically, the calcination temperature is preferably 800 ° C to 1000 ° C.
（ｃ）成形、本焼結工程
本焼結では、仮焼工程で得られた材料（本焼結前粉末という）を成形した後、仮焼温度以上の温度で焼結を行う。成形体を得るための成形方法としては、本焼結前粉末にバインダーを添加し金型成形を行う方法、冷間等方成形（ＣＩＰ）や熱間等方成形（ＨＩＰ）、ホットプレスなどにより任意の形状に行うことができる。さらに、焼結前粉末を有機系のバインダー、分散剤、可塑剤等と混合し、シート状に成形し、複数積層構造に成形しても良い。焼結雰囲気は大気雰囲気以外に、必要に応じ還元雰囲気で行っても良い。
(C) Molding and main sintering step In the main sintering, the material obtained in the calcining step (referred to as pre-sintering powder) is molded and then sintered at a temperature equal to or higher than the calcining temperature. As a molding method for obtaining a molded body, a method in which a binder is added to the pre-sintered powder and die molding is performed, cold isotropic molding (CIP), hot isotropic molding (HIP), hot press, etc. It can be done in any shape. Furthermore, the powder before sintering may be mixed with an organic binder, a dispersant, a plasticizer, and the like, formed into a sheet shape, and formed into a multi-layered structure. The sintering atmosphere may be performed in a reducing atmosphere as required in addition to the air atmosphere.
以上詳述した製法によれば、出発原料の混合粉末を仮焼したあと、比較的低温で仮焼し、その後本焼結を行うため、組成のずれを精度よく抑制することができる。なお、本発明のガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料の製法は、これに限定されるものではなく、他の製法を採用しても構わない。 According to the manufacturing method described in detail above, since the mixed powder of the starting material is calcined, calcined at a relatively low temperature, and then main sintering is performed, the composition deviation can be suppressed with high accuracy. In addition, the manufacturing method of the lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-like crystal structure of the present invention is not limited to this, and other manufacturing methods may be adopted.
（全固体型リチウム二次電池）
本実施形態の全固体型リチウム二次電池は、図２に示すとおり正極１と、負極２と、固体電解質３から構成され、固体電解質３は、ＬｉとＬａとＺｒとＯから構成されるガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料に対し、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素をさらに含有する。たとえば、組成式Ｌｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２・・・（１）（式（１）中、Ａは、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素ｘは、０＜ｘ≦０．５を満たす数）で表されることを特徴とするガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料である。このような構成とすることで、従来に比して実用的な二次電池となっている。
(All-solid-state lithium secondary battery)
As shown in FIG. 2, the all solid-state lithium secondary battery of this embodiment is composed of a
本実施形態の全固体型リチウムイオン二次電池の正極１及び負極２は、それぞれ正極活物質５と正極集電体４及び負極活物質７と負極活物質６からなる。
リチウム二次電池に使用されている従来公知の正極活物質５及び負極活物質７を含むことができ、常法により製造される。
The
Conventionally known positive electrode
（正極活物質）
正極活物質としては特に制限はなく、従来公知の全固体電池に用いられる正極活物質を
用いることができる。こうした正極活物質の具体例としては、二酸化マンガン（ＭｎＯ２）、酸化鉄、酸化銅、酸化ニッケル、リチウムマンガン複合酸化物（例えば、ＬｉｘＭｎ２Ｏ４又はＬｉｘＭｎＯ２）、リチウムニッケル複合酸化物（例えば、ＬｉｘＮｉＯ２）、リチウムコバルト複合酸化物（例えば、ＬｉｘＣｏＯ２）、リチウムニッケルコバルト複合酸化物（例えば、ＬｉＮｉ１−ｙＣｏｙＯ２）、リチウムマンガンコバルト複合酸化物（例えば、ＬｉＭｎｙＣｏ１−ｙＯ２）、スピネル型リチウムマンガンニッケル複合酸化物（例えば、ＬｉｘＭｎ２−ｙＮｉｙＯ４）、オリビン構造を有するリチウムリン酸化合物（例えば、ＬｉｘＦｅＰＯ４、ＬｉｘＦｅ１−ｙＭｎｙＰＯ４、ＬｉｘＣｏＰＯ４、ＬｉＶＯＰＯ４）、ナシコン構造を有するリチウムリン酸化合物（例えば、ＬｉｘＶ２（ＰＯ４）３、Ｌｉ２ＶＯＰ２Ｏ７、Ｌｉ２ＶＰ２Ｏ７、Ｌｉ４（ＶＯ）（ＰＯ４）２、及びＬｉ９Ｖ３（Ｐ２Ｏ７）３（ＰＯ４）２）、硫酸鉄（Ｆｅ２（ＳＯ４）３）、バナジウム酸化物（例えば、Ｖ２Ｏ５）などを挙げることができる。これらは１種単独で使用してもよいし、２種以上を併用して用いてもよい。なお、これらの化学式中、ｘ，ｙは１＜ｘ＜５，０＜ｙ＜１の範囲であることが好ましい。これらのなかでは、ＬｉＣｏＯ２、ＬｉＮｉＯ２、ＬｉｘＶ２（ＰＯ４）３、ＬｉＦｅＰＯ４が好ましい。
(Positive electrode active material)
There is no restriction | limiting in particular as a positive electrode active material, The positive electrode active material used for a conventionally well-known all-solid-state battery can be used. Specific examples of such a positive electrode active material include manganese dioxide (MnO 2 ), iron oxide, copper oxide, nickel oxide, lithium manganese composite oxide (for example, Li x Mn 2 O 4 or Li x MnO 2 ), and lithium nickel composite. Oxide (for example, Li x NiO 2 ), lithium cobalt composite oxide (for example, Li x CoO 2 ), lithium nickel cobalt composite oxide (for example, LiNi 1-y Co y O 2 ), lithium manganese cobalt composite oxide (e.g., LiMn y Co 1-y O 2), spinel type lithium-manganese-nickel composite oxide (e.g., Li x Mn 2-y Ni y O 4), lithium phosphate compounds having an olivine structure (e.g., Li x FePO 4 , Li x Fe 1-y Mn y PO 4 , Li x CoPO 4 , LiVOP O 4 ), a lithium phosphate compound having a NASICON structure (for example, Li x V 2 (PO 4 ) 3 , Li 2 VOP 2 O 7 , Li 2 VP 2 O 7 , Li 4 (VO) (PO 4 ) 2 , And Li 9 V 3 (P 2 O 7 ) 3 (PO 4 ) 2 ), iron sulfate (Fe 2 (SO 4 ) 3 ), vanadium oxide (for example, V 2 O 5 ), and the like. These may be used alone or in combination of two or more. In these chemical formulas, x and y are preferably in the range of 1 <x <5, 0 <y <1. Among these, LiCoO 2 , LiNiO 2 , Li x V 2 (PO 4 ) 3 , and LiFePO 4 are preferable.
