Electrolito de éter fluorado con estructura de solvatación controlada para baterías de metal de litio de alto voltaje

Jan 08, 2024

Nature Communications volumen 13, Número de artículo: 2575 (2022) Citar este artículo

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El desarrollo de nuevos solventes es imperativo en las baterías de metal de litio debido a la incompatibilidad del carbonato convencional y las estrechas ventanas electroquímicas de los electrolitos a base de éter. Mientras que los éteres fluorados mostraron estabilidades electroquímicas mejoradas, difícilmente pueden solvatar iones de litio. Por lo tanto, el desafío en la química de electrolitos es combinar la estabilidad de alto voltaje de los éteres fluorados con la alta capacidad de solvatación de iones de litio de los éteres en una sola molécula. En este documento, informamos sobre un nuevo solvente, 2,2-dimetoxi-4-(trifluorometil)-1,3-dioxolano (DTDL), que combina un éter fluorado cíclico con un segmento de éter lineal para lograr simultáneamente estabilidad de alto voltaje y sintonizar la solvatación de iones de litio. capacidad y estructura. La alta estabilidad a la oxidación de hasta 5,5 V, el gran número de transferencia de iones de litio de 0,75 y la eficiencia de Coulombic estable del 99,2% después de 500 ciclos demostraron el potencial de DTDL en baterías de metal de litio de alto voltaje. Además, la celda completa LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2 emparejada con litio de 20 μm de espesor que incorpora electrolito LiFSI-DTDL 2 M retuvo el 84 % de la capacidad original después de 200 ciclos a 0,5 C.

Con la creciente demanda de sistemas de almacenamiento de energía de alta densidad, la investigación sobre baterías de metal de litio (Li) (LMB) de alto voltaje (>4,0 V frente a Li+/Li) aumentó rápidamente en los últimos años1,2,3,4. El metal Li, como ánodo ideal, proporciona una alta capacidad específica teórica de 3860 mAh g−1 y un bajo potencial de reducción (–3,04 V frente al electrodo de hidrógeno estándar)5,6,7. Cuando se combina con un cátodo rico en Ni de alto voltaje, la densidad de energía de las LMB se vuelve prometedora casi dos veces (400-500 Wh/kg) en comparación con la de las baterías de iones de litio (LIB)8 convencionales basadas en grafito. Sin embargo, la aplicación de LMB está plagada de la inestabilidad termodinámica del Li metálico. Las reacciones secundarias incontrolables entre el metal Li y el electrolito dan como resultado la formación de una frágil interfase de electrolito sólido (SEI) y la falla mecánica de la capa SEI durante el ciclo. Este fenómeno provoca un consumo constante tanto de electrolito como de Li, que van acompañados del crecimiento de dendritas de Li y la formación de Li "muerto", lo que conduce a un ciclo de vida deficiente3,9,10. Por lo tanto, ajustar la química del electrolito para modular su reactividad, estabilidad electroquímica, transporte de iones y capacidad de solvatación es una estrategia prometedora para estabilizar la capa SEI y extender el ciclo de vida11,12.

