JP2024503575A - リチウムイオン電池用リン酸鉄リチウム正極材料のin-situ炭素被覆製造方法及びその製品 - Google Patents
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Abstract
リチウムイオン電池の電池グレード正極を製造するための高性能炭素被覆LiFePO4粉末の製造方法であって、以下のステップを備え、a)Li2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4前駆体を、異なる濃度(3~10%)のクエン酸と化学量論比1.05:1:1で混合し、b)2~5%のステアリン酸を添加し、c)ボールと粉末の比率を10:1~12:1に維持したアトリションミリングユニットで粉砕し、d)2~24時間、回転数を上げたり下げたりして粉砕を繰り返し、e)粉砕完了後、粉砕した粉末を排出し、f)ペレット化し、g)アルゴン雰囲気下、大型炉で650~700℃の温度、2~5℃/分の加熱速度で2~10時間アニールし、h)アニールしたペレットを微粉末に粉砕する。【選択図】図1
Description
本発明は、固体高エネルギーアトリションミリング技術を採用することにより、in-situ炭素被覆LiFePO4(C-LFP)を大規模に調製するための、迅速、簡便かつ費用効果の高いプロセスに関する。C-LFPは、リチウムイオン電池を含む様々なエネルギー貯蔵用途のための効率的な電極材料である。これは、アトライタで粉砕したLi(Li2CO3)、Fe(FeC2O4)、P(NH4H2PO4)、およびC(C6H8O7)前駆体を高温(650~700℃)でアニールすることによって達成される。アトライタミリングで得られた粉末をペレット化した後、低温(350~400℃)で炭化し、その後高温(650~700℃)で加熱することで、粒子径の小さい結晶性の高い炭素被覆LFP(C-LFP)を製造し、リチウムイオン電池用の正極材料とした。このようにして開発されたC-LFPは、高い充放電容量、優れたレート特性、長いサイクル安定性という点で有望な電気化学特性を示し、したがって、高エネルギーおよび高出力密度のリチウムイオン電池の用途に適している可能性がある。本発明で開発されたC-LFPの合成方法は、粉末の粉砕に使用される高運動エネルギーシステムにより、コスト効率が高く、単一ステップで、高速処理が可能であるという利点を有する。
報告されている正極材料の中では、1997年にGoodenoughのグループによって紹介されたLFP(A.K.Padhi et al J.Electrochem.Soc.144,1997,1188;A.K.Padhi et al J.Electrochem.Soc.144,1997,2581)は、高い理論容量(~170mA hg-1)、単一電圧プラトー(3.45V vs. Li+/Li))、無毒性(コバルトフリー)、安全性、構造安定性、環境への優しさ経済性、長いサイクル寿命(Chung et al Nat.Mater.1,2002,123)といった興味深い特徴から、優れた候補と考えられている。LFPの高い熱安定性は、400℃まで発熱反応を起こさず優れている。多くの利点があるにもかかわらず、LFPの使用は、低い固有電子伝導度(10-9Scm-1)と低いイオン伝導度(10-8~10-7cm2s-1)によって妨げられている(Piana et al Ionics(Kiel).8,2002,17)。拡散経路が限られているため、リチウムイオンの拡散係数は10-14~10-16cm2s-1のオーダーに制限される。(a)金属イオンによるドーピング/混合(Croce et al Electrochem. Solid State Letters,5,2002,A47-A50)(b)粒子サイズの縮小(Yamada et al J.Electrochem.Soc.,148,2001,A224)、(c)炭素被覆(Ravet et al The Electrochemical Society and Electrochemical Society of Japan Meeting Abstract,99-2,1999;Huang et al,Electrochem.Solid State Lett.,2001,4,A170)は、これらの本質的な欠陥を緩和するために行われてきた。こうした本質的な限界を克服するための努力の中でも、炭素被覆は、LFPの比容量、レート能力、サイクル寿命を向上させる最も効果的な技術のひとつである。炭素被覆の主な役割は、表面の電子伝導性を向上させ、これにより活物質が高電流レートで十分に利用できるようになる。炭素被覆は電子伝導性を向上させるだけでなく、金属イオンの溶出を防ぎ、電解液と活物質の直接接触を回避し、結晶成長を抑制し、焼結時にFe2+からFe3+への酸化を抑制する還元剤として作用する。炭素被覆の影響は、コーティングの構造、均一性、厚さ、負荷、前駆物質に依存することが観察されている。一般に、炭素被覆は、in-situ(Lin et al J.Power Sources 184,2008,444)またはex-situ炭素被覆プロセス(Wang et al J.Power Sources 184,2008,633)で行われる。in-situ合成の場合、炭素前駆体はLFPの合成中に導入されるが、ex-situプロセスの場合、LFPは炭素前駆体で後処理され、炭素被覆が形成される。工程が単一でシンプルであることを考慮すると、in-situ炭素被覆は商業用途に適した理想的なプロセスであることがわかった。したがって、本発明では、LFP正極材料の電気化学的特性を向上させるための適切な炭素被覆プロセスを見出すために、in-situ固体技術を採用した。
LFPを合成する方法は数多く報告されているが、コスト、スケーラビリティ、材料技術の簡便性などの要素が、商業的な実現可能性を左右する。以上を考慮し、本発明では、リチウムイオン電池をベースとする電気自動車に適したLFPの合成に、持続可能でスケーラブルな低コスト、エネルギー効率に優れた単一ステップの固体法を採用した。このプロセスは、溶媒や多くの前駆体を使用しない単一ステップの大規模プロセスであるため、商業的に応用できる可能性のあるプロセスであると考えられる。
先行技術特許およびパブリックドメインで入手可能な本発明の分野に関連する非特許文献を以下に説明する。
中国特許出願公開第101607702号明細書の発明は、Fe、Li、PおよびCの供給源として、それぞれFeC2O4、炭酸リチウム、リン酸アンモニウム、グルコースを使用する2段階プロセスによるリン酸鉄リチウムの調製方法を提供する。第1段階では、炭酸リチウムとリン酸二水素アンモニウムの一部を脱イオン水に混合し、2時間攪拌した。第2段階では、上記の混合物をFeC2O4、残りのリン酸二水素アンモニウム、グルコース、工業用アルコールをジルコニウムボールとともに高速ボールミルで混合し、6時間運転した。その後、粉砕した原料を60℃のオーブンで8時間乾燥し、750℃で10℃/分の昇温速度で18時間焼成した。得られたC-LiFePO4の比容量は125mAh/gであった。
中国特許出願公開第104752717号明細書の発明は、硫酸鉄、リン酸、水酸化リチウムをそれぞれFe、P、Li源として用いるリン酸鉄リチウムの湿式化学的調製法を提供する。この方法は、二価の鉄源及びリン源を含む水溶液Aと、リチウム源を含む水溶液Bとを霧化して混合することを含み、霧化工程中の水溶液A及び水溶液Bの霧化速度を維持して、混合生成物のpH値を5~7.5に制御する。C-LFPの調製方法はさらに、反応生成物を有機炭素源(クエン酸)と混合し、噴霧乾燥した後、1.3℃/分の加熱速度で180℃まで5時間焼成し、その後高温で炭化してC-LFPを得ることも含む。
中国特許出願公開第100567143号明細書の発明は、LiFePO4を合成するための湿式化学法を提供する。この方法では、まず、Fe、Pおよび炭素源を混合し、H2O2を含む沈殿物を形成する。乾燥後、固体の沈殿物をLi源とともに2時間ボールミルし、不活性ガスおよび/または還元性ガス雰囲気下、100~750℃の温度で10~25時間、2~4℃/分の加熱速度で焼成した。得られたLFPは~146mAh/gの放電容量を示した。
中国特許出願公開第102208618号明細書の発明は、高い導電性と安定した構造を有するリン酸鉄リチウムを製造するための湿式化学法を提供する。LiFePO4は湿式化学プロセスで調製される。最初に、リン酸二水素アンモニウム、塩化鉄、および有機モノマー(アニリン)をpH4~6に維持して混合することにより、FePO4を調製した。その後、上記で調製したFePO4を酢酸リチウムとともにボールミリングし、不活性雰囲気下、400~700℃で12~30時間、1~10℃/分の加熱速度で加熱した。得られたLFPの最高放電比容量は159mAh/gであった。
中国特許出願公開第102795611号明細書の発明は、湿式化学プロセスによるLiFePO4の合成方法を提供する。この方法は、アルコール溶液中のリン酸鉄とアルコール溶液中の酢酸リチウムを別々に調製し、その後2つの溶液を混合し、還元性ガス雰囲気中で反応させるか、または還元剤を添加して反応させることにより、反応終了後にLFPを得るものである。さらに、上記混合物にグルコースのアルコール溶液を添加し、高速剪断分散機で10分間攪拌した後、100℃で真空乾燥し、窒素雰囲気下、700℃で8時間焼成してもLFP粉末材料が得られる。C-LFPの最高放電比容量は164mAh/gであった。
中国特許出願公開第1030224258号明細書の発明は、リン酸鉄リチウムを調製するための固液併用法を提供する。この方法は、(i)水酸化リチウムとセルロースを水に溶解して混合溶液を調製し、セルロースを加えて反応させて混合溶液を得て、(ii)上記混合溶液にFePO4を加えてスラリーとし、180~220℃の温度で噴霧乾燥し、700℃±100℃で6~8時間焼成してリン酸鉄リチウム材料を得るものである。本発明で合成されたLFPは、164mAh/gの放電比容量を示し、良好なレート能力を有する。
中国特許出願公開第105293458号明細書の発明は、C-LFP合成のための湿式化学と噴霧乾燥を組み合わせた方法を提供するもので、(i)金属鉄粉、リン酸溶液、水酸化リチウム溶液を含む混合溶液(pHは9~9.5)を120~240℃の温度範囲で噴霧乾燥することによりリン酸鉄を合成し、(ii)リン酸鉄リチウムに炭素源を添加し、その後、無酸素条件下で650~750℃で4~16時間焼成することを含む。得られたC-LFPの放電比容量は165mAh/gであった。
先行技術で報告されている様々な技術は、湿式化学/固体(湿式および乾式粉砕)/噴霧乾燥/沈殿の方法、またはいずれか1つまたは2つの技術の組み合わせに適応している。ほとんどの発明では、数百グラムの原料を扱う実験室でのボールミル粉砕が用いられている。さらに、合成方法には、原料の混合、溶媒の使用、原料の濾過・乾燥、それに続く多段階の長時間加熱工程が含まれていた。さらに、この方法で使用される水酸化リチウム、塩化リチウム、FePO4などの反応剤は高価であり、また、ほとんどの方法は無機/有機溶媒に基づいている。したがって、製造コストが高く、実用化には至っていない。一方、本発明の方法は、固形原料をアトライタ・高エネルギー粉砕技術を使用して粉砕し、粉末を圧縮し、高温でペレットを加熱するだけで、溶媒を使用しないため、プロセスがより経済的であり、商業的応用に適している。