（負極活物質）
負極活物質としては特に制限はなく、従来公知の全固体電池に用いられる負極活物質を用いることができる。例えば、カーボン、金属リチウム（Ｌｉ）、金属化合物、金属酸化物、Ｌｉ金属化合物、Ｌｉ金属酸化物（リチウム−遷移金属複合酸化物を含む）、ホウ素添加炭素、グラファイト、ナシコン構造を有する化合物などを挙げることができる。これらは１種単独で使用してもよいし、２種以上を併用して用いてもよい。例えば、上記金属リチウム（Ｌｉ）を用いた場合には、全固体電池の容量を拡大させることができる。上記カーボンとしては、例えば、グラファイトカーボン、ハードカーボン、ソフトカーボンなど、従来公知のカーボン材料を挙げることができる。上記金属化合物としては、ＬｉＡｌ、ＬｉＺｎ、Ｌｉ３Ｂｉ、Ｌｉ３Ｓｄ、Ｌｉ４Ｓｉ、Ｌｉ４．４Ｓｎ、Ｌｉ０．１７Ｃ（ＬｉＣ６）等を挙げることができる。上記金属酸化物としては、ＳｎＯ、ＳｎＯ２、ＧｅＯ、ＧｅＯ２、Ｉｎ２Ｏ、Ｉｎ２Ｏ３、Ａｇ２Ｏ、ＡｇＯ、Ａｇ２Ｏ３、Ｓｂ２Ｏ３、Ｓｂ２Ｏ４、Ｓｂ２Ｏ５、ＳｉＯ、ＺｎＯ、ＣｏＯ、ＮｉＯ、ＴｉＯ２、ＦｅＯ等を挙げることができる。Ｌｉ金属化合物としては、Ｌｉ３ＦｅＮ２、Ｌｉ２．６Ｃｏ０．４Ｎ、Ｌｉ２．６Ｃｕ０．４Ｎ等を挙げることができる。Ｌｉ金属酸化物（リチウム−遷移金属複合酸化物）としては、Ｌｉ４Ｔｉ５Ｏ１２で表されるリチウム−チタン複合酸化物等を挙げることができる。上記ホウ素添加炭素としては、ホウ素添加カーボン、ホウ素添加グラファイト等を挙げることができる。
(Negative electrode active material)
There is no restriction | limiting in particular as a negative electrode active material, The negative electrode active material used for a conventionally well-known all-solid-state battery can be used. For example, carbon, metal lithium (Li), metal compound, metal oxide, Li metal compound, Li metal oxide (including lithium-transition metal composite oxide), boron-added carbon, graphite, compound having NASICON structure, etc. Can be mentioned. These may be used alone or in combination of two or more. For example, when the metal lithium (Li) is used, the capacity of the all solid state battery can be increased. Examples of the carbon include conventionally known carbon materials such as graphite carbon, hard carbon, and soft carbon. Examples of the metal compound include LiAl, LiZn, Li 3 Bi, Li 3 Sd, Li 4 Si, Li 4.4 Sn, Li 0.17 C (LiC 6 ), and the like. The metal oxides, SnO, SnO 2, GeO, GeO 2, In 2 O, In 2
（集電体）
本実施形態の全固体型リチウムイオン二次電池の集電体を構成する材料は、導電率が大きい材料を用いるのが好ましく、例えば、銀、パラジウム、金、プラチナ、アルミニウム、銅、ニッケルなどを用いるのが好ましい。特に、銅はリン酸チタンアルミニウムリチウムと反応し難く、さらにリチウムイオン二次電池の内部抵抗の低減に効果があるため好ましい。集電体を構成する材料は、正極と負極で同じであってもよいし、異なっていてもよい。
(Current collector)
The material constituting the current collector of the all-solid-state lithium ion secondary battery of this embodiment is preferably a material having a high electrical conductivity, such as silver, palladium, gold, platinum, aluminum, copper, nickel, etc. It is preferable to use it. In particular, copper is preferable because it hardly reacts with lithium aluminum aluminum phosphate and is effective in reducing the internal resistance of the lithium ion secondary battery. The material constituting the current collector may be the same for the positive electrode and the negative electrode, or may be different.
また、本実施形態におけるリチウムイオン二次電池の正極集電体層及び負極集電体層は、それぞれ正極活物質及び負極活物質を含むことが好ましい。 Moreover, it is preferable that the positive electrode current collector layer and the negative electrode current collector layer of the lithium ion secondary battery in this embodiment include a positive electrode active material and a negative electrode active material, respectively.
正極集電体層及び負極集電体層がそれぞれ正極活物質及び負極活物質を含むことにより、正極集電体層と正極活物質層及び負極集電体層と負極活物質層との密着性が向上するため望ましい。 Since the positive electrode current collector layer and the negative electrode current collector layer contain a positive electrode active material and a negative electrode active material, respectively, adhesion between the positive electrode current collector layer and the positive electrode active material layer, and the negative electrode current collector layer and the negative electrode active material layer Is desirable because it improves.
（リチウムイオン二次電池の製造方法）
本実施形態のリチウムイオン二次電池は、正極集電体層、正極活物質層、固体電解質層、負極活物質層、及び、負極集電体層の各材料をペースト化し、塗布乾燥してグリーンシートを作製し、係るグリーンシートを積層し、作製した積層体を同時に焼成することにより製造する。
(Method for producing lithium ion secondary battery)
The lithium ion secondary battery of the present embodiment is a green material obtained by pasting each of the positive electrode current collector layer, the positive electrode active material layer, the solid electrolyte layer, the negative electrode active material layer, and the negative electrode current collector layer, coating and drying the material. A sheet is produced, the green sheets are laminated, and the produced laminate is fired at the same time.
ペースト化の方法は、特に限定されないが、例えば、ビヒクルに上記各材料の粉末を混合してペーストを得ることができる。ここで、ビヒクルとは、液相における媒質の総称である。ビヒクルには、溶媒、バインダーが含まれる。係る方法により、正極集電体層用のペースト、正極活物質層用のペースト、固体電解質層用のペースト、負極活物質層用のペースト、及び、負極集電体層用のペーストを作製する。 The method for forming the paste is not particularly limited, and for example, a paste can be obtained by mixing the powder of each of the above materials in a vehicle. Here, the vehicle is a general term for the medium in the liquid phase. The vehicle includes a solvent and a binder. By this method, a paste for the positive electrode current collector layer, a paste for the positive electrode active material layer, a paste for the solid electrolyte layer, a paste for the negative electrode active material layer, and a paste for the negative electrode current collector layer are prepared.