Los electrolitos de carbonato comerciales se han utilizado ampliamente en ánodos de grafito debido a su capacidad para formar una capa SEI estable. Sin embargo, en el caso del ánodo de metal Li (LMA), los electrolitos de carbonato de baja concentración (es decir, sal 1 M) suelen sufrir reacciones secundarias graves, que están relacionadas con el crecimiento de dendritas de Li en forma de bigotes y un ciclo de vida significativamente corto. Por el contrario, los electrolitos a base de éter tienden a formar granos de Li relativamente grandes y planos, lo que disminuye la superficie de contacto de LMA con el electrolito y exhibe una alta eficiencia de Coulombic (CE)13,14. Sin embargo, los éteres como el 1,2-dimetoxietano (DME) y el 1,3-dioxolano (DOL) son inestables en el rango de alto voltaje (es decir, >4 V frente a Li+/Li) debido a su escasa estabilidad oxidativa a una sal típica. concentración de 1 M, lo que naturalmente limita su aplicación en LMB11 de alta tensión. Recientemente, electrolitos de alta concentración (HCE) con estructuras especiales de solvente en sal revelaron su compatibilidad tanto con cátodos de alto voltaje como con LMA. La coordinación de las moléculas de disolvente con los iones Li+ cambia la estructura de solvatación, en la que las vainas de solvatación quedan dominadas por aniones. Además, la disminución de las energías del orbital molecular más alto ocupado-orbital molecular más bajo desocupado (HOMO-LUMO) de las moléculas de solvente a través de la coordinación da como resultado la descomposición previa de aniones a bajos potenciales, lo que facilita la formación de una capa SEI inorgánica derivada del anión15,16. Sin embargo, el alto costo y la viscosidad de los HCE limitan su aplicación práctica. Recientemente, se introdujeron los hidrofluoroéteres (HFE) como diluyentes inertes. Mientras que apenas pueden disolver sales y no tienen conductividad iónica, ofrecen una alta estabilidad anódica y pueden retener una estructura de solvatación de solvente en sal similar a bajas concentraciones de sal, lo que se denomina electrolitos localizados de alta concentración (LHCE). HFE tales como ortoformiato de tris(2,2,2-trifluoroetilo) (TFEO), éter bis(2,2,2-trifluoroetilo) (BTFE) y 1,1,2,2-tetrafluoroetilo-2,2,3,3 -tetrafluoropropiléter (TTE) fueron ampliamente utilizados en LMB de alto voltaje.2,17,18. Dado que los HFE deben combinarse con solventes para compensar la pérdida de conductividad iónica, las reacciones parásitas asociadas de estos solventes no se pueden detener. Además, solo hay unos pocos informes sobre éteres fluorados como disolventes, que pueden solvatar eficazmente Li+ 1,11. Por ejemplo, Bao et al. mostró elegantemente una estabilidad oxidativa mejorada al alargar la cadena alquílica y la fluoración entre dos átomos -O- en un éter lineal, y la capacidad de solvatación del éter fluorado se mantuvo debido a la unión simultánea de los átomos -F y -O- a Li+ 1. En consecuencia , es esencial diseñar éteres fluorados de alto voltaje, que puedan combinar de manera efectiva la estabilidad redox de los HFE con la capacidad de solvatación de Li+ y la buena conductividad iónica de los electrolitos a base de éter, mientras se mantiene el grupo de solvatación de solvente en sal en concentraciones normales de sal. En esta dirección, un enfoque directo sería la unión covalente de segmentos fluorados y de éter para combinar todas las propiedades deseables de los electrolitos en una sola molécula. La disposición espacial de estos grupos funcionales, así como la disponibilidad de sitios de unión para Li+, son factores importantes en la conductividad iónica resultante, la capacidad de solvatación y la estabilidad redox del electrolito.

En este trabajo, presentamos un nuevo éter fluorado, 2,2-dimetoxi-4-(trifluorometil)-1,3-dioxolano (DTDL, Fig. 1a), que incorpora segmentos de éter lineal y fluorado cíclico. Desde el punto de vista del diseño molecular, introdujimos un grupo funcional atractor de electrones, -CF3, para aumentar la estabilidad oxidativa del éter. Sin embargo, para conservar la capacidad de solvatación de Li+, se ajustó la disposición espacial de -CF3 para evitar la unión directa del átomo de carbono fluorado al átomo -O- como en los éteres fluorados como TFEO, BTFE y TTE2,17,18. En consecuencia, el núcleo de ortocarbonato de tetrametilo se integró para combinar segmentos de éter lineal y fluorado cíclico en una reacción fácil de un solo recipiente para formar sitios de unión altamente preorganizados con una capacidad de solvatación controlada hacia Li+ para aumentar el emparejamiento de iones, al mismo tiempo que se logra una alta estabilidad oxidativa. Después de agregar solo 1 M de sal de bis(fluorosulfonil)imida de litio (LiFSI), se observó la formación de grupos de pares de iones de contacto (CIP) y agregados (AGG) en los electrolitos basados ​​en DTDL de acuerdo con los informes anteriores19,20, 21,22,23. En particular, la formación de agregados de aniones FSI coordinados con Li+ a bajas concentraciones es bastante significativa, ya que este fenómeno generalmente se obtiene en HCE y LHCE. La estructura de solvatación lograda permite una mayor estabilidad a la oxidación hasta 5,5 V frente a Li/Li+, junto con una capa SEI inorgánica derivada de FSI y un alto número de transferencia de iones de Li de 0,75. Sobre la base de estas características excepcionales, la media celda de Li|Cu con LiFSI-DTDL 1 M exhibió una CE promedio alta de 99,2 % durante 500 ciclos. Además, la celda completa de exceso limitado Li|LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2 (NCM811) logró una retención de capacidad del 84 % a 0,5 C con electrolito 2 M LiFSI-DTDL después de 200 ciclos, lo que demuestra el potencial de esta nueva clase de electrolito.

a La comparación de estructuras moleculares de DTDL y DME. Mapas de potencial electrostático (ESP) de DME (b) y DTDL con vistas frontal y posterior (c), combinación de colores: amarillo, F; rojo, O; gris, C; blanco, H. d Estabilidad a la oxidación de tres electrolitos en medias celdas de Li|Al probadas por voltamperometría de barrido lineal (LSV). Números de transferencia de Li+ y perfiles de cronoamperometría de células simétricas de Li|Li en electrolitos 1 M LiFSI-DTDL (e) y 1 M LiFSI-DME (f) bajo un voltaje de polarización de 10 mV. Recuadros en (e) y (f): los espectros de impedancia electroquímica (EIS) correspondientes antes y después de la polarización.

