WO2018025582A1 - 固体電解質材料、および、電池 - Google Patents

固体電解質材料、および、電池 Download PDF

Info

Publication number
WO2018025582A1
WO2018025582A1 PCT/JP2017/024934 JP2017024934W WO2018025582A1 WO 2018025582 A1 WO2018025582 A1 WO 2018025582A1 JP 2017024934 W JP2017024934 W JP 2017024934W WO 2018025582 A1 WO2018025582 A1 WO 2018025582A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
solid electrolyte
electrolyte material
crystal
phase
material according
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/024934
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
哲也 浅野
章裕 酒井
大内　暁
真志 境田
晃暢 宮崎
長谷川　真也
Original Assignee
パナソニックＩｐマネジメント株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by パナソニックＩｐマネジメント株式会社 filed Critical パナソニックＩｐマネジメント株式会社
Priority to EP17836689.4A priority Critical patent/EP3496202A4/en
Priority to CN202210796799.4A priority patent/CN114976223A/zh
Priority to CN202210796731.6A priority patent/CN115036565A/zh
Priority to CN202210796585.7A priority patent/CN114937812A/zh
Priority to CN201780011697.4A priority patent/CN108701860B/zh
Priority to JP2018531799A priority patent/JP6934626B2/ja
Priority to CN202210796586.1A priority patent/CN115020799A/zh
Publication of WO2018025582A1 publication Critical patent/WO2018025582A1/ja
Priority to US16/198,762 priority patent/US11239492B2/en
Priority to US17/551,756 priority patent/US11721835B2/en
Priority to US18/206,932 priority patent/US20230318030A1/en

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M10/00—Secondary cells; Manufacture thereof
    • H01M10/05—Accumulators with non-aqueous electrolyte
    • H01M10/056—Accumulators with non-aqueous electrolyte characterised by the materials used as electrolytes, e.g. mixed inorganic/organic electrolytes
    • H01M10/0561—Accumulators with non-aqueous electrolyte characterised by the materials used as electrolytes, e.g. mixed inorganic/organic electrolytes the electrolyte being constituted of inorganic materials only
    • H01M10/0562—Solid materials
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01F—COMPOUNDS OF THE METALS BERYLLIUM, MAGNESIUM, ALUMINIUM, CALCIUM, STRONTIUM, BARIUM, RADIUM, THORIUM, OR OF THE RARE-EARTH METALS
    • C01F17/00—Compounds of rare earth metals
    • C01F17/30—Compounds containing rare earth metals and at least one element other than a rare earth metal, oxygen or hydrogen, e.g. La4S3Br6
    • C01F17/36—Compounds containing rare earth metals and at least one element other than a rare earth metal, oxygen or hydrogen, e.g. La4S3Br6 halogen being the only anion, e.g. NaYF4
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/06—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of other non-metallic substances
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M10/00—Secondary cells; Manufacture thereof
    • H01M10/05—Accumulators with non-aqueous electrolyte
    • H01M10/052—Li-accumulators
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M10/00—Secondary cells; Manufacture thereof
    • H01M10/05—Accumulators with non-aqueous electrolyte
    • H01M10/052—Li-accumulators
    • H01M10/0525—Rocking-chair batteries, i.e. batteries with lithium insertion or intercalation in both electrodes; Lithium-ion batteries
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M10/00—Secondary cells; Manufacture thereof
    • H01M10/05—Accumulators with non-aqueous electrolyte
    • H01M10/058—Construction or manufacture
    • H01M10/0585—Construction or manufacture of accumulators having only flat construction elements, i.e. flat positive electrodes, flat negative electrodes and flat separators
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2002/00—Crystal-structural characteristics
    • C01P2002/70—Crystal-structural characteristics defined by measured X-ray, neutron or electron diffraction data
    • C01P2002/72—Crystal-structural characteristics defined by measured X-ray, neutron or electron diffraction data by d-values or two theta-values, e.g. as X-ray diagram
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2002/00—Crystal-structural characteristics
    • C01P2002/70—Crystal-structural characteristics defined by measured X-ray, neutron or electron diffraction data
    • C01P2002/74—Crystal-structural characteristics defined by measured X-ray, neutron or electron diffraction data by peak-intensities or a ratio thereof only
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2002/00—Crystal-structural characteristics
    • C01P2002/70—Crystal-structural characteristics defined by measured X-ray, neutron or electron diffraction data
    • C01P2002/76—Crystal-structural characteristics defined by measured X-ray, neutron or electron diffraction data by a space-group or by other symmetry indications
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M2300/00—Electrolytes
    • H01M2300/0017—Non-aqueous electrolytes
    • H01M2300/0065—Solid electrolytes
    • H01M2300/0068—Solid electrolytes inorganic
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M2300/00—Electrolytes
    • H01M2300/0017—Non-aqueous electrolytes
    • H01M2300/0065—Solid electrolytes
    • H01M2300/0068—Solid electrolytes inorganic
    • H01M2300/008—Halides
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
    • Y02E60/10—Energy storage using batteries
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P70/00—Climate change mitigation technologies in the production process for final industrial or consumer products
    • Y02P70/50—Manufacturing or production processes characterised by the final manufactured product