作製したペーストをＰＥＴなどの基材上に所望の順序で塗布し、必要に応じ乾燥させた後、基材を剥離し、グリーンシートを作製する。ペーストの塗布方法は、特に限定されず、スクリーン印刷、塗布、転写、ドクターブレード等の公知の方法を採用することができる。 The prepared paste is applied in a desired order on a substrate such as PET and dried as necessary, and then the substrate is peeled off to produce a green sheet. The paste application method is not particularly limited, and a known method such as screen printing, application, transfer, doctor blade, or the like can be employed.
作製したグリーンシートを所望の順序、積層数で積み重ね、必要に応じアライメント、切断等を行い、積層ブロックを作製する。並列型又は直並列型の電池を作製する場合は、正極層の端面と負極層の端面が一致しないようにアライメントを行い積み重ねるのが好ましい。 The produced green sheets are stacked in a desired order and the number of laminated layers, and alignment, cutting, etc. are performed as necessary to produce laminated blocks. In the case of manufacturing a parallel type or series-parallel type battery, it is preferable to align and stack the end surfaces of the positive electrode layer and the negative electrode layer so that they do not coincide with each other.
積層ブロックを作製するに際し、以下に説明する活物質ユニットを準備し、積層ブロックを作製してもよい。 When producing a laminated block, the active material unit demonstrated below may be prepared and a laminated block may be produced.
その方法は、まずＰＥＴフィルム上に固体電解質ペーストをドクターブレード法でシート状に形成し、固体電解質シートを得た後、その固体電解質シート上に、スクリーン印刷により正極活物質層ペーストを印刷し乾燥する。次に、その上に、スクリーン印刷により正極集電体層ペーストを印刷し乾燥する。更にその上に、スクリーン印刷により正極活物質ペーストを再度印刷し、乾燥し、次いでＰＥＴフィルムを剥離することで正極活物質層ユニットを得る。このようにして、固体電解質シート上に、正極活物質層ペースト、正極集電体層ペースト、正極活物質ペーストがこの順に形成された正極活物質層ユニットを得る。同様の手順にて負極活物質層ユニットも作製し、固体電解質シート上に、負極活物質層ペースト、負極集電体層ペースト、負極活物質ペーストがこの順に形成された負極活物質層ユニットを得る。 First, a solid electrolyte paste is formed on a PET film in the form of a sheet by a doctor blade method to obtain a solid electrolyte sheet, and then a positive electrode active material layer paste is printed on the solid electrolyte sheet by screen printing and dried. To do. Next, a positive electrode current collector layer paste is printed thereon by screen printing and dried. Further thereon, the positive electrode active material paste is printed again by screen printing, dried, and then the PET film is peeled off to obtain a positive electrode active material layer unit. In this way, a positive electrode active material layer unit in which a positive electrode active material layer paste, a positive electrode current collector layer paste, and a positive electrode active material paste are formed in this order on a solid electrolyte sheet is obtained. A negative electrode active material layer unit is also produced by the same procedure, and a negative electrode active material layer unit in which a negative electrode active material layer paste, a negative electrode current collector layer paste, and a negative electrode active material paste are formed in this order on a solid electrolyte sheet is obtained. .
正極活物質層ユニット一枚と負極活物質層ユニット一枚を、固体電解質シートを介するようにして積み重ねる。このとき、一枚目の正極活物質層ユニットの正極集電体層ペーストが一の端面にのみ延出し、二枚目の負極活物質層ユニットの負極集電体層ペーストが他の面にのみ延出するように、各ユニットをずらして積み重ねる。この積み重ねられたユニットの両面に所定厚みの固体電解質シートをさらに積み重ね積層ブロックを作製する。 One positive electrode active material layer unit and one negative electrode active material layer unit are stacked with a solid electrolyte sheet interposed therebetween. At this time, the positive electrode current collector layer paste of the first positive electrode active material layer unit extends only on one end surface, and the negative electrode current collector layer paste of the second negative electrode active material layer unit only on the other surface Stagger each unit so that it extends. A solid electrolyte sheet having a predetermined thickness is further stacked on both surfaces of the stacked unit to form a stacked block.
作製した積層ブロックを一括して圧着する。圧着は加熱しながら行うが、加熱温度は、例えば、４０〜９５℃とする。 The produced laminated block is pressure-bonded together. The pressure bonding is performed while heating, and the heating temperature is, for example, 40 to 95 ° C.
圧着した積層ブロックを、例えば、窒素雰囲気下で６００℃〜１２００℃に加熱し焼成を行う。焼成時間は、例えば、０．１〜３時間とする。この焼成により積層体が完成する。 The laminated block thus pressure-bonded is heated and fired at 600 ° C. to 1200 ° C., for example, in a nitrogen atmosphere. The firing time is, for example, 0.1 to 3 hours. This firing completes the laminate.
本発明の内容を実施例及び比較例を参照してより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
［実施例１〜実施例１０］
本実施形態の効果を実証するために、ガーネット型又はガーネット型類似の結晶構造を有するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックス材料の例として、Ｌｉ７．１０Ｌａ３．００（Ｚｒ１．９０Ａ０．１０）Ｏ１２（Ａ＝Ｙ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｈｏ、Ｙｂ）のそれぞれを置換した組成（実施例１−実施例５）、さらにそれぞれの組成に対しＡｌ２Ｏ３の１．０ｗｔ％添加した組成（実施例６−実施例１０）を取り上げた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、Ｎｄ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１１００℃から１１５０℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
The contents of the present invention will be described more specifically with reference to examples and comparative examples, but the present invention is not limited to the following examples.