El DTDL se sintetizó en una reacción de un solo recipiente a través de la condensación catalizada por ácido de ortocarbonato de tetrametilo (TMOC)24 y 1,1,1-trifluoro-2,3-propanodiol (TFPD)25. La formación exitosa de DTDL se verificó mediante análisis de espectroscopia de resonancia magnética nuclear (RMN) (Figs. 1-8 complementarias). Como se muestra en la Fig. 1a, la presencia de segmentos de éter lineal y fluorado cíclico en DTDL garantizó una alta polaridad y un estado líquido para solvatar la sal de Li y conducir iones Li+26 debido a la naturaleza distante del grupo -CF3 con respecto a los átomos -O- y grupos éter disponibles para mantener su capacidad de solvatación1,11. Los mapas de potencial electrostático (ESP) en la Fig. 1b, c revelaron posibles sitios de unión para Li+ 1; las zonas negativas en DME centradas en átomos de O, pero DTDL mostró diferentes grados de zonas negativas en diferentes átomos de O. La estructura de DTDL permitió un sitio de unión altamente preorganizado para Li+ ubicado entre el átomo -O- en el ciclo y el átomo -O- en el segmento de éter lineal (marcado como oxígeno rojo en la Fig. 1a). En particular, la disminución de la densidad electrónica del átomo -O- en el éter cíclico influenciado por el grupo CF3 resultó en una disminución de la capacidad de solvatación de Li+ y alteró la capa de solvatación. Los valores de energía HOMO y LUMO de DTDL y DME (Fig. 9 complementaria) se calcularon utilizando los cálculos de la teoría funcional de la densidad (DFT) realizados en B3LYP/ 6-311++G**. En comparación con DME, el valor más bajo de HOMO (–7,99 eV) de DTDL exhibió la posibilidad de una mayor estabilidad oxidativa teórica que surge del grupo atractor de electrones -CF3, mientras que el valor más bajo de LUMO (–0,26 eV) de DTDL podría conducir a una reducción previa en LMA. Tanto DTDL como DME se usaron para solvatar LiFSI 1 M (denominado LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M), la tolerancia de alto voltaje de LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M se evaluó mediante voltamperometría de barrido lineal ( LSV) en medias celdas de Li|Al a partir de un voltaje de circuito abierto (OCV) hasta 6 V a una velocidad de exploración de 5 mV s–1 (Fig. 1d). A diferencia de LiFSI-DME 1 M, que comenzó a descomponerse a 4,0 V, LiFSI-DTDL 1 M exhibió una mayor estabilidad a la oxidación hasta 5,5 V. La estabilidad a la oxidación de LiFSI-DTDL 1 M también se evaluó en presencia de aditivo conductor y aglutinante en Al contraelectrodo por LSV a una velocidad de exploración de 1 mV s−1 y prueba de polarización potenciostática (Fig. 10 complementaria). Este resultado encajaba bien con su valor HOMO más bajo y demostró el impacto de la química electrolítica para controlar la estabilidad oxidativa. Además, la voltamperometría cíclica (CV) de semiceldas de Li|acero inoxidable (SS) y Li|Al con LiFSI-DTDL 1 M también respaldaron este resultado (Figs. 11 y 12 complementarias). Se midieron las conductividades iónicas de electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M a diferentes temperaturas (en la Fig. 13 complementaria) en celdas de bloqueo SS|SS mediante espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS) y se encontró que eran 1,4 mS cm–1 y 21,3 mS cm–1 a 30 °C, respectivamente. Se midió que la viscosidad de DTDL, LiFSI-DTDL 1 M, DME y LiFSI-DME 1 M a 25 °C era de 2,4, 8,0, 0,4 y 1,2 cP, respectivamente. Los números de transferencia de iones de litio (\({{{{{{\rm{t}}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) de electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M se registraron en las celdas simétricas Li | Li (Fig. 1e, f) 27, con los valores correspondientes de 0.75 y 0.39, respectivamente. En particular, un valor mayor de \({{{{{\rm{t}}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\) está vinculado a un tiempo más prolongado hasta el inicio de la iniciación de dendritas de Li según la fórmula de tiempo de Sand28, por lo que se espera que el electrolito LiFSI-DTDL 1 M muestre una mejor supresión de dendritas de Li en comparación con LiFSI-DME 1 M. La humectabilidad del electrolito es un factor importante para lograr una distribución uniforme del flujo de iones de litio y, en consecuencia, la capa SEI29. Las mediciones del ángulo de contacto de los electrolitos 1 M LiFSI-DTDL y 1 M LiFSI-DME en una lámina de cobre (Cu) y el separador se realizaron como se muestra en la Fig. 14 complementaria. En la lámina de Cu, 1 M LiFSI-DTDL exhibió un ángulo de contacto más pequeño de 9o en comparación con 1 M LiFSI-DME de 17o. Por otro lado, se observaron valores similares en el separador para estos dos electrolitos, 19o de 1 M LiFSI-DTDL y 21o de 1 M LiFSI-DME. Las comparaciones de propiedades de solventes y electrolitos se resumen en la Tabla complementaria 1.

