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Mater. Today：全面综述钠电正极实验/计算最新进展

时间：2023-09-25 来源： 浏览：

Mater. Today：全面综述钠电正极实验/计算最新进展

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【研究背景】
钠离子电池（SIBs）的反应机理和锂离子电池（LIBs）相似，同时钠资源分布广阔，具备更为广阔的应用前景。SIBs是LIBs的潜在替代者，其性能发挥和实际发展的关键，在于电极、电解质、添加剂和粘结材料的合理选取和适配，其中正极材料比容量较低成为限制因素。因此，全面了解SIBs正极的最新进展对于制备高性能SIBs至关重要。
         
基于此，印度理工学院Parasharam M. Shirage团队在 Materials Today 上发表题为“Experimental and computational advancement of cathode materials for futuristic sodium ion batteries”的综述论文，作者综述了SIBs正极材料及其关键部件的研究进展。讨论了提高正极材料电化学性能的方法以及促进正极材料发展的关键挑战和评估，集中讨论了先进正极材料的研发历史和研究进展，并提出了未来的发展策略。
         
【图文导读】
图1(a-b) 表明，Li资源是极为有限且呈现不均匀分布。因此，大规模能量存储的应用场景需要对LIBs做适当的替换以节约成本。钠离子电池(SIBs)是一种可行的替代方案，因为钠储量更丰富，且与锂具有相似的化学性质，其地壳含量为2.83%，是第四大可用元素。图1(d-g)显示了SIB前驱体使用元素的分布、开采技术和所需资源的多样性。SIBs具有高能量密度、低成本和平均的资源分配优势，成本上极具应用潜力。SIBs相对于LIBs的另一个优势是其可以使用低成本的铝箔而非铜箔。
图1 钠电正极材料中主要应用元素储量、分布、用量及经济适用性。
         
由于钠资源丰富且成本低廉，SIBs得到了广泛的研究关注，但其发展滞后于LIBs。从时间轴上(图2(a))可以看出，SIBs的研究开始于20世纪80年代初，和LIBs的研究基本在同时进行，由于LIBs在90年代初实现产业化，因此SIBs的研发相对被搁置了下来。在目前的电极发展阶段，人们更多关注在于缺陷工程改性材料，即通过掺杂、替代或制造缺陷来制备新材料。一般地，SIBs由电极、电解质、隔膜和集流体组成（图1(c)）。每个组件都有其独特的特性、应用目的和选择标准。然而，电池整体性能取决于这些组件的选择搭配和系统集成。
图2 钠电正极发展史，新型的钠电正负极、电解液和粘结剂，钠离子电池反应机理。
         
SIBs在充电/放电过程中，Na + 在电解质和电极之间来回迁移。如图2(g)所示，Na离子脱嵌和氧化还原机制实现了这一可逆反应。在充电过程中，随着外部能量的施加，Na + 从正极脱出，通过电解液迁移到负极。同时，电子通过外部电路从正极传到负极。在SIB负极中，Na + 通过表面吸附或扩散实现存储，形成固溶体或钠合金，如图2(g)所示。
         
在当前阶段，大多数研究的SIBs正极材料都是类似于LIBs正极的材料。SIBs的正极材料有四种类型，如含Na的层状过渡金属氧化物、聚阴离子化合物、普鲁士蓝类似物和有机化合物（图3(a)）。这些类型的材料的组成是：Na x MO 2 (M=过渡金属(TM)和0≤x≤1)，其中Na + 阳离子与TMs和氧原子的二维化合结构交替排布。根据钠在层与层之间的位置，将它们分为Pn、On、P’n和O’n结构单元（图3(b)）。Boddu等人利用柠檬酸辅助溶胶-凝胶法合成P2-NaCoO 2 正极，其具有高度结晶的层状纯相，显著提高了结构稳定性和电化学性能（图3(c-d)），同时倍率性能优异（图3(e)），100次循环容量保持率为99%（图3(f)）。
图3 第6、8族的掺杂元素调研及性能研究。
         