Definitions

  • the present disclosure relates to a solid electrolyte material and a battery.
  • Patent Document 1 discloses an all-solid battery using a sulfide solid electrolyte.
  • Patent Document 2 discloses an all solid state battery using a halide containing indium as a solid electrolyte.
  • the solid electrolyte material in one embodiment of the present disclosure is represented by the following composition formula (1).
  • 0 ⁇ z ⁇ 2 is satisfied
  • X is Cl or Br.
  • a solid electrolyte material having high lithium ion conductivity can be realized.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a schematic configuration of battery 1000 in the fourth embodiment.
  • FIG. 2 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 ErBr 6 structure.
  • FIG. 3 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 ErCl 6 structure.
  • FIG. 4 is a schematic view showing a method for evaluating ion conductivity.
  • FIG. 5 is a graph showing the temperature dependence of the ionic conductivity of the solid electrolyte.
  • FIG. 6 is a graph showing an XRD pattern of the solid electrolyte material.
  • FIG. 7 is a graph showing initial discharge characteristics.
  • FIG. 8 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 YbCl 6 structure.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a schematic configuration of battery 1000 in the fourth embodiment.
  • FIG. 2 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 ErBr 6 structure.
  • FIG. 3 is a perspective view showing the crystal structure of the Li
  • FIG. 9 is a graph showing the temperature dependence of the ionic conductivity of the solid electrolyte.
  • FIG. 10 is a graph showing an XRD pattern of the solid electrolyte material.
  • FIG. 11 is a graph showing initial discharge characteristics.
  • FIG. 12 is a graph showing an XRD pattern of the solid electrolyte material.
  • the solid electrolyte material in the first embodiment is a compound represented by the following composition formula (2).
  • Li 3 YX 6 Formula (2) Here, X is Cl (chlorine) or Br (bromine).
  • a solid electrolyte material (halide solid electrolyte material) having high lithium ion conductivity can be realized.
  • a solid electrolyte material having a stable structure can be realized in the assumed operating temperature range of the battery (for example, in the range of ⁇ 30 ° C. to 80 ° C.). That is, the solid electrolyte material of Embodiment 1 is not a configuration in which the phase transition temperature exists in the operating temperature range of the battery (for example, the configuration of Patent Document 2). Thereby, even in an environment where there is a temperature change, a high ion conductivity can be stably maintained without causing a phase transition in the operating temperature range of the battery.
  • an all-solid secondary battery having excellent charge / discharge characteristics can be realized by using the solid electrolyte material of the first embodiment.
  • an all-solid secondary battery not containing sulfur can be realized. That is, the solid electrolyte material of the first embodiment is not configured to generate hydrogen sulfide when exposed to the atmosphere (for example, the configuration of Patent Document 1). For this reason, there is no generation of hydrogen sulfide, and an all-solid secondary battery excellent in safety can be realized.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 1 may include a crystal phase.
  • the crystal phase include the following first crystal phase and second crystal phase.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 1 may include the first crystal phase.
  • the arrangement of halogen as X is the same as the arrangement of Br in Li 3 ErBr 6 (hereinafter also referred to as LEB) having a crystal structure belonging to the space group C2 / m.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, by taking a crystal structure like the first crystal phase, X is attracted more strongly around Y. As a result, a path through which lithium ions diffuse is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • FIG. 2 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 ErBr 6 structure.
  • the Li 3 ErBr 6 structure is a crystal structure having monoclinic symmetry and having a space group of C2 / m.
  • the detailed atomic arrangement is published in the Inorganic Crystal Structure Database (ICSD).
  • the first crystal phase having the same halogen sequence as the LEB structure contains two of the above-described composition formula (2) in the unit cell.
  • the above LEB structure can be identified by structural analysis using an X-ray diffraction method.
  • Cu—K ⁇ rays wavelengths of 1.5405 mm and 1.5444 mm
  • the values of the diffraction angle 2 ⁇ are 25 ° to 28 °, 29 °, respectively. Strong peaks are observed in the ranges of ° -32 °, 41 ° -46 °, 49 ° -55 °, 51 ° -58 °.
  • I LEB (110) / I LEB (200) ⁇ 0.01 may be satisfied.
  • I LEB (200) is the X-ray diffraction intensity of the plane of the first crystal phase corresponding to the (200) plane in the crystal structure of Li 3 ErBr 6 .
  • I LEB (110) is the X-ray diffraction intensity of the plane of the first crystal phase corresponding to the (110) plane in the crystal structure of Li 3 ErBr 6 .
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the arrangement of Y can be made irregular. Thereby, the lithium ion conduction path is three-dimensionally connected. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the cation arrangement of the solid electrolyte material in Embodiment 1 may not be the same as the LEB structure cation arrangement. That is, at least a part of Y (yttrium) and at least a part of Li may be irregularly arranged.
  • the irregularity of the arrangement of the cation can be evaluated by the above-mentioned intensity ratio “I LEB (110) / I LEB (200) ” in the XRD pattern.
  • I LEB (110) / I LEB (200) is about 0.02 (about 2%). As irregularity increases, the value of I LEB (110) / I LEB (200) decreases. As described above, if I LEB (110) / I LEB (200) ⁇ 0.01 (1%), the arrangement of Y can be made sufficiently irregular.
  • FWHM 1 / 2 ⁇ c 1 ⁇ 0.015 may be satisfied.
  • FWHM 1 is the half width of the X-ray diffraction peak of the plane of the first crystal phase corresponding to the (200) plane in the crystal structure of Li 3 ErBr 6 .
  • 2 ⁇ c 1 is the diffraction angle (peak center value) of the center of the X-ray diffraction peak.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the lattice constant can be made non-uniform. Thereby, a region having a lattice spread is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the lattice constant of the solid electrolyte material in the first embodiment may not be completely uniform. That is, the lattice constant may have some non-uniformity. Specifically, the lattice constant distribution may have a half width of about 1% or more.
  • the structure of the first crystal phase may be distorted and the atomic positions may be slightly different.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 1 may include a different crystal phase having a crystal structure different from that of the first crystal phase.
  • the heterogeneous crystal phase may intervene between the first crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, conduction of lithium ions between the first crystal phases is promoted by the different crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in the first embodiment may include an amorphous phase.
  • the amorphous phase may be interposed between the first crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, conduction of lithium ions between the first crystal phases is promoted by the amorphous phase. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in the first embodiment may include a second crystal phase.
  • the arrangement of halogen as X is the same as the arrangement of Cl in Li 3 ErCl 6 (hereinafter also referred to as LEC) having a crystal structure belonging to the space group P-3m1.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, by taking a crystal structure like the second crystal phase, X is attracted more strongly around Y. As a result, a path through which lithium ions diffuse is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • FIG. 3 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 ErCl 6 structure.
  • the Li 3 ErCl 6 structure is a crystal structure having trigonal symmetry and a space group of P-3m1.
  • the detailed atomic arrangement is published in the Inorganic Crystal Structure Database (ICSD).
  • the second crystal phase having the same halogen sequence as the LEC structure contains the above-described composition formula (2) in three units in the unit cell.
  • the above LEC structure can be identified by structural analysis using an X-ray diffraction method.
  • the Cu-K ⁇ ray (wavelengths 1.5405 mm and 1.5444 mm) is used as the X-ray and measured by the ⁇ -2 ⁇ method, the value of the diffraction angle 2 ⁇ is 29.8 ° to 32 °, respectively. Strong peaks are observed in the ranges of 38.5 ° to 41.7 °, 46.3 ° to 50.4 °, 50.8 ° to 55.4 °.
  • I LEC (110) / I LEC (303) ⁇ 0.3 may be satisfied.
  • I LEC (303) is the X-ray diffraction intensity of the plane of the second crystal phase corresponding to the (303) plane in the crystal structure of Li 3 ErCl 6 .
  • I LEC (110) is the X-ray diffraction intensity of the plane of the second crystal phase corresponding to the (110) plane in the crystal structure of Li 3 ErCl 6 .
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the arrangement of Y can be made irregular. Thereby, the lithium ion conduction path is three-dimensionally connected. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the cation arrangement of the solid electrolyte material in Embodiment 1 may not be the same as the cation arrangement of the LEC structure. That is, at least a part of Y and at least a part of Li may be irregularly arranged.
  • the irregularity of the arrangement of the cation can be evaluated by the above-described intensity ratio “I LEC (110) / I LEC (303) ” in the XRD pattern.
  • I LEC (110) / I LEC (303) ⁇ 0.45 (about 45%). As the irregularity increases, the value of I LEC (110) / I LEC (303) decreases. As described above, if I LEC (110) / I LEC (303) ⁇ 0.30 (30%), the arrangement of Y can be made sufficiently irregular.
  • FWHM 2 / 2 ⁇ c 2 ⁇ 0.015 may be satisfied.
  • FWHM 2 is the half width of the X-ray diffraction peak of the plane of the second crystal phase corresponding to the (303) plane in the crystal structure of Li 3 ErCl 6 .
  • 2 ⁇ c 2 is the diffraction angle (peak center value) of the center of the X-ray diffraction peak.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the lattice constant can be made non-uniform. Thereby, a region having a lattice spread is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the lattice constant of the solid electrolyte material in the first embodiment may not be completely uniform. That is, the lattice constant may have some non-uniformity. Specifically, the lattice constant distribution may have a half width of about 1% or more.
  • the structure of the second crystal phase may be distorted and the atomic positions may be slightly different.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 1 may include a different crystal phase having a crystal structure different from that of the second crystal phase.
  • the heterogeneous crystal phase may intervene between the second crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, conduction of lithium ions between the second crystal phases is promoted by the different crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in the first embodiment may include an amorphous phase.
  • the amorphous phase may be interposed between the second crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, the conduction of lithium ions between the second crystal phases is promoted by the amorphous phase. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the shape of the solid electrolyte material in the first embodiment is not particularly limited, and may be, for example, a needle shape, a spherical shape, an elliptical spherical shape, or the like.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 1 may be particles. After laminating a plurality of particles, the particles may be formed into a pellet shape or a plate shape by pressing.
  • the median diameter may be not less than 0.1 ⁇ m and not more than 100 ⁇ m.
  • the median diameter may be not less than 0.5 ⁇ m and not more than 10 ⁇ m.
  • ion conductivity can be further increased.
  • a better dispersion state of the solid electrolyte material and the active material in Embodiment 1 can be formed.
  • the solid electrolyte material may be smaller than the median diameter of the active material.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 1 can be manufactured by the following method, for example.
  • a binary halide raw material powder is prepared so as to obtain a blending ratio of a target composition.
  • LiCl and YCl 3 are prepared in a molar ratio of 3: 1.
  • X in the composition formula (2) can be determined by selecting the type of raw material powder. After thoroughly mixing the raw material powders, the raw material powders are mixed, pulverized, and reacted using a mechanochemical milling method. Alternatively, the raw material powder may be mixed well and then sintered in a vacuum.
  • the structure (crystal structure) of the crystal phase in the solid electrolyte material can be determined by adjusting the reaction method and reaction conditions between the raw material powders.
  • the solid electrolyte material in the second embodiment is a compound represented by the following composition formula (1).
  • 0 ⁇ z ⁇ 2 is satisfied.
  • X is Cl or Br.
  • a solid electrolyte material (halide solid electrolyte material) having high lithium ion conductivity can be realized.
  • a solid electrolyte material having a stable structure can be realized in the assumed operating temperature range of the battery (for example, in the range of ⁇ 30 ° C. to 80 ° C.). That is, the solid electrolyte material of Embodiment 2 is not a configuration in which the phase transition temperature exists in the operating temperature range of the battery (for example, the configuration of Patent Document 2). Thereby, even in an environment where there is a temperature change, a high ion conductivity can be stably maintained without causing a phase transition in the operating temperature range of the battery.
  • an all solid state secondary battery having excellent charge / discharge characteristics can be realized by using the solid electrolyte material of the second embodiment.
  • an all-solid secondary battery not containing sulfur can be realized. That is, the solid electrolyte material of the second embodiment is not configured to generate hydrogen sulfide when exposed to the atmosphere (for example, the configuration of Patent Document 1). For this reason, there is no generation of hydrogen sulfide, and an all-solid secondary battery excellent in safety can be realized.
  • a solid electrolyte material (halide solid electrolyte material) having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the all-solid-state secondary battery more excellent in charge / discharge characteristics can be realized.
  • a solid electrolyte material (halide solid electrolyte material) having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the all-solid-state secondary battery more excellent in charge / discharge characteristics can be realized.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 may include a crystal phase.
  • the crystal phase include the following first crystal phase and third crystal phase.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 may include a first crystal phase.
  • the arrangement of halogen as X is the same as the arrangement of Br in Li 3 ErBr 6 (hereinafter also referred to as LEB) having a crystal structure belonging to the space group C2 / m.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, by taking a crystal structure like the first crystal phase, X is attracted more strongly around Y. As a result, a path through which lithium ions diffuse is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the Li 3 ErBr 6 structure is a crystal structure having monoclinic symmetry and having a space group of C2 / m.
  • the detailed atomic arrangement is published in the Inorganic Crystal Structure Database (ICSD).
  • the first crystal phase having a halogen sequence similar to the LEB structure contains two of the above-described composition formula (1) in the unit cell.
  • the above LEB structure can be identified by structural analysis using an X-ray diffraction method.
  • Cu—K ⁇ rays wavelengths of 1.5405 mm and 1.5444 mm
  • the values of the diffraction angle 2 ⁇ are 25 ° to 28 °, 29 °, respectively. Strong peaks are observed in the ranges of ° -33, 41 ° -47 °, 49 ° -55 °, 51 ° -58 °.
  • I LEB (110) / I LEB (200) ⁇ 0.01 may be satisfied.
  • I LEB (200) is the X-ray diffraction intensity of the plane of the first crystal phase corresponding to the (200) plane in the crystal structure of Li 3 ErBr 6 .
  • I LEB (110) is the X-ray diffraction intensity of the plane of the first crystal phase corresponding to the (110) plane in the crystal structure of Li 3 ErBr 6 .
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the arrangement of Y can be made irregular. Thereby, the lithium ion conduction path is three-dimensionally connected. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the cation arrangement of the solid electrolyte material in Embodiment 2 may not be the same as the LEB structure cation arrangement. That is, at least a part of Y and at least a part of Li may be irregularly arranged.
  • the irregularity of the arrangement of the cation can be evaluated by the above-mentioned intensity ratio “I LEB (110) / I LEB (200) ” in the XRD pattern.
  • I LEB (110) / I LEB (200) is about 0.02 (about 2%). As irregularity increases, the value of I LEB (110) / I LEB (200) decreases. As described above, if I LEB (110) / I LEB (200) ⁇ 0.01 (1%), the arrangement of Y can be made sufficiently irregular.
  • FWHM 1 / 2 ⁇ c 1 ⁇ 0.015 may be satisfied.
  • FWHM 1 is the half width of the X-ray diffraction peak of the plane of the first crystal phase corresponding to the (200) plane in the crystal structure of Li 3 ErBr 6 .
  • 2 ⁇ c 1 is the diffraction angle (peak center value) of the center of the X-ray diffraction peak.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the lattice constant can be made non-uniform. Thereby, a region having a lattice spread is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the lattice constant of the solid electrolyte material in the second embodiment may not be completely uniform. That is, the lattice constant may have some non-uniformity. Specifically, the lattice constant distribution may have a half width of about 1% or more.
  • the structure of the first crystal phase may be distorted and the atomic positions may be slightly different.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 may include a different crystal phase having a crystal structure different from that of the first crystal phase.
  • the heterogeneous crystal phase may intervene between the first crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, conduction of lithium ions between the first crystal phases is promoted by the different crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in the second embodiment may include an amorphous phase.
  • the amorphous phase may be interposed between the first crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, conduction of lithium ions between the first crystal phases is promoted by the amorphous phase. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 may include a third crystal phase.
  • the arrangement of halogen as X is the same as the arrangement of Cl in Li 3 YbCl 6 (hereinafter also referred to as LYC) having a crystal structure belonging to the space group Pnma.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, by taking a crystal structure like the third crystal phase, X is attracted more strongly around Y. As a result, a path through which lithium ions diffuse is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • FIG. 8 is a perspective view showing the crystal structure of the Li 3 YbCl 6 structure.
  • the Li 3 YbCl 6 structure is a crystal structure having tetragonal symmetry and a space group of Pnma.
  • the detailed atomic arrangement is published in the Inorganic Crystal Structure Database (ICSD).
  • the third crystal phase having the same halogen sequence as the LYC structure contains the above-described composition formula (1) in three units in the unit cell.
  • the above LYC structure can be identified by structural analysis using an X-ray diffraction method.
  • the Cu-K ⁇ ray (wavelengths 1.5405 mm and 1.5444 mm) is used as the X-ray and measured by the ⁇ -2 ⁇ method, the value of the diffraction angle 2 ⁇ is 29.8 ° to 32 °, respectively. Strong peaks are observed in the ranges of 38.5 ° to 41.7 °, 46.3 ° to 50.4 °, 50.8 ° to 55.4 °.
  • FWHM 3 / 2 ⁇ c 3 ⁇ 0.015 may be satisfied.
  • FWHM 3 is the half width of the X-ray diffraction peak of the plane of the third crystal phase corresponding to the (231) plane in the crystal structure of Li 3 YbCl 6 .
  • 2 ⁇ c 3 is the diffraction angle (peak center value) of the center of the X-ray diffraction peak.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • the lattice constant can be made non-uniform. Thereby, a region having a lattice spread is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the lattice constant of the solid electrolyte material in the second embodiment may not be completely uniform. That is, the lattice constant may have some non-uniformity. Specifically, the lattice constant distribution may have a half width of about 1% or more.
  • the structure of the third crystal phase may be distorted and the atomic positions may be slightly different.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 may include a different crystal phase having a crystal structure different from that of the third crystal phase.
  • the heterogeneous crystal phase may be interposed between the third crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, conduction of lithium ions between the third crystal phases is promoted by the different crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in the second embodiment may include an amorphous phase.
  • the amorphous phase may be interposed between the third crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, the conduction of lithium ions between the third crystal phases is promoted by the amorphous phase. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the shape of the solid electrolyte material in the second embodiment is not particularly limited, and may be, for example, a needle shape, a spherical shape, an elliptical spherical shape, or the like.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 may be particles. After laminating a plurality of particles, the particles may be formed into a pellet shape or a plate shape by pressing.
  • the median diameter may be not less than 0.1 ⁇ m and not more than 100 ⁇ m.
  • the median diameter may be not less than 0.5 ⁇ m and not more than 10 ⁇ m.
  • ion conductivity can be further increased.
  • a better dispersion state of the solid electrolyte material and the active material in Embodiment 2 can be formed.
  • the solid electrolyte material may be smaller than the median diameter of the active material.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 2 can be manufactured by the following method, for example.
  • a binary halide raw material powder is prepared so as to obtain a blending ratio of a target composition.
  • LiCl and YCl 3 are prepared in a molar ratio of 3: 1.
  • X in the composition formula (1) can be determined by selecting the type of raw material powder. Moreover, the value of “z” in the composition formula (1) can be adjusted by adjusting the mixing ratio of the raw material powder containing Y.
  • the raw material powders After thoroughly mixing the raw material powders, the raw material powders are mixed, pulverized and reacted using a mechanochemical milling method. Or after mixing raw material powders well, you may sinter in a vacuum or inert atmosphere (for example, argon atmosphere, nitrogen atmosphere, etc.).
  • a vacuum or inert atmosphere for example, argon atmosphere, nitrogen atmosphere, etc.
  • the structure (crystal structure) of the crystal phase in the solid electrolyte material can be determined by adjusting the reaction method and reaction conditions between the raw material powders.
  • composition of the solid electrolyte material can be determined by, for example, ICP emission spectroscopic analysis, inert gas melting-infrared absorption method, EPMA (Electron Probe microanalyzer) method, and the like.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 is a compound represented by the following composition formula (1).
  • 0 ⁇ z ⁇ 2 is satisfied.
  • X is Cl or Br.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 may include a crystal phase.
  • the crystal phase include the following fourth crystal phase and fifth crystal phase.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 may include a fourth crystal phase.
  • X is Br.
  • Cu—K ⁇ rays wavelengths of 1.5405 mm and 1.5444 mm
  • ⁇ -2 ⁇ method Have a diffraction angle 2 ⁇ of 13.1 ° to 14.5 °, 26.6 ° to 28.3 °, 30.8 ° to 32.7 °, 44.2 ° to 47.1 °, Peaks are observed within the ranges of 52.3 ° to 55.8 ° and 54.8 ° to 58.5 °.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, Br is attracted more strongly around Y by taking a crystal structure like the fourth crystal phase. As a result, a path through which lithium ions diffuse is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • FWHM 4 / 2 ⁇ c 4 ⁇ 0.015 may be satisfied.
  • FWHM 4 is the full width at half maximum of the X-ray diffraction peak observed in the above-mentioned range of 26.6 ° to 28.3 °.
  • 2 ⁇ c 4 is the diffraction angle (peak center value) of the center of the X-ray diffraction peak.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the lattice constant can be made nonuniform by the above configuration. Thereby, a region having a lattice spread is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • I 2 / I 1 ⁇ 0.1 may be satisfied. More preferably, I 2 / I 1 ⁇ 0.01 may be satisfied.