Se observó la morfología del recubrimiento de Li en lámina de Cu en medias celdas de Li | Cu con electrolitos LiFSI-DME 1 M y LiFSI-DTDL 1 M (Fig. 2 y Fig. 15 complementaria) mediante microscopía electrónica de barrido (SEM). Después del primer revestimiento de Li (1 mAh cm−2) sobre lámina de Cu a la densidad de corriente de 1 mA cm−2, quedó claro que el Li revestido no puede cubrir la superficie de la lámina de Cu de manera uniforme, dejando una cantidad significativa de Cu desnudo en 1 M electrolito LiFSI-DME y también muestra delgados bigotes de Li en el borde (Fig. 2a), atribuidos a la mala humectabilidad del electrolito LiFSI-DME 1 M en lámina de Cu. En contraste, el Li chapado en LiFSI-DTDL 1 M reveló una cobertura densa sin dendritas y sin superficie desnuda (Fig. 2d). Los tamaños de grano de Li promedio en 1 M LiFSI-DME, 1 M LiFSI-DTDL y 2 M LiFSI-DTDL fueron 1.32, 3.54 y 5.05 μm, respectivamente (Fig. 16 complementaria). Las imágenes de campo brillante de dosis baja de microscopía electrónica de transmisión (TEM) de Li enchapado revelaron la formación de una capa SEI más delgada (17-18 nm) y más homogénea en LiFSI-DTDL 2 M en comparación con la del electrolito LiFSI-DTDL 1 M con el espesor de 21-27 nm (Fig. 17 complementaria). Posteriormente, las medias celdas de Li|Cu se ciclaron durante 20 ciclos con diferentes electrolitos a 1 mA cm−2 con una capacidad de corte de 1 mAh cm−2. En la Fig. 2b, el Li revestido después del ciclo en LiFSI-DME 1 M mostró más grietas y filamentos de Li de alta superficie, que aceleran las reacciones secundarias entre el metal de Li y el electrolito, y la imagen óptica de la superficie de Cu mostró Li abigarrado, desprendiéndose de ' Li muerto en la parte central y superficie Cu desnuda. En marcado contraste, se observaron una morfología densa y un grano de Li voluminoso con LiFSI-DTDL 1 M, junto con una cobertura uniforme en la superficie de Cu como se verifica mediante la imagen óptica (recuadro, Fig. 2e). Las imágenes SEM de la sección transversal revelaron (Fig. 2c, f) los espesores de Li chapado en dos electrolitos. LiFSI-DTDL 1 M mostró una capa de Li delgada y densa de 12-13 μm en comparación con el Li suelto y desigual (16-23 μm) en el caso de LiFSI-DME 1 M después de 20 ciclos. La evolución de la estructura porosa en el Li enchapado también se correlacionó con los datos de espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS) (Figuras complementarias 18 y 19 y Tabla complementaria 2). La fluctuación obvia de la resistencia a la transferencia de carga (Rct) en LiFSI-DME 1 M durante el ciclo se atribuyó al aumento de la porosidad para la disminución de Rct en los primeros ciclos y la subsiguiente formación de Li 'muerto' para el aumento de Rct debido a la reducción de la superficie activa. área, en comparación con el recubrimiento estable de Li en 1 M LiFSI-DTDL. La diferencia de morfología de la placa de Li después del ciclo demostró claramente la ventaja de DTDL sobre DME.