Fang等合成了均匀的P2-Na 0.7 CoO 2 (s-NCO)微球，具有更高的速率性能和循环稳定性（图4(a)）。他们合成的具有球形颗粒的s-NCO在高能量密度、速率性能和结构循环稳定性方面优于Na 0.7 CoO 2 微片（图4(b-c)）。Mattila等通过DFT第一性原理对Na x CoO 2 进行了计算，证明了材料对称性和带隙可随Na含量变化而变化。材料相变为: C12/m1→Pmmn→r-3m→Na 0.5 CoO 2 →NaCoO 2 。如图3(g-h)所示，NaCoO 2 和Na 0.5 CoO 2 的带隙分别为4.8 eV和3.0 eV，说明贫Na状态增强了NaxCoO 2 的电子导电性。
         
由于Na x MnO 2 具有3D-Na + 扩散路径和二维层状结构，是一种广泛研究的SIBs正极材料。Kim团队利用VASP通过DFT实验和计算研究了Na 0.44 MnO 2 的结构和电化学性能。在Na 0.44 MnO 2 中发现了3个Na和5个锰结合位点（图4(d)）。由于John-Taller畸变，晶格会发生不对称的变化。利用电子结构计算确定了Na 0.44 MnO 2 和Na 0.22 MnO 2 的最大电荷组成（图4(e-f)），结果表明，在Na 0.22 MnO 2 从Na 0.44 MnO 2 放电过程中，HOMO区有一个电子被移除。作者还研究了TM取代物的体积和稳定性变化，结果表明，所有TM取代物的Na稳定性与原始Mn相同（图4(g)）。在Na + 可逆脱嵌过程中，Na 1−x FeO 2 自发还原为Fe 3+ 态，该过程经历非平衡相变，形成新的O’3相（图4(h)）。Li等人研究了Fe在NaFeO 2 中从Fe层向Na层的迁移，具有较高的势垒，然而，在贫Na的Na x FeO 2 中，该势垒会降低从而使Fe容易迁移（图4(i)）。基于分子动力学的计算表明，Fe的迁移影响Na + 的扩散（图4(j)）。基于分层结构的Na 1.25 V 3 O 8 纳米线（图4(m)）由于其独特的形貌表现出优异的稳定性、高容量和倍率能力（图4(n)）。Wu等对LIBs和SIBs进行DFT计算，对LiVO 2 和NaVO 2 进行了系统研究（图4(o)）。
图4 不同正极材料合成路线及性能提升研究。
         
Na x [Fe y Mn 1−y ]O 2 通过不同比例的Fe和Mn可实现调节P2或O3结构，是一种很有前途的SIBs正极，但其循环性能还达不到商业应用的要求。纳米尺寸的P2-Na 2/3 [Fe 1/2 Mn 1/2 ]O 2 (NFMO，图5(a))会发生固溶反应和不稳定的OP4相，在Na脱出过程中可阻止TM层的滑移，表现出明显的结构和体积变化(图5(b))。新型P2-Na 0.78 Ni 0.23 Mn 0.69 O 2 ，在5C下具有良好的电化学性能和结构稳定性(图5(c))。DFT计算表明，在O3-NaNi 0.5 Mn 0.5 O 2 中，Ti取代Mn, Cu取代Ni，提高了材料稳定性和组成。图5(d-g)显示DFT计算的能量和相应的相图。Mn的共掺杂改善了SIB正极的电化学性能，其具有优异的循环性能，在1C下循环100次后仍能保持100%的初始容量，即使在2000次循环可保持50%(图5(h))。电子参与电荷补偿随着TM-O键长增加和轨道重叠减少而增加(图5(i-k))。由于Fe掺杂，局部态密度(pDOS)计算结果表明Mn和O轨道之间有重叠(图5(j-l))。Karthikeyan团队合成了能够阻止电极-电解质反应的P2-Na 0.66 [Mn 0.54 Co 0.13 Ni 0.13 ]O 2 超薄层。TM的组成梯度分布提高了其结构稳定性和电化学性能。Mishra等在NaNi x Co y Mn 1-x-y O 2 上包覆葡聚糖还原氧化石墨烯，形成NMC-Dx-RGO正极材料(图5(m))，放电容量较高(151 mAh/g，0.1C)，并在120次循环后保持55 %的初始容量。O3-NaLi 0.05 Ni 0.3 Mn 0.5 Cu 0.1 Mg 0.05 O 2 也表现出良好的电化学性能，在循环600次后仍能保持91.9 %的初始容量(图5(p))。P2/O3-Na 0.66 Li 0.18 Mn 0.71 Ni 0.21 Co 0.08 O 2 的可逆放电容量为~200 mAh/g且倍率性能优异。图5(q-s)表示由于Ni的3d带向费米能级移动，Cr掺杂有效提升了电导率和性能(图5(q))。同样，图5(t)表明，存在10个过渡金属离子沿不同方向的畸变和位移。
图5 不同正极材料晶体结构及PDOS分布。
         