  • I 1 is the intensity of the diffraction peak existing in the range of 26.6 ° to 28.3 ° described above.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the arrangement of Y can be made irregular by the above configuration. Thereby, the lithium ion conduction path is three-dimensionally connected. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 may include a different crystal phase having a crystal structure different from that of the fourth crystal phase.
  • the heterogeneous crystal phase may intervene between the fourth crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the conduction of lithium ions between the fourth crystal phases is promoted by the different crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 may include an amorphous phase.
  • the amorphous phase may be interposed between the fourth crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the conduction of lithium ions between the fourth crystal phases is promoted by the amorphous phase. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • X is Cl.
  • the measurement is performed by the ⁇ -2 ⁇ method
  • a peak is observed in the range of 8 ° to 55.4 °.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, by taking a crystal structure like the fifth crystal phase, Cl is attracted more strongly around Y. As a result, a path through which lithium ions diffuse is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • FWHM 5 / 2 ⁇ c 5 ⁇ 0.015 may be satisfied.
  • FWHM 5 is the half width of the X-ray diffraction peak of the diffraction peak existing at 29.8 ° to 32 ° described above.
  • 2 ⁇ c 5 is the diffraction angle (peak center value) at the center of the X-ray diffraction peak.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the lattice constant can be made nonuniform by the above configuration. Thereby, a region having a lattice spread is formed. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • I 4 / I 3 ⁇ 0.3 may be satisfied.
  • I 3 is the intensity of the diffraction peak existing at 29.8 ° to 32 ° described above.
  • I 4 is the intensity of the diffraction peak existing in the above-mentioned range of 15.3 ° to 16.3 °.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized.
  • improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the arrangement of Y can be made irregular by the above configuration. Thereby, the lithium ion conduction path is three-dimensionally connected. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 may include a different crystal phase having a crystal structure different from that of the fifth crystal phase.
  • the heterogeneous crystal phase may be interposed between the fifth crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the conduction of lithium ions between the fifth crystal phases is promoted by the different crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 may include an amorphous phase.
  • the amorphous phase may be interposed between the fifth crystal phases.
  • a solid electrolyte material having higher lithium ion conductivity can be realized. Specifically, improvement of ionic conductivity by the following effects can be considered. That is, the amorphous phase promotes lithium ion conduction between the fifth crystal phases. For this reason, lithium ion conductivity improves more.
  • the solid electrolyte material in Embodiment 3 can be manufactured by the following method, for example.
  • a binary halide raw material powder is prepared so as to obtain a blending ratio of a target composition.
  • LiCl and YCl 3 are prepared in a molar ratio of 3: 1.
  • X in the composition formula (1) can be determined by selecting the type of raw material powder. Moreover, the value of “z” in the composition formula (1) can be adjusted by adjusting the mixing ratio of the raw material powder containing Y.
  • the raw material powders After thoroughly mixing the raw material powders, the raw material powders are mixed, pulverized and reacted using a mechanochemical milling method. Or after mixing raw material powders well, you may sinter in a vacuum or inert atmosphere (for example, argon atmosphere, nitrogen atmosphere, etc.).
  • a vacuum or inert atmosphere for example, argon atmosphere, nitrogen atmosphere, etc.
  • the composition of the crystal phase in the solid electrolyte material can be determined by a powder X-ray diffraction method.
  • the powder X-ray diffraction measurement is preferably performed under the condition that the sample is in an inert atmosphere (eg, argon atmosphere, nitrogen atmosphere, etc.) or in a dry atmosphere with a dew point of ⁇ 30 ° C. or lower.
  • an inert atmosphere eg, argon atmosphere, nitrogen atmosphere, etc.
  • a dry atmosphere with a dew point of ⁇ 30 ° C. or lower.
  • the battery in the fourth embodiment is configured using the solid electrolyte material described in any of the first to third embodiments.
  • the battery in the fourth embodiment includes a solid electrolyte material, a positive electrode, a negative electrode, and an electrolyte layer.
  • the electrolyte layer is a layer provided between the positive electrode and the negative electrode.
  • At least one of the electrolyte layer and the negative electrode includes the solid electrolyte material according to any one of the first to third embodiments.
  • the charge / discharge characteristics of the battery can be improved.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a schematic configuration of battery 1000 according to the fourth embodiment.
  • the battery 1000 in Embodiment 4 includes a positive electrode 201, a negative electrode 203, and an electrolyte layer 202.
  • the positive electrode 201 includes positive electrode active material particles 204.
  • the electrolyte layer 202 is disposed between the positive electrode 201 and the negative electrode 203.
  • the electrolyte layer 202 includes an electrolyte material (for example, a solid electrolyte material).
  • the negative electrode 203 includes negative electrode active material particles 205 and solid electrolyte particles 100.
  • the solid electrolyte particle 100 is a particle made of the solid electrolyte material in any one of the first to third embodiments or a particle containing the solid electrolyte material in any one of the first to third embodiments as a main component.
  • the positive electrode 201 includes a material having a property of inserting and extracting metal ions (for example, lithium ions).
  • the positive electrode 201 includes, for example, a positive electrode active material (for example, positive electrode active material particles 204).
  • the positive electrode active materials include, for example, lithium-containing transition metal oxides (eg, Li (NiCoAl) O 2 , LiCoO 2 , etc.), transition metal fluorides, polyanions and fluorinated polyanion materials, and transition metal sulfides, transitions Metal oxyfluorides, transition metal oxysulfides, transition metal oxynitrides, and the like can be used.
  • the median diameter of the positive electrode active material particles 204 may be not less than 0.1 ⁇ m and not more than 100 ⁇ m. When the median diameter of the positive electrode active material particles 204 is larger than 100 ⁇ m, lithium diffusion in the positive electrode active material particles 204 becomes slow. For this reason, it may be difficult to operate the battery at a high output.
  • the thickness of the positive electrode 201 may be 10 to 500 ⁇ m. When the thickness of the positive electrode is thinner than 10 ⁇ m, it may be difficult to ensure a sufficient battery energy density. In addition, when the thickness of the positive electrode is thicker than 500 ⁇ m, it may be difficult to operate at a high output.
  • the electrolyte layer 202 is a layer containing an electrolyte material.
  • the electrolyte material is, for example, a solid electrolyte material. That is, the electrolyte layer 202 may be a solid electrolyte layer.
  • the solid electrolyte layer may be composed of only the solid electrolyte material in any one of the first to third embodiments.
  • Embodiment 1-3 you may be comprised only from the solid electrolyte material different from the solid electrolyte material in any one of Embodiment 1-3.
  • a solid electrolyte material different from the solid electrolyte material in any of Embodiments 1 to 3 for example, Li 2 MgX 4 , Li 2 FeX 4 , Li (Al, Ga, In) X 4 , Li 3 (Al, Ga) , In) X 6 , LiI, etc. (X: F, Cl, Br, I) can be used.
  • the solid electrolyte layer may contain simultaneously the solid electrolyte material in any one of Embodiments 1 to 3 and a solid electrolyte material different from the solid electrolyte material in any of Embodiments 1 to 3 described above. At this time, both may be dispersed uniformly.
  • a layer made of the solid electrolyte material in any one of Embodiments 1 to 3 and a layer made of a solid electrolyte material different from the solid electrolyte material in any of Embodiments 1 to 3 described above in the stacking direction of the battery On the other hand, they may be arranged in order.
  • the thickness of the solid electrolyte layer may be 1 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less.
  • the thickness of the solid electrolyte layer is thinner than 1 ⁇ m, the possibility that the positive electrode 201 and the negative electrode 203 are short-circuited increases. Further, when the thickness of the solid electrolyte layer is thicker than 100 ⁇ m, it may be difficult to operate at a high output.
  • the negative electrode 203 includes a material having a property of inserting and extracting metal ions (for example, lithium ions).
  • the negative electrode 203 includes, for example, a negative electrode active material (for example, negative electrode active material particles 205).
  • a metal material, a carbon material, an oxide, a nitride, a tin compound, a silicon compound, or the like can be used.
  • the metal material may be a single metal.
  • the metal material may be an alloy.
  • Examples of the metal material include lithium metal and lithium alloy.
  • Examples of carbon materials include natural graphite, coke, graphitized carbon, carbon fiber, spherical carbon, artificial graphite, and amorphous carbon. From the viewpoint of capacity density, silicon (Si), tin (Sn), a silicon compound, and a tin compound can be preferably used.
  • the median diameter of the negative electrode active material particles 205 may be not less than 0.1 ⁇ m and not more than 100 ⁇ m.
  • the median diameter of the negative electrode active material particles 205 is smaller than 0.1 ⁇ m, there is a possibility that the negative electrode active material particles 205 and the solid electrolyte particles 100 cannot form a good dispersion state in the negative electrode. Thereby, the charging / discharging characteristic of a battery falls.
  • the median diameter of the negative electrode active material particles 205 is larger than 100 ⁇ m, lithium diffusion in the negative electrode active material particles 205 is delayed. For this reason, it may be difficult to operate the battery at a high output.
  • the median diameter of the negative electrode active material particles 205 may be larger than the median diameter of the solid electrolyte particles 100. Thereby, the favorable dispersion state of the negative electrode active material particle 205 and the halide solid electrolyte material can be formed.
  • the volume ratio “v: 100 ⁇ v” of the negative electrode active material particles 205 and the solid electrolyte particles 100 included in the negative electrode 203 may be 30 ⁇ v ⁇ 95. If v ⁇ 30, it may be difficult to ensure sufficient battery energy density. In addition, when v> 95, it may be difficult to operate at high output.
  • the thickness of the negative electrode 203 may be 10 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less. When the thickness of the negative electrode is thinner than 10 ⁇ m, it may be difficult to ensure a sufficient battery energy density. Further, when the thickness of the positive electrode is thicker than 500 ⁇ m, it may be difficult to operate at high output.
  • At least one of the positive electrode 201, the electrolyte layer 202, and the negative electrode 203 may include a sulfide solid electrolyte or an oxide solid electrolyte for the purpose of increasing ion conductivity.
  • a sulfide solid electrolyte Li 2 S—P 2 S 5 , Li 2 S—SiS 2 , Li 2 S—B 2 S 3 , Li 2 S—GeS 2 , Li 3.25 Ge 0.25 P 0.75 S 4 , Li 10 GeP 2 S 12 , etc. can be used.
  • a NASICON solid electrolyte typified by LiTi 2 (PO 4 ) 3 and its elemental substitute
  • a (LaLi) TiO 3 -based perovskite solid electrolyte Li 14 ZnGe 4 O 16
  • Li 4 SiO 4 LISICON type solid electrolyte typified by LiGeO 4 and its element substitution
  • garnet type solid electrolyte typified by Li 7 La 3 Zr 2 O 12 and its element substitution, Li 3 N and its H substitution, Li 3 PO 4 and its N-substituted, etc.
  • At least one of the positive electrode 201, the electrolyte layer 202, and the negative electrode 203 may include an organic polymer solid electrolyte for the purpose of increasing ion conductivity.
  • an organic polymer solid electrolyte for example, a compound of a polymer compound and a lithium salt can be used.
  • the polymer compound may have an ethylene oxide structure. By having an ethylene oxide structure, a large amount of lithium salt can be contained, and the ionic conductivity can be further increased.
  • the lithium salt LiPF 6, LiBF 4, LiSbF 6, LiAsF 6, LiSO 3 CF 3, LiN (SO 2 CF 3) 2, LiN (SO 2 C 2 F 5) 2, LiN (SO 2 CF 3) ( SO 2 C 4 F 9 ), LiC (SO 2 CF 3 ) 3 , etc. can be used.
  • the lithium salt one lithium salt selected from these may be used alone. Alternatively, a mixture of two or more lithium salts selected from these may be used as the lithium salt.
  • At least one of the positive electrode 201, the electrolyte layer 202, and the negative electrode 203 includes a non-aqueous electrolyte solution, a gel electrolyte, and an ionic liquid for the purpose of facilitating the exchange of lithium ions and improving the output characteristics of the battery. May be.
  • the nonaqueous electrolytic solution includes a nonaqueous solvent and a lithium salt dissolved in the nonaqueous solvent.
  • a non-aqueous solvent a cyclic carbonate solvent, a chain carbonate solvent, a cyclic ether solvent, a chain ether solvent, a cyclic ester solvent, a chain ester solvent, a fluorine solvent, and the like can be used.
  • the cyclic carbonate solvent include ethylene carbonate, propylene carbonate, butylene carbonate, and the like.
  • Examples of the chain carbonate solvent include dimethyl carbonate, ethyl methyl carbonate, diethyl carbonate, and the like.
  • Examples of cyclic ether solvents include tetrahydrofuran, 1,4-dioxane, 1,3-dioxolane, and the like.
  • Examples of the chain ether solvent include 1,2-dimethoxyethane, 1,2-diethoxyethane, and the like.
  • Examples of the cyclic ester solvent include ⁇ -butyrolactone.
  • Examples of chain ester solvents include methyl acetate and the like.
  • Examples of the fluorine solvent include fluoroethylene carbonate, methyl fluoropropionate, fluorobenzene, fluoroethyl methyl carbonate, fluorodimethylene carbonate, and the like.
  • the non-aqueous solvent one non-aqueous solvent selected from these can be used alone.
  • the nonaqueous electrolytic solution may contain at least one fluorine solvent selected from the group consisting of fluoroethylene carbonate, methyl fluoropropionate, fluorobenzene, fluoroethyl methyl carbonate, and fluorodimethylene carbonate.
  • the lithium salt, LiPF 6, LiBF 4, LiSbF 6, LiAsF 6, LiSO 3 CF 3, LiN (SO 2 CF 3) 2, LiN (SO 2 C 2 F 5) 2, LiN (SO 2 CF 3) ( SO 2 C 4 F 9 ), LiC (SO 2 CF 3 ) 3 , etc. can be used.
  • lithium salt one lithium salt selected from these may be used alone. Alternatively, a mixture of two or more lithium salts selected from these may be used as the lithium salt.
  • concentration of the lithium salt is, for example, in the range of 0.5 to 2 mol / liter.
  • a polymer material containing a non-aqueous electrolyte can be used.
  • the polymer material polyethylene oxide, polyacrylonitrile, polyvinylidene fluoride, polymethyl methacrylate, a polymer having an ethylene oxide bond, and the like may be used.
  • the cation constituting the ionic liquid includes aliphatic chain quaternary salts such as tetraalkylammonium and tetraalkylphosphonium, pyrrolidiniums, morpholiniums, imidazoliniums, tetrahydropyrimidiniums, piperaziniums, piperidiniums and the like. It may be a nitrogen-containing heterocyclic aromatic cation such as an aromatic group ammonium, pyridiniums, imidazoliums and the like.
  • Anions constituting the ionic liquid are PF 6 ⁇ , BF 4 ⁇ , SbF 6 ⁇ ⁇ , AsF 6 ⁇ , SO 3 CF 3 ⁇ , N (SO 2 CF 3 ) 2 ⁇ , and N (SO 2 C 2 F 5 ). 2 ⁇ , N (SO 2 CF 3 ) (SO 2 C 4 F 9 ) ⁇ , C (SO 2 CF 3 ) 3 — and the like may be used.
  • the ionic liquid may contain a lithium salt.
  • At least one of the positive electrode 201, the electrolyte layer 202, and the negative electrode 203 may contain a binder for the purpose of improving the adhesion between the particles.
  • the binder is used to improve the binding property of the material constituting the electrode.
  • the binders include polyvinylidene fluoride, polytetrafluoroethylene, polyethylene, polypropylene, aramid resin, polyamide, polyimide, polyamideimide, polyacrylonitrile, polyacrylic acid, polyacrylic acid methyl ester, polyacrylic acid ethyl ester, poly Acrylic hexyl ester, polymethacrylic acid, polymethacrylic acid methyl ester, polymethacrylic acid ethyl ester, polymethacrylic acid hexyl ester, polyvinyl acetate, polyvinylpyrrolidone, polyether, polyethersulfone, hexafluoropolypropylene, styrene butadiene
  • binders tetrafluoroethylene, hexafluoroethylene, hexafluoropropylene, perfluoroalkyl vinyl ether, vinylidene fluoride, chlorotrifluoroethylene, ethylene, propylene, pentafluoropropylene, fluoromethyl vinyl ether, acrylic acid, hexadiene Copolymers of two or more selected materials can be used. Moreover, 2 or more types selected from these may be mixed and used as a binder.
  • At least one of the positive electrode 201 and the negative electrode 203 may include a conductive additive as necessary.
  • Conductive aid is used to reduce electrode resistance.
  • conductive assistants include natural graphite or artificial graphite graphite, acetylene black, carbon black such as ketjen black, conductive fibers such as carbon fiber or metal fiber, metal powders such as carbon fluoride, aluminum, And conductive whiskers such as zinc oxide or potassium titanate, conductive metal oxides such as titanium oxide, and conductive polymer compounds such as polyaniline, polypyrrole, and polythiophene.
  • cost reduction can be achieved by using a carbon conductive support agent as a conductive support agent.
  • the battery according to Embodiment 4 can be configured as a battery having various shapes such as a coin type, a cylindrical type, a square type, a sheet type, a button type, a flat type, and a laminated type.
  • Example A1 [Production of solid electrolyte material]
  • FIG. 4 is a schematic view showing a method for evaluating ion conductivity.
  • the pressure molding die 300 is composed of an electronically insulating polycarbonate frame 301, and an electron conductive stainless punch upper portion 303 and a punch lower portion 302.
  • the ionic conductivity was evaluated by the following method.
  • Example A1 In a dry atmosphere with a dew point of ⁇ 30 ° C. or lower, the powder of the solid electrolyte material of Example A1 was filled into the pressure forming die 300 and uniaxially pressed at 400 MPa to produce a conductivity measurement cell of Example A1.
  • lead wires were routed from the upper punch portion 303 and the lower punch portion 302, connected to a potentiostat (Princeton Applied Research VersaSTAT4) equipped with a frequency response analyzer, and ionized at room temperature by electrochemical impedance measurement. Conductivity measurements were made.
  • the ionic conductivity of the solid electrolyte material of Example A1 measured at 22 ° C. was 3.0 ⁇ 10 ⁇ 4 S / cm.
  • FIG. 5 is a graph showing the temperature dependence of the ionic conductivity of the solid electrolyte.
  • Example A1 the conductivity measurement cell of Example A1 described above was placed in a thermostatic chamber, and the temperature dependence of conductivity was measured in the temperature rising process and temperature falling process in the range of ⁇ 30 ° C. to 80 ° C.
  • FIG. 6 is a graph showing an XRD pattern of the solid electrolyte material. Peaks were observed at 2 ⁇ values of 13.7 °, 27.4 °, 31.7 °, 45.5 °, 54.0 °, and 56.6 °.
  • an X-ray diffraction pattern was measured in a dry environment with a dew point of ⁇ 45 ° C. or lower using an X-ray diffractometer (MiniFlex600 manufactured by Rigaku).
  • X-ray diffractometer MiniFlex600 manufactured by Rigaku.
  • Cu—K ⁇ ray was used for the X-ray source.
  • the obtained X-ray diffraction pattern was analyzed for the solid electrolyte material of Example A1.
  • the X-ray diffraction pattern of the solid electrolyte material of Example A1 coincided with each other.
  • Ratio (I LEB (110)) of diffraction intensity in the vicinity of the diffraction peak corresponding to the LEB structure (200) plane (I LEB (200) ) and diffraction peak intensity (I LEB (110) ) corresponding to the (110) plane / I LEB (200) ) was less than 1%.
  • the solid electrolyte material of Example A1 was laminated in an order corresponding to 700 ⁇ m thickness, and the above mixture was laminated in the order of 12.3 mg.
  • the first electrode and the solid electrolyte layer were obtained by pressure molding this at a pressure of 360 MPa.
  • metal In (thickness: 200 ⁇ m) was laminated on the side of the solid electrolyte layer opposite to the side in contact with the first electrode. This was pressure-molded at a pressure of 80 MPa to produce a laminate composed of the first electrode, the solid electrolyte layer, and the second electrode.
  • FIG. 7 is a graph showing initial discharge characteristics.
  • Example A1 the secondary battery of Example A1 was placed in a constant temperature bath at 25 ° C.
  • the battery was charged at a constant current at a current value of 0.05 C rate (20 hour rate) with respect to the theoretical capacity of the battery, and the charging was terminated at a voltage of 3.7 V.
  • the battery was discharged at a current value of 0.05 C rate, and the discharge was terminated at a voltage of 1.9V.
  • the initial discharge capacity of the secondary battery of Example A1 was 126 ⁇ Ah.
  • the ionic conductivity measured at 22 ° C. was 1.1 ⁇ 10 ⁇ 4 S / cm.
  • the XRD pattern of the solid electrolyte material of Example A2 is shown in FIG. Peaks were observed at 2 ⁇ values of 15.8 °, 31.4 °, 40.9 °, 48.7 °, and 53.6 °.
  • Ratio (I LEC (110)) of the diffraction intensity (I LEC (303) ) near the diffraction peak corresponding to the LEC structure (303) plane and the diffraction peak intensity (I LEC (110) ) corresponding to the (110) plane / I LEC (303) ) was 26%.
  • Example A2 the solid electrolyte material of Example A2 was used as the solid electrolyte used for the mixture and the solid electrolyte layer.
  • the initial discharge capacity of the secondary battery of Example A2 was 70 ⁇ Ah.
  • Li 3 InBr 6 that is the solid electrolyte material of Comparative Example 1 was obtained.
  • the ionic conductivity measured at 22 ° C. was less than 1 ⁇ 10 ⁇ 7 S / cm.
  • the measured ionic conductivity was 8.7 ⁇ 10 ⁇ 6 S / cm.
  • the solid electrolyte material of Comparative Example 2 was used as the solid electrolyte used for the mixture and the solid electrolyte layer.
  • the initial discharge capacity of the secondary battery of Comparative Example 2 was less than 1 ⁇ Ah. That is, in the secondary battery of Comparative Example 2, charge / discharge operation could not be confirmed.
  • Table 1 shows the configurations and evaluation results in Examples A1 and A2 and Comparative Examples 1 and 2 described above.
  • Li 3 YX 6 exhibits a high ion conductivity of 1 ⁇ 10 ⁇ 5 S / cm or more near room temperature.
  • FIG. 9 is a graph showing the temperature dependence of the ionic conductivity of the solid electrolyte.
  • FIG. 10 is a graph showing the XRD pattern of the solid electrolyte material.
  • FIG. 11 is a graph showing initial discharge characteristics.
  • Table 2 shows each configuration and each evaluation result in Examples B1 to B8 described above.
  • FIG. 12 is a graph showing the XRD pattern of the solid electrolyte material.
  • Table 3 shows the relationship between the full width at half maximum FWHM and the peak center 2 ⁇ c in the LYC (231) diffraction peak. In all of Examples C1 to C8, FWHM / 2 ⁇ c ⁇ 0.015.
  • Table 3 shows the configurations and evaluation results in Examples C1 to C8 described above.
  • Examples B1 to B8 and C1 to C8 do not undergo phase transition in the range of ⁇ 30 ° C. to 80 ° C. That is, it can be seen that Examples B1 to B8 and C1 to C8 have a stable structure in the assumed operating temperature range of the battery.
  • Examples B1 to B8 and C1 to C8 are compared with Comparative Examples 1 and 2, Examples B1 to B8 and C1 to C8 have high ionic conductivity of 1 ⁇ 10 ⁇ 5 S / cm or more near room temperature. It turns out that it shows sex.
  • Examples B3 to B5, C3 to C5, Examples B1, B2, B6 to B8, C1, C2, and C6 to C8 are compared, Examples B3 to B5 and C3 to C5 are It can be seen that high ion conductivity of ⁇ 10 ⁇ 4 S / cm or more is exhibited. Thereby, it turns out that higher ionic conductivity is shown by satisfying 1 ⁇ z ⁇ 1.25.
  • the solid electrolyte material according to the present disclosure is an electrolyte material that does not generate hydrogen sulfide and can stably maintain high lithium ion conductivity. Further, it is shown that an all-solid battery having no generation of hydrogen sulfide and having excellent charge / discharge characteristics can be realized.
  • the battery of the present disclosure can be used as, for example, an all-solid lithium secondary battery.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Geology (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Secondary Cells (AREA)
  • Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