Imágenes SEM de la morfología del revestimiento de Li después del primer ciclo en electrolitos 1 M LiFSI-DME (a) y 1 M LiFSI-DTDL (d), las inserciones son imágenes ampliadas de regiones resaltadas. Imágenes SEM y fotografías ópticas de los electrodos revestidos de Li después de 20 ciclos en electrolitos 1 M LiFSI-DME (b) y 1 M LiFSI-DTDL (e), las inserciones son imágenes ópticas y ampliadas. Imágenes SEM transversales de Li enchapado después de 20 ciclos en electrolitos 1 M LiFSI-DME (c) y 1 M LiFSI-DTDL (f). Todas las medias celdas de Li|Cu se ciclaron a 1 mA cm-2 con una capacidad de corte de 1 mAh cm-2.

Para evaluar el rendimiento de LMA, se ensamblaron medias celdas de Li | Cu y se midieron los CE en presencia de electrolitos LiFSI-DME 1 M y LiFSI-DTDL 1 M (Fig. 3a, b y Fig. 20 complementaria). Las celdas con LiFSI-DME 1 M mostraron una clara fluctuación a lo largo del ciclo en ambas densidades de corriente de 0,5 mA cm-2 y 1 mA cm-2 con las capacidades de 0,5 mAh cm-2 y 1 mAh cm-2, respectivamente, que reflejaron la formación SEI inestable y el revestimiento irreversible en la superficie LMA. Los valores de CE superiores al 100 % en electrolito LiFSI-DME 1 M se originaron a partir de la formación de Li "muerto" y su reconexión eléctrica, y microcortocircuitos a través de la formación de dendritas durante la carga (Fig. 21 complementaria). Por el contrario, las células con LiFSI-DTDL 1 M exhibieron CE estables durante 500 ciclos a 0,5 mA cm-2, 0,5 mAh cm-2 y 300 ciclos a 1 mA cm-2, 1 mAh cm-2; después de la estabilización de la capa SEI, los valores medios de CE alcanzaron el 99,2 % (0,5 mA cm−2, 0,5 mAh cm−2) y el 98,2 % (1 mA cm−2, 1 mAh cm−2) en los ciclos 250 y 100, respectivamente. Además, incluso con una gran cantidad de recubrimiento de Li de 3 mAh cm−2, aún observamos un CE promedio alto y estable del 99,0 % después de 30 ciclos con electrolito LiFSI-DTDL 1 M (Fig. 20 complementaria). Se realizaron experimentos de ciclos galvanostáticos de celdas simétricas de Li | Li con estos electrolitos para complementar las mediciones de celdas asimétricas (Figs. 22 y 23 complementarias). La histéresis de voltaje aumentó repentinamente después de 620 h en el caso de LiFSI-DME 1 M, lo que se atribuyó al consumo severo de electrolitos junto con la formación repetida de SEI durante el ciclo. Por el contrario, se observó una polarización estable para LiFSI-DTDL 1 M durante 700 h debido al revestimiento/desprendimiento de Li uniforme y la conductividad iónica moderada1. Se realizó EIS de las medias celdas de Li | Cu para evaluar la estabilidad interfacial del ánodo-electrolito (Fig. 24 complementaria). La resistencia a la transferencia de carga aumentó claramente después de 50 ciclos en la celda con LiFSI-DME 1 M debido a la alta impedancia interfacial para la migración de iones Li+30, mientras que la impedancia en la celda con LiFSI-DTDL 1 M se mantuvo estable después del mismo número de ciclos. La estabilidad de la interfaz también se evaluó mediante celdas simétricas Li | Li en diferentes tiempos de ciclo con electrolitos 1 M LiFSI-DME y 1 M LiFSI-DTDL (Figura 25 complementaria y Tabla complementaria 3), que mostró una resistencia de interfaz estable para 1 M LiFSI- DTDL después de un tiempo de ciclo corto. Todos los resultados electroquímicos anteriores demostraron la superioridad de DTDL sobre DME con respecto a la estabilidad de LMA.

Estabilidad cíclica de medias celdas de Li|Cu usando diferentes electrolitos a 0,5 mA cm−2 con una capacidad de corte de 0,5 mAh cm−2 (a) y 1 mA cm−2 con una capacidad de corte de 1 mAh cm−2 (b). Perfiles F 1s XPS sobre superficie metálica de litio enchapada en medias celdas de Li|Cu en electrolitos 1 M LiFSI-DTDL (c) y 1 M LiFSI-DME (d) después de 5 ciclos a 1 mA cm−2 con una capacidad de corte de 1 mAh cm−2.