NaFePO 4 具有无毒、储量丰富、Fe 2+ /Fe 3+ 氧化还原反应可逆的特点，是研究最早的SIBs正极之一。NaFePO 4 正极根据其结构排列分为三叶石和海硅酸盐两种(图6(a-d))。其中Triphylite具有活性，类似橄榄石的结构，其Pnma空间群具有沿b方向的1维-Na + 输运通道，而非活性的maricite相则没有(图6(c)和5(d))。Kim等人通过DFT计算和实验研究，重新研究了maricite-NaFePO 4 的可逆Na + 可逆脱嵌、电化学机理和活性。DFT计算表明，由于能垒较大，从maricite-NaFePO 4 中脱出Na + 是不可能的(图6(e-f))。Loh等通过离子交换法成功合成了NaFePO 4 纳米颗粒，其电化学性能得到改善，放电容量达到142 mAh/g，在6000次循环后容量保持率达到70%(图6(g-i))。亚微米尺寸的NaFePO 4 显示出28 mAh/g的比容量，并在35次循环后保持92%的初始容量。碳涂层可增强电导率，减少晶格体积膨胀。3D导电框架提高了正极材料的导电性，减少了晶格体积的变化。由超细NaFePO 4 @C亚基组成的NaFePO 4 纳米团簇缩短了Na + 和电子扩散途径(图6(k))，使其具有优异的循环稳定性，在5000次循环后保持95%的容量。具有3d海绵状框架，通过共边的MO 6 / MO 6 八面体和XO 4 四面体形成“灯笼”单元组成(图6(l))实现Na + 的传输。NASICON-Na 3 V 2 (PO 4 ) 3 (NVP)具有菱方晶格和空间群，其中八面体-VO 6 和四面体-PO 4 通过具有两个Na1和Na2位点的角共享“灯笼单元”实现三维框架状结构的构建(图6(m-n))。由于VO 6 八面体结构畸变较小，NVP在1.60-3.40 V范围内的循环稳定性较差。在3.4 V时其理论容量为236 mAh/g，实际容量为仅117 mAh/g的原因在于Na + 在Na1和Na2位点的扩散。将NVP充电至4.0 V，钒的氧化态为+4，对于NVP材料可通过容量微分曲线(图6(o))和CV曲线(图6(p))来检测两相的变换。
图6 聚阴离子型正极材料的晶体结构及改性研究。
         