Yanら[Electrochimica Acta 54(2009)5770-5774]は、炭素被覆LiFePO4複合体の製造方法を開示している。本発明では、FeC2O4・2H2OとLiFePO4をそれぞれFeとLi&Pの原料として使用し、クエン酸を炭素の原料として使用する。本発明におけるC-LFPの合成は、原料(Li、Fe、PおよびC)をアルコール溶媒中で湿式遊星ボールミル粉砕し、その後粉砕した原料を120℃で乾燥する。最後に、粉砕した原料をN2/Ar雰囲気下で350℃および650℃で焼成し、C-LFP複合材料を得た。本発明は、C-LFP複合材料の有望な性能を主張するが、この複合材料のような材料は、溶媒を使用しない単純な高エネルギー粉砕に基づく固相法によって本発明で達成された固相合成C-LFP複合材料に比べ、コスト競争力がない。
Zhangら[Electrochimica Acta 55(2010)2653]は、Li2CO3、NH4H2PO4、FeC2O4原料の高エネルギーボールミリングを採用し、有機炭素源としてクエン酸を用い、その後熱処理を行うことにより、C-LiFePO4を合成する方法を開示している。さらに、LiFePO4/C複合材料の相形成、粒子形態、炭素含有量、およびその結果としての電極性能に対するボールミリングプロセスとアニール時間の影響を調べた。その結果、4時間ボールミリングしたC-LFPが、適切な炭素量と適切な炭素構造により、最高の電気化学的性能を示した。しかし、粉砕時間が長いこと、粉砕にアセトン、エタノール、トルエンなどの溶媒を使用すること、生産能力が限られていることから、このプロセスは商業的な関心というよりはむしろ学術的な関心を持っている。
メカニカルアロイングは、混合された前駆体の均質な混合物の粉砕に使用される基本的な技術であり、様々な合金材料の合成に使用された。特に、高動力水平アトリションミリングユニットまたは垂直アトリションミリングユニットは、現実的なスケーラビリティを持つ複合材料の固体ミリングに使用されるものであり、Fe-Cr、Ni-Crのような合金の製造や粒度低減のための高速度鋼のミリングに使用される。高エネルギーミリングは、数グラムの粉末を処理するSpexミルのような小型シェーカーミル、0.1~0.5kgの粉末を処理する遊星ミル、0.5kg~約100kgの粉末を粉砕するアトライターミルで実施することができる。アトライターミルは、遊星ミルと同様のボールの相対速度を発生させることができるが、処理能力はより高い。アトライタの設計と操作は簡単で、高エネルギーボールミリングを行うための費用対効果の高いプロセスである。粉砕の主な処理原理は、ボールの運動衝突から粉体へエネルギーを伝達することである。粉砕された粉体は無駄なく連続的に回収され、環境にも優しいという利点がアトライタによる粉砕(垂直、水平)に加わった。
これらの特許や文献は、いずれも本発明と一致しないことが推察される。ほとんどの特許は、分散剤の存在下での湿式粉砕によるLFPの合成や、長時間の粉砕と焼結を伴う湿式化学/固体状態または湿式化学/噴霧乾燥を採用したLFPの合成を扱っていた。また、Fe2+イオンや炭素の酸化を防止するために還元雰囲気(H2+Ar)を使用しており、LFPの製造コストの上昇が予想される。これに対し、本発明では、Li、Fe、Pの前駆体に、炭素の前駆体として作用し、加熱中のFe2+からFe3+への酸化を防止する錯化剤としても作用するクエン酸を添加した粉砕を、還元雰囲気を用いずに行うアトリションミリングを採用した。ステアリン酸は、ミリングプロセス中の冷接合を防止するためのプロセス制御剤(PCA)として使用され、その後、アニールプロセス中にAr雰囲気下で炭素に変換される。
A.K.Padhi et al. J.Electrochem.Soc.144,1997,1188;A.K.Padhi et al J.Electrochem.Soc.144,1997,2581
Chung et al Nat.Mater.1,2002,123
Piana et al Ionics(Kiel).8,2002,17
Croce et al Electrochem. Solid State Letters,5,2002,A47-A50
Yamada et al J.Electrochem.Soc.,148,2001,A224
Ravet et al The Electrochemical Society and Electrochemical Society of Japan Meeting Abstract,99-2,1999;Huang et al,Electrochem.Solid State Lett.,2001,4,A170
Lin et al J.Power Sources 184,2008,444
Wang et al J.Power Sources 184,2008,633
Yan,Electrochimica Acta 54(2009)5770-5774
Zhang,Electrochimica Acta 55(2010)2653
本発明の目的は以下の通りである:
(i)高エネルギー・高出力密度リチウムイオン電池の用途に適した、高い充放電容量、優れたレート特性、長いサイクル安定性といった優れた電気化学特性を有する高性能ナノサイズ炭素被覆LiFePO4(C-LFP)正極材料を開発することである。
(ii)リチウムイオン電池用正極材料として使用可能な炭素被覆LiFePO4をin-situで合成するための、簡便でコスト効率が高く、エネルギー効率が高く、スケーラブルなアトリションミリング技術を開発する。
(iii)前駆体材料の粉砕とアニールを含む簡単な大規模プロセス(水平および垂直アトリションミリングユニット)を設計し、電子伝導度が改善された正極を有する所望の単相炭素被覆LiFePO4を得る。
(iv)プロセス中の配合、粉砕方法、粉砕時間、アニール時間、炭素含有量などの各種パラメーターを最適化する。
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(ii)リチウムイオン電池用正極材料として使用可能な炭素被覆LiFePO4をin-situで合成するための、簡便でコスト効率が高く、エネルギー効率が高く、スケーラブルなアトリションミリング技術を開発する。
(iii)前駆体材料の粉砕とアニールを含む簡単な大規模プロセス(水平および垂直アトリションミリングユニット)を設計し、電子伝導度が改善された正極を有する所望の単相炭素被覆LiFePO4を得る。
(iv)プロセス中の配合、粉砕方法、粉砕時間、アニール時間、炭素含有量などの各種パラメーターを最適化する。
炭素で被覆されたLiFePO4の合成には多数のプロセスが利用可能であるが、それらのプロセス(湿式化学、水熱、ソルボサーマル、沈殿、噴霧乾燥など)は、非常に複雑な合成手順、多段階プロセス、大量の溶媒と有毒化学物質の使用、高価な技術を伴う。電子伝導性やイオン伝導性が低いといったLiFePO4の欠点を克服するために行われた対策は、もう1つの工程を追加する必要があり、すなわち、2つ/多段階の工程を必要とするため、より複雑で商業的用途には適さない。本発明では、Li2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4、クエン酸をそれぞれLi、Fe、P、Cの前駆体として使用し、単一ステップの固体ベースの合成法により炭素被覆LiFePO4正極材料を製造するための、簡単で経済的かつエネルギー効率の高いスケーラブルな技術を開発した。Li2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4およびクエン酸前駆体からのC-LFPの合成は、ラボスケールの遊星ボールミリング、アトリション(水平および垂直)ミリングプロセスによって以前に報告されているが、コストに影響を与えることなくアップスケールするための最も信頼性の高い技術は、炭素被覆LiFePO4を合成するために初めて採用された。先行特許技術や公開文献によると、多くの合成方法は、最初にLFPの合成を行い、その後に電子伝導度を高めるためにex-situ炭素被覆を行うという2段階の手順を含んでいる。一方、本発明では、LFPの合成と炭素被覆を同時に行うin-situ大規模固体ベースのプロセスを開発した。本発明で使用されるクエン酸は、炭素前駆体としての役割と、アニール処理中にFe2+がFe3+に酸化されるのを防ぐ錯化剤としての役割との二重の役割を果たし、これは他の技術と比較してさらなる利点である。この方法は、スケールアップが容易である。この方法は、使用される前駆体および取り扱われる装置が高コスト効果であるため、高コスト効果を保証する。したがって、アトリション(水平および垂直)ミリングプロセスを用いて高性能炭素被覆LiFePO4正極を製造する方法が以下の特徴を備えることを開示する。
リチウム、鉄、リン、炭素の前駆体として、それぞれLi2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4、クエン酸前駆体を使用する。
最初に、Li2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4、およびクエン酸前駆体をポットミリングで混合した。
その後、混合された混合物の粉砕を、水平または垂直のアトリションミリングユニットで250~550rpmの回転数で2~12時間行い、粒子径を小さくした。粉砕媒体として直径5mmのステンレスボールを使用し、ボールと粉体との比率は1:10に維持した。粉体のスタッキングを防止するために、プロセス制御剤(PCA)を使用した。ここでは、2~5wt.%のステアリン酸をPCAとして使用し、これは炭素源としても作用する。
粉砕後、粉末は排出され、アニールと特性評価のために保管される。
アトライタミリングで得られた粉末を、100×100mmの金型を用いて、油圧プレスで0.5~1トンの圧力でペレット化した。ペレット状にすることで、粒子間の適切な接触が確保され、より多くの熱伝達が行われるため、全体的に均一なアニールが可能となる。
得られたペレットは、最初に低温(350~400℃)でアニールされ、その後高温(650~700℃)で加熱されることで、粒径の小さい結晶性の高い炭素被覆LFPが製造される。アニールはアルゴンまたは窒素雰囲気のピット炉で行った。本発明で使用したクエン酸は、炭素前駆体としての役割と、アニール処理中にFe2+がFe3+に酸化されるのを防止する錯化剤としての役割との二重の役割を果たし、これは他の技術と比較して付加的な利点である。
アニールされた粉末は回収され、微粉末に粉砕して保管された。
炭素被覆LiFePO4の合成に必要な適切な炭素含有量を最適化するために、3%、5%、7%、10%の異なるクエン酸濃度を用いた。前駆体中の炭素含有量が3%、5%、7%、10%の炭素被覆LiFePO4材料は、それぞれC-LFP-3、C-LFP-5、C-LFP-7、C-LFP-10と呼ばれる。
得られた粉末をリチウムイオン電池の正極材料として特性評価したところ、高比容量、高レート特性、良好なサイクル安定性という点で優れた電気化学的特性を示すことがわかった。