[Example 1 to Example 10]
In order to demonstrate the effect of the present embodiment, Li 7.10 La 3.00 (Zr 1.90 A 0 .0) is given as an example of a lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type similar crystal structure . 10 ) Compositions in which O 12 (A = Y, Nd, Gd, Ho, Yb) were substituted (Example 1 to Example 5), and 1.0 wt% of Al 2 O 3 was further added to each composition. The composition (Example 6-Example 10) was taken up. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Y 2 O 3 , Nd 2 O 3 , Gd 2 O 3 , Ho 2 O 3 , Yb 2 O 3 and Al 2 O 3 were used as starting materials. . First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The compact was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1100 ° C. to 1150 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［実施例１１〜実施例２６］
さらに、Ｌｉ７．３５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６５Ａ０．３５）Ｏ１２、（Ａ＝Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のそれぞれを置換した組成（実施例１１−１８）と、さらにそれぞれの組成に対しＡｌ２Ｏ３の１．０ｗｔ％添加した組成（実施例１９−実施例２６）を取り上げた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｔｍ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｌｕ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１０７５℃から１１２５℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Example 11 to Example 26]
Furthermore, a composition in which each of Li 7.35 La 3.00 (Zr 1.65 A 0.35 ) O 12 , (A = Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu) was substituted (implementation) Examples 11-18) and compositions in which 1.0 wt% of Al 2 O 3 was added to the respective compositions (Example 19 to Example 26) were taken up. Starting materials include Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Gd 2 O 3 , Tb 2 O 3 , Dy 2 O 3 , Ho 2 O 3 , Er 2 O 3 , Tm 2 O 3 , Yb 2 O 3 , Lu 2 O 3 and Al 2 O 3 were used. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The compact was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1075 ° C. to 1125 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［実施例２７〜実施例２９］
さらにＬｉ７．０５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．９５Ｇｄ０．０５）Ｏ１２、Ｌｉ７．２５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．７５Ｇｄ０．２５）Ｏ１２、Ｌｉ７．５０Ｌａ３．００（Ｚｒ１．５０Ｇｄ０．５０）Ｏ１２のそれぞれにＡｌ２Ｏ３を１．０ｗｔ％添加した。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、Ｇｄ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１１００℃から１１２５℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Examples 27 to 29]
Furthermore, Li 7.05 La 3.00 (Zr 1.95 Gd 0.05 ) O 12 , Li 7.25 La 3.00 (Zr 1.75 Gd 0.25 ) O 12 , Li 7.50 La 3. 100 wt% of Al 2 O 3 was added to each of 00 (Zr 1.50 Gd 0.50 ) O 12 . Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Gd 2 O 3 and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The compact was subjected to main sintering in the air for 2 hours at a sintering temperature of 1100 ° C. to 1125 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［実施例３０〜実施例３２］
さらにＬｉ７．０５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．９５Ｈｏ０．０５）Ｏ１２、Ｌｉ７．２５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．７５Ｈｏ０．２５）Ｏ１２、Ｌｉ７．５０Ｌａ３．００（Ｚｒ１．５０Ｈｏ０．５０）Ｏ１２のそれぞれにＡｌ２Ｏ３を１．０ｗｔ％添加した。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、Ｈｏ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１０５０℃から１１２５℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Example 30 to Example 32]
Furthermore, Li 7.05 La 3.00 (Zr 1.95 Ho 0.05 ) O 12 , Li 7.25 La 3.00 (Zr 1.75 Ho 0.25 ) O 12 , Li 7.50 La 3. 100 wt% of Al 2 O 3 was added to each of 00 (Zr 1.50 Ho 0.50 ) O 12 . Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Ho 2 O 3 and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The compact was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1050 ° C. to 1125 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［実施例３３〜実施例３５］
さらにＬｉ７．０５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．９５Ｙｂ０．０５）Ｏ１２、Ｌｉ７．２５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．７５Ｙｂ０．２５）Ｏ１２、Ｌｉ７．５０Ｌａ３．００（Ｚｒ１．５０Ｙｂ０．５０）Ｏ１２のそれぞれにＡｌ２Ｏ３を１．０ｗｔ％添加した。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、Ｙｂ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１０５０℃から１１００℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Examples 33 to 35]
Furthermore, Li 7.05 La 3.00 (Zr 1.95 Yb 0.05 ) O 12 , Li 7.25 La 3.00 (Zr 1.75 Yb 0.25 ) O 12 , Li 7.50 La 3. Each of 00 (Zr 1.50 Yb 0.50 ) O 12 was added with 1.0 wt% of Al 2 O 3 . Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Yb 2 O 3 and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The compact was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1050 ° C. to 1100 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［実施例３６〜実施例４１］
さらにＬｉ７．３５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６５Ｙｂ０．３５）Ｏ１２に対してＡｌ２Ｏ３含有量（ｙｗｔ％）を０．２ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．７ｗｔ％、１．５ｗｔ％、２．０ｗｔ％、２．１ｗｔ％となるようにを添加した。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、Ｙｂ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１１００℃から１１５０℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Examples 36 to 41]
Furthermore, the Al 2 O 3 content (ywt%) is 0.2 wt%, 0.3 wt%, 0.7 wt% with respect to Li 7.35 La 3.00 (Zr 1.65 Yb 0.35 ) O 12 . It added so that it might become 1.5 wt%, 2.0 wt%, and 2.1 wt%. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , Yb 2 O 3 and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The compact was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1100 ° C. to 1150 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［比較例１］
Ｌｉ７．００Ｌａ３．００Ｚｒ２．００Ｏ１２組成を用いた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１１５０℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Comparative Example 1]
A Li 7.00 La 3.00 Zr 2.00 O 12 composition was used. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , and ZrO 2 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The molded body was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1150 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［比較例２］
また、Ｌｉ７．００Ｌａ３．００Ｚｒ２．００Ｏ１２、にＡｌ２Ｏ３の１．０ｗｔ％添加した組成を取り上げた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１１００℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Comparative Example 2]
Further, a composition obtained by adding 1.0 wt% of Al 2 O 3 to Li 7.00 La 3.00 Zr 2.00 O 12 was taken up. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The molded body was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1100 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［比較例３］
さらに、Ｌｉ７．５３Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６７Ｇｄ０．５３）Ｏ１２にＡｌ２Ｏ３を１．０ｗｔ％添加した組成を用いた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２ 、Ｇｄ２Ｏ３、及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１０５０℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Comparative Example 3]
Further, a composition in which 1.0 wt% of Al 2 O 3 was added to Li 7.53 La 3.00 (Zr 1.67 Gd 0.53 ) O 12 was used. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Gd 2 O 3 , and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The molded body was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1050 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［比較例４］
さらに、Ｌｉ７．５２Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６８Ｈｏ０．５２）Ｏ１２にＡｌ２Ｏ３を１．０ｗｔ％添加した組成を用いた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２ 、Ｈｏ２Ｏ３、及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１０５０℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Comparative Example 4]
Further, a composition in which 1.0 wt% of Al 2 O 3 was added to Li 7.52 La 3.00 (Zr 1.68 Ho 0.52 ) O 12 was used. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Ho 2 O 3 , and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The molded body was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1050 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［比較例５］
さらに、Ｌｉ７．５２Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６８Ｙｂ０．５２）Ｏ１２にＡｌ２Ｏ３を１．０ｗｔ％添加した組成を用いた。出発原料にはＬｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２ 、Ｙｂ２Ｏ３、及びＡｌ２Ｏ３を用いた。はじめに、出発原料を化学量論比になるように秤量し、エタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本焼結前粉末を得た。次にそれらの本焼結前粉末に対して有機系バインダーを添加し顆粒を作製した。その顆粒をφ１０ｍｍの金型を用い、７ｋＮにて円盤状に成型した。成形体は白金板上で１０５０℃の焼結温度で２時間大気中本焼結を行い、円盤状の焼結試料を得た。
[Comparative Example 5]
Furthermore, a composition in which 1.0 wt% of Al 2 O 3 was added to Li 7.52 La 3.00 (Zr 1.68 Yb 0.52 ) O 12 was used. Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Yb 2 O 3 , and Al 2 O 3 were used as starting materials. First, starting materials were weighed so as to have a stoichiometric ratio, and mixed and pulverized in a ball mill (120 rpm / zirconia balls) in ethanol for 16 hours. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain a pre-sintered powder. Next, an organic binder was added to these pre-sintered powders to produce granules. The granules were molded into a disc shape at 7 kN using a φ10 mm mold. The molded body was subjected to main sintering in the atmosphere for 2 hours at a sintering temperature of 1050 ° C. on a platinum plate to obtain a disk-shaped sintered sample.