従来技術においては、高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現が望まれる。 本開示の一様態における固体電解質材料は、下記の組成式（１）により表される。 Ｌｉ６－３ｚＹｚＸ６・・・式（１） ここで、０＜ｚ＜２、を満たし、Ｘは、ＣｌまたはＢｒである。

Description

固体電解質材料、および、電池
　本開示は、固体電解質材料、および、電池に関する。
　特許文献１には、硫化物固体電解質を用いた全固体電池が開示されている。
　特許文献２には、インジウムを含むハロゲン化物を固体電解質として用いた全固体電池が開示されている。
特開２０１１－１２９３１２号公報 特開２００６－２４４７３４号公報
　従来技術においては、高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現が望まれる。
　本開示の一様態における固体電解質材料は、下記の組成式（１）により表される。
Ｌｉ６－３ｚＹｚＸ６・・・式（１）
ここで、０＜ｚ＜２、を満たし、Ｘは、ＣｌまたはＢｒである。
　本開示によれば、高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。
図１は、実施の形態４における電池１０００の概略構成を示す断面図である。 図２は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６構造の結晶構造を示す斜視図である。 図３は、Ｌｉ３ＥｒＣｌ６構造の結晶構造を示す斜視図である。 図４は、イオン伝導度の評価方法を示す模式図である。 図５は、固体電解質のイオン伝導度の温度依存性を示すグラフである。 図６は、固体電解質材料のＸＲＤパターンを示すグラフである。 図７は、初期放電特性を示すグラフである。 図８は、Ｌｉ３ＹｂＣｌ６構造の結晶構造を示す斜視図である。 図９は、固体電解質のイオン伝導度の温度依存性を示すグラフである。 図１０は、固体電解質材料のＸＲＤパターンを示すグラフである。 図１１は、初期放電特性を示すグラフである。 図１２は、固体電解質材料のＸＲＤパターンを示すグラフである。
　以下、本開示の実施の形態が、図面を参照しながら説明される。
　（実施の形態１）
　実施の形態１における固体電解質材料は、下記の組成式（２）により表される化合物である。
Ｌｉ３ＹＸ６・・・式（２）
ここで、Ｘは、Ｃｌ（塩素）またはＢｒ（臭素）である。
　以上の構成によれば、高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料（ハロゲン化物固体電解材料）を実現できる。また、電池の想定動作温度域（例えば、－３０℃から８０℃の範囲）において、構造が安定である固体電解質材料を実現できる。すなわち、実施の形態１の固体電解質材料は、相転移温度が電池の動作温度域に存在する構成（例えば、特許文献２の構成）ではない。これにより、温度変化がある環境においても、電池の動作温度域で相転移が生じずに、高いイオン伝導度を安定的に維持できる。
　また、以上の構成によれば、実施の形態１の固体電解質材料を用いることで、充放電特性に優れた全固体二次電池を実現することができる。また、実施の形態１の固体電解質材料を用いることで、硫黄を含まない全固体二次電池を実現することができる。すなわち、実施の形態１の固体電解質材料は、大気に曝露された際に硫化水素が発生する構成（例えば、特許文献１の構成）ではない。このため、硫化水素の発生が無く、安全性に優れた全固体二次電池を実現することができる。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料は、結晶相を含んでもよい。当該結晶相としては、下記の第１結晶相と第２結晶相とが挙げられる。
　すなわち、実施の形態１における固体電解質材料は、第１結晶相を含んでもよい。
　第１結晶相においては、Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｃ２／ｍに属する結晶構造を有するＬｉ３ＥｒＢｒ６（以下、ＬＥＢとも表記される）におけるＢｒの配列と同じ配列である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、第１結晶相のような結晶構造をとることで、Ｘは、Ｙの周辺に、より強く、引き付けられる。これにより、リチウムイオンが拡散する経路が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　図２は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６構造の結晶構造を示す斜視図である。
　Ｌｉ３ＥｒＢｒ６構造（ＬＥＢ構造）は、図２に示されるように、単斜晶系の対称性を有し、空間群はＣ２／ｍである結晶構造である。その詳細な原子配列は、無機結晶構造データベース（ＩＣＳＤ）に掲載されている。
　ＬＥＢ構造と同様のハロゲン配列を有する第１結晶相は、単位胞中に、上述の組成式（２）を２式分、含む。
　ＬＥＢ構造で定義される単位胞の格子定数は、ａ＝６．９Å～７．６Å、ｂ＝１１．９Å～１３．１Å、ｃ＝６．８Å～７．５Å、α＝９０°、β＝１０９°、γ＝９０°、である。
　以上のＬＥＢ構造は、Ｘ線回折法を用いた構造解析によって、同定が可能である。Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４０５Å、および、１．５４４４Å）をＸ線として用いて、θ―２θ法で測定した場合には、回折角２θの値が、それぞれ、２５°～２８°、２９°～３２°、４１°～４６°、４９°～５５°、５１°～５８°である範囲内に、強いピークが観測される。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料においては、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＜０．０１、が満たされてもよい。
　ここで、ＩＬＥＢ（２００）は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（２００）面に相当する第１結晶相の面のＸ線回折強度である。
　また、ＩＬＥＢ（１１０）は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（１１０）面に相当する第１結晶相の面のＸ線回折強度である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、Ｙの配置を不規則にできる。これにより、リチウムイオンの伝導経路が三次元的に接続される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態１における固体電解質材料のカチオンの配列は、ＬＥＢ構造のカチオンの配列と同一でなくてもよい。すなわち、Ｙ（イットリウム）の少なくとも一部と、Ｌｉの少なくとも一部と、が不規則的に配置されていてもよい。
　カチオンの配列の不規則性は、ＸＲＤパターンにおける、上述の強度比「ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）」で、評価することができる。
　Ｙが規則配置の場合には、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＝０．０２程度（２％程度）となる。不規則性が増すにつれて、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）の値は減少する。上述のように、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＜０．０１（１％）であれば、Ｙの配置を十分に不規則にできる。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料においては、ＦＷＨＭ１／２θｃ１≧０．０１５、が満たされてもよい。
　ここで、ＦＷＨＭ１は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（２００）面に相当する第１結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅である。
　また、２θｃ１は、当該Ｘ線回折ピークの中心の回折角度（ピーク中心値）である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、格子定数を不均一にできる。これにより、格子の広がりを有する領域が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態１における固体電解質材料の格子定数は、完全に均一でなくてもよい。すなわち、格子定数は、若干の不均一性を有してもよい。具体的には、格子定数の分布が１％程度以上の半値幅を有してもよい。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料においては、第１結晶相の構造が歪み、原子位置が若干異なる位置に配置されていてもよい。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料は、第１結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含んでもよい。
　このとき、異種結晶相は、第１結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、異種結晶相により、第１結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態１における固体電解質材料は、非晶質相を含んでもよい。
　このとき、非晶質相は、第１結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、非晶質相により、第１結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料は、第２結晶相を含んでもよい。
　第２結晶相においては、Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｐ－３ｍ１に属する結晶構造を有するＬｉ３ＥｒＣｌ６（以下、ＬＥＣとも表記される）におけるＣｌの配列と同じ配列である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、第２結晶相のような結晶構造をとることで、Ｘは、Ｙの周辺に、より強く、引き付けられる。これにより、リチウムイオンが拡散する経路が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　図３は、Ｌｉ３ＥｒＣｌ６構造の結晶構造を示す斜視図である。
　Ｌｉ３ＥｒＣｌ６構造（ＬＥＣ構造）は、図３に示されるように、三方晶系の対称性を有し、空間群はＰ－３ｍ１である結晶構造である。その詳細な原子配列は、無機結晶構造データベース（ＩＣＳＤ）に掲載されている。
　ＬＥＣ構造と同様のハロゲン配列を有する第２結晶相は、単位胞中に、上述の組成式（２）を３式分、含む。
　ＬＥＣ構造で定義される単位胞の格子定数は、ａ＝１０．９７Å～１１．５Å、ｂ＝ａ、ｃ＝５．９Å～６．２Å、α＝９０°、β＝９０°、γ＝１２０°、である。
　以上のＬＥＣ構造は、Ｘ線回折法を用いた構造解析によって、同定が可能である。Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４０５Å、および、１．５４４４Å）をＸ線として用いて、θ―２θ法で測定した場合には、回折角２θの値が、それぞれ、２９．８°～３２°、３８．５°～４１．７°、４６．３°～５０．４°、５０．８°～５５．４°である範囲内に、強いピークが観測される。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料においては、ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３）＜０．３、が満たされてもよい。
　ここで、ＩＬＥＣ（３０３）は、Ｌｉ３ＥｒＣｌ６の結晶構造における（３０３）面に相当する第２結晶相の面のＸ線回折強度である。
　また、ＩＬＥＣ（１１０）は、Ｌｉ３ＥｒＣｌ６の結晶構造における（１１０）面に相当する第２結晶相の面のＸ線回折強度である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、Ｙの配置を不規則にできる。これにより、リチウムイオンの伝導経路が三次元的に接続される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態１における固体電解質材料のカチオンの配列は、ＬＥＣ構造のカチオンの配列と同一でなくてもよい。すなわち、Ｙの少なくとも一部と、Ｌｉの少なくとも一部と、が不規則的に配置されていてもよい。
　カチオンの配列の不規則性は、ＸＲＤパターンにおける、上述の強度比「ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３）」で、評価することができる。
　Ｙが規則配置の際は、ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３）≧０．４５程度（４５％程度）となる。不規則性が増すにつれて、ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３）の値は減少する。上述のように、ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３）＜０．３０（３０％）であれば、Ｙの配置を十分に不規則にできる。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料においては、ＦＷＨＭ２／２θｃ２≧０．０１５、が満たされてもよい。
　ここで、ＦＷＨＭ２は、Ｌｉ３ＥｒＣｌ６の結晶構造における（３０３）面に相当する第２結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅である。
　また、２θｃ２は、当該Ｘ線回折ピークの中心の回折角度（ピーク中心値）である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、格子定数を不均一にできる。これにより、格子の広がりを有する領域が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態１における固体電解質材料の格子定数は、完全に均一でなくてもよい。すなわち、格子定数は、若干の不均一性を有してもよい。具体的には、格子定数の分布が１％程度以上の半値幅を有してもよい。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料においては、第２結晶相の構造が歪み、原子位置が若干異なる位置に配置されていてもよい。
　なお、実施の形態１における固体電解質材料は、第２結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含んでもよい。
　このとき、異種結晶相は、第２結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、異種結晶相により、第２結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態１における固体電解質材料は、非晶質相を含んでもよい。
　このとき、非晶質相は、第２結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、非晶質相により、第２結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態１における固体電解質材料の形状は、特に限定されるものではなく、例えば、針状、球状、楕円球状など、であってもよい。例えば、実施の形態１における固体電解質材料は、粒子であってもよい。複数の粒子を積層した後、加圧によりペレット状もしくは板状に成形してもよい。
　例えば、実施の形態１における固体電解質材料の形状が粒子状（例えば、球状）の場合、メジアン径は、０．１μｍ以上かつ１００μｍ以下であってもよい。
　また、実施の形態１においては、メジアン径は０．５μｍ以上かつ１０μｍ以下であってもよい。
　以上の構成によれば、イオン伝導性をより高めることができる。また、実施の形態１における固体電解質材料と活物質などとのより良好な分散状態を形成できる。
　また、実施の形態１においては、固体電解質材料は、活物質のメジアン径より小さくてもよい。
　以上の構成によれば、実施の形態１における固体電解質材料と活物質などとのより良好な分散状態を形成できる。
　＜固体電解質材料の製造方法＞
　実施の形態１における固体電解質材料は、例えば、下記の方法により、製造されうる。
　目的とする組成の配合比となるような二元系ハロゲン化物の原料粉を用意する。例えば、Ｌｉ３ＹＣｌ６を作製する場合には、ＬｉＣｌとＹＣｌ３を、３：１のモル比で用意する。
　このとき、原料粉の種類を選択することで、組成式（２）におけるＸを決定することができる。原料粉をよく混合した後、メカノケミカルミリングの方法を用いて原料粉同士を混合・粉砕・反応させる。もしくは、原料粉をよく混合した後、真空中で焼結してもよい。
　これにより、前述したような結晶相を含む固体電解質材料が得られる。
　なお、固体電解質材料における結晶相の構成（結晶構造）は、原料粉どうしの反応方法および反応条件の調整により、決定することができる。
　（実施の形態２）
　以下、実施の形態２が説明される。上述の実施の形態１と重複する説明は、適宜、省略される。
　実施の形態２における固体電解質材料は、下記の組成式（１）により表される化合物である。
Ｌｉ６－３ｚＹｚＸ６・・・式（１）
ここで、０＜ｚ＜２、が満たされる。さらに、Ｘは、ＣｌまたはＢｒである。
　以上の構成によれば、高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料（ハロゲン化物固体電解材料）を実現できる。また、電池の想定動作温度域（例えば、－３０℃から８０℃の範囲）において、構造が安定である固体電解質材料を実現できる。すなわち、実施の形態２の固体電解質材料は、相転移温度が電池の動作温度域に存在する構成（例えば、特許文献２の構成）ではない。これにより、温度変化がある環境においても、電池の動作温度域で相転移が生じずに、高いイオン伝導度を安定的に維持できる。
　また、以上の構成によれば、実施の形態２の固体電解質材料を用いることで、充放電特性に優れた全固体二次電池を実現することができる。また、実施の形態２の固体電解質材料を用いることで、硫黄を含まない全固体二次電池を実現することができる。すなわち、実施の形態２の固体電解質材料は、大気に曝露された際に硫化水素が発生する構成（例えば、特許文献１の構成）ではない。このため、硫化水素の発生が無く、安全性に優れた全固体二次電池を実現することができる。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、０．７５≦ｚ≦１．５、が満たされる。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料（ハロゲン化物固体電解材料）を実現できる。また、より充放電特性に優れた全固体二次電池を実現することができる。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、１≦ｚ≦１．２５、が満たされる。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料（ハロゲン化物固体電解材料）を実現できる。また、より充放電特性に優れた全固体二次電池を実現することができる。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料は、結晶相を含んでもよい。当該結晶相としては、下記の第１結晶相と第３結晶相とが挙げられる。
　すなわち、実施の形態２における固体電解質材料は、第１結晶相を含んでもよい。
　第１結晶相においては、Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｃ２／ｍに属する結晶構造を有するＬｉ３ＥｒＢｒ６（以下、ＬＥＢとも表記される）におけるＢｒの配列と同じ配列である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、第１結晶相のような結晶構造をとることで、Ｘは、Ｙの周辺に、より強く、引き付けられる。これにより、リチウムイオンが拡散する経路が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　Ｌｉ３ＥｒＢｒ６構造（ＬＥＢ構造）は、図２に示されるように、単斜晶系の対称性を有し、空間群はＣ２／ｍである結晶構造である。その詳細な原子配列は、無機結晶構造データベース（ＩＣＳＤ）に掲載されている。
　ＬＥＢ構造と同様のハロゲン配列を有する第１結晶相は、単位胞中に、上述の組成式（１）を２式分、含む。
　ＬＥＢ構造で定義される単位胞の格子定数は、ａ＝６．９Å～７．６Å、ｂ＝１１．９Å～１３．１Å、ｃ＝６．８Å～７．５Å、α＝９０°、β＝１０９°、γ＝９０°、である。
　以上のＬＥＢ構造は、Ｘ線回折法を用いた構造解析によって、同定が可能である。Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４０５Å、および、１．５４４４Å）をＸ線として用いて、θ―２θ法で測定した場合には、回折角２θの値が、それぞれ、２５°～２８°、２９°～３３、４１°～４７°、４９°～５５°、５１°～５８°である範囲内に、強いピークが観測される。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＜０．０１、が満たされてもよい。
　ここで、ＩＬＥＢ（２００）は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（２００）面に相当する第１結晶相の面のＸ線回折強度である。
　また、ＩＬＥＢ（１１０）は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（１１０）面に相当する第１結晶相の面のＸ線回折強度である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、Ｙの配置を不規則にできる。これにより、リチウムイオンの伝導経路が三次元的に接続される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態２における固体電解質材料のカチオンの配列は、ＬＥＢ構造のカチオンの配列と同一でなくてもよい。すなわち、Ｙの少なくとも一部と、Ｌｉの少なくとも一部と、が不規則的に配置されていてもよい。
　カチオンの配列の不規則性は、ＸＲＤパターンにおける、上述の強度比「ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）」で、評価することができる。
　Ｙが規則配置の場合には、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＝０．０２程度（２％程度）となる。不規則性が増すにつれて、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）の値は減少する。上述のように、ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＜０．０１（１％）であれば、Ｙの配置を十分に不規則にできる。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、ＦＷＨＭ１／２θｃ１≧０．０１５、が満たされてもよい。
　ここで、ＦＷＨＭ１は、Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（２００）面に相当する第１結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅である。
　また、２θｃ１は、当該Ｘ線回折ピークの中心の回折角度（ピーク中心値）である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、格子定数を不均一にできる。これにより、格子の広がりを有する領域が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態２における固体電解質材料の格子定数は、完全に均一でなくてもよい。すなわち、格子定数は、若干の不均一性を有してもよい。具体的には、格子定数の分布が１％程度以上の半値幅を有してもよい。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、第１結晶相の構造が歪み、原子位置が若干異なる位置に配置されていてもよい。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料は、第１結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含んでもよい。