リチウムイオン電池の正極を製造するための高性能ナノサイズおよび炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末を製造する方法であって、水平または垂直アトリションミリングを使用する以下のステップを含む方法:a)炭酸リチウム(Li2CO3)、シュウ酸鉄(FeC2O4)、オルトリン酸二水素アンモニウム(NH4H2PO4)およびクエン酸をそれぞれLi、Fe、およびPの前駆体としてプロセスの原料として選択する;b)オルトリン酸二水素アンモニウムおよびクエン酸を微粉末に粉砕する;c)0.5~1wt.%のプロセス制御剤であるステアリン酸を1.5~2リットルのアセトン/イソプロパノールに分散させる;d)得られた溶液にLi2CO3を添加し、完全に分散させる;e)上記の分散液にオルトリン酸二水素アンモニウムとシュウ酸鉄を、配合に使用する原料のLi:Fe:Pのモル比が1.05:1:1になるように添加する;f)上記の分散液にクエン酸を添加し、最終的な炭素含有量を3~10wt.%にする;g)上記混合物に、炭素前駆体としてだけでなく、プロセス制御剤として2~5%のステアリン酸を加える;h)得られた前駆体懸濁液をボールミルで混合し、塊のない微細な混合スラリーを得る;i)原料ガラス/ステンレストレイの混合スラリーを、ボールとともに80℃の温度で6~12時間乾燥し、その後、ふるい分けによってボールと粉末とを分離する;j)ボールと粉末の比率を10:1~12:1に保ち、250~550rpmの回転数で2~12時間、水平/垂直アトリションミリングユニットで粉砕する;k)粉砕終了後、水平/垂直アトリションミリングユニットから粉砕された粉末を排出し、乾燥状態でアニーリングのために保管する;l)粉砕した粉末を、100×100mmの金型を用い、油圧プレスを用いて0.5~1トンの圧力でペレット化することにより、粒子間の適切な接触を確保し、熱伝達を良くし、アニールのプロセスを全体的に均一にする;m)複合粉砕・造粒された粉末を、アルゴン/窒素の不活性雰囲気下、管状炉で、最初は低温(350~400℃)で、その後、高温(650~700℃)で、2~5℃/分の加熱速度で、2~10時間にわたってアニールする;およびn)アニールしたペレットを微粉末に粉砕し、リチウムイオン電池のハーフ/フルセル構成における正極材料としての効率を検証する。
本発明の好ましい実施形態では、C-LFPは、Li2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4、およびクエン酸をそれぞれリチウム、鉄、リン、および炭素前駆体として使用し、水平および垂直アトリションミリングユニットによって製造される。本発明で使用されるクエン酸は、炭素前駆体として作用するとともに、熱処理中のFe2+からFe3+への酸化を防止する錯化剤としても作用する。クエン酸に含まれる炭素がアルゴンの存在下で還元性雰囲気を生成し、Feを+2酸化状態に維持するため、本発明でクエン酸を使用すると、熱処理工程でH2などの還元性ガスを使用する必要がなくなる。Fe2+イオンと他の金属イオン(Li+とP5+)の存在は、XPS分析から解析される。FE-SEMで粒子径を測定した結果、炭素含有量の異なるC-LFPでは、100~300nm程度の小さな粒子径を生成することがわかった。粒子径が小さいほど、リチウムイオンの拡散経路長が小さくなるため、本発明で合成したC-LFPの粒子径を小さくすることで、LFPの電気化学的性能が向上することが期待される。XRD分析の結果、斜方晶構造を持つ純粋なオリビン相LiFePO4が形成されていることがわかった。炭素硫黄分析の結果、合成に使用した初期炭素前駆体の濃度が異なる場合(3~10wt.%)、LFP材料中の炭素含有量は2.1%~5.48%であった。
本発明の一態様によれば、上記で説明した方法によって製造されるリチウムイオン電池用正極を製造するための高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末は、100~300nmの範囲の球状/歪んだ球状結晶性LFP粒子をコアとして、薄い炭素被覆層を有するコアシェル構造を有する。リン酸鉄リチウム粒子に被覆された炭素は、秩序炭素(sp2)よりも無秩序なアモルファス炭素(sp3)が多い。
本発明の別の態様によれば、前記炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末は、前駆体中に3、5、7、及び10%の炭素含有量を有するC-LFPの表面積が19~38m2/gの範囲であり、ID/IG比が1.35~1.46の範囲である。
本発明の別の態様によれば、C-LFPの電気化学的効率は、電極をハーフセル構成で試験した場合、1Cで135~146mA hg-1の範囲である。
本発明の別の態様によれば、前駆体中に10%の炭素含有量を有するC-LFP電極の1C電流レートにおける電気化学的サイクル安定性は、1000サイクル後に97%の容量保持率を示す。一方、前駆体中に10%の炭素含有量を有するC-LFP電極の10C電流レートでのレート能力は、1500サイクル後に97%の容量保持率を示す。
本発明のさらに別の態様によれば、炭素含有量5wt.%のC-LFPは、600サイクル後に、1Cで146mAh/gの比容量、5Cで132mAh/gのレート能力、および90~92%の比容量保持のサイクル安定性を示す。
本発明のもう1つの態様によれば、ナノサイズの炭素で被覆されたリン酸鉄リチウム粉末は、電極形態に変換した後、負極としてグラファイトと組み合わせてフルセル構成で試験した場合、3.2Vのプラトー電圧で1.2mAhの容量を示したのに対し、負極としてチタン酸リチウムと組み合わせた場合、1.87Vのプラトー電圧で0.3~0.7mAhの容量を示した。
本発明の他の特徴および利点は、好ましいプロセスに関する以下の説明から明らかになるはずであり、本発明の原理を例示的に示す添付の図面と併せて読めばわかるはずである。
図1:水平アトリションミリングによる炭素被覆LiFePO4の合成を示すフローチャート。
図2A:リチウム、鉄、リン、及び炭素前駆体としてそれぞれLi2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4、及びクエン酸を用い、炭素濃度をa)3%、b)5%、c)7%、10%と変えて合成したA-LFPのX線回折パターン。
図2B:異なるアニール時間で合成したC-LFPのX線回折パターン:a)3時間、b)6時間、c)10時間。
図2C:異なる粉砕時間(2、3、12時間)で合成したC-LFPのX線回折パターン。
図2D:10%-C-LFPの異なるバッチで合成されたC-LFPのX線回折パターン:a)第一バッチ、b)第二バッチ。
図3A~D:炭素含有量3%(a)、5%(b)、7%(c)、10%(d)のLFPのFE-SEM像。
図4A~D:炭素含有量5%のC-LFPのHR-TEM像。
図5A~B:炭素含有量3%(a)、5%(b)、7%(c)、10%(d)のC-LFP(A)のラマンスペクトル、およびC-LFPから抽出した炭素(B)のラマンスペクトル。
図6:炭素含有量5%のC-LFPのXPS分析:A)サーベイスペクトル及びワイドスキャンスペクトル、B)Fe2p、C)P2p、D)O1s、E)C1s。
図7A:電気化学的性能-異なる電流レートで混合した10%-C-LFPの充放電プロファイル。
図7B:電気化学的性能-異なる電流レートで混合した10%-C-LFPのレート能力。
図8A:電気化学的性能-異なる電流レートで、水平アトライタで粉砕された10%-C-LFPの充放電プロファイル。
図8B:電気化学的性能-異なる電流レートで、水平アトライタで粉砕された10%-C-LFPのレート能力。
図8C:電気化学的性能-異なるサイクルで、水平アトライタで粉砕された10%-C-LFPの充放電プロファイル。
図8D:電気化学的性能-長時間、水平アトライタで粉砕された10%-C-LFPのサイクル安定性。
図9A:電気化学的性能-異なる電流レートで、垂直アトライタで粉砕された5%-C-LFPの充放電プロファイル。
図9B:電気化学的性能-異なる電流レートで、垂直アトライタで粉砕された5%-C-LFPのレート能力。
図9C:電気化学的性能-長期間、垂直アトライタで粉砕された5%C-LFPのサイクル安定性。
図9D:電気化学的性能-電気化学的性能-垂直アトライタで粉砕した大型(10kgバッチ)合成5%C-LFPの異なるサイクルにおける充放電プロファイル。
図10A:C-LFPとグラファイトのフルセル電気化学性能:0.1C~10Cまでの市販LFPとsuperior graphiteの充放電プロファイル。
図10B:C-LFPとグラファイトのフルセル電気化学性能:0.1C~10Cまでのアトライタで粉砕したC-LFPとsuperior graphiteの充放電プロファイル。
図10C:グラファイトを用いたC-LFPのフルセル電気化学性能:レート能力の比較。
図10D:チタン酸リチウムを負極に用いたC-LFPのフルセル電気化学性能:アトライタで粉砕したC-LFPとチタン酸リチウムの充放電プロファイル。
図10E:チタン酸リチウムを負極に用いたC-LFPのフルセル電気化学性能:アトライタで粉砕したC-LFPとチタン酸リチウムの異なるC-レートにおける充放電特性。
図11A:ベンチマーク試験-市販のLFP材料とアトライタで粉砕した5%C-LFPの1Cレートでの充放電プロファイルの比較:a)本発明によるC-LFP、b)およびc)市販のLFP-1および市販のLFP-2。
図11B:ベンチマーク試験-市販のLFP材料とアトライタで粉砕した5%C-LFPの1Cレートでのサイクル安定性の比較:a)本発明によるC-LFP、b)およびc)市販のLFP-1および市販のLFP-2。
本発明によれば、リチウム、鉄、リン、および炭素の前駆体として、それぞれLi2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4、およびクエン酸を用い、シンプルで経済的かつスケーラブルな水平または垂直アトリションミリング技術を採用することにより、優れた電気化学特性を有する高性能in-situ炭素被覆リン酸鉄リチウム(C-LFP)正極を開発し、高導電性LFPを実現する。最初に、Li、Fe、P、およびC前駆体を300~550rpmで2~12時間粉砕する。
粉砕媒体として直径5mmのステンレスボールを用い、ボールと粉体との比率を10:1に維持した。アトライタミリングによって得られた粉末を、100×100mmの金型を用いて、油圧プレスを用いて0.5~1トンの圧力でペレット化した。得られたペレットは、最初に低温(350~400℃)で炭化され、続いて高温(650~700℃)で加熱され、粒径の小さい高結晶性炭素被覆LFPが製造される。この方法は、スケールアップが容易であり、使用する前駆体や取り扱う装置が高コスト効率であるため、高い費用対効果が保証される。
図面を特に参照した本発明のプロセスの好ましい実施形態は、以下のとおりである。
本発明による、リチウムイオン電池用途の効率的な正極としてのリン酸鉄リチウム(LFP)は、簡単、容易、高速、かつ経済的でエネルギー効率の高い水平アトリションミリング技術によって合成される。本発明によれば、適切なLi、Fe、P、およびC前駆体が、さらなる精製または処理なしで使用される。C-LFPの合成には、Li2CO3、FeC2O4、NH4H2PO4を化学量論比1:1:1で、熱処理中のリチウム損失を補うために炭酸リチウムを5wt%追加したものを、アトリションミリングユニットのステンレス製水平バイアルに移す。さらに、上記のLi、Fe、P前駆体に含有量の異なるクエン酸を添加し、最終的なLFP材料の炭素含有量を3、5、7、10%とした。粉砕には、粉砕媒体としてステンレスボールを使用し、ボールと粉末の比率を10:1~12:1とした。粉砕は適切な加減速を行いながら2~12時間行った。粉砕速度は、垂直アトライタでは300rpm、水平アトライタでは250~550rpmに制御した。粉砕バイアルの容量は1回あたり約1~15Kgであり、大量生産に適している。ステアリン酸は、スタッキングを避けるためにプロセス制御剤として添加され、粉砕後の粉末は乾燥粉末の形で回収され、適切に保管された。
粉砕された粉末は、単相リン酸鉄リチウム正極を製造するためにアニールされた。先行文献では、600℃以上の温度で結晶性リン酸鉄リチウムが形成されることが報告されている。先行技術のプロセスでは、リン酸鉄リチウムのアニールに混合ガス、すなわちアルゴン(90%)と水素(5~10%)の混合ガスが使用された。混合ガス雰囲気は、不純物のないリン酸鉄リチウムを合成するために必要な、リン酸鉄リチウムのアニール中にFe2+がFe3+に酸化されるのを防ぐと報告されている。本発明によれば、無害で環境に優しく、安価なLi、Fe、P、およびC前駆体を用いてC-LFPを合成し、さらに精製することなく使用した。本発明のこの実施形態で使用される水平または垂直アトリションミリング技術は、Li、Fe、P、およびC前駆体の適切な混合と均一な粒径の減少を可能にする。生成されるエネルギーが高いため、従来の遊星ボールミル技術と比較して、より短い粉砕時間を保証する。本発明におけるクエン酸は、炭素源として機能するだけでなく、その還元特性により、Fe2+からFe3+への酸化を防止するのに役立つ。本発明でクエン酸を使用することにより、粉砕されたLFP粉末のアニール中に高価で取り扱いが非常に難しい還元性水素ガスの使用を避けることができる。この技術により、リチウムイオン電池の用途に非常に適した、効率的な正極材料リン酸鉄リチウムを製造することができる。