碳涂层是提高NVP等NASICON正极材料电导率的有效策略，多孔还原氧化石墨烯框架NVP@C@ rgo纳米颗粒(图7(A - b))显示出超长的循环寿命，可逆容量为86 mAh/g (图7(c))。用多孔碳基质(C@NVP)@pC)复合材料封装的NVP碳包覆纳米材料(图7(d))在200 C的高电流密度下显示出44 mA h/g的比容量，充电/放电时间非常短（仅为~6 s）。研究发现Mg 2+ 优先掺杂在NVP的钒位点，通过引入额外的Na + 实现电荷平衡。Huang等通过将高价Mo 6+ 引入NVP中，使Na + 在Na 2.9 V 1.98 Mo 0.02 (PO 4 ) 3 中扩散(图7(f-h))。Wang等人通过DFT计算，在Na1位点掺杂Li、K、Mg、al和Ca，研究了NVP的Na + 迁移路径。Na 3 V 2 (PO 4 ) 3 具有Na1和Na2位点(图7(h))。图7(i)对应不同金属元素掺杂情况下的放电电压和电池参数，可以看出，掺K的NVP晶格参数变化最小，放电电位最高。在B取代的Na 3 V 2 P 3−x B x O 12 上的DFT结果(图7(j))表明，Na 3 V 2 (PO 4 ) 3 的带隙为Eg=2.57 eV，并随着B掺杂的增加而减小(图7(k))。图7(l)显示了Na 3 V 2 P 3−1/6 B 1/6 O 12 中V1和V3的3d带导致导带附近新能带的上升。在不同数量的B掺杂下，Na 3 V 2 P 3−1/6 B 1/6 O 12 的结构稳定性和电化学性能得到了显著提高。Na 3 V 2 P 3−1/6 B 1/6 O 12 的电化学性能优于原始Na 3 V 2 (PO 4 ) 3 。Na 3 V 2 (PO 4 ) 3 是NASICONs材料的另一种正极材料。
图7 磷酸钒钠基聚阴离子正极材料碳包覆及性能提升相关计算结果。
         
固相法合成的Na 3 Fe 2 (PO 4 ) 3 (图8(a))具有单斜的结构，在1.5-3.5 V范围内存在一个钠的反应，比容量为61mAh/g，主要是Fe 2+ /Fe 3+ 活性氧化还原对，5C下具有40 mAh/g的可逆放电容量高通量ab-initio-DFT计算显示，基于Fe 3+ /Fe 4+ 的Na 3 Fe 2 (PO 4 ) 3 的工作电压为4.8 V。图8(b)显示了各种磷酸盐的平均氧化还原电压与最大容量的关系。2维片状多孔Na 3 Fe 2 (PO 4 ) 3 @硬碳加速了钠的反应，初始容量为100.8 mAh/g (图8(c))。DFT计算表明，在3.65-4.7 V范围内，Na 3 Cr 2 (PO 4 ) 3 与Cr 3+ /Cr 4+ 氧化还原电对具有电化学活性，并发生相变(图8(d-g))。交联碳包覆的Na 2 VTi(PO 4 ) 3 (图8(h-m))在第600次循环后容量保持率为83%，倍率性能优异。Zhang等人的DFT计算显示，使用Na 2 MnTi(PO 4 ) 3 正极和Na 11 Sn 2 PS 12 电解质时，电极-电解质界面稳定，电压稳定在3.98、3.65和2.4 V(图8(n))。Na 2 MnTi(PO 4 ) 3 、Na 3 MnTi(PO 4 ) 3 和Na 3.5 MnTi(PO 4 ) 3 (图8(o))中Na + 输运的ab-initio-分子动力学模拟结果显示活化能分别为0.599、0.160和0.253 eV。Na 2 MnTi(PO 4 ) 3 具有较高的比容量和循环稳定性，但电导率和倍率性能较低。Na 4 MnV(PO 4 ) 3 为Mn 3+ /Mn 2+ 氧化还原电对对应提供3.6 V的电位，Na 3 FeV(PO 4 ) 3 则是提供3.5-4.0 V电位(图8(p-q))。
图8 磷酸铁纳基正极材料改性、计算及物相表征图。
         