［相対密度の算出］
前記円盤状焼結体を形成するリチウムイオン伝導性酸化物セラミックスの焼結密度は、該円盤状焼結体の体積をマイクロメータにより計測した後、該円盤状焼結体の乾燥重量を該体積で除することにより焼結密度を算出した。そして、その焼結密度を理論密度で除し百分率を算出したものが相対密度（単位：％）である。各実施例、比較例の相対密度は、後述する表１〜８中に示した。
[Calculation of relative density]
The sintered density of the lithium ion conductive oxide ceramics forming the disk-shaped sintered body is determined by measuring the volume of the disk-shaped sintered body with a micrometer and then measuring the dry weight of the disk-shaped sintered body by the volume. The sintered density was calculated by dividing by. Then, the relative density (unit:%) is obtained by dividing the sintered density by the theoretical density and calculating the percentage. The relative densities of the examples and comparative examples are shown in Tables 1 to 8 described later.
［導電率の測定とイオン伝導度の見積もり］
恒温槽中にてＡＣインピーダンスアナライザー（ソーラトロン社製１２６０）を用い、測定温度を２５℃、測定周波数を０．０５Ｈｚ〜３０ＭＨｚ、振幅電圧：５０ｍＶとしてインピーダンスと位相角を測定した。これらの測定値をもとにナイキストプロットを描きその円弧より抵抗値を求め、この抵抗値から導電率を算出した。ＡＣインピーダンスアナライザーで測定する際のブロッキング電極にはＡｕ電極を用いた。Ａｕ電極は、φ３ｍｍ円状でスパッタ法によって形成した。
上記測定から図１に示すようなナイキストプロットを得た。このナイキストプロットから得られた抵抗値は、その円弧の種類により結晶内部の抵抗と粒界抵抗を含めた抵抗とに分けることで出来る。本特許では結晶内部の抵抗をもとに算出したイオン伝導度を表１〜表６に示した。
[Measurement of conductivity and estimation of ionic conductivity]
Using an AC impedance analyzer (1260 manufactured by Solartron) in a thermostatic chamber, the impedance and phase angle were measured at a measurement temperature of 25 ° C., a measurement frequency of 0.05 Hz to 30 MHz, and an amplitude voltage of 50 mV. Based on these measured values, a Nyquist plot was drawn to determine a resistance value from the arc, and the conductivity was calculated from the resistance value. An Au electrode was used as a blocking electrode when measuring with an AC impedance analyzer. The Au electrode was formed in a circular shape of φ3 mm by sputtering.
A Nyquist plot as shown in FIG. 1 was obtained from the above measurement. The resistance value obtained from this Nyquist plot can be divided into the resistance inside the crystal and the resistance including the grain boundary resistance depending on the type of the arc. In this patent, the ion conductivity calculated based on the resistance inside the crystal is shown in Tables 1 to 6.
（表１）
実施例１〜実施例５で得られた試料は、Ｚｒサイトへよりイオン半径の大きな希土類元素を置換することでＬｉイオン移動空間が広がり、Ｌｉイオン濃度も高くなったため１．００×１０―３Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示すことを確認できた。それに対して、希土類元素を置換していない比較例１で得られた試料は、７．９０×１０―４Ｓ／ｃｍという低いイオン伝導度を示すことが確認できる。 In the samples obtained in Examples 1 to 5, the rare earth element having a larger ion radius was substituted into the Zr site, so that the Li ion migration space was expanded and the Li ion concentration was increased, so that 1.00 × 10 −3 It was confirmed that the ionic conductivity was higher than S / cm. On the other hand, it can be confirmed that the sample obtained in Comparative Example 1 in which the rare earth element is not substituted exhibits a low ionic conductivity of 7.90 × 10 −4 S / cm.
（表２）（Ａｌ含有）
実施例６〜実施例１０では、希土類元素を置換し、さらにＡｌを含有する事で立方晶を形成し易くなり、さらに高いイオン伝導度が得られることが確認できた。すなわち、１．１８×１０―３Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示した。それに対して、Ａｌは含有しているが、希土類元素が置換されていない比較例２では、８．２３×１０―４Ｓ／ｃｍという低いイオン伝導度を示すことが確認できる。 In Examples 6 to 10, it was confirmed that by replacing the rare earth element and further containing Al, it becomes easier to form cubic crystals, and higher ionic conductivity can be obtained. That is, high ionic conductivity of 1.18 × 10 −3 S / cm or more was exhibited. On the other hand, it can be confirmed that Comparative Example 2 containing Al but not substituted with a rare earth element shows a low ion conductivity of 8.23 × 10 −4 S / cm.
（表３）
特に希土類元素中のＧｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕに限定し、さらに、その置換量を増やした実施例１１〜実施例１８では、Ｌｉイオン移動空間がさらに最適化されたため、２．８１×１０―３Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示すことが確認できた。 In particular, the Li ion migration space is further optimized in Examples 11 to 18 which are limited to Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu in the rare earth elements, and further, the substitution amount is increased. Therefore, it was confirmed that high ion conductivity of 2.81 × 10 −3 S / cm or higher was exhibited.