本発明の別の実施形態は、Li、Fe、P前駆体に炭素前駆体を添加し、粉砕およびアニール工程を経て、LFP上にin-situ炭素被覆を形成することである。粉砕されたリン酸鉄リチウム前駆体は、100×100mmのダイを用いて0.5~1トンの圧力でペレット化され、これにより適切な粒子間接触が保証される。これにより、バルク粉末の結晶化が適切に行われる。アルゴンガスとともに存在するクエン酸は、高温アニールプロセス中にFe2+のFe3+への酸化を防止するために還元性雰囲気を作り出す。
本発明の上記実施形態は、簡単かつ経済的な水平または垂直アトリションミリング技術により、in-situ炭素被覆LFPの形成を容易にする。Li、Fe、P、Cの前駆体の最適化した条件下およびアニール条件下で合成されたリン酸鉄リチウムは、リチウムイオン電池の有望な材料としてのより良い役割を示すレート能力およびサイクル安定性の点で優れた電気化学的性能を示す。
本発明のプロセスを一般的な方法で説明したが、次に、実施態様をさらに説明し、以下の実施例の助けを借りて、本発明のプロセスによるLFPの特性/特性、および電気化学的特性も実証する。しかしながら、本発明はこれらの実施例に限定されるものではなく、その範囲内で様々な実施形態が可能である。
実施例1
in-situ炭素被覆LiFePO4の合成:
原料の混合
炭酸リチウム(Li2CO3)、シュウ酸鉄(FeC2O4)、オルトリン酸二水素アンモニウムおよびクエン酸は、炭素被覆LiFePO4を製造するためのLi、Fe、P、およびC原料としてそれぞれ使用される。原料、特にオルトリン酸二水素アンモニウムとクエン酸を微粉末に粉砕する。次に、アセトン/イソプロパノール1.5~2リットルに一定量(2~5wt.%)のプロセス制御剤を加え、完全に溶解させる。その後、Li2CO3を上記溶液に添加し、完全に分散させた。その後、オルトリン酸二水素アンモニウム、クエン酸、シュウ酸鉄などの他の前駆体を分散させた。配合に使用したLi:Fe:P原料のモル比は、1.05:1:1である。最終材料(C-LiFePO4)中の必要な炭素含有量に応じて、クエン酸含有量は3~10wt.%の間で変化させる。
in-situ炭素被覆LiFePO4の合成:
原料の混合
炭酸リチウム(Li2CO3)、シュウ酸鉄(FeC2O4)、オルトリン酸二水素アンモニウムおよびクエン酸は、炭素被覆LiFePO4を製造するためのLi、Fe、P、およびC原料としてそれぞれ使用される。原料、特にオルトリン酸二水素アンモニウムとクエン酸を微粉末に粉砕する。次に、アセトン/イソプロパノール1.5~2リットルに一定量(2~5wt.%)のプロセス制御剤を加え、完全に溶解させる。その後、Li2CO3を上記溶液に添加し、完全に分散させた。その後、オルトリン酸二水素アンモニウム、クエン酸、シュウ酸鉄などの他の前駆体を分散させた。配合に使用したLi:Fe:P原料のモル比は、1.05:1:1である。最終材料(C-LiFePO4)中の必要な炭素含有量に応じて、クエン酸含有量は3~10wt.%の間で変化させる。
次に、得られた前駆体懸濁液は、粉砕媒体として5~6mmのジルコニアボールを用いて混合された。ボールと粉末の比率は1:2~1:4を維持した。混合は、100~200rpmの回転数で5~10時間行い、塊のない微細に混合されたスラリーを得た。
混合材料の乾燥:
原料を含む湿った混合されたスラリーをガラス/ステンレストレイに移し、ボールとともに80℃で6~12時間乾燥させた。乾燥後、ボールをふるい分けによりボールを分離し、得られた粉末を次の工程に使用した。
原料を含む湿った混合されたスラリーをガラス/ステンレストレイに移し、ボールとともに80℃で6~12時間乾燥させた。乾燥後、ボールをふるい分けによりボールを分離し、得られた粉末を次の工程に使用した。
混合材料の粉砕:
水平アトリションミリング:
混合原料の粉砕は、ボールと粉体の比率を10:1~12:1に維持して、水平アトリションミリングユニットで行った。粉砕に使用した粉末は1~2kgの範囲であった。プロセス制御剤としてステアリン酸を使用し、3wt.%のステアリン酸を混合原料に添加し、粉砕工程にかけた。粉砕媒体には3~6mmのステンレスボールを使用した。高エネルギー粉砕の前に、まず粉末を100rpmの回転数で0.5時間混合する。その後、200~550rpmで粉砕する。その後、0.5~2時間の間、回転数を上げ(550rpm)、下げ(200rpm)、上記の粉砕工程を40~48回繰り返す。粉砕終了後、粉砕された粉末を水平アトライタから排出し、乾燥状態でアニーリングのために保管する。
水平アトリションミリング:
混合原料の粉砕は、ボールと粉体の比率を10:1~12:1に維持して、水平アトリションミリングユニットで行った。粉砕に使用した粉末は1~2kgの範囲であった。プロセス制御剤としてステアリン酸を使用し、3wt.%のステアリン酸を混合原料に添加し、粉砕工程にかけた。粉砕媒体には3~6mmのステンレスボールを使用した。高エネルギー粉砕の前に、まず粉末を100rpmの回転数で0.5時間混合する。その後、200~550rpmで粉砕する。その後、0.5~2時間の間、回転数を上げ(550rpm)、下げ(200rpm)、上記の粉砕工程を40~48回繰り返す。粉砕終了後、粉砕された粉末を水平アトライタから排出し、乾燥状態でアニーリングのために保管する。
垂直アトリションミリング:
別の混合原料セットの粉砕は、ボールと粉末との比率を10:1に維持して、垂直アトリションミリングユニットで行った。粉砕に使用した粉末は0.5~1kgの範囲であった。プロセス制御剤としてステアリン酸を使用し、3wt.%のステアリン酸を混合原料に添加し、粉砕工程にかけた。粉砕媒体には5mmのステンレスボールを使用した。ステアリン酸とともに原料を200~300rpmの速度で2~12時間粉砕する。粉砕終了後、粉砕された粉末を水平アトリションミリングユニットから排出し、乾燥状態でアニーリングのために保管する。
別の混合原料セットの粉砕は、ボールと粉末との比率を10:1に維持して、垂直アトリションミリングユニットで行った。粉砕に使用した粉末は0.5~1kgの範囲であった。プロセス制御剤としてステアリン酸を使用し、3wt.%のステアリン酸を混合原料に添加し、粉砕工程にかけた。粉砕媒体には5mmのステンレスボールを使用した。ステアリン酸とともに原料を200~300rpmの速度で2~12時間粉砕する。粉砕終了後、粉砕された粉末を水平アトリションミリングユニットから排出し、乾燥状態でアニーリングのために保管する。
アップスケールされたミリングプロセス:
粉砕媒体として直径3~6mmのステンレスボールを使用し、容量250kgの垂直アトライタミリングユニットで10kgの混合原料を粉砕した。ボールと粉体の比率は約10:1であった。2~3wt.%のステアリン酸をプロセス制御剤として使用し、混合原料に添加した。粉砕は150rpmの回転数で2~3時間行った。粉砕終了後、垂直アトリションミリングユニットから粉砕粉末を排出し、乾燥状態でアニーリング用に保管した。
粉砕媒体として直径3~6mmのステンレスボールを使用し、容量250kgの垂直アトライタミリングユニットで10kgの混合原料を粉砕した。ボールと粉体の比率は約10:1であった。2~3wt.%のステアリン酸をプロセス制御剤として使用し、混合原料に添加した。粉砕は150rpmの回転数で2~3時間行った。粉砕終了後、垂直アトリションミリングユニットから粉砕粉末を排出し、乾燥状態でアニーリング用に保管した。
乾燥粉砕粉末の圧縮:
乾燥後、250~300gの粉砕粉末を100mm×100mm×80mm(L×W×H)の正方形のダイに入れる。100mm×100mmのパンチは、粉砕された粉末の下部と上部に置かれる。その後、ダイを自動油圧機械に入れ、1~2トンの圧力で5~10秒間プレスした。最終的に、100mm×100mm×40mm(L×W×H)のペレットが得られた。
乾燥後、250~300gの粉砕粉末を100mm×100mm×80mm(L×W×H)の正方形のダイに入れる。100mm×100mmのパンチは、粉砕された粉末の下部と上部に置かれる。その後、ダイを自動油圧機械に入れ、1~2トンの圧力で5~10秒間プレスした。最終的に、100mm×100mm×40mm(L×W×H)のペレットが得られた。
予熱工程:
15~20個のLFP成形体を3段の水平トレイを持つサンプルホルダーに収納する。次に、このサンプルホルダーを、加熱コイルを巻いたレトルト内に入れ、約600mmの長さで均一に加熱する。レトルトは、真空とガス流制御(入口と出口)がセットされた上蓋で完全に閉じられた後、最初に真空ポンプで排気され、その後不活性ガスがレトルト内に導入された。上記の工程を少なくとも10回繰り返し、レトルト内の雰囲気ガスを除去した。最後にレトルト内を0.1barの陽圧に保ち、チャンバー内への雰囲気ガスの侵入を防いだ。
15~20個のLFP成形体を3段の水平トレイを持つサンプルホルダーに収納する。次に、このサンプルホルダーを、加熱コイルを巻いたレトルト内に入れ、約600mmの長さで均一に加熱する。レトルトは、真空とガス流制御(入口と出口)がセットされた上蓋で完全に閉じられた後、最初に真空ポンプで排気され、その後不活性ガスがレトルト内に導入された。上記の工程を少なくとも10回繰り返し、レトルト内の雰囲気ガスを除去した。最後にレトルト内を0.1barの陽圧に保ち、チャンバー内への雰囲気ガスの侵入を防いだ。
加熱工程:
炉は室温から350~400℃まで2~5℃/分の昇温速度で加熱した。温度が350~400℃に達した後、2時間保持した。この350~400℃の間、不活性ガスの流量は2~4L/minの間で維持した。この温度で発生するCO2、CO、NH3などのガスは、炉からのガス出口を水に導入して中和した。その後、3~5℃/分の昇温速度で350℃から650~700℃まで昇温し、3~10時間保持した。この温度で維持された不活性ガスの流量は0.5L/minであった。10時間保持した後、炉を100℃以下に冷却した。その後、粉末を炉から排出し、その後、加熱工程後の材料収率を知るために重量を測定した。
炉は室温から350~400℃まで2~5℃/分の昇温速度で加熱した。温度が350~400℃に達した後、2時間保持した。この350~400℃の間、不活性ガスの流量は2~4L/minの間で維持した。この温度で発生するCO2、CO、NH3などのガスは、炉からのガス出口を水に導入して中和した。その後、3~5℃/分の昇温速度で350℃から650~700℃まで昇温し、3~10時間保持した。この温度で維持された不活性ガスの流量は0.5L/minであった。10時間保持した後、炉を100℃以下に冷却した。その後、粉末を炉から排出し、その後、加熱工程後の材料収率を知るために重量を測定した。
加熱ペレットの粉砕とふるい分け
加熱されたペレットは炉から排出された後、市販の粉砕機で粉砕した。次に、この粉末を75メッシュと45メッシュのふるいにかけた。最終的に、タップ密度0.5~0.7g/ccの粒子を含まないLFP粉末を得た。
加熱されたペレットは炉から排出された後、市販の粉砕機で粉砕した。次に、この粉末を75メッシュと45メッシュのふるいにかけた。最終的に、タップ密度0.5~0.7g/ccの粒子を含まないLFP粉末を得た。