态密度计算(图9(a-d))表明，Mg掺杂增强了电子导电性。多孔碳片嵌入的Na 2 FeP 2 O 7 在10 C下循环2000次后保持了82 %的容量。Choi等通过实验和理论研究对triclinic-Na 2 MnP 2 O 7 进行了研究，结果表明可以具有α相(P-1)或β相(P1)(图9(e))。Kim等人沿c轴合成了具有Na缺陷(图9(f)中S1)的P-1空间群的Rose相Na 2 CoP 2 O 7 ，与无缺陷的相同。根据合成条件的不同，NaVPO 4 F具有四方(I4/mmm)或单斜(C2/c)结构，PO 4 - 四面体和VO 4 F 2 - 八面体在单斜-NaVPO 4 F中相互连接(图9(j-p))。
图9 基于第一性原理的DFT计算总态密度(DOS)以及Na + 离子扩散路径研究。
         
Na 3 (VO 1−x PO 4 ) 2 F 1+2x 氟磷酸盐的晶体结构如图10(a)所示，晶体结构为0≤x≤1。四面体-Na 3 V 2 (PO 4 ) 2 F 3 (P42/mnm)具有高达3.9 V的工作电位，其中双八面体-V 2 O 8 F 3 和PO 4 - 四面体形成多孔框架可实现更好地扩散Na + 。碳包覆的Na 3 V 1.95 Mn 0.05 (PO 4 ) 2 F 3 微球(图10(b))提高了电导率，在10C下循环600次后，其电导率为114.1 mAh/g，容量保持率为71.8%。Zr掺杂增加了电子导电性，可提供110.3 mAh/g的容量，在1000次循环后保持率为83.6%(图10(c-d))。Na 3 V 2 (PO 4 ) 2 F 3−2x O 2x (0≤x≤1)在3.6-4.1 V电压区间内，实验和理论相结合的Na 2 MnPO 4 F证实了400-600 meV能量垒和三种Na + 扩散路径的可能性 (图10(c-d))。K掺杂的Na 0.97 FeK(SO 4 ) 2 具有C2/m的空间群晶体结构及3.27 V的高电位(图10(e-h))。Na 2+2x Fe 2−x (SO 4 ) 3 在氧化石墨烯上(图10(i))表现出优异的电化学性能，并在第700次循环时保持98%的容量(图10(j))。与原始材料相比，这种复合材料表现出更快的动力学和增强的电子/离子传输(EIS见图10(k))。NaMSO 4 F氟硫酸盐(M = Fe/Ni/Co/Mn)具有单斜结构，具有作为SIB正极材料的潜力。图10(l-m)分别为NaFeSO 4 F、NaCoSO 4 F和NaMnSO 4 F的XRD图谱。具有C2/c空间群的NaFeSO 4 F表现出较好的电化学性能，Na + 沿1维方向扩散(图10(o))。图10(p-q)和(r-s)分别表示LiFeSO 4 F和NaFeSO 4 F中的单位晶胞和离子位点，这清楚表明了扩散路径的不同是迁移能垒差异性的原因。
图10 F掺杂改性钠电正极材料的性能及机理研究。
         
计算和理论计算表明，在基态下，正硅酸钠表现出对称性。Na 2 FeSiO 4 可能有8种亚稳态构型(图11(a-h))。Na 2 FeSiO 4 中自旋向上和自旋向下通道的电子性质计算如图11(j)和(k)所示。电荷密度分布研究证实了具有强M-Si网络赋予了正硅酸钠结构稳定性(图11(l-q))。在0.3 eV的能量范围内，多种相可能出现共存。Wu的团队合成了的Na 2 CoFe(CN) 6 纳米颗粒(图11(r))，具有较低的Fe(CN) 6 空位。图11(s-t)为XRD图和晶体结构，结果表明其结晶度较高。得益于由于可逆的2-Na反应，该材料具有150 mAh的可逆容量(图11(u))，并在200次循环后保持90%的容量。
图11 硅酸盐基钠电正极材料改性及机理研究。
         