（表４）（Ａｌ含有）
実施例１９〜２６では、さらにＡｌを含有する事で立方晶を形成し易くなり、高いイオン伝導度が得られることが確認できる。すなわち２．９３×１０―３Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示した。 In Examples 19 to 26, it can be confirmed that inclusion of Al further facilitates the formation of cubic crystals and high ionic conductivity is obtained. That is, high ionic conductivity of 2.93 × 10 −3 S / cm or more was exhibited.
（表５）（Ｇｄ，Ａｌ含有）
（表６）（Ｈｏ，Ａｌ含有）
（表７）（Ｙｂ，Ａｌ含有）
Ｚｒサイト置換元素の中でＧｄ、Ｈｏ、Ｙｂを代表例として、その置換量を変化させ粒内のイオン伝導度への効果を確認した。実施例８、９、１０及び実施例２７〜実施例３５で示したように置換量ｘが０．０５から０．５０までは、９．５０×１０―４Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示すことを確認した。特に実施例８、９、１０、２８、２９、３１、３２、３４、３５（置換量ｘが０．１０〜０．５０）で得られた試料は、１．４５×１０―３Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示した。それに対して、比較例２（ｘ＝０）では、８．２３×１０―４Ｓ／ｃｍという低いイオン伝導度を示した。さらに置換量ｘを０．５２、０．５３とした比較例３、４、５でもイオン伝導度が低下し、３．４８×１０―４Ｓ／ｃｍ、３．６３×１０―４Ｓ／ｃｍ、３．６４×１０―４Ｓ／ｃｍという低いイオン伝導度を示すことが確認できた。 Among the Zr site substitution elements, Gd, Ho and Yb were taken as representative examples, and the substitution amount was changed to confirm the effect on the ionic conductivity in the grains. As shown in Examples 8, 9, and 10 and Examples 27 to 35, high ion conductivity of 9.50 × 10 −4 S / cm or more when the substitution amount x is 0.05 to 0.50. It was confirmed that In particular, the samples obtained in Examples 8, 9, 10, 28, 29, 31, 32, 34, and 35 (substitution amount x is 0.10 to 0.50) are 1.45 × 10 −3 S / cm. The above high ionic conductivity was exhibited. In contrast, Comparative Example 2 (x = 0) showed a low ionic conductivity of 8.23 × 10 −4 S / cm. Furthermore, the ionic conductivity was lowered even in Comparative Examples 3, 4 and 5 where the substitution amount x was 0.52 and 0.53, and 3.48 × 10 −4 S / cm, 3.63 × 10 −4 S / cm. It was confirmed that the ion conductivity was as low as 3.64 × 10 −4 S / cm.
（表８）（Ｙｂ，Ａｌ含有）
焼結性を向上させ、立方晶形成を安定化させるためのＡｌを含有させた効果を確認した。実施例３７〜実施例４０で示したＡｌの含有量が０．３ｗｔ％から２．０ｗｔ％までは、９．９０×１０−４Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示した。特に実施例３２〜３４（置換量で０．３ｗｔ％〜１．５ｗｔ％）で得られた試料は、３．３３×１０−３Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導度を示した。それに対して、Ａｌの含有量が０．２ｗｔ％と少ない実施例３６や、２．１ｗｔ％と多量に含有させた実施例４１では、それぞれ９．９７×１０−４Ｓ／ｃｍ、９．６５×１０−４Ｓ／ｃｍと０．３ｗｔ％〜２．０ｗｔ％Ａｌを含有した実施例よりも低いイオン伝導度を示すことが確認できた。 The effect of containing Al for improving the sinterability and stabilizing the cubic formation was confirmed. When the Al content shown in Examples 37 to 40 was 0.3 wt% to 2.0 wt%, high ion conductivity of 9.90 × 10 −4 S / cm or more was exhibited. In particular, the samples obtained in Examples 32 to 34 (0.3 wt% to 1.5 wt% in terms of substitution amount) exhibited high ionic conductivity of 3.33 × 10 −3 S / cm or more. On the other hand, in Example 36 in which the Al content is as low as 0.2 wt% and Example 41 in which the Al content is as large as 2.1 wt%, 9.97 × 10 −4 S / cm and 9.65, respectively. It was confirmed that the ion conductivity was lower than that of Examples containing × 10 −4 S / cm and 0.3 wt% to 2.0 wt% Al.
［生成相の確認］
各試料について、ＸＲＤ測定結果から相同定を行い、ほぼ単相であることを確認しており、置換のために用いた希土類元素はＺｒサイトに置換されていると判断した。ＸＲＤ測定器はＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ社製Ｘ‘Ｐｅｒｔ ＰＲＯを用い、試料粉末をＣｕＫα、２θ：１０〜９０°、０．０１°ｓｔｅｐ／１ｓｅｃ．の条件で測定した。
[Confirmation of generation phase]
About each sample, the phase identification was performed from the XRD measurement result, and it confirmed that it was a substantially single phase, and judged that the rare earth element used for substitution was substituted by the Zr site. The XRD measuring instrument uses X'Pert PRO manufactured by PANalytical, and the sample powder is CuKα, 2θ: 10 to 90 °, 0.01 ° step / 1 sec. It measured on condition of this.
［組成分析］
各試料について、ＩＣＰ発光分析法（測定装置：島津製作所製、商品名：ＩＣＰ−７５００）により、化学組成を分析したところ、評価試料組成と仕込み組成では変化の無いことを確認した。
[Composition analysis]
About each sample, when the chemical composition was analyzed by the ICP emission analysis method (measuring device: Shimadzu Corporation make, brand name: ICP-7500), it was confirmed that there was no change in the evaluation sample composition and the charged composition.
［実施例４２］
以下に、全固体リチウム二次電池の実施例を示すが、本発明はこれらの実施例に限定されない。なお、部表示は、断りのない限り、質量部である。
[Example 42]
Examples of the all solid lithium secondary battery are shown below, but the present invention is not limited to these examples. In addition, unless otherwise indicated, a part display is a mass part.