El análisis de espectroscopía de fotoelectrones de rayos X (XPS) se realizó en Li enchapado para comprender mejor la diferencia en la composición de SEI en las medias celdas de Li | Cu para diferentes electrolitos (Fig. 3c, d). Los espectros F 1s XPS revelaron dos estados químicos idénticos de F en el SEI (posicionados en 685 y 688,6 eV) para ambos electrolitos, que se asignaron a enlaces Li-F y SF que se originaron a partir de la descomposición del anión FSI31. Sin embargo, la capa SEI en la superficie de metal Li en el electrolito 1 M LiFSI-DTDL exhibió composiciones de LiF y SF considerablemente más altas en comparación con el 1 M LiFSI-DME. Además, también se encontró que la capa SEI es rica en contenido de N y S (Figuras complementarias 26 y 27), que típicamente reflejan una capa SEI derivada de aniones. Cabe señalar que la capa SEI inorgánica con mayor contenido de LiF produce una CE estable y alta por sus propiedades mecánicas superiores y su naturaleza de aislamiento electrónico2,17,32.

Con base en la tolerancia a alto voltaje y el excelente rendimiento de LMA de 1 M LiFSI-DTDL, las celdas completas de metal Li se ensamblaron utilizando un cátodo NCM811 con alto contenido de níquel (5 mg cm−2) emparejado con una lámina delgada de Li de 20 μm empleando negativo/positivo (N/ P) relación de capacidad de 4 con diferentes electrolitos (Fig. 4a). La celda completa Li|NCM811 con LiFSI-DME 1 M no se pudo cargar al voltaje de corte de 4,3 V frente a Li/Li+ y exhibió una caída de voltaje grave debido a la descomposición constante del DME (Fig. 28 complementaria). La celda completa con electrolito de carbonato tradicional de 1 M LiPF6 en carbonato de etileno y carbonato de dietilo (v: v = 1: 1, 1 M LiPF6-EC-DEC) mostró una disminución masiva de la capacidad después de 15 ciclos a 0,5 C, principalmente debido a graves Formación de dendritas de Li y consumo de electrolitos. Cuando el electrolito se reemplazó con 1 M LiFSI-DTDL en las mismas condiciones, el rendimiento de la celda mejoró notablemente y mantuvo una disminución más lenta de la capacidad durante 108 ciclos, lo que se atribuye a la buena compatibilidad del electrolito con el cátodo y la formación estable de la capa SEI en LMA. Además, el rendimiento de la celda completa de Li|NCM811 mejoró considerablemente al aumentar la concentración de sal a 2 M. Con esta concentración de sal, se retuvo el 84 % de la capacidad original después de 200 ciclos a 0,5 C, ya que la mayor concentración de sal permite una mejor SEI y la interfase electrolítica del cátodo (CEI) en las superficies del ánodo y el cátodo, respectivamente16. Los perfiles de carga / descarga de las celdas completas Li | NCM811 se muestran en la Fig. 4b-d. La polarización de voltaje aumentó drásticamente en la celda con LiPF6-EC-DEC 1 M después de 30 ciclos, principalmente debido a la SEI inestable y la formación de Li 'muerto' junto con el consumo constante de electrolitos. La polarización de voltaje se alivió con 1 M LiFSI-DTDL a través de una protección LMA eficiente que suprime las reacciones parasitarias. En particular, con el aumento de la concentración de sal, los perfiles de voltaje de la celda con LiFSI-DTDL 2 M no mostraron una degradación significativa durante 200 ciclos debido al efecto de concentración de la sal, que mejora la compatibilidad tanto con LMA como con el cátodo de alto voltaje. Además, la prueba de reproducibilidad con tres celdas en las mismas condiciones obtuvo un rendimiento de ciclo similar utilizando electrolito LiFSI-DTDL 2 M (Fig. 29 complementaria). Con respecto a la seguridad del electrolito líquido, se comparó la inflamabilidad de los electrolitos 1 M LiPF6-EC-DEC y 2 M LiFSI-DTDL (Fig. 30 complementaria). LiFSI-DTDL 2 M exhibió una llama débil debido a la presencia de átomos de flúor en la estructura del solvente a diferencia de LiPF6-EC-DEC 1 M con una llama bastante fuerte33. En cuanto a las aplicaciones prácticas, las celdas que usan cátodo NCM811 de alta carga de 20 mg cm−2 emparejado con lámina de Li de 20 μm (relación N/P de 1) se evaluaron más a 0,3 C con electrolito LiFSI-DTDL 2 M (Fig. 31 complementaria). ). También se evaluó el rendimiento de la tasa de celdas completas con diferentes electrolitos (Fig. 32 complementaria). Además, el electrolito LiFSI-DTDL 3 M se evaluó mediante media celda de Li | Cu y celda completa Li | NCM811 (Fig. 33 complementaria), que exhibió una mejor estabilidad que LiFSI-DTDL 2 M.