物理化学的特性評価:
C-LiFePO4の構造、形態、炭素特性および元素組成は、XRD、FE-SEM、HR-TEM、BET、C-S、粒度分析装置およびラマン分析によって測定した。
C-LiFePO4の構造、形態、炭素特性および元素組成は、XRD、FE-SEM、HR-TEM、BET、C-S、粒度分析装置およびラマン分析によって測定した。
電気化学的特性評価:
リチウムイオン電池への応用を検証するため、まずC-LFPを含む電極を作製した。電極を作製するために、C-LFP、ポリフッ化ビニリデン(PVDF)、カーボンブラック(CB)をそれぞれ80:10:10、90:6:4、92:4:4の異なる比率で混合した。最初にPVDFをNMPに完全に分散させ、続いてCBとC-LFPを上記の分散液に添加してスラリーを得た。このスラリーを集電体である炭素被覆アルミ箔にウェット厚さ約100~120μmで塗布し、60℃と120℃で乾燥させて乾燥厚さ約60~80μmとした。C-LFPの担持量が6~10mg/cm2の電極を電気化学試験に使用した。直径12mmのC-LFPディスクを作用電極として、直径12mmのリチウムフォイルを対極および参照電極として用いて電気化学セルを作製した。電気化学試験は、C-LFPの質量負荷に応じて異なる電流を印加するハーフセル構成で行った。1M LiPFeを1:1:1のエチレンカーボネートに溶解:ジメチルカーボネート C-LFPセルの電気化学試験には、エチレンカーボネート:ジメチルカーボネート:エチルメチルカーボネートを電解液として使用した。グラファイトとチタン酸リチウム(LTO)は、C-LFPをフルセル構成で試験する際の負極電極として使用した。電極中のC-LFPとグラファイトの質量比は約1:0.55、C-LFPとLTOとの質量比は約1:1である。同じ電解液をフルセル試験にも使用し、LFP電極の質量に応じて異なる電流を流して試験を行った。ベンチマーク試験は、市販のLiFePO4材料を用いて作製した電極を用いて、同一の実験条件下でハーフセルとフルセルの構成で実施した。本発明におけるリン酸鉄リチウムの合成の概略図を図1に示す。
リチウムイオン電池への応用を検証するため、まずC-LFPを含む電極を作製した。電極を作製するために、C-LFP、ポリフッ化ビニリデン(PVDF)、カーボンブラック(CB)をそれぞれ80:10:10、90:6:4、92:4:4の異なる比率で混合した。最初にPVDFをNMPに完全に分散させ、続いてCBとC-LFPを上記の分散液に添加してスラリーを得た。このスラリーを集電体である炭素被覆アルミ箔にウェット厚さ約100~120μmで塗布し、60℃と120℃で乾燥させて乾燥厚さ約60~80μmとした。C-LFPの担持量が6~10mg/cm2の電極を電気化学試験に使用した。直径12mmのC-LFPディスクを作用電極として、直径12mmのリチウムフォイルを対極および参照電極として用いて電気化学セルを作製した。電気化学試験は、C-LFPの質量負荷に応じて異なる電流を印加するハーフセル構成で行った。1M LiPFeを1:1:1のエチレンカーボネートに溶解:ジメチルカーボネート C-LFPセルの電気化学試験には、エチレンカーボネート:ジメチルカーボネート:エチルメチルカーボネートを電解液として使用した。グラファイトとチタン酸リチウム(LTO)は、C-LFPをフルセル構成で試験する際の負極電極として使用した。電極中のC-LFPとグラファイトの質量比は約1:0.55、C-LFPとLTOとの質量比は約1:1である。同じ電解液をフルセル試験にも使用し、LFP電極の質量に応じて異なる電流を流して試験を行った。ベンチマーク試験は、市販のLiFePO4材料を用いて作製した電極を用いて、同一の実験条件下でハーフセルとフルセルの構成で実施した。本発明におけるリン酸鉄リチウムの合成の概略図を図1に示す。
実施例2
垂直アトライタミリングユニットによるin-situ炭素被覆LiFePO4の構造、元素および形態学的特性評価
垂直アトライタミリングユニットで得られたin-situ炭素被覆LiFePO4は、より優れた電気化学的性能を示したため、垂直アトライタミリングユニットで合成されたC-LFPについてのみ構造および形態学的特性評価を行った。図2A~Dに示すように、相形成と結晶性を調べるためにX線回折を行った。異なる炭素重量%(3、5、7、10%)、異なる粉砕時間(2、3、10時間)、および異なるアニール時間(3、6、10時間)の下で熱処理された合成C-LFP正極材料の炭素被覆の構造、および異なるバッチで調製された材料は、X線回折分析によって測定され、その結果は、図2A~Dに示されている。図2A~Dに示すように、炭素含有量(図2A)、アニール時間(図2B)、粉砕時間(図2C)、バッチの違い(図2D)を変えた全てのC-LFP材料の主要な回折ピークは、斜方晶系でpnma空間群を持つオリビン族に属する標準的なLFP(JCPDS#01-076-6355)の回折パターンと一致するようにし評価されており、LFPの相形成が不純物の生成なしに行われていることを示している。さらに、シャープなピークは、形成されたLFPが結晶性であることを示している。このような高次の結晶性を持つ純粋な相は、開発した正極材料のリチウムイオン電池特性を向上させるのに役立つ可能性がある。異なる炭素含有量(3、5、7、10%)のC-LFP材料の粒子径と形態を電界放出型走査電子顕微鏡で評価した結果を図3(A)~(D)に示す。粒子径が小さいほど、リチウムイオン拡散長は短くなる。図3(A)の3%C-LFPの低倍率画像では、薄い炭素層で被覆されたLFP粒子のような歪んだ球形と、凝集した不規則な粒子の存在が確認された。図3(B)は、5%C-LFPの細長い歪んだ球形のようなモルフォロジーを示し、粒子径は100~300nmの範囲で、凝集を伴い、粒径分布はほぼ均一である。7%C-LFP(図3(C))は、多孔質構造を持つ比較的大きなサイズの粒子を示した。10%C-LFP(図3(D))は、一次粒子(<100nm)とサブミクロンサイズの二次粒子(<200nm)を含む<200nmサイズの凝集粒子を示し、凝集は少ない。炭素含有量の異なる全てのC-LFP材料は、ナノサイズの球状または歪んだ球状粒子を含むサブミクロンサイズの二次粒子のパターンを有することが観察された。サブミクロンサイズの粒子は、容量低下を引き起こす可能性のある電解液との不要な寄生反応を回避できるため、電気化学的性能の面でより優れた性能を発揮することが期待される。5%C-LFPのHR-TEM画像を図4(A)~4(D)に示す。図4(A)は、50~100nmのナノサイズのLFP粒子がカーボン・マトリックスに埋め込まれていることを明瞭に示している。炭素層はコアを形成するLFPの周囲にシェル状の構造を形成しており、C-LFPの異なる位置を確認すると同様のコアシェル構造が観察される。C-LFPの高倍率画像(図4(B))では、LFPの細長い球状の粒子が観察され、その中に均一な炭素被覆が観察された。図4(C)は、ナノサイズのLiFePO4粒子(コア)上に炭素層(シェル)が均一に被覆されたコアシェル構造の形成を明瞭に示している。HR-TEM画像から判明した炭素層の厚さは、~5~6nmである。このような薄い炭素層は、充放電中のリチウムイオン拡散に非常に効果的である。さらに、LFP上の均質な炭素被覆により、LFPの電子伝導性が大幅に向上し、レート能力の向上が期待される。さらに、LFP周囲の炭素層は電解液との接触を防ぐ保護層として機能するため、LFPの電解液への溶解を防ぐことができる。また、LFPは結晶性が高く、フリンジが明瞭であることがわかる。図4(C)から観察されたフリンジ幅0.55nmは、標準的なLFPの格子フリンジの値と一致している。C-LFPの選択領域電子回折パターン(SAED)を図4(D)に示す。C-LFPのSAEDパターンは高い強度のリングを示し、これはXRD分析で観察されたLFP粒子内の多結晶ドメインの存在に対応する。炭素被覆LFPのグラファイト化の程度は、ラマン分光分析によって分析された。C-LFPは、DバンドとGバンドの特徴である1350、1590cm-1に2つの強いピークを示し、LFP中に秩序化したグラファイトカーボンと無秩序化したカーボンの両方が存在することを示した。DバンドとGバンドの存在は、炭素のナノ結晶性の特徴である。Dバンドは、sp2炭素の乱れに起因するピークであり、非晶質炭素膜とナノ結晶炭素膜のいずれにおいても、欠陥や小さな結晶子サイズに起因して発生する可能性がある。Gバンド(E2g)は、グラファイト格子モードE2gを示すC-C結合の伸縮振動のために現れ、それぞれ炭素のsp2結合を表す。Dバンド強度はC-LFPのGバンド強度より高く[図5(A)]、炭素含有量3%(a)、5%(b)、7%(c)、10%(d)と、炭素含有量の異なるLFP材料全てにおいて、より多くのsp3混成炭素の存在、すなわちLFP中のアモルファス炭素の存在を示している。炭素の品質は、DバンドとGバンドの強度比、すなわち(ID/IG)を計算することによってモニターされ、炭素材料の秩序と無秩序の性質を定量的に評価するために使用される。ID/IG比の値が小さい炭素は、無秩序(sp3)の炭素に比べ、よりグラファイト構造(sp2)の炭素を形成することが報告されている。異なる炭素含有量のC-LFPについて計算されたID/IG比は、1.46、1.35、1.37、1.42であり、他のCLFP材料と比較して、ID/IG比が低い5%炭素被覆LFPは、無秩序炭素(sp3)よりも秩序炭素(sp2)が多いことを意味している。さらに、C-LFPを酸溶液に溶解して抽出した炭素についてもラマン分析を行った。得られた炭素のラマンスペクトルを図5(B)に示す。C-LFPと同様に、抽出された炭素もDバンドとGバンドの特徴である1350、1590cm-1に2つのピークを示し、LFP中に秩序化されたグラファイトカーボンと無秩序化されたカーボンの両方が存在することを示している。C-LFPについて計算されたID/IG比は0.9であり、抽出された炭素は、ID/IG比が1.35であるC-LFP複合材料に存在する炭素よりも結晶性が高いことを示唆している。本発明におけるin-situ炭素被覆LFP中の炭素量は、C-S分析によって分析された。C-S分析によって測定された加熱後の実際の炭素含有量は、3%C-LFP、5%C-LFP、7%C-LFP、および10%C-LFPのそれぞれについて、3%、5%、&%、および10%の初期炭素前駆体割合を有するC-LFP材料について、2.1%、2.95%、3.95%、および5.48%であった。炭素含有量が低く、かつ高いLFPは、高エネルギー、高出力のリチウムイオン電池の用途に有用である。さらに、炭素含有量の異なるC-LFPの表面積をBET分析によって測定した。3%C-LFP、5%C-LFP、7%C-LFP、10%C-LFPの表面積は、それぞれ19m2/g、29m2/g、36m2/g、38m2/gであった。炭素含有量5%のC-LFPの粒度分布を粒度分布測定装置で測定した。5%C-LFPのD10、D50、D90の粒径はそれぞれ117±7nm、180±10nm、285±30nmであった。酸化状態を調べるためにXPS分析を行い、対応するFe、P、O、Cのナローおよびワイドスキャンスペクトルを図6に示す。全てのスペクトルは、参照物質として炭素を基準として正規化した。図6(A)は、Li、Fe、P、O元素がそれぞれの結合エネルギー特性とともに存在することを示すサーベイスペクトルで、他の元素は不純物として含まれていない。711、724eVに得られたピーク(図6(B))は、Fe2+イオンに対応するため、焼成中に酸化が起こっていないことが確認できる。リンの結合エネルギー値132.7eV(図6(C))は、P-O結合に対応する。O1sの532.8eV(図6(D))に観測されたピークは、測定中に吸着した汚染種に対応する。O1sスペクトルから格子酸素と水酸基の存在が確認された。PとOの結合エネルギーから、LFPの特徴である(PO4)3-基の存在が確認された。284.4eVのピーク(図6(E))はsp2混成に対応し、より高い結合エネルギー(286.3eV、288.5eV)のピークはカルボキシル基の存在に割り当てられる。これは、炭素がC=C結合を回復させることを示しており、したがってLFPの電気伝導度を高めることが期待される。