　このとき、異種結晶相は、第１結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、異種結晶相により、第１結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態２における固体電解質材料は、非晶質相を含んでもよい。
　このとき、非晶質相は、第１結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、非晶質相により、第１結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料は、第３結晶相を含んでもよい。
　第３結晶相においては、Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｐｎｍａに属する結晶構造を有するＬｉ３ＹｂＣｌ６（以下、ＬＹＣとも表記される）におけるＣｌの配列と同じ配列である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、第３結晶相のような結晶構造をとることで、Ｘは、Ｙの周辺に、より強く、引き付けられる。これにより、リチウムイオンが拡散する経路が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　図８は、Ｌｉ３ＹｂＣｌ６構造の結晶構造を示す斜視図である。
　Ｌｉ３ＹｂＣｌ６構造（ＬＹＣ構造）は、図８に示されるように、直方晶系の対称性を有し、空間群はＰｎｍａである結晶構造である。その詳細な原子配列は、無機結晶構造データベース（ＩＣＳＤ）に掲載されている。
　ＬＹＣ構造と同様のハロゲン配列を有する第３結晶相は、単位胞中に、上述の組成式（１）を３式分、含む。
　ＬＹＣ構造で定義される単位胞の格子定数は、ａ＝１２．８～１３．５Å，　ｂ＝１１．１～１２．０Å，ｃ＝５．９０～６．１０Å、である。
　以上のＬＹＣ構造は、Ｘ線回折法を用いた構造解析によって、同定が可能である。Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４０５Å、および、１．５４４４Å）をＸ線として用いて、θ―２θ法で測定した場合には、回折角２θの値が、それぞれ、２９．８°～３２°、３８．５°～４１．７°、４６．３°～５０．４°、５０．８°～５５．４°である範囲内に、強いピークが観測される。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、ＦＷＨＭ３／２θｃ３≧０．０１５、が満たされてもよい。
　ここで、ＦＷＨＭ３は、Ｌｉ３ＹｂＣｌ６の結晶構造における（２３１）面に相当する第３結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅である。
　また、２θｃ３は、当該Ｘ線回折ピークの中心の回折角度（ピーク中心値）である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、格子定数を不均一にできる。これにより、格子の広がりを有する領域が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　以上のように、実施の形態２における固体電解質材料の格子定数は、完全に均一でなくてもよい。すなわち、格子定数は、若干の不均一性を有してもよい。具体的には、格子定数の分布が１％程度以上の半値幅を有してもよい。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料においては、第３結晶相の構造が歪み、原子位置が若干異なる位置に配置されていてもよい。
　なお、実施の形態２における固体電解質材料は、第３結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含んでもよい。
　このとき、異種結晶相は、第３結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、異種結晶相により、第３結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態２における固体電解質材料は、非晶質相を含んでもよい。
　このとき、非晶質相は、第３結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、非晶質相により、第３結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態２における固体電解質材料の形状は、特に限定されるものではなく、例えば、針状、球状、楕円球状など、であってもよい。例えば、実施の形態２における固体電解質材料は、粒子であってもよい。複数の粒子を積層した後、加圧によりペレット状もしくは板状に成形してもよい。
　例えば、実施の形態２における固体電解質材料の形状が粒子状（例えば、球状）の場合、メジアン径は、０．１μｍ以上かつ１００μｍ以下であってもよい。
　また、実施の形態２においては、メジアン径は０．５μｍ以上かつ１０μｍ以下であってもよい。
　以上の構成によれば、イオン伝導性をより高めることができる。また、実施の形態２における固体電解質材料と活物質などとのより良好な分散状態を形成できる。
　また、実施の形態２においては、固体電解質材料は、活物質のメジアン径より小さくてもよい。
　以上の構成によれば、実施の形態２における固体電解質材料と活物質などとのより良好な分散状態を形成できる。
　＜固体電解質材料の製造方法＞
　実施の形態２における固体電解質材料は、例えば、下記の方法により、製造されうる。
　目的とする組成の配合比となるような二元系ハロゲン化物の原料粉を用意する。例えば、Ｌｉ３ＹＣｌ６を作製する場合には、ＬｉＣｌとＹＣｌ３を、３：１のモル比で用意する。
　このとき、原料粉の種類を選択することで、組成式（１）におけるＸを決定することができる。また、Ｙを含む原料粉の混合比を調整することで、組成式（１）における「ｚ」の値を調整できる。
　原料粉をよく混合した後、メカノケミカルミリングの方法を用いて原料粉同士を混合・粉砕・反応させる。もしくは、原料粉をよく混合した後、真空中または不活性雰囲気（例えば、アルゴン雰囲気、窒素雰囲気、など）で焼結してもよい。
　これにより、前述したような結晶相を含む固体電解質材料が得られる。
　なお、固体電解質材料における結晶相の構成（結晶構造）は、原料粉どうしの反応方法および反応条件の調整により、決定することができる。
　また、固体電解質材料の組成は、例えば、ＩＣＰ発光分光分析法、不活性ガス溶融－赤外線吸収法、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ｍｉｃｒｏ　ａｎａｌｙｚｅｒ）法、など、により決定することができる。
　（実施の形態３）
　以下、実施の形態３が説明される。上述の実施の形態１または２と重複する説明は、適宜、省略される。
　実施の形態３における固体電解質材料は、下記の組成式（１）により表される化合物である。
Ｌｉ６－３ｚＹｚＸ６・・・式（１）
ここで、０＜ｚ＜２、が満たされる。さらに、Ｘは、ＣｌまたはＢｒである。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料は、結晶相を含んでもよい。当該結晶相としては、下記の第４結晶相と第５結晶相とが挙げられる。
　すなわち、実施の形態３における固体電解質材料は、第４結晶相を含んでもよい。
　第４結晶相においては、Ｘは、Ｂｒである。また、第４結晶相においては、Ｘ線回折法を用いた構造解析において、Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４０５Å、および、１．５４４４Å）をＸ線として用いてθ―２θ法で測定した場合には、回折角２θの値が、１３．１°～１４．５°、２６．６°～２８．３°、３０．８°～３２．７°、４４．２°～４７．１°、５２．３°～５５．８°、５４．８°～５８．５°である範囲内に、ピークが観測される。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、第４結晶相のような結晶構造をとることで、Ｂｒは、Ｙの周辺に、より強く、引き付けられる。これにより、リチウムイオンが拡散する経路が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料においては、ＦＷＨＭ４／２θｃ４≧０．０１５、が満たされてもよい。
　ここで、ＦＷＨＭ４は、上述の２６．６°～２８．３°の範囲内に観測されるＸ線回折ピークの半値幅である。
　また、２θｃ４は、当該Ｘ線回折ピークの中心の回折角度（ピーク中心値）である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、以上の構成により格子定数を不均一にできる。これにより、格子の広がりを有する領域が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料においては、Ｉ２／Ｉ１＜０．１、が満たされてもよい。より好ましくは、Ｉ２／Ｉ１＜０．０１、が満たされてもよい。
　ここで、Ｉ１は、上述の２６．６°～２８．３°の範囲内に存在する回折ピークの強度である。
　また、Ｉ２は、１５．０°～１６．０°の範囲内の回折ピークの強度である。なお、この範囲内にピークが認められない場合は、Ｉ２＝０である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、以上の構成によりＹの配置を不規則にできる。これにより、リチウムイオンの伝導経路が三次元的に接続される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料は、第４結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含んでもよい。
　このとき、異種結晶相は、第４結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、異種結晶相により、第４結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態３における固体電解質材料は、非晶質相を含んでもよい。
　このとき、非晶質相は、第４結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、非晶質相により、第４結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　第５結晶相においては、Ｘは、Ｃｌである。また、第５結晶相においては、Ｘ線回折法を用いた構造解析において、Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４０５Å、および、１．５４４４Å）をＸ線として用いてθ―２θ法で測定した場合には、回折角２θの値が、１５．３°～１６．３°、２９．８°～３２°、３８．５°～４１．７°、４６．３°～５０．４°、５０．８°～５５．４°である範囲内に、ピークが観測される。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、第５結晶相のような結晶構造をとることで、Ｃｌは、Ｙの周辺に、より強く、引き付けられる。これにより、リチウムイオンが拡散する経路が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料においては、ＦＷＨＭ５／２θｃ５≧０．０１５、が満たされてもよい。
　ここで、ＦＷＨＭ５は、上述の２９．８°～３２°に存在する回折ピークのＸ線回折ピークの半値幅である。
　また、２θｃ５は、当該Ｘ線回折ピークの中心の回折角度（ピーク中心値）である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、以上の構成により格子定数を不均一にできる。これにより、格子の広がりを有する領域が形成される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料においては、Ｉ４／Ｉ３＜０．３、が満たされてもよい。
　ここで、Ｉ３は、上述の２９．８°～３２°に存在する回折ピークの強度である。
　また、Ｉ４は、上述の１５．３°～１６．３°の範囲内に存在する回折ピークの強度である。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、以上の構成によりＹの配置を不規則にできる。これにより、リチウムイオンの伝導経路が三次元的に接続される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　なお、実施の形態３における固体電解質材料は、第５結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含んでもよい。
　このとき、異種結晶相は、第５結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、異種結晶相により、第５結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　また、実施の形態３における固体電解質材料は、非晶質相を含んでもよい。
　このとき、非晶質相は、第５結晶相の間に、介在してもよい。
　以上の構成によれば、より高いリチウムイオン伝導度を有する固体電解質材料を実現できる。具体的には、以下の効果によるイオン伝導度の向上が考えられる。すなわち、非晶質相により、第５結晶相間のリチウムイオンの伝導が促進される。このため、リチウムイオン伝導度がより向上する。
　＜固体電解質材料の製造方法＞
　実施の形態３における固体電解質材料は、例えば、下記の方法により、製造されうる。
　目的とする組成の配合比となるような二元系ハロゲン化物の原料粉を用意する。例えば、Ｌｉ３ＹＣｌ６を作製する場合には、ＬｉＣｌとＹＣｌ３を、３：１のモル比で用意する。
　このとき、原料粉の種類を選択することで、組成式（１）におけるＸを決定することができる。また、Ｙを含む原料粉の混合比を調整することで、組成式（１）における「ｚ」の値を調整できる。
　原料粉をよく混合した後、メカノケミカルミリングの方法を用いて原料粉同士を混合・粉砕・反応させる。もしくは、原料粉をよく混合した後、真空中または不活性雰囲気（例えば、アルゴン雰囲気、窒素雰囲気、など）で焼結してもよい。
　これにより、前述したような結晶相を含む固体電解質材料が得られる。
　固体電解質材料における結晶相の構成は、粉末Ｘ線回折法により決定することができる。粉末Ｘ線回折測定は、試料が不活性雰囲気下（例えば、アルゴン雰囲気、窒素雰囲気、など）、もしくは、露点－３０℃以下の乾燥雰囲気下で実施することが好ましい。
　（実施の形態４）
　以下、実施の形態４が説明される。上述の実施の形態１から３のいずれかと重複する説明は、適宜、省略される。
　実施の形態４における電池は、上述の実施の形態１から３のいずれかで説明された固体電解質材料を用いて構成される。
　実施の形態４における電池は、固体電解質材料と、正極と、負極と、電解質層と、を備える。
　電解質層は、正極と負極との間に設けられる層である。
　電解質層と負極とのうちの少なくとも１つは、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料を含む。
　以上の構成によれば、電池の充放電特性を向上させることができる。
　以下に、実施の形態４における電池の具体例が、説明される。
　図１は、実施の形態４における電池１０００の概略構成を示す断面図である。
　実施の形態４における電池１０００は、正極２０１と、負極２０３と、電解質層２０２とを備える。
　正極２０１は、正極活物質粒子２０４を含む。
　電解質層２０２は、正極２０１と負極２０３との間に配置される。
　電解質層２０２は、電解質材料（例えば、固体電解質材料）を含む。
　負極２０３は、負極活物質粒子２０５と固体電解質粒子１００とを含む。
　固体電解質粒子１００は、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料からなる粒子、または、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料を主たる成分として含む粒子である。
　正極２０１は、金属イオン（例えば、リチウムイオン）を吸蔵・放出する特性を有する材料を含む。正極２０１は、例えば、正極活物質（例えば、正極活物質粒子２０４）を含む。
　正極活物質には、例えば、リチウム含有遷移金属酸化物（例えば、Ｌｉ（ＮｉＣｏＡｌ）Ｏ２、ＬｉＣｏＯ２、など）、遷移金属フッ化物、ポリアニオンおよびフッ素化ポリアニオン材料、および、遷移金属硫化物、遷移金属オキシフッ化物、遷移金属オキシ硫化物、遷移金属オキシ窒化物、など、が用いられうる。
　正極活物質粒子２０４のメジアン径は、０．１μｍ以上かつ１００μｍ以下であってもよい。正極活物質粒子２０４のメジアン径が１００μｍより大きいと、正極活物質粒子２０４内のリチウム拡散が遅くなる。このため、電池の高出力での動作が困難となる場合がある。
　正極２０１の厚みは、１０～５００μｍであってもよい。なお、正極の厚みが１０μｍより薄い場合には、十分な電池のエネルギー密度の確保が困難となる可能性がある。なお、正極の厚みが５００μｍより厚い場合には、高出力での動作が困難となる可能性がある。
　電解質層２０２は、電解質材料を含む層である。当該電解質材料は、例えば、固体電解質材料である。すなわち、電解質層２０２は、固体電解質層であってもよい。
　固体電解質層は、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料のみから構成されていても良い。
　もしくは、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料とは異なる固体電解質材料のみから構成されていてもよい。実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料とは異なる固体電解質材料として、例えば、Ｌｉ２ＭｇＸ４、Ｌｉ２ＦｅＸ４、Ｌｉ（Ａｌ，Ｇａ，Ｉｎ）Ｘ４、Ｌｉ３（Ａｌ，Ｇａ，Ｉｎ）Ｘ６、ＬｉＩ、など（Ｘ：Ｆ，Ｃｌ，Ｂｒ，Ｉ）、が用いられうる。
　固体電解質層は、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料と、上述の実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料とは異なる固体電解質材料とを、同時に含んでもよい。このとき、両者が均一に分散していてもよい。実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料からなる層と、上述の実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料とは異なる固体電解質材料からなる層とが、電池の積層方向に対して、順に配置されていてもよい。
　固体電解質層の厚みは、１μｍ以上かつ１００μｍ以下であってもよい。固体電解質層の厚みが１μｍより薄い場合には、正極２０１と負極２０３とが短絡する可能性が高まる。また、固体電解質層の厚みが１００μｍより厚い場合には、高出力での動作が困難となる可能性がある。
　負極２０３は、金属イオン（例えば、リチウムイオン）を吸蔵・放出する特性を有する材料を含む。負極２０３は、例えば、負極活物質（例えば、負極活物質粒子２０５）を含む。
　負極活物質には、金属材料、炭素材料、酸化物、窒化物、錫化合物、珪素化合物、など、が使用されうる。金属材料は、単体の金属であってもよい。もしくは、金属材料は、合金であってもよい。金属材料の例として、リチウム金属、リチウム合金、など、が挙げられる。炭素材料の例として、天然黒鉛、コークス、黒鉛化途上炭素、炭素繊維、球状炭素、人造黒鉛、非晶質炭素、など、が挙げられる。容量密度の観点から、珪素（Ｓｉ）、錫（Ｓｎ）、珪素化合物、錫化合物、を好適に使用できる。平均反応電圧が低い負極活物質を用いた場合に、実施の形態１から３のいずれかにおける固体電解質材料による電気分解抑制の効果が、より良く発揮される。
　負極活物質粒子２０５のメジアン径は、０．１μｍ以上かつ１００μｍ以下であってもよい。負極活物質粒子２０５のメジアン径が０．１μｍより小さいと、負極において、負極活物質粒子２０５と固体電解質粒子１００とが、良好な分散状態を形成できない可能性が生じる。これにより、電池の充放電特性が低下する。また、負極活物質粒子２０５のメジアン径が１００μｍより大きいと、負極活物質粒子２０５内のリチウム拡散が遅くなる。このため、電池の高出力での動作が困難となる場合がある。
　負極活物質粒子２０５のメジアン径は、固体電解質粒子１００のメジアン径よりも、大きくてもよい。これにより、負極活物質粒子２０５とハロゲン化物固体電解質材料との良好な分散状態を形成できる。
　負極２０３に含まれる、負極活物質粒子２０５と固体電解質粒子１００の体積比率「ｖ：１００－ｖ」について、３０≦ｖ≦９５であってもよい。ｖ＜３０では、十分な電池のエネルギー密度確保が困難となる可能性がある。また、ｖ＞９５では、高出力での動作が困難となる可能性がある。
　負極２０３の厚みは、１０μｍ以上かつ５００μｍ以下であってもよい。負極の厚みが１０μｍより薄い場合には、十分な電池のエネルギー密度の確保が困難となる可能性がある。また、正極の厚みが５００μｍより厚い場合には、高出力での動作が困難となる可能性がある。
　正極２０１と電解質層２０２と負極２０３とのうちの少なくとも１つには、イオン伝導性を高める目的で、硫化物固体電解質や酸化物固体電解質が含まれてもよい。硫化物固体電解質として、Ｌｉ２Ｓ－Ｐ２Ｓ５、Ｌｉ２Ｓ－ＳｉＳ２、Ｌｉ２Ｓ－Ｂ２Ｓ３、Ｌｉ２Ｓ－ＧｅＳ２、Ｌｉ３．２５Ｇｅ０．２５Ｐ０．７５Ｓ４、Ｌｉ１０ＧｅＰ２Ｓ１２、など、が用いられうる。酸化物固体電解質として、ＬｉＴｉ２（ＰＯ４）３およびその元素置換体を代表とするＮＡＳＩＣＯＮ型固体電解質、（ＬａＬｉ）ＴｉＯ３系のペロブスカイト型固体電解質、Ｌｉ１４ＺｎＧｅ４Ｏ１６、Ｌｉ４ＳｉＯ４、ＬｉＧｅＯ４およびその元素置換体を代表とするＬＩＳＩＣＯＮ型固体電解質、Ｌｉ７Ｌａ３Ｚｒ２Ｏ１２およびその元素置換体を代表とするガーネット型固体電解質、Ｌｉ３ＮおよびそのＨ置換体、Ｌｉ３ＰＯ４およびそのＮ置換体、など、が用いられうる。
　正極２０１と電解質層２０２と負極２０３とのうちの少なくとも１つには、イオン伝導性を高める目的で、有機ポリマー固体電解質が含まれてもよい。有機ポリマー固体電解質として、例えば高分子化合物と、リチウム塩との化合物が用いられうる。高分子化合物はエチレンオキシド構造を有していてもよい。エチレンオキシド構造を有することで、リチウム塩を多く含有することができ、イオン導電率をより高めることができる。リチウム塩としては、ＬｉＰＦ６、ＬｉＢＦ４、ＬｉＳｂＦ６、ＬｉＡｓＦ６、ＬｉＳＯ３ＣＦ３、ＬｉＮ（ＳＯ２ＣＦ３）２、ＬｉＮ（ＳＯ２Ｃ２Ｆ５）２、ＬｉＮ（ＳＯ２ＣＦ３）（ＳＯ２Ｃ４Ｆ９）、ＬｉＣ（ＳＯ２ＣＦ３）３、など、が使用されうる。リチウム塩として、これらから選択される１種のリチウム塩が、単独で、使用されうる。もしくは、リチウム塩として、これらから選択される２種以上のリチウム塩の混合物が、使用されうる。
　正極２０１と電解質層２０２と負極２０３とのうちの少なくとも１つには、リチウムイオンの授受を容易にし、電池の出力特性を向上する目的で、非水電解質液、ゲル電解質、イオン液体が含まれてもよい。
　非水電解液は、非水溶媒と、非水溶媒に溶けたリチウム塩と、を含む。非水溶媒としては、環状炭酸エステル溶媒、鎖状炭酸エステル溶媒、環状エーテル溶媒、鎖状エーテル溶媒、環状エステル溶媒、鎖状エステル溶媒、フッ素溶媒、など、が使用されうる。環状炭酸エステル溶媒の例としては、エチレンカーボネート、プロピレンカーボネート、ブチレンカーボネート、など、が挙げられる。鎖状炭酸エステル溶媒の例としては、ジメチルカーボネート、エチルメチルカーボネート、ジエチルカーボネート、など、が挙げられる。環状エーテル溶媒の例としては、テトラヒドロフラン、１，４－ジオキサン、１，３－ジオキソラン、など、が挙げられる。鎖状エーテル溶媒としては、１，２－ジメトキシエタン、１，２－ジエトキシエタン、など、が挙げられる。環状エステル溶媒の例としては、γ－ブチロラクトン、など、が挙げられる。鎖状エステル溶媒の例としては、酢酸メチル、など、が挙げられる。フッ素溶媒の例としては、フルオロエチレンカーボネート、フルオロプロピオン酸メチル、フルオロベンゼン、フルオロエチルメチルカーボネート、フルオロジメチレンカーボネート、など、が挙げられる。非水溶媒として、これらから選択される１種の非水溶媒が、単独で、使用されうる。もしくは、非水溶媒として、これらから選択される２種以上の非水溶媒の組み合わせが、使用されうる。非水電解液には、フルオロエチレンカーボネート、フルオロプロピオン酸メチル、フルオロベンゼン、フルオロエチルメチルカーボネート、フルオロジメチレンカーボネートからなる群より選択される少なくとも１種のフッ素溶媒が含まれていてもよい。リチウム塩としては、ＬｉＰＦ６、ＬｉＢＦ４、ＬｉＳｂＦ６、ＬｉＡｓＦ６、ＬｉＳＯ３ＣＦ３、ＬｉＮ（ＳＯ２ＣＦ３）２、ＬｉＮ（ＳＯ２Ｃ２Ｆ５）２、ＬｉＮ（ＳＯ２ＣＦ３）（ＳＯ２Ｃ４Ｆ９）、ＬｉＣ（ＳＯ２ＣＦ３）３、など、が使用されうる。リチウム塩として、これらから選択される１種のリチウム塩が、単独で、使用されうる。もしくは、リチウム塩として、これらから選択される２種以上のリチウム塩の混合物が、使用されうる。リチウム塩の濃度は、例えば、０．５～２ｍｏｌ／リットルの範囲にある。