a Rendimiento cíclico de las celdas completas de Li|NCM811 a 0,5 C después del primer ciclo de formación a 0,1 C en cada electrolito. Perfiles de carga/descarga de celdas completas de Li|NCM811 en diferentes ciclos en electrolitos 1 M LiPF6-EC-DEC (b), 1 M LiFSI-DTDL (c) y 2 M LiFSI-DTDL (d). Proporciones atómicas cuantificadas de SEI en diferentes tiempos de pulverización catódica en células completas de Li|NCM811 después de 30 ciclos a 0,5 C con 1 M LiPF6-EC-DEC (e), 1 M LiFSI-DTDL (f) y 2 M LiFSI-DTDL (g) electrolitos

Para comprender el origen del rendimiento electroquímico superior de DTDL, se realizó un análisis comparativo de XPS para evaluar sistemáticamente las composiciones de SEI y CEI en celdas completas de Li|NCM811 después de 30 ciclos a 0,5 C. Perfiles de profundidad de concentración de XPS del SEI en la superficie de LMA de celdas completas Li | NCM811 con diferentes electrolitos se muestran en la Fig. 4e-g. En el electrolito 1 M LiPF6-EC-DEC, la capa SEI tiene un contenido de carbono mucho más alto que se origina en componentes orgánicos en el SEI. Con el aumento del tiempo de pulverización, la cantidad de especies orgánicas disminuyó mientras que las especies inorgánicas aumentaron (basado en la señal de Li)2. Este resultado demostró que la capa SEI en el electrolito 1 M LiPF6-EC-DEC es rica en especies orgánicas en su superficie exterior; la concentración de especies inorgánicas aumenta con el aumento de la profundidad debajo de la superficie. El enriquecimiento de especies orgánicas en la superficie exterior es mucho menos pronunciado para las capas SEI formadas en los electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M. Se encontró que los perfiles de profundidad de concentración de las capas SEI formadas en los electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M eran similares y exhibieron una composición SEI mucho más uniforme. Los contenidos atómicos más altos de S y F en el caso de LiFSI-DTDL 2 M indicaron una participación más pronunciada del anión FSI en la formación de SEI. En particular, los espectros F 1s de SEI en diferentes tiempos de pulverización exhibieron un contenido de LiF constante y alto en electrolitos DTDL (Fig. 34 complementaria). Los estados de unión y las concentraciones dependientes de la profundidad de las diferentes especies de Li, F, C, O, S en las capas SEI (como se resuelven a partir de los espectros registrados después de cada paso de pulverización por ajuste de pico) se proporcionan en las Figs. 35–40. De ello se deduce que la capa 1 M LiPF6-EC-DEC SEI es relativamente poco homogénea; el contenido de Li2O aumentó mientras que ROCO2Li disminuyó con el aumento de la profundidad, lo que mostró claramente la naturaleza no uniforme de SEI. Por el contrario, todas las especies, especialmente las inorgánicas (es decir, Li2O y LiF), tienen una concentración aproximadamente constante de electrolito basado en DTDL. El contenido de Li2O en LiFSI-DTDL 2 M se redujo a aproximadamente la mitad del contenido en LiFSI-DTDL 1 M, lo que se esperaba debido a la disminución de las moléculas de solvente libres a altas concentraciones de sal. El SEI altamente homogéneo y rico en inorgánicos en los electrolitos basados ​​en DTDL alivió la descomposición continua del electrolito, lo que es beneficioso para un ciclo robusto. Los espectros XPS de CEI en cátodos NCM811 se mostraron en las Figs. complementarias. 41 y 42. En comparación con el espectro C 1s de LiPF6-EC-DEC 1 M, surgió un pico adicional a 293,3 eV cuando se usaron electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M, que se atribuye al grupo funcional -CF334. Este resultado nos llevó a concluir que DTDL participó en la formación del CEI por su descomposición. El pico de CF3 más débil formado en el electrolito LiFSI-DTDL 2 M indicó una descomposición debilitada del disolvente en comparación con el LiFSI-DTDL 1 M. En los espectros F 1s, el carácter rico en LiF de CEI se reveló en electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M, que difieren significativamente de LiPF6-EC-DEC 1 M.