垂直アトライタミリングユニットによるin-situ炭素被覆LiFePO4の構造、元素および形態学的特性評価
垂直アトライタミリングユニットで得られたin-situ炭素被覆LiFePO4は、より優れた電気化学的性能を示したため、垂直アトライタミリングユニットで合成されたC-LFPについてのみ構造および形態学的特性評価を行った。図2A~Dに示すように、相形成と結晶性を調べるためにX線回折を行った。異なる炭素重量%(3、5、7、10%)、異なる粉砕時間(2、3、10時間)、および異なるアニール時間(3、6、10時間)の下で熱処理された合成C-LFP正極材料の炭素被覆の構造、および異なるバッチで調製された材料は、X線回折分析によって測定され、その結果は、図2A~Dに示されている。図2A~Dに示すように、炭素含有量(図2A)、アニール時間(図2B)、粉砕時間(図2C)、バッチの違い(図2D)を変えた全てのC-LFP材料の主要な回折ピークは、斜方晶系でpnma空間群を持つオリビン族に属する標準的なLFP(JCPDS#01-076-6355)の回折パターンと一致するようにし評価されており、LFPの相形成が不純物の生成なしに行われていることを示している。さらに、シャープなピークは、形成されたLFPが結晶性であることを示している。このような高次の結晶性を持つ純粋な相は、開発した正極材料のリチウムイオン電池特性を向上させるのに役立つ可能性がある。異なる炭素含有量(3、5、7、10%)のC-LFP材料の粒子径と形態を電界放出型走査電子顕微鏡で評価した結果を図3(A)~(D)に示す。粒子径が小さいほど、リチウムイオン拡散長は短くなる。図3(A)の3%C-LFPの低倍率画像では、薄い炭素層で被覆されたLFP粒子のような歪んだ球形と、凝集した不規則な粒子の存在が確認された。図3(B)は、5%C-LFPの細長い歪んだ球形のようなモルフォロジーを示し、粒子径は100~300nmの範囲で、凝集を伴い、粒径分布はほぼ均一である。7%C-LFP(図3(C))は、多孔質構造を持つ比較的大きなサイズの粒子を示した。10%C-LFP(図3(D))は、一次粒子(<100nm)とサブミクロンサイズの二次粒子(<200nm)を含む<200nmサイズの凝集粒子を示し、凝集は少ない。炭素含有量の異なる全てのC-LFP材料は、ナノサイズの球状または歪んだ球状粒子を含むサブミクロンサイズの二次粒子のパターンを有することが観察された。サブミクロンサイズの粒子は、容量低下を引き起こす可能性のある電解液との不要な寄生反応を回避できるため、電気化学的性能の面でより優れた性能を発揮することが期待される。5%C-LFPのHR-TEM画像を図4(A)~4(D)に示す。図4(A)は、50~100nmのナノサイズのLFP粒子がカーボン・マトリックスに埋め込まれていることを明瞭に示している。炭素層はコアを形成するLFPの周囲にシェル状の構造を形成しており、C-LFPの異なる位置を確認すると同様のコアシェル構造が観察される。C-LFPの高倍率画像(図4(B))では、LFPの細長い球状の粒子が観察され、その中に均一な炭素被覆が観察された。図4(C)は、ナノサイズのLiFePO4粒子(コア)上に炭素層(シェル)が均一に被覆されたコアシェル構造の形成を明瞭に示している。HR-TEM画像から判明した炭素層の厚さは、~5~6nmである。このような薄い炭素層は、充放電中のリチウムイオン拡散に非常に効果的である。さらに、LFP上の均質な炭素被覆により、LFPの電子伝導性が大幅に向上し、レート能力の向上が期待される。さらに、LFP周囲の炭素層は電解液との接触を防ぐ保護層として機能するため、LFPの電解液への溶解を防ぐことができる。また、LFPは結晶性が高く、フリンジが明瞭であることがわかる。図4(C)から観察されたフリンジ幅0.55nmは、標準的なLFPの格子フリンジの値と一致している。C-LFPの選択領域電子回折パターン(SAED)を図4(D)に示す。C-LFPのSAEDパターンは高い強度のリングを示し、これはXRD分析で観察されたLFP粒子内の多結晶ドメインの存在に対応する。炭素被覆LFPのグラファイト化の程度は、ラマン分光分析によって分析された。C-LFPは、DバンドとGバンドの特徴である1350、1590cm-1に2つの強いピークを示し、LFP中に秩序化したグラファイトカーボンと無秩序化したカーボンの両方が存在することを示した。DバンドとGバンドの存在は、炭素のナノ結晶性の特徴である。Dバンドは、sp2炭素の乱れに起因するピークであり、非晶質炭素膜とナノ結晶炭素膜のいずれにおいても、欠陥や小さな結晶子サイズに起因して発生する可能性がある。Gバンド(E2g)は、グラファイト格子モードE2gを示すC-C結合の伸縮振動のために現れ、それぞれ炭素のsp2結合を表す。Dバンド強度はC-LFPのGバンド強度より高く[図5(A)]、炭素含有量3%(a)、5%(b)、7%(c)、10%(d)と、炭素含有量の異なるLFP材料全てにおいて、より多くのsp3混成炭素の存在、すなわちLFP中のアモルファス炭素の存在を示している。炭素の品質は、DバンドとGバンドの強度比、すなわち(ID/IG)を計算することによってモニターされ、炭素材料の秩序と無秩序の性質を定量的に評価するために使用される。ID/IG比の値が小さい炭素は、無秩序(sp3)の炭素に比べ、よりグラファイト構造(sp2)の炭素を形成することが報告されている。異なる炭素含有量のC-LFPについて計算されたID/IG比は、1.46、1.35、1.37、1.42であり、他のCLFP材料と比較して、ID/IG比が低い5%炭素被覆LFPは、無秩序炭素(sp3)よりも秩序炭素(sp2)が多いことを意味している。さらに、C-LFPを酸溶液に溶解して抽出した炭素についてもラマン分析を行った。得られた炭素のラマンスペクトルを図5(B)に示す。C-LFPと同様に、抽出された炭素もDバンドとGバンドの特徴である1350、1590cm-1に2つのピークを示し、LFP中に秩序化されたグラファイトカーボンと無秩序化されたカーボンの両方が存在することを示している。C-LFPについて計算されたID/IG比は0.9であり、抽出された炭素は、ID/IG比が1.35であるC-LFP複合材料に存在する炭素よりも結晶性が高いことを示唆している。本発明におけるin-situ炭素被覆LFP中の炭素量は、C-S分析によって分析された。C-S分析によって測定された加熱後の実際の炭素含有量は、3%C-LFP、5%C-LFP、7%C-LFP、および10%C-LFPのそれぞれについて、3%、5%、&%、および10%の初期炭素前駆体割合を有するC-LFP材料について、2.1%、2.95%、3.95%、および5.48%であった。炭素含有量が低く、かつ高いLFPは、高エネルギー、高出力のリチウムイオン電池の用途に有用である。さらに、炭素含有量の異なるC-LFPの表面積をBET分析によって測定した。3%C-LFP、5%C-LFP、7%C-LFP、10%C-LFPの表面積は、それぞれ19m2/g、29m2/g、36m2/g、38m2/gであった。炭素含有量5%のC-LFPの粒度分布を粒度分布測定装置で測定した。5%C-LFPのD10、D50、D90の粒径はそれぞれ117±7nm、180±10nm、285±30nmであった。酸化状態を調べるためにXPS分析を行い、対応するFe、P、O、Cのナローおよびワイドスキャンスペクトルを図6に示す。全てのスペクトルは、参照物質として炭素を基準として正規化した。図6(A)は、Li、Fe、P、O元素がそれぞれの結合エネルギー特性とともに存在することを示すサーベイスペクトルで、他の元素は不純物として含まれていない。711、724eVに得られたピーク(図6(B))は、Fe2+イオンに対応するため、焼成中に酸化が起こっていないことが確認できる。リンの結合エネルギー値132.7eV(図6(C))は、P-O結合に対応する。O1sの532.8eV(図6(D))に観測されたピークは、測定中に吸着した汚染種に対応する。O1sスペクトルから格子酸素と水酸基の存在が確認された。PとOの結合エネルギーから、LFPの特徴である(PO4)3-基の存在が確認された。284.4eVのピーク(図6(E))はsp2混成に対応し、より高い結合エネルギー(286.3eV、288.5eV)のピークはカルボキシル基の存在に割り当てられる。これは、炭素がC=C結合を回復させることを示しており、したがってLFPの電気伝導度を高めることが期待される。
実施例3
ポットブレンド、水平および垂直アトリションミリング法により合成したC-LFP材料の電気化学特性
優れた電気化学特性は、本発明の技術の最終目標である。ブレンド、水平および垂直アトライタミリング技術によって合成されたC-LFP粉末正極材料の特性を、リチウム金属を対極として用いたハーフセル構成で試験した。本発明で調製した結晶性正極C-LFP材料を電極作製に使用し、電気化学特性の効率を試験した。
ポットブレンド、水平および垂直アトリションミリング法により合成したC-LFP材料の電気化学特性
優れた電気化学特性は、本発明の技術の最終目標である。ブレンド、水平および垂直アトライタミリング技術によって合成されたC-LFP粉末正極材料の特性を、リチウム金属を対極として用いたハーフセル構成で試験した。本発明で調製した結晶性正極C-LFP材料を電極作製に使用し、電気化学特性の効率を試験した。
ポットブレンドされたC-LFP:
図7A~Bは、ポットブレンディングプロセスを用いて合成したLFPの電気化学的性能を示している。図7Aは、ポットブレンドした10%C-LFPの充放電プロファイルを、異なるCレートでテストしたものである。C-LFP(図7A)は、それぞれ142mAhg-1、113mAhg-1、94mAhg-1、88mAhg-1、82mAhg-1の容量を示した。C-LFPのサイクル安定性データ(図7B)は、容量が理論容量より小さいものの、優れた安定性を示している。LFPの粒子径が大きいためにリチウムイオンの拡散速度が遅いことが、ポットブレンドC-LFPの比容量が小さい理由と考えられる。
図7A~Bは、ポットブレンディングプロセスを用いて合成したLFPの電気化学的性能を示している。図7Aは、ポットブレンドした10%C-LFPの充放電プロファイルを、異なるCレートでテストしたものである。C-LFP(図7A)は、それぞれ142mAhg-1、113mAhg-1、94mAhg-1、88mAhg-1、82mAhg-1の容量を示した。C-LFPのサイクル安定性データ(図7B)は、容量が理論容量より小さいものの、優れた安定性を示している。LFPの粒子径が大きいためにリチウムイオンの拡散速度が遅いことが、ポットブレンドC-LFPの比容量が小さい理由と考えられる。
水平アトリションミリングされたC-LFP:
C-LFPの電気化学的性能を向上させるため、原料の粉砕に水平粉砕技術とアトライタミリング技術を採用し、粒子径をさらに小さくした。垂直(運動エネルギー300rpm)および水平(運動エネルギー550rpm)のアトライタで粉砕したLFP前駆体原料を加熱し、C-LFPを得た。高エネルギー水平アトライタミリングユニットで処理したC-LFPの充放電サイクルを試験し、その結果を図8A-8Dに示す。水平アトライタで粉砕した10%C-LFPは、図8Aおよび8Bに示すように、それぞれ0.1C、0.2C、1C、2C、5Cで152mA hg-1、141mA hg-1、137mA hg-1、128mA hg-1、および118mA hg-1の容量を示した。サイクル寿命を分析するために、より長いサイクル(1000サイクル)で充放電サイクルを実施し、その結果得られた充放電プロファイルとサイクル安定性データをそれぞれ図8Cと8Dに示す。サイクル安定性データから、水平アトライタミリング技術によって加工されたC-LFP材料は、1000サイクル後に97%の容量保持率を示すことが明らかになった。