　ゲル電解質は、ポリマー材料に非水電解液を含ませたものを用いることができる。ポリマー材料として、ポリエチレンオキシド、ポリアクリルニトリル、ポリフッ化ビニリデン、ポリメチルメタクリレート、エチレンオキシド結合を有するポリマー、など、が用いられてもよい。
　イオン液体を構成するカチオンは、テトラアルキルアンモニウム、テトラアルキルホスホニウムなどの脂肪族鎖状４級塩類、ピロリジニウム類、モルホリニウム類、イミダゾリニウム類、テトラヒドロピリミジニウム類、ピペラジニウム類、ピペリジニウム類などの脂肪族環状アンモニウム、ピリジニウム類、イミダゾリウム類などの含窒ヘテロ環芳香族カチオンなどであってもよい。イオン液体を構成するアニオンは、ＰＦ６ －、ＢＦ４ －、ＳｂＦ６- －、ＡｓＦ６ －、ＳＯ３ＣＦ３ －、Ｎ（ＳＯ２ＣＦ３）２ －、Ｎ（ＳＯ２Ｃ２Ｆ５）２ －、Ｎ（ＳＯ２ＣＦ３）（ＳＯ２Ｃ４Ｆ９）－、Ｃ（ＳＯ２ＣＦ３）３ －などであってもよい。また、イオン液体はリチウム塩を含有してもよい。
　正極２０１と電解質層２０２と負極２０３とのうちの少なくとも１つには、粒子同士の密着性を向上する目的で、結着剤が含まれてもよい。結着剤は、電極を構成する材料の結着性を向上するために、用いられる。結着剤としては、ポリフッ化ビニリデン、ポリテトラフルオロエチレン、ポリエチレン、ポリプロピレン、アラミド樹脂、ポリアミド、ポリイミド、ポリアミドイミド、ポリアクリルニトリル、ポリアクリル酸、ポリアクリル酸メチルエステル、ポリアクリル酸エチルエステル、ポリアクリル酸ヘキシルエステル、ポリメタクリル酸、ポリメタクリル酸メチルエステル、ポリメタクリル酸エチルエステル、ポリメタクリル酸ヘキシルエステル、ポリ酢酸ビニル、ポリビニルピロリドン、ポリエーテル、ポリエーテルサルフォン、ヘキサフルオロポリプロピレン、スチレンブタジエンゴム、カルボキシメチルセルロース、など、が挙げられる。また、結着剤としては、テトラフルオロエチレン、ヘキサフルオロエチレン、ヘキサフルオロプロピレン、パーフルオロアルキルビニルエーテル、フッ化ビニリデン、クロロトリフルオロエチレン、エチレン、プロピレン、ペンタフルオロプロピレン、フルオロメチルビニルエーテル、アクリル酸、ヘキサジエンより選択された２種以上の材料の共重合体が用いられうる。また、これらのうちから選択された２種以上が混合されて、結着剤として用いられてもよい。
　また、正極２０１および負極２０３のうちの少なくとも一方は、必要に応じて、導電助剤を含んでもよい。
　導電助剤は、電極抵抗を低減するために、用いられる。導電助剤としては、天然黒鉛または人造黒鉛のグラファイト類、アセチレンブラック、ケッチェンブラックなどのカーボンブラック類、炭素繊維または金属繊維などの導電性繊維類、フッ化カーボン、アルミニウムなどの金属粉末類、酸化亜鉛またはチタン酸カリウムなどの導電性ウィスカー類、酸化チタンなどの導電性金属酸化物、ポリアニリン、ポリピロール、ポリチオフェンなどの導電性高分子化合物、など、が挙げられる。なお、導電助剤として、炭素導電助剤を用いることで、低コスト化が図れる。
　なお、実施の形態４における電池は、コイン型、円筒型、角型、シート型、ボタン型、扁平型、積層型、など、種々の形状の電池として、構成されうる。
　以下、実施例および比較例を用いて、本開示の詳細が説明される。
　≪実施例Ａ１≫
　［固体電解質材料の作製］
　露点－３０℃以下のドライ雰囲気で、原料粉ＬｉＢｒとＹＢｒ３とを、モル比でＬｉＢｒ：ＹＢｒ３＝３：１となるように、秤量した。これらを乳鉢で粉砕して混合した。その後、遊星型ボールミルを用い、２５時間、６００ｒｐｍでミリング処理した。
　以上により、結晶相を含む、実施例Ａ１の固体電解質材料であるＬｉ３ＹＢｒ６の粉末を得た。
　［イオン伝導度の評価］
　図４は、イオン伝導度の評価方法を示す模式図である。
　加圧成形用ダイス３００は、電子的に絶縁性のポリカーボネート製の枠型３０１と、電子伝導性のステンレス製のパンチ上部３０３およびパンチ下部３０２とから構成される。
　図４に示す構成を用いて、下記の方法にて、イオン伝導度の評価を行った。
　露点－３０℃以下のドライ雰囲気で、実施例Ａ１の固体電解質材料の粉末を加圧成形用ダイス３００に充填し、４００ＭＰａで一軸加圧し、実施例Ａ１の伝導度測定セルを作製した。
　加圧状態のまま、パンチ上部３０３とパンチ下部３０２のそれぞれから導線を取り回し、周波数応答アナライザを搭載したポテンショスタット（Ｐｒｉｎｃｅｔｏｎ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｒｅｓａｒｃｈ社　ＶｅｒｓａＳＴＡＴ４）に接続し、電気化学的インピーダンス測定法により、室温におけるイオン伝導度の測定を行った。
　２２℃で測定された、実施例Ａ１の固体電解質材料のイオン伝導度は、３．０×１０－４Ｓ／ｃｍであった。
　［相転移の評価］
　図５は、固体電解質のイオン伝導度の温度依存性を示すグラフである。
　図５に示される結果は、下記の方法により、測定された。
　すなわち、上記の実施例Ａ１の伝導度測定セルを、恒温槽に入れ、－３０℃から８０℃の範囲で、伝導度の温度依存性を昇温過程と降温過程で測定した。
　図５に示されるように、相変化（相転移）を示す伝導度の急激な変化は見られなかった。
　［結晶構造の解析］
　図６は、固体電解質材料のＸＲＤパターンを示すグラフである。２θの値が、１３．７°、２７．４°、３１．７°、４５．５°、５４．０°、５６．６°の位置にピークが観測された。
　図６に示される結果は、下記の方法により、測定された。
　すなわち、固体電解質の結晶構造の解析には、Ｘ線回折装置（ＲＩＧＡＫＵ社ＭｉｎｉＦｌｅｘ６００）を用いて、露点－４５℃以下のドライ環境でＸ線回折パターンを測定した。Ｘ線源については、Ｃｕ－Ｋα線を用いた。
　実施例Ａ１の固体電解質材料について、得られたＸ線回折パターンを解析した。その結果、ＬＥＢ構造と同様のアニオン配列をした結晶構造で、格子定数ａ＝６．９３、ｂ＝１１．９６、ｃ＝６．８４、α＝９０°、β＝１０９°、γ＝９０°である場合のＸ線回折パターンと、実施例Ａ１の固体電解質材料のＸ線回折パターンは、一致した。
　ＬＥＢ構造（２００）面に相当する回折ピーク近傍の回折強度（ＩＬＥＢ（２００））と、（１１０）面に相当する回折ピーク強度（ＩＬＥＢ（１１０））との比（ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００））は、１％未満であった。
　ＬＥＢ構造（２００）面に相当する回折ピーク（２θ＝２７．４°）の半値幅（ＦＷＨＭ）とピーク中心値２θｃとの関係は、ＦＷＨＭ／２θｃ＝２．３％であった。
　［二次電池の作製］
　アルゴングローブボックス内で、実施例Ａ１の固体電解質材料Ｌｉ３ＹＢｒ６と、活物質であるＬｉＣｏＯ２（以下、ＬＣＯと表記する）を、５０：５０の体積比率で秤量した。これらをメノウ乳鉢で混合することで、合剤を作製した。
　絶縁性外筒の中で、実施例Ａ１の固体電解質材料を７００μｍ厚相当分、上述の合剤を１２．３ｍｇの順に積層した。これを３６０ＭＰａの圧力で加圧成型することで、第１電極と固体電解質層を得た。
　次に、固体電解質層の第１電極と接する側とは反対側に、金属Ｉｎ（厚さ２００μｍ）を積層した。これを８０ＭＰａの圧力で加圧成型することで、第１電極、固体電解質層、第２電極からなる積層体を作製した。
　次に、積層体の上下にステンレス鋼集電体を配置し、集電体に集電リードを付設した。
　最後に、絶縁性フェルールを用いて、絶縁性外筒内部を外気雰囲気から遮断・密閉した。
　以上により、実施例Ａ１の二次電池を作製した。
　［充放電試験］
　図７は、初期放電特性を示すグラフである。
　図７に示される結果は、下記の方法により、測定された。
　すなわち、実施例Ａ１の二次電池を、２５℃の恒温槽に、配置した。
　電池の理論容量に対して０．０５Ｃレート（２０時間率）となる電流値で、定電流充電し、電圧３．７Ｖで充電を終了した。
　次に、同じく０．０５Ｃレートとなる電流値で、放電し、電圧１．９Ｖで放電を終了した。
　以上の測定の結果、実施例Ａ１の二次電池の初期放電容量は、１２６μＡｈであった。
　≪実施例Ａ２≫
　固体電解質の原料粉として、ＬｉＣｌとＹＣｌ３とを用いて、ＬｉＣｌ：ＹＣｌ３＝３：１のモル比で混合した。これにより、実施例Ａ２の固体電解質材料であるＬｉ３ＹＣｌ６を得た。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、それぞれの評価および解析を、実施した。
　２２℃で測定されたイオン伝導度は、１．１×１０－４Ｓ／ｃｍであった。
　伝導度の温度依存性より、－３０℃から８０℃の範囲で、相変化は見られなかった。
　実施例Ａ２の固体電解質材料のＸＲＤパターンは、上述の図６に示される。２θの値が、１５．８°、３１．４°、４０．９°、４８．７°、５３．６°の位置にピークが観測された。
　得られたＸ線回折パターンを解析したところ、ＬＥＣ構造と同様のアニオン配列をした結晶構造で、格子定数ａ＝１１．２０２、ｂ＝１１．２０２、ｃ＝６．０３２、α＝９０°、β＝９０°、γ＝１２０°の場合のＸ線回折パターンと一致した。
　ＬＥＣ構造（３０３）面に相当する回折ピーク近傍の回折強度（ＩＬＥＣ（３０３））と、（１１０）面に相当する回折ピーク強度（ＩＬＥＣ（１１０））との比（ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３））は、２６％であった。
　ＬＥＣ構造（３０３）面に相当する回折ピーク（２θ＝３１．４°）の半値幅（ＦＷＨＭ）とピーク中心値２θｃとの関係は、ＦＷＨＭ／２θｃ＝１．８％であった。
　また、合剤と固体電解質層に用いる固体電解質として、実施例Ａ２の固体電解質材料を用いた。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、二次電池の作製および充放電試験を、実施した。
　実施例Ａ２の二次電池の初期放電容量は、７０μＡｈであった。
　≪比較例１≫
　露点－３０℃以下のドライ雰囲気で、原料粉ＬｉＢｒとＩｎＢｒ３とを、モル比でＬｉＢｒ：ＩｎＢｒ３＝３：１となるように、秤量した。これらを乳鉢で粉砕して混合した。その後、ペレット状に加圧成形した試料を、ガラス管中に真空封入を行い、２００℃で１週間焼成を行った。
　以上により、比較例１の固体電解質材料であるＬｉ３ＩｎＢｒ６を得た。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、イオン伝導度と相転移の評価を、実施した。
　２２℃で測定されたイオン伝導度は、１×１０－７Ｓ／ｃｍ未満であった。
　比較例１の固体電解質材料のイオン伝導度の温度依存性は、上述の図５に示される。
　図５に示されるように、伝導度の温度依存性より、昇温過程において、５５℃付近で急激に伝導度が変化した。すなわち、比較例１の固体電解質材料では、相変化が見られた。
　≪比較例２≫
　固体電解質の原料粉として、ＬｉＣｌとＦｅＣｌ２とを用い、ＬｉＣｌ：ＦｅＣｌ２＝２：１のモル比で混合した。これにより、比較例２の固体電解質材料であるＬｉ２ＦｅＣｌ４を得た。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、イオン伝導度の評価を、実施した。
　測定されたイオン伝導度は、８．７×１０－６Ｓ／ｃｍであった。
　また、合剤と固体電解質層に用いる固体電解質として、比較例２の固体電解質材料を用いた。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、二次電池の作製および充放電試験を、実施した。
　比較例２の二次電池の初期放電特性は、上述の図７に示される。
　比較例２の二次電池の初期放電容量は、１μＡｈ未満であった。すなわち、比較例２の二次電池では、充放電動作は確認できなかった。
　上述の実施例Ａ１とＡ２および比較例１と２における各構成と各評価結果とが、表１に示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　≪考察≫
　実施例Ａ１およびＡ２と比較例１とを比較すると、Ｌｉ３ＹＸ６は、－３０℃から８０℃の範囲において、相転移をしないことがわかる。すなわち、実施例Ａ１およびＡ２は、電池の想定動作温度域において、構造が安定であることがわかる。
　また、実施例Ａ１およびＡ２と比較例１および２とを比較すると、Ｌｉ３ＹＸ６は、室温近傍において、１×１０－５Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導性を示すことがわかる。
　また、実施例Ａ１およびＡ２においては、いずれも室温において電池の充放電動作を示した。一方で、比較例２においては、放電容量がほとんど取れず、電池動作の確認ができなかった。
　≪実施例Ｂ１～Ｂ８≫
　以下、Ｌｉ６－３ｚＹｚＢｒ６の合成および評価方法について説明する。
　［固体電解質材料の作製］
　露点－９０℃以下、酸素値５ｐｐｍ以下のドライ・低酸素雰囲気で保たれるグローブボックス内で、原料粉ＬｉＢｒとＹＢｒ３とを、モル比でＬｉＢｒ：ＹＢｒ３＝６－３ｚ：ｚとなるように、秤量した。
　実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれにおける「ｚの値」は、後述の表２に示される。
　これら以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの固体電解質材料を作製した。
　［イオン伝導度の評価］
　露点－９０℃以下、酸素値５ｐｐｍ以下のドライ・低酸素雰囲気で保たれるグローブボックス内で、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの伝導度測定セルを作製した。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、イオン伝導度の測定を行った。
　［相転移の評価］
　上記の実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの伝導度測定セルを恒温槽に入れ、－３０℃から８０℃の範囲で、伝導度の温度依存性を昇温過程と降温過程で測定した。その結果、いずれの実施例においても相変化（相転移）を示す伝導度の急激な変化は見られなかった。
　図９は、固体電解質のイオン伝導度の温度依存性を示すグラフである。
　図９には、典型的な例として、実施例Ｂ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＢｒ６）のイオン伝導度の温度依存性が、示される。
　［結晶構造の解析］
　上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの固体電解質材料の結晶構造を解析した。
　実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの固体電解質材料について、得られたＸ線回折パターンを解析した。その結果、実施例Ｂ１～Ｂ８のすべてにおいて、ＬＥＢ構造と同様のアニオン配列をした結晶構造を有することが判明した。また、実施例Ｂ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＢｒ６）においては、そのＸ線回折パターンと、格子定数ａ＝６．９３Å、ｂ＝１１．９６Å、ｃ＝６．８４Å、α＝９０°、β＝１０９°、γ＝９０°、である場合のＸ線回折パターンと一致した。
　図１０は、固体電解質材料のＸＲＤパターンを示すグラフである。
　図１０には、典型的なＸ線回折パターンとして、実施例Ｂ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＢｒ６）のパターンが、示される。２θの値が、１３．７°、２７．４°、３１．７°、４５．５°、５４．０°、５６．６°の位置にピークが観測された。
　なお、ＬＥＢ（２００）回折ピーク（２θ＝２８°）における半値幅ＦＷＨＭとピーク中心２θｃとの関係が、表２に示される。実施例Ｂ１～Ｂ８のすべてにおいて、ＦＷＨＭ／２θｃ≧０．０１５であった。
　［二次電池の作製］
　露点－９０℃以下、酸素値５ｐｐｍ以下のドライ・低酸素雰囲気で保たれるグローブボックス内で、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの固体電解質材料と、活物質であるＬｉＣｏＯ２を、５０：５０の体積比率で秤量した。これらをメノウ乳鉢で混合することで、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの合剤を作製した。
　これら以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの二次電池を作製した。
　［充放電試験］
　上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｂ１～Ｂ８のそれぞれの二次電池の充放電試験を行った。
　図１１は、初期放電特性を示すグラフである。
　図１１には、代表的な初期放電特性として、実施例Ｂ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＢｒ６）の初期放電特性が、示される。
　上述の実施例Ｂ１～Ｂ８における各構成と各評価結果とが、表２に示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　≪実施例Ｃ１～Ｃ８≫
　以下、Ｌｉ６－３ｚＹｚＣｌ６の合成および評価方法について説明する。
　［固体電解質材料の作製］
　露点－９０℃以下、酸素値５ｐｐｍ以下のドライ・低酸素雰囲気で保たれるグローブボックス内で、原料粉ＬｉＣｌとＹＣｌ３とを、モル比でＬｉＣｌ：ＹＣｌ３＝６－３ｚ：ｚとなるように、秤量した。
　実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれにおける「ｚの値」は、後述の表３に示される。
　これら以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの固体電解質材料を作製した。
　［イオン伝導度の評価］
　露点－９０℃以下、酸素値５ｐｐｍ以下のドライ・低酸素雰囲気で保たれるグローブボックス内で、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの伝導度測定セルを作製した。
　これ以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、イオン伝導度の測定を行った。
　［相転移の評価］
　上記の実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの伝導度測定セルを恒温槽に入れ、－３０℃から８０℃の範囲で、伝導度の温度依存性を昇温過程と降温過程で測定した。その結果、いずれの実施例においても相変化（相転移）を示す伝導度の急激な変化は見られなかった。
　図９には、典型的な例として、実施例Ｃ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＣｌ６）のイオン伝導度の温度依存性が、示される。
　［結晶構造の解析］
　上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの固体電解質材料の結晶構造を解析した。
　実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの固体電解質材料について、得られたＸ線回折パターンを解析した。その結果、実施例Ｃ１～Ｃ８のすべてにおいて、ＬＹＣ構造と同様のアニオン配列をした結晶構造を有することが判明した。また、実施例Ｃ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＣｌ６）においては、そのＸ線回折パターンと、格子定数（ＬＹＣ構造で定義される単位胞の格子定数）が、ａ＝１２．９３Å、ｂ＝１１．２０２Å、ｃ＝６．０４Å、α＝９０°、β＝９０°、γ＝９０°、である場合のＸ線回折パターンと一致した。
　図１２は、固体電解質材料のＸＲＤパターンを示すグラフである。
　図１２には、典型的なＸ線回折パターンとして、実施例Ｃ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＣｌ６）のパターンが、示される。２θの値が、１５．８°、３１．２°、４０．７°、４８．６°、５３．４°の位置にピークが観測された。
　なお、ＬＹＣ（２３１）回折ピークにおける半値幅ＦＷＨＭとピーク中心２θｃとの関係が、表３に示される。実施例Ｃ１～Ｃ８のすべてにおいて、ＦＷＨＭ／２θｃ≧０．０１５であった。
　［二次電池の作製］
　露点－９０℃以下、酸素値５ｐｐｍ以下のドライ・低酸素雰囲気で保たれるグローブボックス内で、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの固体電解質材料と、活物質であるＬｉＣｏＯ２を、５０：５０の体積比率で秤量した。これらをメノウ乳鉢で混合することで、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの合剤を作製した。
　これら以外は、上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの二次電池を作製した。
　［充放電試験］
　上記の実施例Ａ１と同様の方法で、実施例Ｃ１～Ｃ８のそれぞれの二次電池の充放電試験を行った。
　図１１には、代表的な初期放電特性として、実施例Ｃ３である「ｚ＝１」（すなわち、Ｌｉ３ＹＣｌ６）の初期放電特性が、示される。
　上述の実施例Ｃ１～Ｃ８における各構成と各評価結果とが、表３に示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　≪考察≫
　実施例Ｂ１～Ｂ８およびＣ１～Ｃ８と比較例１とを比較すると、実施例Ｂ１～Ｂ８およびＣ１～Ｃ８は、－３０℃から８０℃の範囲において、相転移をしないことがわかる。すなわち、実施例Ｂ１～Ｂ８およびＣ１～Ｃ８は、電池の想定動作温度域において、構造が安定であることがわかる。
　また、実施例Ｂ１～Ｂ８およびＣ１～Ｃ８と比較例１および２とを比較すると、実施例Ｂ１～Ｂ８およびＣ１～Ｃ８は、室温近傍において、１×１０－５Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導性を示すことがわかる。
　また、実施例Ｂ１～Ｂ８およびＣ１～Ｃ８においては、いずれも室温において電池の充放電動作を示した。一方で、比較例２においては、放電容量がほとんど取れず、電池動作の確認ができなかった。
　また、実施例Ｂ２～Ｂ７およびＣ２～Ｃ７と実施例Ｂ１とＢ８とＣ１とＣ８とを比較すると、実施例Ｂ２～Ｂ７およびＣ２～Ｃ７は、室温近傍において、１×１０－４Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導性を示すことがわかる。これにより、０．７５≦ｚ≦１．５を満たすことで、より高いイオン伝導性を示すことがわかる。
　また、実施例Ｂ３～Ｂ５およびＣ３～Ｃ５と実施例Ｂ１とＢ２とＢ６～Ｂ８とＣ１とＣ２とＣ６～Ｃ８とを比較すると、実施例Ｂ３～Ｂ５およびＣ３～Ｃ５は、室温近傍において、３×１０－４Ｓ／ｃｍ以上の高いイオン伝導性を示すことがわかる。これにより、１≦ｚ≦１．２５を満たすことで、より高いイオン伝導性を示すことがわかる。
　以上により、本開示による固体電解質材料は、硫化水素の発生が無く、かつ、高いリチウムイオン伝導度を安定的に維持することができる電解質材料であることが示される。さらに、硫化水素の発生が無く、かつ、充放電特性に優れた全固体電池を実現することができることが示される。
　本開示の電池は、例えば、全固体リチウム二次電池などとして、利用されうる。
　１００　固体電解質粒子
　２０１　正極
　２０２　電解質層
　２０３　負極
　２０４　正極活物質粒子
　２０５　負極活物質粒子
　３００　加圧成形用ダイス
　３０１　枠型
　３０２　パンチ下部
　３０３　パンチ上部
　１０００　電池