Li等制备了Na 0.7 MnFe(CN) 6 和ClO 4 − 掺杂的聚吡咯复合材料(NMHFC@PPy，图12(a))以提高电导率。该复合材料的初始容量为124 mAh/g， 2 C下循环200次后保持67%的容量(图12(b))。介孔/微孔结构提供了65 mAh/g的可逆容量，具有优异的循环稳定性和Na + 动力学。图12(c)表示由于纳米颗粒聚集导致的介孔向微孔转变，单斜相材料具有优异的电化学性能，可提供66.2 mAh/g的倍率容量（50C），1200次循环后可保持近100 %的容量(图12(e))。
图12 聚合物改性钠电正极材料及改性研究。
         
为了方便和更好地理解，本文根据分子量将有机正极材料分为两组，如小型有机正极材料(SOCMs)和大型有机正极材料(HOCMs)(图13(a))。Na 2 C 6 O 6 电池具有六边形填充的Na + 层，可以替代六边形填充的C 6 O 6 层(图12(f))。得益于其层状结构和共轭特性，Na 2 C 6 O 6 是通过插入阳离子进行Na + 可逆脱嵌的理想材料。有机化合物的形貌设计可以有效提高Na + 的存储能力和电化学性能。Na 2 C 6 O 6 具有270 mAh/g的可逆容量。未添加乙炔黑的Na 2 C 6 O 6 可以提供可逆容量超过90 mAh/g和良好的循环性能(图12(g))。在循环过程中，Na 2 C 6 O 6 表现出两种可能的双电子反应(图13(b))。第一种方式是两个Na + 和两个电子，羰基靠近Na连接的羰基，而第二种方式则倾向于与Na连接的羰基相反的羰基。DFT计算表明，Na + 与四个氧化还原活性羰基位点结合更为合适，这意味着在不同电位下有一个或两个电子还原(图12(i))。图12(j)显示了含有不同F、Cl或Br吸电子卤素原子的醌衍生物上的DFT计算结果。添加卤素基团降低了LUMO能量，提升了氧化还原电位(图12(k-l))。其中对苯二甲酸二钠(Na 2 TP)的放电容量为~255 mAh/g，每个结构对应2Na + (图13(e))。
图13 有机钠电正极材料及钠离子转移反应机理。
         
二酐基聚酰胺(PI)，如邻苯二甲酸二酐(PMDA)，萘四羧酸二酐(NTCDA)、以酞菁为LIBs负极的大分子，如图12(m)所示。所有pi均表现出优异的电化学性能。PTDA-PI的最高比功率为20.99 kW/kg，比能量为~285 Wh/kg (图12(n))。得益于低溶解度、低成本效益和易于功能化，亚酰亚胺是极具吸引力的SIBs正极。然而，电极分解、低电压和低理论容量是其主要的缺点。亚胺的分子结构为R-C(O)-N(R)-C(O)-R，二亚胺中两个以上可逆电子(图13 (f))可导致位阻和电极击穿。
图14 具备特殊形貌及结构的钠电正极制备及作用机理研究。
         