（正極活物質及び負極活物質の作製）
正極活物質及び負極活物質として、以下の方法で作製したＬｉ３Ｖ２（ＰＯ４）３を用いた。その作製方法としては、Ｌｉ２ＣＯ３とＶ２Ｏ５とＮＨ４Ｈ２ＰＯ４とを出発材料とし、ボールミルで１６時間湿式混合を行い、脱水乾燥した後に得られた粉体を８５０℃で２時間、窒素水素混合ガス中で仮焼した。仮焼品をボールミルで湿式粉砕を行った後、脱水乾燥して粉末を得た。この作製した粉体の構造がＬｉ３Ｖ２（ＰＯ４）３であることは、Ｘ線回折装置を使用して確認した。
(Preparation of positive electrode active material and negative electrode active material)
Li 3 V 2 (PO 4 ) 3 produced by the following method was used as the positive electrode active material and the negative electrode active material. As a production method thereof, Li 2 CO 3 , V 2 O 5 and NH 4 H 2 PO 4 are used as starting materials, wet mixed in a ball mill for 16 hours, dehydrated and dried, and the powder obtained is 850 ° C. Calcination was performed in a nitrogen-hydrogen mixed gas for 2 hours. The calcined product was wet pulverized with a ball mill and then dehydrated and dried to obtain a powder. It was confirmed using an X-ray diffractometer that the structure of the produced powder was Li 3 V 2 (PO 4 ) 3 .
（正極活物質ペースト及び負極活物質ペーストの作製）
正極活物質ペースト及び負極活物質ペーストは、ともにＬｉ３Ｖ２（ＰＯ４）３の粉末１００部に、バインダーとしてエチルセルロース１５部と、溶媒としてジヒドロターピネオール６５部とを加えて、混合・分散して活物質ペーストを作製した。
(Preparation of positive electrode active material paste and negative electrode active material paste)
Both the positive electrode active material paste and the negative electrode active material paste were mixed and dispersed by adding 15 parts of ethyl cellulose as a binder and 65 parts of dihydroterpineol as a solvent to 100 parts of Li 3 V 2 (PO 4 ) 3 powder. An active material paste was prepared.
（固体電解質の作製）
固体電解質として、以下の方法で作製したＬｉ７．３５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６５Ｙｂ０．３５）Ｏ１２に対しＡｌ２Ｏ３の１．０ｗｔ％添加した組成を用いた。その作製方法とは、Ｌｉ２ＣＯ３、Ｌａ（ＯＨ）３、ＺｒＯ２、Ｙｂ２Ｏ３及びＡｌ２Ｏ３を出発材料として、ボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間、混合・粉砕を行った。出発原料の混合粉末をボールとエタノールから分離した後、アルミナ製坩堝中にて、９００℃、５時間大気雰囲気で仮焼を行った。その後仮焼粉末を、混合のためエタノール中にてボールミル（１２０ｒｐｍ／ジルコニアボール）で１６時間処理を行った。粉砕粉末をボールとエタノールから分離し乾燥後、本固体電解質の粉末を得た。作製した粉体の構造がＬｉ７．３５Ｌａ３．００（Ｚｒ１．６５Ｙｂ０．３５）Ｏ１２であることは、Ｘ線回折装置を使用して確認した。
(Production of solid electrolyte)
As the solid electrolyte, a composition in which 1.0 wt% of Al 2 O 3 was added to Li 7.35 La 3.00 (Zr 1.65 Yb 0.35 ) O 12 produced by the following method was used. The production method is to mix and pulverize with a ball mill (120 rpm / zirconia ball) for 16 hours using Li 2 CO 3 , La (OH) 3 , ZrO 2 , Yb 2 O 3 and Al 2 O 3 as starting materials. It was. The mixed powder of the starting material was separated from the balls and ethanol, and then calcined in an air atmosphere at 900 ° C. for 5 hours in an alumina crucible. Thereafter, the calcined powder was treated with a ball mill (120 rpm / zirconia balls) for 16 hours in ethanol for mixing. The pulverized powder was separated from the balls and ethanol and dried to obtain the solid electrolyte powder. It was confirmed using an X-ray diffractometer that the structure of the produced powder was Li 7.35 La 3.00 (Zr 1.65 Yb 0.35 ) O 12 .
次いで、この粉末に、溶媒としてエタノール１００部、トルエン２００部をボールミルで加えて湿式混合した。その後ポリビニールブチラール系バインダー１６部とフタル酸ベンジルブチル４．８部をさらに投入し、混合して固体電解質ペーストを調製した。 Next, 100 parts of ethanol and 200 parts of toluene were added to this powder as a solvent by a ball mill and wet mixed. Thereafter, 16 parts of polyvinyl butyral binder and 4.8 parts of benzylbutyl phthalate were further added and mixed to prepare a solid electrolyte paste.
（固体電解質シートの作製）
この固体電解質ペーストをドクターブレード法でＰＥＴフィルムを基材としてシート成形し、厚さ１５μｍの固体電解質シートを得た。
(Preparation of solid electrolyte sheet)
This solid electrolyte paste was formed into a sheet by a doctor blade method using a PET film as a base material to obtain a solid electrolyte sheet having a thickness of 15 μm.
（集電体ペーストの作製）
集電体として用いたＮｉとＬｉ３Ｖ２（ＰＯ４）３とを体積比率で８０／２０となるように混合した後、バインダーとしてエチルセルロースと、溶媒としてジヒドロターピネオールを加えて混合・分散して集電体ペーストを作製した。Ｎｉの平均粒径は０．９μｍであった。
(Preparation of current collector paste)
Ni and Li 3 V 2 (PO 4 ) 3 used as a current collector were mixed so that the volume ratio was 80/20, and then mixed and dispersed by adding ethyl cellulose as a binder and dihydroterpineol as a solvent. A current collector paste was prepared. The average particle diameter of Ni was 0.9 μm.
（端子電極ペーストの作製）
銀粉末とエポキシ樹脂、溶剤とを混合・分散し、熱硬化型の端子電極ペーストを作製した。
(Preparation of terminal electrode paste)
Silver powder, an epoxy resin, and a solvent were mixed and dispersed to prepare a thermosetting terminal electrode paste.
これらのペーストを用いて、以下のようにしてリチウムイオン二次電池を作製した。 Using these pastes, lithium ion secondary batteries were produced as follows.