Claims (28)

  1. 　下記の組成式（１）により表される、
    固体電解質材料。
    　Ｌｉ６－３ｚＹｚＸ６・・・式（１）
    　ここで、０＜ｚ＜２、を満たし、
    Ｘは、ＣｌまたはＢｒである。
  2. 　０．７５≦ｚ≦１．５、を満たす、
    請求項１に記載の固体電解質材料。
  3. 　１≦ｚ≦１．２５、を満たす、
    請求項２に記載の固体電解質材料。
  4. 　第１結晶相を含み、
    　前記第１結晶相においては、前記Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｃ２／ｍに属する結晶構造を有するＬｉ３ＥｒＢｒ６におけるＢｒの配列と同じ配列である、
    請求項１から３のいずれかに記載の固体電解質材料。
  5. 　前記Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（２００）面に相当する前記第１結晶相の面のＸ線回折強度をＩＬＥＢ（２００）とし、
    　前記Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（１１０）面に相当する前記第１結晶相の面のＸ線回折強度をＩＬＥＢ（１１０）とすると、
    　ＩＬＥＢ（１１０）／ＩＬＥＢ（２００）＜０．０１、を満たす、
    請求項４に記載の固体電解質材料。
  6. 　前記Ｌｉ３ＥｒＢｒ６の結晶構造における（２００）面に相当する前記第１結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅をＦＷＨＭ１とし、
    　前記Ｘ線回折ピークの中心の回折角度を２θｃ１とすると、
    　ＦＷＨＭ１／２θｃ１≧０．０１５、を満たす、
    請求項４または５に記載の固体電解質材料。
  7. 　前記第１結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含み、
    　前記異種結晶相は、前記第１結晶相の間に、介在する、
    請求項４から６のいずれかに記載の固体電解質材料。
  8. 　非晶質相を含み、
    　前記非晶質相は、前記第１結晶相の間に、介在する、
    請求項４から７のいずれかに記載の固体電解質材料。
  9. 　第２結晶相を含み、
    　前記第２結晶相においては、前記Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｐ－３ｍ１に属する結晶構造を有するＬｉ３ＥｒＣｌ６におけるＣｌの配列と同じ配列である、
    請求項１から３のいずれかに記載の固体電解質材料。
  10. 　前記Ｌｉ３ＥｒＣｌ６の結晶構造における（３０３）面に相当する前記第２結晶相の面のＸ線回折強度をＩＬＥＣ（３０３）とし、
    　前記Ｌｉ３ＥｒＣｌ６の結晶構造における（１１０）面に相当する前記第２結晶相の面のＸ線回折強度をＩＬＥＣ（１１０）とすると、
    　ＩＬＥＣ（１１０）／ＩＬＥＣ（３０３）＜０．３、を満たす、
    請求項９に記載の固体電解質材料。
  11. 　前記Ｌｉ３ＥｒＣｌ６の結晶構造における（３０３）面に相当する前記第２結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅をＦＷＨＭ２とし、
    　前記Ｘ線回折ピークの中心の回折角度を２θｃ２とすると、
    　ＦＷＨＭ２／２θｃ２≧０．０１５、を満たす、
    請求項９または１０に記載の固体電解質材料。
  12. 　前記第２結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含み、
    　前記異種結晶相は、前記第２結晶相の間に、介在する、
    請求項９から１１のいずれかに記載の固体電解質材料。
  13. 　非晶質相を含み、
    　前記非晶質相は、前記第２結晶相の間に、介在する、
    請求項９から１２のいずれかに記載の固体電解質材料。
  14. 　第３結晶相を含み、
    　前記第３結晶相においては、前記Ｘであるハロゲンの配列は、空間群Ｐｎｍａに属する結晶構造を有するＬｉ３ＹｂＣｌ６におけるＣｌの配列と同じ配列である、
    請求項１から３のいずれかに記載の固体電解質材料。
  15. 　前記Ｌｉ３ＹｂＣｌ６の結晶構造における（２３１）面に相当する前記第３結晶相の面のＸ線回折ピークの半値幅をＦＷＨＭ３とし、
    　前記Ｘ線回折ピークの中心の回折角度を２θｃ３とすると、
    　ＦＷＨＭ３／２θｃ３≧０．０１５、を満たす、
    請求項１４に記載の固体電解質材料。
  16. 　前記第３結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含み、
    　前記異種結晶相は、前記第３結晶相の間に、介在する、
    請求項１４または１５に記載の固体電解質材料。
  17. 　非晶質相を含み、
    　前記非晶質相は、前記第３結晶相の間に、介在する、
    請求項１４から１６のいずれかに記載の固体電解質材料。
  18. 　前記Ｘは、Ｂｒであり、
    　第４結晶相を含み、
    　前記第４結晶相は、Ｘ線回折法を用いた構造解析において、波長１．５４０５Åおよび１．５４４４ÅであるＣｕ－Ｋα線をＸ線として用いてθ―２θ法で測定した場合に、回折角２θの値が、１３．１°～１４．５°、２６．６°～２８．３°、３０．８°～３２．７°、４４．２°～４７．１°、５２．３°～５５．８°、５４．８°～５８．５°　である範囲内に、ピークが観測される結晶相である、
    請求項１から３のいずれかに記載の固体電解質材料。
  19. 　前記Ｃｕ－Ｋα線を用いたＸ線回折測定における、２６．６°～２８．３°の範囲内に観測されるＸ線回折ピークの半値幅をＦＷＨＭ４とし、
    　Ｘ線回折ピークの中心の回折角度を２θｃ４とすると、
    　ＦＷＨＭ４／２θｃ４≧０．０１５、を満たす、
    請求項１８に記載の固体電解質材料。
  20. 　前記Ｃｕ－Ｋα線を用いたＸ線回折測定における、２６．６°～２８．３°の範囲内に存在する回折ピークの強度をＩ１とし、１５．０°～１６．０°の範囲内に存在する回折ピークの強度をＩ２とすると、
    　Ｉ２／Ｉ１＜０．０１を満たす、
    請求項１８または１９に記載の固体電解質材料。
  21. 　前記第４結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含み、
    　前記異種結晶相は、前記第４結晶相の間に、介在する、
    請求項１８から２０のいずれかに記載の固体電解質材料。
  22. 　非晶質相を含み、
    　前記非晶質相は、前記第４結晶相の間に、介在する、
    請求項１８から２１のいずれかに記載の固体電解質材料。
  23. 　前記Ｘは、Ｃｌであり、
    　第５結晶相を含み、
    　前記第５結晶相は、Ｘ線回折法を用いた構造解析において、波長１．５４０５Åおよび１．５４４４ÅであるＣｕ－Ｋα線をＸ線として用いてθ―２θ法で測定した場合に、回折角２θの値が、１５．３°～１６．３°、２９．８°～３２°、３８．５°～４１．７°、４６．３°～５０．４°、５０．８°～５５．４°である範囲内に、ピークが観測される結晶相である、
    請求項１から３のいずれかに記載の固体電解質材料。
  24. 　前記Ｃｕ－Ｋα線を用いたＸ線回折測定における、２９．８°～３２°の範囲内に観測されるＸ線回折ピークの半値幅をＦＷＨＭ５とし、
    　Ｘ線回折ピークの中心の回折角度を２θｃ５とすると、
    　ＦＷＨＭ５／２θｃ５≧０．０１５、を満たす、
    請求項２３に記載の固体電解質材料。
  25. 　前記Ｃｕ－Ｋα線を用いたＸ線回折測定における、２９．８°～３２°の範囲内に存在する回折ピークの強度をＩ３とし、１５．３°～１６．３°の範囲内に存在する回折ピークの強度をＩ４とすると、
    　Ｉ４／Ｉ３＜０．３を満たす、
    請求項２３または２４に記載の固体電解質材料。
  26. 　前記第５結晶相とは異なる結晶構造を有する異種結晶相を含み、
    　前記異種結晶相は、前記第５結晶相の間に、介在する、
    請求項２３から２５のいずれかに記載の固体電解質材料。
  27. 　非晶質相を含み、
    　前記非晶質相は、前記第５結晶相の間に、介在する、
    請求項２３から２６のいずれかに記載の固体電解質材料。
  28. 　請求項１から２７のいずれかに記載の固体電解質材料と、
    　正極と、
    　負極と、
    　前記正極と前記負極との間に設けられる電解質層と、
    を備え、
    　前記負極と前記電解質層とのうちの少なくとも１つは、前記固体電解質材料を含む、
    電池。
PCT/JP2017/024934 2016-08-04 2017-07-07 固体電解質材料、および、電池 WO2018025582A1 (ja)

Priority Applications (10)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP17836689.4A EP3496202A4 (en) 2016-08-04 2017-07-07 SOLID ELECTROLYTE MATERIAL, AND CELL
CN202210796799.4A CN114976223A (zh) 2016-08-04 2017-07-07 固体电解质材料和电池
CN202210796731.6A CN115036565A (zh) 2016-08-04 2017-07-07 固体电解质材料和电池
CN202210796585.7A CN114937812A (zh) 2016-08-04 2017-07-07 固体电解质材料和电池
CN201780011697.4A CN108701860B (zh) 2016-08-04 2017-07-07 固体电解质材料和电池
JP2018531799A JP6934626B2 (ja) 2016-08-04 2017-07-07 固体電解質材料、および、電池
CN202210796586.1A CN115020799A (zh) 2016-08-04 2017-07-07 固体电解质材料和电池
US16/198,762 US11239492B2 (en) 2016-08-04 2018-11-22 Solid electrolyte material and battery
US17/551,756 US11721835B2 (en) 2016-08-04 2021-12-15 Solid electrolyte material and battery
US18/206,932 US20230318030A1 (en) 2016-08-04 2023-06-07 Solid electrolyte material and battery

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016153736 2016-08-04
JP2016-153736 2016-08-04
JP2017-113102 2017-06-08
JP2017113102 2017-06-08

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US16/198,762 Continuation US11239492B2 (en) 2016-08-04 2018-11-22 Solid electrolyte material and battery

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018025582A1 true WO2018025582A1 (ja) 2018-02-08

Family

ID=61073711

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/024934 WO2018025582A1 (ja) 2016-08-04 2017-07-07 固体電解質材料、および、電池

Country Status (5)

Country Link
US (3) US11239492B2 (ja)
EP (1) EP3496202A4 (ja)
JP (1) JP6934626B2 (ja)
CN (5) CN114976223A (ja)
WO (1) WO2018025582A1 (ja)

Cited By (110)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019135316A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135341A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135342A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135336A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135320A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135317A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135345A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135319A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135315A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135318A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135323A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2019135347A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135348A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135322A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、および、電池
WO2019135321A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135343A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019146294A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2019146293A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2019146295A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料およびそれを用いた電池
WO2019146219A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019146218A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2020004343A1 (ja) * 2018-06-26 2020-01-02 日立化成株式会社 二次電池及びその製造方法
WO2020070958A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2020070957A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2020070955A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2020070956A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2020110479A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、および、電池
WO2020110480A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、電池、および電池の製造方法
WO2020136951A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020137026A1 (ja) * 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
WO2020136955A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020137392A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2020137189A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、および、固体電解質部材の製造方法
WO2020137154A1 (ja) 2018-12-28 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2020136952A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020136954A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020136953A1 (ja) 2018-12-28 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JP2020109047A (ja) * 2018-12-28 2020-07-16 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
WO2020175171A1 (ja) * 2019-02-28 2020-09-03 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電解質材料およびそれを用いた電池
JPWO2020188915A1 (ja) * 2019-03-15 2020-09-24
WO2020188913A1 (ja) 2019-03-15 2020-09-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
JPWO2020188914A1 (ja) * 2019-03-15 2020-09-24
WO2020261758A1 (ja) * 2019-06-26 2020-12-30 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 イオン伝導体材料および電池
WO2021002064A1 (ja) * 2019-07-04 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2021002053A1 (ja) * 2019-07-04 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021002052A1 (ja) 2019-07-04 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021070595A1 (ja) 2019-10-10 2021-04-15 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2021075303A1 (ja) * 2019-10-18 2021-04-22 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2021131426A1 (ja) 2019-12-27 2021-07-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、および、固体電解質粒子
WO2021131716A1 (ja) 2019-12-27 2021-07-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、固体電解質組成物の製造方法、および固体電解質部材の製造方法
WO2021153018A1 (ja) 2020-01-29 2021-08-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021152979A1 (ja) 2020-01-29 2021-08-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021157361A1 (ja) 2020-02-05 2021-08-12 パナソニック株式会社 正極材料および電池
WO2021177212A1 (ja) 2020-03-06 2021-09-10 トヨタ自動車株式会社 固体電池
WO2021177382A1 (ja) 2020-03-05 2021-09-10 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
WO2021199641A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199890A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199643A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199642A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199550A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199617A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199889A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199640A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199619A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199677A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、それを用いた電池、および固体電解質材料の製造方法
WO2021199549A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199620A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021205821A1 (ja) 2020-04-09 2021-10-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
WO2021220923A1 (ja) 2020-04-30 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 オキシハロゲン化物の製造方法
WO2021220924A1 (ja) 2020-04-28 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、および、電池
WO2021261361A1 (ja) * 2020-06-23 2021-12-30 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、固体電解質シートの製造方法、および電池の製造方法
WO2022018990A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2022018946A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2022019098A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
WO2022018952A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
DE112020003729T5 (de) 2019-08-07 2022-04-21 Tdk Corporation Festelektrolyt, festelektrolytschicht und festelektrolytzelle
DE102021132964A1 (de) 2020-12-22 2022-06-23 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Festkörperbatterie
WO2022138804A1 (ja) * 2020-12-25 2022-06-30 昭和電工株式会社 リチウムイオン伝導性固体電解質および全固体電池
JP2022531271A (ja) * 2019-04-29 2022-07-06 国聯汽車動力電池研究院有限責任公司 リチウム二次電池固体電解質材料、電極及び電池
WO2022163039A1 (ja) * 2021-01-26 2022-08-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
US11411247B2 (en) 2018-01-05 2022-08-09 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
WO2022185637A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2022185639A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2022185638A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
US11462766B2 (en) 2020-06-23 2022-10-04 Toyota Motor Engineering & Manufacturing North America, Inc. LiAlC14 derivatives in the space group of Pnma as Li super-ionic conductor, solid electrolyte, and coating layer for Li metal battery and Li-ion battery
WO2022219843A1 (ja) * 2021-04-13 2022-10-20 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2022244445A1 (ja) 2021-05-20 2022-11-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 被覆正極活物質、正極材料および電池
WO2022246406A1 (en) * 2021-05-17 2022-11-24 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
US11522217B2 (en) 2020-04-14 2022-12-06 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
US11524902B2 (en) 2018-01-05 2022-12-13 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material and battery
US11532816B2 (en) 2020-04-23 2022-12-20 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive layer including binder material
KR20230013888A (ko) * 2021-07-20 2023-01-27 한국과학기술연구원 리튬 이온 전도성을 가진 할로겐계 고체전해질 및 이의 제조방법
WO2023013305A1 (ja) 2021-08-06 2023-02-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、それを用いた電池、および電池の充電方法
JP2023025082A (ja) * 2018-09-26 2023-02-21 古河機械金属株式会社 無機材料の製造方法
US11600854B2 (en) 2019-07-04 2023-03-07 Panasonic Intrllectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material including positive electrode active material and solid electrolyte and battery containing the same
WO2023032473A1 (ja) 2021-09-01 2023-03-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
US11637315B2 (en) 2020-08-07 2023-04-25 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
US11637287B2 (en) 2018-01-26 2023-04-25 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material and battery using same
US11641029B2 (en) 2020-06-23 2023-05-02 Toyota Motor Engineering & Manufacturing North America, Inc. Metal lithium chloride derivatives in the space group of P21/c as Li super-ionic conductor, solid electrolyte, and coating layer for Li metal battery and Li-ion battery
DE112021003367T5 (de) 2020-06-24 2023-05-04 TDK Corporation Festelektrolyt und festelektrolyt-akkumulator
US11652235B2 (en) 2018-01-26 2023-05-16 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Battery
JP2023521513A (ja) * 2020-04-23 2023-05-24 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド イオン伝導性層およびその形成方法
US11664531B2 (en) 2020-04-14 2023-05-30 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive material including complex metal halide, electrolyte including the same, and methods of forming the same
US11682764B2 (en) 2018-01-26 2023-06-20 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Cathode material and battery using same
DE112022000673T5 (de) 2021-01-18 2023-11-09 Tdk Corporation Batterie und verfahren zur herstellung derselben
DE112022001339T5 (de) 2021-03-01 2023-12-14 TDK Corporation Akku und verfahren zur herstellung eines akkus
DE112022001825T5 (de) 2021-03-29 2024-01-11 Tdk Corporation Festelektrolytmaterial und festkörperbatterie
JP7417927B2 (ja) 2018-01-05 2024-01-19 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
US11981580B2 (en) 2018-12-28 2024-05-14 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Method for producing halides
JP7493157B2 (ja) 2019-06-26 2024-05-31 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 イオン伝導体材料および電池

Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6934626B2 (ja) * 2016-08-04 2021-09-15 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
EP3905273A4 (en) * 2018-12-26 2022-02-16 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. SOLID ELECTROLYTE AND BATTERY WITH USE THEREOF
WO2020137155A1 (ja) * 2018-12-28 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
JP7432897B2 (ja) * 2018-12-28 2024-02-19 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
CN109775744B (zh) * 2019-01-11 2022-02-25 蜂巢能源科技有限公司 卤化钇锂的制备方法及其在固态电解质和电池中的应用
EP3933978A4 (en) * 2019-02-28 2022-04-27 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. POSITIVE ELECTRODE MATERIAL AND BATTERY
CN109950617B (zh) * 2019-03-20 2022-02-15 深圳先进技术研究院 无机氯化物基固态电解质及其制备方法和应用
CN111916820B (zh) * 2019-05-08 2023-05-05 国联汽车动力电池研究院有限责任公司 二次电池固态电解质材料及其制备方法与应用
CN112467074A (zh) * 2019-09-06 2021-03-09 国联汽车动力电池研究院有限责任公司 电极、电解质薄层及其制备方法
CN110137561A (zh) * 2019-04-29 2019-08-16 国联汽车动力电池研究院有限责任公司 锂二次电池添加剂及其制备方法与应用
CN112467196A (zh) * 2019-09-06 2021-03-09 国联汽车动力电池研究院有限责任公司 固态电解质材料和全固态电池
CN110534802A (zh) * 2019-09-11 2019-12-03 蜂巢能源科技有限公司 固态电解质及其制备方法和应用
KR20220098177A (ko) 2019-11-07 2022-07-11 바스프 에스이 리튬 전이금속 할라이드
WO2021089680A1 (en) 2019-11-07 2021-05-14 Basf Se Solution-based synthesis of lithium transition metal halides
CN111211356B (zh) * 2020-01-13 2021-09-28 国联汽车动力电池研究院有限责任公司 一种用于含固体电解质的锂二次电池电解液及其应用
CN115335327A (zh) 2020-03-30 2022-11-11 巴斯夫欧洲公司 用于储能应用的固体电解质
CN111453758B (zh) * 2020-04-03 2021-03-30 南开大学 一类稀土基卤化物钙钛矿材料及其制备方法和应用
KR20220003882A (ko) 2020-07-02 2022-01-11 삼성전자주식회사 고체이온전도체 화합물, 이를 포함하는 고체전해질, 이를 포함하는 전기화학 셀, 및 이의 제조방법
CN111834664B (zh) * 2020-08-08 2022-04-29 天目湖先进储能技术研究院有限公司 可分离回收的硫化物型固态电解质及其应用
US11928472B2 (en) 2020-09-26 2024-03-12 Intel Corporation Branch prefetch mechanisms for mitigating frontend branch resteers
JP2023545828A (ja) 2020-10-16 2023-10-31 ビーエーエスエフ ソシエタス・ヨーロピア イッテルビウムを含有する固体リチウムイオン伝導度材料及びその調製方法
KR20220062880A (ko) 2020-11-09 2022-05-17 삼성전자주식회사 고체이온전도체, 이를 포함하는 고체전해질 및 전기화학소자, 및 상기 고체이온전도체의 제조방법
CN112397779B (zh) * 2020-11-17 2022-09-27 郑州新世纪材料基因组工程研究院有限公司 一种卤族快离子导体
JP2022100008A (ja) * 2020-12-23 2022-07-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極層および全固体電池
KR20220100297A (ko) 2021-01-08 2022-07-15 삼성전자주식회사 고체이온전도체, 이를 포함하는 고체전해질 및 전기화학소자, 및 상기 고체이온전도체의 제조방법
DE102021127939A1 (de) 2021-10-27 2023-04-27 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Lithiumionen-Festkörperbatterie mit einer prälithiierten Anode sowie ein Verfahren zur Herstellung der prälithiierten Anode
DE102021127929A1 (de) 2021-10-27 2023-04-27 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Kathode sowie eine Lithiumionen-Festkörperbatterie mit der Kathode
DE102021131511A1 (de) 2021-12-01 2023-06-01 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Kathode mit einem fluorhaltigen Polymer sowie eine Festkörperbatterie mit der Kathode
CN114864944A (zh) * 2022-05-18 2022-08-05 天津中能锂业有限公司 一种具有多孔固态电解质层的金属锂带及其制备方法
DE102022112792A1 (de) 2022-05-20 2023-11-23 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Lithiumbatterie umfassend eine Lithiummetallanode mit einem porösen Stromableiter