Sakaushi等报道了一种高性能的钠基储能装置，该装置使用双极有机电极(BPOE)-COF，由芳香环和三嗪环组成，具有多孔蜂窝状二维结构(图14(a))，其最大比容量为200 mAh/g。在1A/g时，具有10kW/kg比功率和500Wh/kg比能量的优异性能，电压区间在4.1-1.3 V，即使在7000次循环后仍能保持约80%的初始容量(图14(b))。Zhang等合成并研究了4,7-二氨基甲酰-[1-3]-苯并噻唑(PDCzBT) SIB电极(图14(c))。图14(d-e)为CV和恒流充放电。高比表面积、孔隙度可调性和可行的Na + 掺入使MOF成为一种很有前途的正极。Zhao等人深入讨论了MOF及其衍生物在各种电池应用中的应用(图14(g))。DFT计算显示，在钠储存过程中，两种C=O氧化还原位点和芳香环被激活(图14(h))。他们还通过基于第一线原理的分子动力学确定了Na + 在Zn-PTCA中的占据位置，揭示了活性C=O和芳香环上额外的不可逆Na + 位点的存在(图14(i))。在八电子传递机制中，前两个Na + 倾向于占据四个C=O空位，其次是其他Na + 直接与芳环相互作用，主要与碳原子相互作用。从电压平台到不同的Na + 插入(图14(j))，以及这些存储位点的Na + 可逆性(图14(k))，以上结果揭示了低占用率的Na + 倾向于漂浮在C=O键周围，而高占用率的Na + 则沿芳香环扩散。图14(l-m)为(Zn-PTCA)-xNa (x = 0,2,4,6,8)的Bader电荷和电荷密度差等值面图，结果表明随着放电过程的减小，巴德电荷增大。
         
HOFs是一类由有机分子通过氢键连接而成的高多孔材料。Wu等将二氨基三唑(DAT)与1,4,5,8-萘四羧酸二酐(NTCDA)在二甲基乙酰胺(DMAc)中引入连接单元，合成化学稳定的HOF-DAT（图15(a)，其的容量高达144mAh/g。图15(b)表示优化后的HOF-DAT优于传统有机电极材料。DFT计算表明两个氨基围绕着最稳定的Na + 吸附位点“a”(- 1.77 eV)，而另一个位点(-1.44 eV)位于相邻分子单元“g”的两个O原子之间(图15(c))。途径P1和P2的活化能谱显示Na + 离子在层间和层内的输运，能垒分别为0.62 eV和0.38 eV(图15(c-f))。
         
I 2 /HOF@Ti 3 C 2 T x 具有高可逆容量，约259 mAh/g，在0.2 C下循环200次后保持80%的容量。图15(g)为I 2 /HOF的合成过程，图15(h)为HOF与MXene通过氢键连接的过程。DFT计算显示，HOF中I 2 和NaI 3 在双键基团上的吸附能分别为-0.187和-1.615 eV，而单键基团在HOF中的吸附能分别为-0.16和-0.23 eV(图15(i-k))。这表明HOF的双键基团在碘离子捕获中占主导地位。与I 2 /HOF和I 2 /Ti 3 C 2 T x 相比，I 2 /HOF@Ti 3 C 2 Tx具有更好的循环性能(图15(l))。
图15 氢键有机框架正极材料的合成路线、不同类型正极材料对比总结。
         
【总结和展望】
综上所述，本文简要讨论了这些正极材料用于SIBs的进展以及不同的策略来解决与之相关的问题，包括纳米结构设计、高导电性通道涂层、采用合适的合成方法、缺陷工程如取代掺杂形成缺陷等是提高不同正极材料电化学性能和循环稳定性的前沿策略。DFT等理论计算对于研究这些材料的电子性质、Na + 迁移、金属掺杂效应和能量势垒计算起着至关重要的作用。尽管对这些材料的大量研究取得了重大进展，但仍有一些重大挑战必须解决。因此，必须加倍努力，优先研究具有高密度、高Na存储容量和合适晶格结构等特性的SIBs正极材料，这对于SIBs的成功应用至关重要。改进合成方法，更好地了解Na + 迁移机制，寻找不同的合适的正极材料以及其他组件将有力促进SIBs的商业化和应用。
         
Jena Akash Kumar Satrughna, Archana Kanwade, Abhishek Srivastava, Manish Kumar Tiwari, Subhash Chand Yadav, Surya Teja Akula, Parasharam M. Shirage. Experimental and computational advancement of cathode materials for futuristic sodium ion batteries. Materials Today, (2023) DOI:10.1016/j.mattod.2023.06.013
https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1369702123002067#f0075

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