C-LFPの電気化学的性能を向上させるため、原料の粉砕に水平粉砕技術とアトライタミリング技術を採用し、粒子径をさらに小さくした。垂直(運動エネルギー300rpm)および水平(運動エネルギー550rpm)のアトライタで粉砕したLFP前駆体原料を加熱し、C-LFPを得た。高エネルギー水平アトライタミリングユニットで処理したC-LFPの充放電サイクルを試験し、その結果を図8A-8Dに示す。水平アトライタで粉砕した10%C-LFPは、図8Aおよび8Bに示すように、それぞれ0.1C、0.2C、1C、2C、5Cで152mA hg-1、141mA hg-1、137mA hg-1、128mA hg-1、および118mA hg-1の容量を示した。サイクル寿命を分析するために、より長いサイクル(1000サイクル)で充放電サイクルを実施し、その結果得られた充放電プロファイルとサイクル安定性データをそれぞれ図8Cと8Dに示す。サイクル安定性データから、水平アトライタミリング技術によって加工されたC-LFP材料は、1000サイクル後に97%の容量保持率を示すことが明らかになった。
垂直アトリションミリングされたC-FLP:
さらに、垂直アトライタで粉砕したC-LFPをリチウムイオン電池に応用するための試験も行った。垂直アトライタで粉砕した10%C-LFPの電気化学的結果は、0.1C、0.2C、1C、2C、5C、10Cでそれぞれ147mA hg-1、144mA hg-1、138mA hg-1、127mA hg-1、117mA hg-1、101mA hg-1の容量を示した。10%C-LFPの高出力能力を分析するため、10Cで1500サイクルの電気化学サイクルを実施した。1500サイクル充放電後の10%C-LFPの容量保持率は87%であった。LFP粉末材料の炭素含有量を最適化するため、3%、5%、7%と異なる炭素含有量のLFPを調製し、得られたC-LFP材料のハーフセル構成での電気化学的性能を検証した。3%のC-LFPは、0.1C、0.2C、1C、2C、5Cでそれぞれ、155mA hg-1、153mA hg-1、142mA hg-1、132mA hg-1、115mA hg-1の容量を示したのに対し、5%C-LFPは0.1C、0.2C、1C、2C、5Cで、それぞれ155mA hg-1、153mA hg-1、146 mA hg-1、139 mA hg-1、132 mA hg-1の容量を示した。7%および10%のC-LFPでは、0.1C、0.2C、1C、2C、5Cでそれぞれ152mA hg-1、148mA hg-1、142mA hg-1、136mA hg-1、121mA hg-1の容量が得られた。3%、5%、7%、10%のC-LFPのうち、5%のC-LFPは高い比容量(図9A)、優れたレート能力(図9B)、優れたサイクル安定性(600サイクル後の比容量保持率90~92%、図9C)を示した。本発明で開発されたC-LFP材料は、比容量、レート能力、サイクル安定性の点で有望な電気化学的性能を示している。垂直/水平ミリング技術を採用して合成されたC-LFPが、混合のみで合成されたC-LFPよりも優れた電気化学的性能を示していることは興味深い。このことは、より小さなサイズの粒子が形成され、リチウムイオンの拡散速度が向上することが、後者よりも前者の性能が向上する理由である可能性を示している。垂直および水平のアトリションミリングユニットで処理したC-LFPのうち、前者の電気化学的性能は後者に匹敵するが、投入する運動エネルギーが少ないため、商業的応用には魅力的である。さらに、大規模プロセス(10kgバッチ)で合成されたC-LFP材料も試験し、その結果、C-LFP材料は0.1C、0.2C、1C、2C、5Cでそれぞれ151 mA hg-1、149mA hg-1、146mA hg-1、137mA hg-1、134mA hg-1を示し、その結果を図9Dに示す。さらに、サイクル安定性データから、600回の充放電サイクル後、>90%の容量保持が確認された。本発明で開発された垂直アトリションミリングプロセスは、ラボスケール(1~2kgバッチ)レベルだけでなく、商業的側面を考慮すると魅力的な大規模(10kgバッチ)レベルでも、バッテリーグレードのC-LFP材料を合成するのに適していることが判明したことは興味深い。これらの結果は、本発明で開発された材料が、正極材料としてリチウムイオン電池の用途に向け、レート能力およびサイクル安定性の点で有望な性能を発揮したことから、商業用途に非常に適していることを示している。本発明で開発されたLFPがより優れた電気化学的性能を示したのは、均一な炭素被覆、より小さな粒子、およびLFPの純粋な相の存在に起因すると考えられる。
さらに、垂直アトライタで粉砕したC-LFPをリチウムイオン電池に応用するための試験も行った。垂直アトライタで粉砕した10%C-LFPの電気化学的結果は、0.1C、0.2C、1C、2C、5C、10Cでそれぞれ147mA hg-1、144mA hg-1、138mA hg-1、127mA hg-1、117mA hg-1、101mA hg-1の容量を示した。10%C-LFPの高出力能力を分析するため、10Cで1500サイクルの電気化学サイクルを実施した。1500サイクル充放電後の10%C-LFPの容量保持率は87%であった。LFP粉末材料の炭素含有量を最適化するため、3%、5%、7%と異なる炭素含有量のLFPを調製し、得られたC-LFP材料のハーフセル構成での電気化学的性能を検証した。3%のC-LFPは、0.1C、0.2C、1C、2C、5Cでそれぞれ、155mA hg-1、153mA hg-1、142mA hg-1、132mA hg-1、115mA hg-1の容量を示したのに対し、5%C-LFPは0.1C、0.2C、1C、2C、5Cで、それぞれ155mA hg-1、153mA hg-1、146 mA hg-1、139 mA hg-1、132 mA hg-1の容量を示した。7%および10%のC-LFPでは、0.1C、0.2C、1C、2C、5Cでそれぞれ152mA hg-1、148mA hg-1、142mA hg-1、136mA hg-1、121mA hg-1の容量が得られた。3%、5%、7%、10%のC-LFPのうち、5%のC-LFPは高い比容量(図9A)、優れたレート能力(図9B)、優れたサイクル安定性(600サイクル後の比容量保持率90~92%、図9C)を示した。本発明で開発されたC-LFP材料は、比容量、レート能力、サイクル安定性の点で有望な電気化学的性能を示している。垂直/水平ミリング技術を採用して合成されたC-LFPが、混合のみで合成されたC-LFPよりも優れた電気化学的性能を示していることは興味深い。このことは、より小さなサイズの粒子が形成され、リチウムイオンの拡散速度が向上することが、後者よりも前者の性能が向上する理由である可能性を示している。垂直および水平のアトリションミリングユニットで処理したC-LFPのうち、前者の電気化学的性能は後者に匹敵するが、投入する運動エネルギーが少ないため、商業的応用には魅力的である。さらに、大規模プロセス(10kgバッチ)で合成されたC-LFP材料も試験し、その結果、C-LFP材料は0.1C、0.2C、1C、2C、5Cでそれぞれ151 mA hg-1、149mA hg-1、146mA hg-1、137mA hg-1、134mA hg-1を示し、その結果を図9Dに示す。さらに、サイクル安定性データから、600回の充放電サイクル後、>90%の容量保持が確認された。本発明で開発された垂直アトリションミリングプロセスは、ラボスケール(1~2kgバッチ)レベルだけでなく、商業的側面を考慮すると魅力的な大規模(10kgバッチ)レベルでも、バッテリーグレードのC-LFP材料を合成するのに適していることが判明したことは興味深い。これらの結果は、本発明で開発された材料が、正極材料としてリチウムイオン電池の用途に向け、レート能力およびサイクル安定性の点で有望な性能を発揮したことから、商業用途に非常に適していることを示している。本発明で開発されたLFPがより優れた電気化学的性能を示したのは、均一な炭素被覆、より小さな粒子、およびLFPの純粋な相の存在に起因すると考えられる。
実施例4
フルセル構成での電気化学的性能
実施例1で述べた固体粉砕法で合成したC-LFP材料を、負極としてチタン酸リチウムだけでなくグラファイトも組み合わせて、フルセル構成で電気化学効率を試験した。フルセル試験の前に、フルセルにおける正極材料と負極材料の容量のバランスをとるために、負極材料をハーフセル構成で試験した。正極と負極の容量に基づいて、正極と負極の質量負荷比がフルセルで維持される。充放電プロファイルとサイクル安定性の結果から、市販グレードのC-LFPは5℃で高容量を示さず、本発明で開発された固有の固体C-LFPの可能性を示す電圧プロファイルを生成できなかったことが明らかになった。同様に、市販のグラファイトをハーフセルで試験したところ、最初のサイクルで15%の不可逆的な容量損失を示した。レート特性試験の結果、Superior Graphiteは、高出力リチウムイオン電池の用途に適していることが判明した。さらに、固有の電極材料と市販の電極材料の組み合わせを変えて、フルセルの試験を行った。以下の2種類のフルセルを作製した:フルセル1:市販LFP//Superior Graphite、フルセル2:固体LFP//Superior Graphite、対応する充放電プロファイルを図10Aおよび10Bに示す。セル1で観察された大きな不可逆容量は、ハーフセルで観察された市販LFPの特性によるものであった。しかし、セル2では不可逆損失が少なく、これは固有のC-LFPを使用したためである。LFPの選択は、不可逆的損失と容量保持という点で、フルセルの性能にも影響することが明らかである。セル2は、10Cのレートで初期容量の40%を維持した。セル1も10Cのレートで40%の容量を保持するものの、5Cまでで得られた容量はセル1よりはるかに低い。試験されたフルセルの全ての組み合わせの中で、Superior Graphiteを負極として用いた本発明で合成された固体C-LFPは、高い出力性能を実現する上で、LFP//グラファイトの最良の組み合わせであると思われる(図10C)。
フルセル構成での電気化学的性能
実施例1で述べた固体粉砕法で合成したC-LFP材料を、負極としてチタン酸リチウムだけでなくグラファイトも組み合わせて、フルセル構成で電気化学効率を試験した。フルセル試験の前に、フルセルにおける正極材料と負極材料の容量のバランスをとるために、負極材料をハーフセル構成で試験した。正極と負極の容量に基づいて、正極と負極の質量負荷比がフルセルで維持される。充放電プロファイルとサイクル安定性の結果から、市販グレードのC-LFPは5℃で高容量を示さず、本発明で開発された固有の固体C-LFPの可能性を示す電圧プロファイルを生成できなかったことが明らかになった。同様に、市販のグラファイトをハーフセルで試験したところ、最初のサイクルで15%の不可逆的な容量損失を示した。レート特性試験の結果、Superior Graphiteは、高出力リチウムイオン電池の用途に適していることが判明した。さらに、固有の電極材料と市販の電極材料の組み合わせを変えて、フルセルの試験を行った。以下の2種類のフルセルを作製した:フルセル1:市販LFP//Superior Graphite、フルセル2:固体LFP//Superior Graphite、対応する充放電プロファイルを図10Aおよび10Bに示す。セル1で観察された大きな不可逆容量は、ハーフセルで観察された市販LFPの特性によるものであった。しかし、セル2では不可逆損失が少なく、これは固有のC-LFPを使用したためである。LFPの選択は、不可逆的損失と容量保持という点で、フルセルの性能にも影響することが明らかである。セル2は、10Cのレートで初期容量の40%を維持した。セル1も10Cのレートで40%の容量を保持するものの、5Cまでで得られた容量はセル1よりはるかに低い。試験されたフルセルの全ての組み合わせの中で、Superior Graphiteを負極として用いた本発明で合成された固体C-LFPは、高い出力性能を実現する上で、LFP//グラファイトの最良の組み合わせであると思われる(図10C)。