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006244734A (ja) 2005-02-28 2006-09-14 National Univ Corp Shizuoka Univ 全固体型リチウム二次電池
JP2011129312A (ja) 2009-12-16 2011-06-30 Toyota Motor Corp 硫化物固体電解質材料の製造方法、硫化物固体電解質材料およびリチウム電池
JP2015011901A (ja) * 2013-06-28 2015-01-19 トヨタ自動車株式会社 硫化物固体電解質材料、硫化物ガラス、リチウム固体電池、および、硫化物固体電解質材料の製造方法
WO2015011937A1 (ja) * 2013-07-25 2015-01-29 三井金属鉱業株式会社 リチウムイオン電池用硫化物系固体電解質
CN105254184A (zh) * 2015-11-27 2016-01-20 宁波大学 一种稀土离子掺杂的Li3YCl6微晶玻璃及其制备方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4578684B2 (ja) * 1998-11-10 2010-11-10 パナソニック株式会社 リチウム二次電池
WO2013031507A1 (ja) * 2011-08-31 2013-03-07 旭硝子株式会社 リチウムイオン伝導性固体電解質の製造方法およびリチウムイオン二次電池
JP2014229579A (ja) * 2013-05-27 2014-12-08 株式会社オハラ リチウムイオン伝導性無機固体複合体
DE102014100684B4 (de) 2014-01-22 2017-05-11 Schott Ag lonenleitende Glaskeramik mit granatartiger Kristallstruktur, Verfahren zur Herstellung und Verwendung einer solchen Glaskeramik
CN105186031A (zh) * 2015-09-21 2015-12-23 中国科学院上海硅酸盐研究所 一种石榴石结构陶瓷电解质材料、制备方法及应用
JP6934626B2 (ja) * 2016-08-04 2021-09-15 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006244734A (ja) 2005-02-28 2006-09-14 National Univ Corp Shizuoka Univ 全固体型リチウム二次電池
JP2011129312A (ja) 2009-12-16 2011-06-30 Toyota Motor Corp 硫化物固体電解質材料の製造方法、硫化物固体電解質材料およびリチウム電池
JP2015011901A (ja) * 2013-06-28 2015-01-19 トヨタ自動車株式会社 硫化物固体電解質材料、硫化物ガラス、リチウム固体電池、および、硫化物固体電解質材料の製造方法
WO2015011937A1 (ja) * 2013-07-25 2015-01-29 三井金属鉱業株式会社 リチウムイオン電池用硫化物系固体電解質
CN105254184A (zh) * 2015-11-27 2016-01-20 宁波大学 一种稀土离子掺杂的Li3YCl6微晶玻璃及其制备方法

Cited By (201)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11524902B2 (en) 2018-01-05 2022-12-13 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material and battery
WO2019135341A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135342A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135336A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135320A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135317A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135345A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135319A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135315A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135318A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135323A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2019135347A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135348A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135322A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、および、電池
WO2019135321A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
WO2019135343A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
US11777132B2 (en) * 2018-01-05 2023-10-03 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
JP7417926B2 (ja) 2018-01-05 2024-01-19 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
JP7417925B2 (ja) 2018-01-05 2024-01-19 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
JP7417927B2 (ja) 2018-01-05 2024-01-19 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
US11760649B2 (en) 2018-01-05 2023-09-19 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11670775B2 (en) 2018-01-05 2023-06-06 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material and battery
JPWO2019135323A1 (ja) * 2018-01-05 2021-02-18 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
JPWO2019135322A1 (ja) * 2018-01-05 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、および、電池
JP7281672B2 (ja) 2018-01-05 2023-05-26 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
JP7281771B2 (ja) 2018-01-05 2023-05-26 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、および、電池
WO2019135316A1 (ja) * 2018-01-05 2019-07-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
US11591236B2 (en) 2018-01-05 2023-02-28 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
CN111295719A (zh) * 2018-01-05 2020-06-16 松下知识产权经营株式会社 固体电解质材料和电池
US11498850B2 (en) 2018-01-05 2022-11-15 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11498849B2 (en) 2018-01-05 2022-11-15 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11427477B2 (en) 2018-01-05 2022-08-30 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11560320B2 (en) 2018-01-05 2023-01-24 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11784345B2 (en) 2018-01-05 2023-10-10 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11404718B2 (en) 2018-01-05 2022-08-02 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11411247B2 (en) 2018-01-05 2022-08-09 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery
US11515565B2 (en) 2018-01-05 2022-11-29 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Battery
JP7199038B2 (ja) 2018-01-26 2023-01-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料およびそれを用いた電池
WO2019146295A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料およびそれを用いた電池
WO2019146294A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
US11777088B2 (en) 2018-01-26 2023-10-03 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Anode material and battery using same
JPWO2019146295A1 (ja) * 2018-01-26 2021-01-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料およびそれを用いた電池
WO2019146293A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
US11631923B2 (en) 2018-01-26 2023-04-18 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Battery
US11631853B2 (en) 2018-01-26 2023-04-18 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Battery
US11637287B2 (en) 2018-01-26 2023-04-25 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material and battery using same
EP3745498A4 (en) * 2018-01-26 2021-03-10 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. NEGATIVE ELECTRODE MATERIAL AND USING BATTERY
WO2019146219A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
US11652235B2 (en) 2018-01-26 2023-05-16 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Battery
WO2019146218A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、および、電池
US11682764B2 (en) 2018-01-26 2023-06-20 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Cathode material and battery using same
JPWO2020004343A1 (ja) * 2018-06-26 2021-07-15 昭和電工マテリアルズ株式会社 二次電池及びその製造方法
WO2020004343A1 (ja) * 2018-06-26 2020-01-02 日立化成株式会社 二次電池及びその製造方法
JP7427754B2 (ja) 2018-09-26 2024-02-05 古河機械金属株式会社 無機材料の製造方法
JP2023025082A (ja) * 2018-09-26 2023-02-21 古河機械金属株式会社 無機材料の製造方法
EP3863025A4 (en) * 2018-10-01 2021-12-01 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. SOLID HALOGENIDE ELECTROLYTE MATERIAL AND BATTERY USING IT
JPWO2020070955A1 (ja) * 2018-10-01 2021-09-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
CN112136184B (zh) * 2018-10-01 2022-08-12 松下知识产权经营株式会社 卤化物固体电解质材料和使用该材料的电池
EP3863027A4 (en) * 2018-10-01 2021-12-08 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. HALID SOLID ELECTROLYTE MATERIAL AND BATTERY WITH IT
EP3863026A4 (en) * 2018-10-01 2021-12-08 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. SOLID HALOGENIDE ELECTROLYTE MATERIAL AND USING BATTERY
CN112189239B (zh) * 2018-10-01 2022-08-12 松下知识产权经营株式会社 卤化物固体电解质材料和使用该材料的电池
WO2020070957A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
US11955598B2 (en) 2018-10-01 2024-04-09 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Halide solid electrolyte material and battery including the same
CN112136185B (zh) * 2018-10-01 2022-08-12 松下知识产权经营株式会社 卤化物固体电解质材料和使用该材料的电池
WO2020070955A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
CN112136184A (zh) * 2018-10-01 2020-12-25 松下知识产权经营株式会社 卤化物固体电解质材料和使用该材料的电池
WO2020070956A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
CN112136185A (zh) * 2018-10-01 2020-12-25 松下知识产权经营株式会社 卤化物固体电解质材料和使用该材料的电池
WO2020070958A1 (ja) * 2018-10-01 2020-04-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
JPWO2020070957A1 (ja) * 2018-10-01 2021-09-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
JPWO2020070958A1 (ja) * 2018-10-01 2021-09-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
CN112189239A (zh) * 2018-10-01 2021-01-05 松下知识产权经营株式会社 卤化物固体电解质材料和使用该材料的电池
JPWO2020070956A1 (ja) * 2018-10-01 2021-09-16 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2020110479A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、および、電池
JP7429869B2 (ja) 2018-11-29 2024-02-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、および、電池
JP7429870B2 (ja) 2018-11-29 2024-02-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、および電池
JPWO2020110479A1 (ja) * 2018-11-29 2021-10-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、および、電池
JPWO2020110480A1 (ja) * 2018-11-29 2021-10-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、電池、および電池の製造方法
US11949064B2 (en) 2018-11-29 2024-04-02 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Negative electrode material, battery, and method for producing battery
WO2020110480A1 (ja) * 2018-11-29 2020-06-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 負極材料、電池、および電池の製造方法
US11955599B2 (en) 2018-11-29 2024-04-09 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Negative electrode material and battery
CN112368863A (zh) * 2018-11-29 2021-02-12 松下知识产权经营株式会社 负极材料、电池以及电池的制造方法
WO2020136955A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
EP3904278A4 (en) * 2018-12-26 2022-01-05 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. SOLID ELECTROLYTE MATERIAL AND BATTERY WITH IT
JP7365599B2 (ja) 2018-12-26 2023-10-20 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JP7357299B2 (ja) 2018-12-26 2023-10-06 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JP7378039B2 (ja) 2018-12-26 2023-11-13 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020136951A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JP7418014B2 (ja) 2018-12-26 2024-01-19 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2020137026A1 (ja) * 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
JP7445874B2 (ja) 2018-12-26 2024-03-08 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
WO2020137392A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2020137189A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、および、固体電解質部材の製造方法
JPWO2020137026A1 (ja) * 2018-12-26 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
JPWO2020136952A1 (ja) * 2018-12-26 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JPWO2020136951A1 (ja) * 2018-12-26 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
CN112771627A (zh) * 2018-12-26 2021-05-07 松下知识产权经营株式会社 卤化物的制造方法
JPWO2020137392A1 (ja) * 2018-12-26 2021-11-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
JPWO2020136954A1 (ja) * 2018-12-26 2021-11-11 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JPWO2020136955A1 (ja) * 2018-12-26 2021-11-18 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
CN112752734A (zh) * 2018-12-26 2021-05-04 松下知识产权经营株式会社 卤化物的制造方法
WO2020136952A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020136954A1 (ja) 2018-12-26 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
EP3904288A4 (en) * 2018-12-26 2022-02-23 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. PROCESSES FOR THE PRODUCTION OF HALOGENS
EP3905277A4 (en) * 2018-12-26 2022-01-26 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. SOLID ELECTROLYTE COMPOSITION AND MANUFACTURING PROCESS FOR SOLID ELECTROLYTE ELEMENT
JP7365600B2 (ja) 2018-12-26 2023-10-20 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2020137154A1 (ja) 2018-12-28 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
US11981580B2 (en) 2018-12-28 2024-05-14 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Method for producing halides
US11984554B2 (en) 2018-12-28 2024-05-14 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery including the same
JP7445868B2 (ja) 2018-12-28 2024-03-08 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
US11489195B2 (en) 2018-12-28 2022-11-01 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Solid electrolyte material and battery using same
WO2020136953A1 (ja) 2018-12-28 2020-07-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
JP2020109047A (ja) * 2018-12-28 2020-07-16 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、およびそれを用いた電池
WO2020175171A1 (ja) * 2019-02-28 2020-09-03 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電解質材料およびそれを用いた電池
WO2020188914A1 (ja) 2019-03-15 2020-09-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
JPWO2020188915A1 (ja) * 2019-03-15 2020-09-24
JP7496509B2 (ja) 2019-03-15 2024-06-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2020188913A1 (ja) 2019-03-15 2020-09-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
JPWO2020188914A1 (ja) * 2019-03-15 2020-09-24
JPWO2020188913A1 (ja) * 2019-03-15 2020-09-24
WO2020188915A1 (ja) 2019-03-15 2020-09-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
CN113474910A (zh) * 2019-03-15 2021-10-01 松下知识产权经营株式会社 固体电解质材料及使用了该固体电解质材料的电池
JP2022531271A (ja) * 2019-04-29 2022-07-06 国聯汽車動力電池研究院有限責任公司 リチウム二次電池固体電解質材料、電極及び電池
JP7390692B2 (ja) 2019-04-29 2023-12-04 国聯汽車動力電池研究院有限責任公司 リチウム二次電池固体電解質材料、電極及び電池
CN113597694A (zh) * 2019-06-26 2021-11-02 松下知识产权经营株式会社 离子导体材料及电池
JP7493157B2 (ja) 2019-06-26 2024-05-31 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 イオン伝導体材料および電池
WO2020261758A1 (ja) * 2019-06-26 2020-12-30 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 イオン伝導体材料および電池
WO2021002064A1 (ja) * 2019-07-04 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
US11600854B2 (en) 2019-07-04 2023-03-07 Panasonic Intrllectual Property Management Co., Ltd. Positive electrode material including positive electrode active material and solid electrolyte and battery containing the same
WO2021002053A1 (ja) * 2019-07-04 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021002052A1 (ja) 2019-07-04 2021-01-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
CN113853355A (zh) * 2019-07-04 2021-12-28 松下知识产权经营株式会社 固体电解质材料及使用了该固体电解质材料的电池
EP3996166A4 (en) * 2019-07-04 2022-08-03 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. SOLID ELECTROLYTE MATERIAL AND BATTERY WITH USE THEREOF
DE112020003729T5 (de) 2019-08-07 2022-04-21 Tdk Corporation Festelektrolyt, festelektrolytschicht und festelektrolytzelle
WO2021070595A1 (ja) 2019-10-10 2021-04-15 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2021075303A1 (ja) * 2019-10-18 2021-04-22 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
WO2021131426A1 (ja) 2019-12-27 2021-07-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、および、固体電解質粒子
WO2021131716A1 (ja) 2019-12-27 2021-07-01 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、固体電解質組成物の製造方法、および固体電解質部材の製造方法
WO2021153018A1 (ja) 2020-01-29 2021-08-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021152979A1 (ja) 2020-01-29 2021-08-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021157361A1 (ja) 2020-02-05 2021-08-12 パナソニック株式会社 正極材料および電池
WO2021177382A1 (ja) 2020-03-05 2021-09-10 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
WO2021177212A1 (ja) 2020-03-06 2021-09-10 トヨタ自動車株式会社 固体電池
JPWO2021177212A1 (ja) * 2020-03-06 2021-09-10
WO2021199617A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199889A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199620A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199641A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199890A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199643A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 ハロゲン化物の製造方法
WO2021199642A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199550A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199549A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199677A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料、それを用いた電池、および固体電解質材料の製造方法
WO2021199640A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021199619A1 (ja) 2020-03-31 2021-10-07 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2021205821A1 (ja) 2020-04-09 2021-10-14 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
US11522217B2 (en) 2020-04-14 2022-12-06 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
US11978847B2 (en) 2020-04-14 2024-05-07 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive material, electrolyte including ion conductive material, and methods of forming
US11664531B2 (en) 2020-04-14 2023-05-30 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive material including complex metal halide, electrolyte including the same, and methods of forming the same
US11973186B2 (en) 2020-04-14 2024-04-30 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive material including halide material, electrolyte including the same, and methods of forming the same
US11735732B2 (en) 2020-04-23 2023-08-22 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive layer and methods of forming
JP7395016B2 (ja) 2020-04-23 2023-12-08 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド イオン伝導性層およびその形成方法
US11532816B2 (en) 2020-04-23 2022-12-20 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive layer including binder material
US11757099B2 (en) 2020-04-23 2023-09-12 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive layer and methods of forming
JP7389277B2 (ja) 2020-04-23 2023-11-29 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド イオン伝導性層およびその形成方法
US11984598B2 (en) 2020-04-23 2024-05-14 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Ion conductive layer and methods of forming
JP2023519758A (ja) * 2020-04-23 2023-05-12 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド イオン伝導性層およびその形成方法
JP2023521513A (ja) * 2020-04-23 2023-05-24 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド イオン伝導性層およびその形成方法
WO2021220924A1 (ja) 2020-04-28 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、および、電池
WO2021220923A1 (ja) 2020-04-30 2021-11-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 オキシハロゲン化物の製造方法
WO2021261361A1 (ja) * 2020-06-23 2021-12-30 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質組成物、固体電解質シートの製造方法、および電池の製造方法
US11641029B2 (en) 2020-06-23 2023-05-02 Toyota Motor Engineering & Manufacturing North America, Inc. Metal lithium chloride derivatives in the space group of P21/c as Li super-ionic conductor, solid electrolyte, and coating layer for Li metal battery and Li-ion battery
US11462766B2 (en) 2020-06-23 2022-10-04 Toyota Motor Engineering & Manufacturing North America, Inc. LiAlC14 derivatives in the space group of Pnma as Li super-ionic conductor, solid electrolyte, and coating layer for Li metal battery and Li-ion battery
DE112021003367T5 (de) 2020-06-24 2023-05-04 TDK Corporation Festelektrolyt und festelektrolyt-akkumulator
WO2022018990A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2022019098A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池
WO2022018952A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
WO2022018946A1 (ja) 2020-07-22 2022-01-27 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびそれを用いた電池
US11978849B2 (en) 2020-08-07 2024-05-07 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
JP2023521247A (ja) * 2020-08-07 2023-05-23 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド 電解質材料及び形成方法
JP7318140B2 (ja) 2020-08-07 2023-07-31 サン－ゴバン セラミックス アンド プラスティクス，インコーポレイティド 電解質材料及び形成方法
US11637315B2 (en) 2020-08-07 2023-04-25 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
KR20220090414A (ko) 2020-12-22 2022-06-29 도요타 지도샤（주） 전고체전지
DE102021132964A1 (de) 2020-12-22 2022-06-23 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Festkörperbatterie
WO2022138804A1 (ja) * 2020-12-25 2022-06-30 昭和電工株式会社 リチウムイオン伝導性固体電解質および全固体電池
DE112022000673T5 (de) 2021-01-18 2023-11-09 Tdk Corporation Batterie und verfahren zur herstellung derselben
WO2022163039A1 (ja) * 2021-01-26 2022-08-04 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
DE112022001339T5 (de) 2021-03-01 2023-12-14 TDK Corporation Akku und verfahren zur herstellung eines akkus
WO2022185637A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2022185639A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
WO2022185638A1 (ja) 2021-03-02 2022-09-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 固体電解質材料およびこれを用いた電池
DE112022001825T5 (de) 2021-03-29 2024-01-11 Tdk Corporation Festelektrolytmaterial und festkörperbatterie
WO2022219843A1 (ja) * 2021-04-13 2022-10-20 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 電池
US11848414B2 (en) 2021-05-17 2023-12-19 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
WO2022246406A1 (en) * 2021-05-17 2022-11-24 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Electrolyte material and methods of forming
WO2022244445A1 (ja) 2021-05-20 2022-11-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 被覆正極活物質、正極材料および電池
KR20230013888A (ko) * 2021-07-20 2023-01-27 한국과학기술연구원 리튬 이온 전도성을 가진 할로겐계 고체전해질 및 이의 제조방법
KR102597452B1 (ko) 2021-07-20 2023-11-03 한국과학기술연구원 리튬 이온 전도성을 가진 할로겐계 고체전해질 및 이의 제조방법
WO2023013305A1 (ja) 2021-08-06 2023-02-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料、それを用いた電池、および電池の充電方法
WO2023032473A1 (ja) 2021-09-01 2023-03-09 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 正極材料および電池

Also Published As

Publication number Publication date
EP3496202A1 (en) 2019-06-12
CN115036565A (zh) 2022-09-09
JP6934626B2 (ja) 2021-09-15
US11721835B2 (en) 2023-08-08
CN108701860B (zh) 2022-07-12
EP3496202A4 (en) 2019-08-07
CN115020799A (zh) 2022-09-06
CN114976223A (zh) 2022-08-30
US11239492B2 (en) 2022-02-01
CN108701860A (zh) 2018-10-23
US20230318030A1 (en) 2023-10-05
JPWO2018025582A1 (ja) 2019-05-30
US20190088995A1 (en) 2019-03-21
CN114937812A (zh) 2022-08-23
US20220109185A1 (en) 2022-04-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11721835B2 (en) Solid electrolyte material and battery
US11760649B2 (en) Solid electrolyte material and battery
US11427477B2 (en) Solid electrolyte material and battery
CN111295720B (zh) 固体电解质材料及电池
US20200328455A1 (en) Solid electrolyte material and battery
WO2019135343A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
WO2019135348A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
WO2019146218A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
WO2019135344A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
WO2019135321A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
WO2019135315A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
WO2019135320A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
US11485646B2 (en) Solid electrolyte material and battery
WO2019135336A1 (ja) 固体電解質材料、および、電池
US11777132B2 (en) Solid electrolyte material and battery
JP2020109047A (ja) 固体電解質材料、およびそれを用いた電池

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2018531799

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17836689

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017836689

Country of ref document: EP

Effective date: 20190304