（正極活物質層ユニットの作製）
上記の固体電解質シート上に、スクリーン印刷により厚さ５μｍで正極活物質層ペーストを印刷し、８０℃で１０分間乾燥した。次に、その上に、スクリーン印刷により厚さ５μｍで正極集電体層ペーストを印刷し、８０℃で１０分間乾燥した。更にその上に、スクリーン印刷により厚さ５μｍで正極活物質ペーストを再度印刷し、８０℃で１０分間乾燥し、次いでＰＥＴフィルムを剥離した。このようにして、固体電解質シート上に、正極活物質層ペースト、正極集電体層ペースト、正極活物質ペーストがこの順に印刷・乾燥された正極活物質層ユニットのシートを得た。
(Preparation of positive electrode active material layer unit)
On the solid electrolyte sheet, a positive electrode active material layer paste was printed at a thickness of 5 μm by screen printing and dried at 80 ° C. for 10 minutes. Next, a positive electrode current collector layer paste was printed thereon with a thickness of 5 μm by screen printing, and dried at 80 ° C. for 10 minutes. Further thereon, a positive electrode active material paste was printed again at a thickness of 5 μm by screen printing, dried at 80 ° C. for 10 minutes, and then the PET film was peeled off. In this manner, a positive electrode active material layer unit sheet in which the positive electrode active material layer paste, the positive electrode current collector layer paste, and the positive electrode active material paste were printed and dried in this order on the solid electrolyte sheet was obtained.
（負極活物質層ユニットの作製）
上記の固体電解質シート上に、スクリーン印刷により厚さ５μｍで負極活物質ペーストを印刷し、８０℃で１０分間乾燥した。次に、その上に、スクリーン印刷により厚さ５μｍで負極集電体層ペーストを印刷し、８０℃で１０分間乾燥した。更にその上に、スクリーン印刷により厚さ５μｍで負極活物質ペーストを再度印刷し、８０℃で１０分間乾燥し、次いでＰＥＴフィルムを剥離した。このようにして、固体電解質シート上に、負極活物質ペースト、負極集電体層ペースト、負極活物質ペーストがこの順に印刷・乾燥された負極活物質層ユニットのシートを得た。
(Preparation of negative electrode active material layer unit)
On the solid electrolyte sheet, a negative electrode active material paste was printed at a thickness of 5 μm by screen printing and dried at 80 ° C. for 10 minutes. Next, a negative electrode current collector layer paste was printed thereon with a thickness of 5 μm by screen printing, and dried at 80 ° C. for 10 minutes. Further thereon, the negative electrode active material paste was printed again at a thickness of 5 μm by screen printing, dried at 80 ° C. for 10 minutes, and then the PET film was peeled off. In this manner, a negative electrode active material layer unit sheet in which the negative electrode active material paste, the negative electrode current collector layer paste, and the negative electrode active material paste were printed and dried in this order on the solid electrolyte sheet was obtained.
（積層体の作製）
正極活物質層ユニット一枚と負極活物質層ユニット一枚を、固体電解質シートを介するようにして積み重ねた。このとき、一枚目の正極活物質層ユニットの正極集電体層ペーストが一の端面にのみ延出し、二枚目の負極活物質層ユニットの負極集電体層ペーストが他の面にのみ延出するように、各ユニットをずらして積み重ねた。この積み重ねられたユニットの両面に厚さ５００μｍとなるように固体電解質シートを積み重ね、その後、これを熱圧着により成形した後、切断して積層ブロックを作製した。その後、積層ブロックを同時焼成して積層体を得た。同時焼成は、窒素中で昇温速度２００℃／時間で焼成温度１０７５℃まで昇温して、その温度に２時間保持し、焼成後は自然冷却した。
(Production of laminate)
One positive electrode active material layer unit and one negative electrode active material layer unit were stacked with a solid electrolyte sheet interposed therebetween. At this time, the positive electrode current collector layer paste of the first positive electrode active material layer unit extends only on one end surface, and the negative electrode current collector layer paste of the second negative electrode active material layer unit only on the other surface Each unit was staggered and stacked to extend. Solid electrolyte sheets were stacked on both surfaces of the stacked units so as to have a thickness of 500 μm, and then formed by thermocompression bonding, and then cut to prepare a stacked block. Thereafter, the laminated block was simultaneously fired to obtain a laminated body. In the simultaneous firing, the temperature was raised to a firing temperature of 1075 ° C. at a heating rate of 200 ° C./hour in nitrogen, maintained at that temperature for 2 hours, and naturally cooled after firing.
（端子電極形成工程）
積層ブロックの端面に端子電極ペーストを塗布し、１５０℃、３０分の熱硬化を行い、一対の端子電極を形成してリチウムイオン二次電池を得た。
(Terminal electrode formation process)
A terminal electrode paste was applied to the end face of the laminated block, and thermosetting was performed at 150 ° C. for 30 minutes to form a pair of terminal electrodes to obtain a lithium ion secondary battery.
（電池の評価）
得られたリチウムイオン二次電池の端子電極にリード線を取り付け、充放電試験を行った。測定条件は、充電及び放電時の電流はいずれも２．０μＡ、充電時及び放電時の打ち切り電圧をそれぞれ４．０Ｖ及び０Ｖとした。本電池は、良好に充放電し、また、電池特性としても、比較例１の固体電解質を使用した場合には放電容量０．４μＡだったものが、２．４μＡと非常に良好な電池特性を有することがわかった。
(Battery evaluation)
Lead wires were attached to the terminal electrodes of the obtained lithium ion secondary battery, and a charge / discharge test was performed. The measurement conditions were such that the current during charging and discharging was 2.0 μA, and the truncation voltages during charging and discharging were 4.0 V and 0 V, respectively. The battery was charged and discharged satisfactorily. In addition, when the solid electrolyte of Comparative Example 1 was used, the battery had a discharge capacity of 0.4 μA, which was 2.4 μA. I found it.
本発明は、全固体型リチウムイオン二次電池、特に伝導体層厚みが薄いデバイスに利用可能である。 The present invention is applicable to an all solid-state lithium ion secondary battery, particularly a device having a thin conductor layer.
１ 正極
２ 負極
３ 固体電解質
４ 正極集電体
５ 正極活物質
６ 負極集電体
７ 負極活物質
８ リチウムイオン二次電池
DESCRIPTION OF
Claims (6)
Ｌｉ７＋ｘＬａ３Ｚｒ２−ｘＡｘＯ１２ ・・・（１）
（式（１）中、Ａは、希土類元素からなる群より選ばれた１種以上の元素。ｘは、０＜ｘ≦０．５を満たす数。） A lithium ion conductive oxide ceramic material having a garnet-type or garnet-type similar crystal structure, which is represented by the following composition formula (1):
Li 7 + x La 3 Zr 2-x A x O 12 (1)
(In the formula (1), A is one or more elements selected from the group consisting of rare earth elements. X is a number satisfying 0 <x ≦ 0.5.)
An all solid-state lithium ion secondary battery using the lithium ion conductive oxide ceramic material according to any one of claims 1 to 5.
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