また、開発した正極の実用化効率を調べるため、フルセル試験も実施した。LFP対LTOはEV用途に有望な化学反応であるため、ラボスケールで合成したC-LFPを正極として使用した。比較のため、市販のチタン酸リチウムを正極に用いたフルセルも作製し、正極と負極の重量比を1:3に維持した。これは、正極のイオン1個に対して負極が収容できるリチウムイオン3個を補い、SEI層の形成にリチウムを使用することによるリチウム不足を避けるためである。対応する電気化学的性能結果を図10Dおよび10Eに示す。C-LFPを正極としてLTOと組み合わせたフルセルでは、0.1Cから10Cまでの異なる電流レートで、0.7mAhから0.3mAhの容量が得られ、プラトー電圧はLFP対LTO電池の特徴的な電位である1.87Vであった。
実施例5
C-LFPと商用LFPのベンチマーク試験
本発明で開発したC-LFPは、電気化学的性能の点で効率的であることが判明したため、実用的な用途における性能を調査するためにベンチマーク試験を実施した。市販のリン酸鉄リチウム粉末を、実施例3と同じ手順でアルミニウム箔の上に薄膜電極として作製した。その後、12mmの円板に切断し、電気化学的試験のためのハーフセルを作製した。ベンチマーク試験(図11A)により、垂直アトリションミリングプロセスで合成したLFPの比容量(146mAh/g)は、市販のLFP-2(図11A-c)の比容量(131mAh/g)よりも高く、市販のC-LFP-1(図11A-b)の比容量(144mAh/g)と同程度であることがわかった。本発明で開発されたC-LFPと市販のLFP粉末の速度性能データ(図11B-a)から、本発明で開発されたC-LFPは、市販のLFP-1およびLFP-2と比較して高い電流速度で優れた電気化学的性能を示すことが明らかになったが、いずれの材料も低電流速度では差が少ない。これらの結果は、本発明で開発したC-LFPの電気化学的性能が市販のLFP粉末よりも優れていることを示している。
C-LFPと商用LFPのベンチマーク試験
本発明で開発したC-LFPは、電気化学的性能の点で効率的であることが判明したため、実用的な用途における性能を調査するためにベンチマーク試験を実施した。市販のリン酸鉄リチウム粉末を、実施例3と同じ手順でアルミニウム箔の上に薄膜電極として作製した。その後、12mmの円板に切断し、電気化学的試験のためのハーフセルを作製した。ベンチマーク試験(図11A)により、垂直アトリションミリングプロセスで合成したLFPの比容量(146mAh/g)は、市販のLFP-2(図11A-c)の比容量(131mAh/g)よりも高く、市販のC-LFP-1(図11A-b)の比容量(144mAh/g)と同程度であることがわかった。本発明で開発されたC-LFPと市販のLFP粉末の速度性能データ(図11B-a)から、本発明で開発されたC-LFPは、市販のLFP-1およびLFP-2と比較して高い電流速度で優れた電気化学的性能を示すことが明らかになったが、いずれの材料も低電流速度では差が少ない。これらの結果は、本発明で開発したC-LFPの電気化学的性能が市販のLFP粉末よりも優れていることを示している。
当業者であれば誰でも本発明を理解し、視覚化することができるように、好ましい実施形態のいくつかを説明することにより、本発明の新規な特徴を明らかにした。また、上記の発明は、その適用において、上記の説明に記載された、または図面に図示された詳細に限定されないことを理解されたい。本明細書で採用される語句および用語は、説明の目的のみのためのものであり、限定的なものとみなされるべきではない。本発明は、その好ましい実施形態とされているが、本明細書において上述され、添付の特許請求の範囲において定義される本発明の範囲内において、変形および修正が影響され得る。
Claims (19)
- リチウムイオン二次電池用正極製造用高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法であって、水平または垂直アトリションミリングを使用する方法は、以下の工程を備え、
a)炭酸リチウム(Li2CO3)、シュウ酸鉄(FeC2O4)、オルトリン酸二水素アンモニウム(NH4H2PO4)、クエン酸をそれぞれLi、Fe、Pの前駆物質として原料として選択し、
b)オルトリン酸二水素アンモニウムとクエン酸を微粉末に粉砕し、
c)0.5~1wt.%のプロセス制御剤であるステアリン酸を1.5~2リットルのアセトン/イソプロパノールに分散させ、
d)得られた溶液にLi2CO3を加え、完全に分散させ、
e)上記分散液にオルトリン酸二水素アンモニウムとシュウ酸鉄を、配合に用いるLi:Fe:P原料のモル比が1.05:1:1となるように添加し、
f)上記の分散液にクエン酸を加え、最終的な炭素含有量を3~10wt.%にし、
g)上記の混合物に、炭素前駆体としてだけでなく、プロセス制御剤として2~5%のステアリン酸を加え、
h)得られた前駆体懸濁液をボールミルで混合し、塊のない微細混合スラリーを得て、
i)原料ガラス/ステンレストレイの混合スラリーをボールとともに80℃の温度で6~12時間乾燥させ、その後ふるい分けによってボールと粉末を分離し、
j)水平/垂直アトライタで、ボールと粉体の比率を10:1~12:1に保ち、250~550rpmの回転数で2~12時間粉砕し、
l)粉砕された粉末を、100×100×40mm(L×W×H)の寸法で、100×100×80mm(L×W×H)のダイを用い、0.5~1トンの圧力で、油圧プレスを用いてペレット化することにより、適切な粒子間接触、より良い熱伝達を確保し、アニールのプロセスを全体的に均一にし、
m)アルゴン/窒素の不活性雰囲気下で、複合粉砕およびペレット化された粉末を、最初は低温(350~400℃)で、その後高温(650~700℃)で、2~5℃/分の加熱速度で、2~10時間にわたって管状炉内でアニールし、
n)アニールしたペレットを微粉末に粉砕し、リチウムイオン電池のハーフ/フルセル構成における正極材料としての効率を検証する、高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。 - ステアリン酸を粉砕前に2~5wt%添加し、冷間溶接によるナノ粉末の積層と原子拡散中の破砕を回避する、請求項1に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。
- ステップf)において添加するクエン酸の量を3~10wt.%の間で変化させる、請求項1に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。
- ステップh)においてボールミルで混合する間、粉砕媒体として5~6mmの大きさのジルコニアボールを使用し、ボール/粉末比を1:2~1:4に維持する、請求項1に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。
- 100~300nmのリン酸鉄リチウムの範囲のサイズを有する球状/歪んだ球状サイズのLFP粒子が形成される、請求項1記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。
- ステップm)において、アルゴン雰囲気下でアニールする過程で、ナノサイズのリン酸鉄リチウム粒子上に、厚さ5~6nmの均質な炭素薄層が被覆される、請求項1に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。
- アルゴン雰囲気下でアニールする過程で、コアがLFPでシェルが炭素であるC-LFPのコアシェル構造が形成される、請求項1に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末の製造方法。
- 請求項1に記載の方法により製造されるリチウムイオン二次電池用正極製造用高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末は、100~300nmの範囲の球状/歪んだ球状結晶LFP粒子をコアシェル構造とし、その上に薄い炭素被覆層を有する。
- リン酸鉄リチウム粒子に被覆される炭素が、秩序炭素(sp2)よりも無秩序アモルファス炭素(sp3)の方が多い、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 前駆体中の炭素含有量が3、5、7、および10%のC-LFPのタップ密度が0.5~0.7g/ccの範囲である、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 前駆体中の炭素含有量が3、5、7、10%であるC-LFPの表面積が19~38m2/gである、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 前駆体中の炭素含有量が3、5、7、および10%であるC-LFPについて計算されたID/IG比が、1.35~1.46の範囲である、請求項9に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 前駆体中の炭素含有量が3、5、7、および10%のC-LFPの実際の炭素含有量が2.1~5.48%(wt)の範囲である、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- C-LFPの電気化学効率は、電極をハーフセル構成で試験した場合、1Cで135~146mA hg-1の範囲である、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 前駆体中の炭素含有量が10%のC-LFP電極の1Cの電流レートでの電気化学的サイクル安定性は、1000サイクル後に97%の容量保持率を示す、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 前駆体中の炭素含有量が10%のC-LFP電極の10C電流レートでの電気化学レート能力は、1500サイクル後に97%の容量保持率を示す、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 5wt.%の炭素含有量を有するC-LFPは、600サイクル後に、1Cで146mAh/gの比容量、5Cで132mAh/gのレート能力、および90~92%の比容量保持率のサイクル安定性を示す、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 電極の調製後、負極としてグラファイトと組み合わせてフルセル構成で試験した場合、プラトー電圧が3.2Vで、1.2mAhの容量が得られる、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
- 電極の調製後、負極としてチタン酸リチウムと組み合わせてフルセル構成で試験した場合、プラトー電圧が1.87Vで、0.3~0.7mAhの容量が得られる、請求項8に記載の高性能ナノサイズ炭素被覆リン酸鉄リチウム粉末。
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