El excelente rendimiento electroquímico del electrolito DTDL puede explicarse por su estructura de solvatación del electrolito (Fig. 5). La espectroscopia Raman es una herramienta eficiente para dilucidar la estructura de solvatación (Fig. 5a). En comparación con el disolvente DME puro, LiFSI-DME 1 M mostró dos picos adicionales en 719 y 877 cm-1, asignados al grupo de coordinación de anión FSI libre y Li+-DME, respectivamente. En el caso del electrolito LiFSI-DTDL 1 M, el pico de anión FSI libre se debilitó, pero aparecieron picos de pares de iones de contacto (CIP) y agregados (AGG)23. La observación de CIP y AGG en 1 M LiFSI-DTDL está bien alineada con la formación de SEI inorgánico derivado de FSI en la superficie de LMA. Cabe mencionar que CIP y AGG generalmente existen en electrolitos HCE y LHCE para formar SEI y CEI estables. De manera diferente, este fenómeno se puede realizar a bajas concentraciones de sal por la capacidad de solvatación ajustada de DTDL. Al aumentar la concentración de sal, electrolito LiFSI-DTDL 2 M, solo quedó el pico principal de AGG a 750 cm-1, lo que indica una estructura de solvatación rica en grupos Li+-FSI-. Los diagramas esquemáticos en la Fig. 5b representan la capa de solvatación en cada electrolito según los resultados del análisis Raman. En comparación con el electrolito basado en DME, la formación de estructuras de solvatación CIP y AGG en los electrolitos basados ​​en DTDL disminuyó la energía LUMO del anión, promoviendo la descomposición de FSI antes que el solvente DTDL, formando un SEI15 inorgánico derivado del anión. Los espectros infrarrojos de transformada de Fourier (FTIR) también demostraron aún más (Fig. 43 complementaria) la estructura de solvatación única en el electrolito basado en DTDL. A diferencia de DME, se detectó un fuerte pico de coordinación anión-Li+ FSI en electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M. Los espectros de RMN de 19F y 7Li se registraron para evaluar el entorno de enlace iónico entre el anión FSI y el Li+ en diferentes electrolitos utilizando LiCl-D2O 1 M como estándar interno mediante un tubo de RMN coaxial (Fig. 5c, d). Se observó el cambio de campo ascendente del pico de 19F y 7Li al pasar de 1 M LiFSI-DME a 1 M LiFSI-DTDL y luego a 2 M LiFSI-DTDL, una indicación de una coordinación anión-Li+ FSI mejorada11, en buena concordancia con los resultados de Raman. Con base en estos resultados, se hizo evidente que el electrolito basado en DTDL mostró más agregados para formar una capa SEI rica en inorgánicos derivada de FSI e inmovilizar los aniones FSI a través de la coordinación para lograr el alto número de transferencia de Li, lo que explica su rendimiento superior con LMA.

un espectro Raman de disolventes y electrolitos. b Diagramas esquemáticos de las estructuras de coordinación de Li+ en diferentes electrolitos. Espectros de RMN de 19F (c) y 7Li (d) de diferentes electrolitos.

En este trabajo, se introdujo una nueva clase de disolvente de éter fluorado. El diseño molecular racional permitió una capacidad de solvatación controlada y una mayor tolerancia frente a los altos voltajes. Usando un solo solvente de DTDL y un LiFSI de sal simple para constituir un electrolito, logramos una alta estabilidad a la oxidación de hasta 5,5 V frente a Li/Li+ y un alto número de transferencia de Li+ de 0,75. Sobre la base de la vaina de solvatación única, se formó un grupo agregado fuerte de Li+ coordinado con aniones FSI a bajas concentraciones, lo que condujo a un rendimiento de ciclo muy sólido en configuraciones de media celda de Li|Cu y de celda completa de Li|NCM 811. El diseño molecular de DTDL que manipula la estructura de solvatación apunta a la naturaleza prometedora del éter fluorado para los próximos LMB.

El tricloroacetonitrilo se adquirió de Apollo Scientific y se destiló antes de usarlo. DME anhidro, borohidruro de sodio (NaBH4), metóxido de sodio y LiPF6-EC-DEC 1 M se adquirieron de Sigma-Aldrich. El ácido sulfúrico (95 %), el tolueno y el metanol se adquirieron de Fisher Scientific. El trifluoropiruvato de metilo se adquirió de Fluorochem. El ácido p-toluenosulfónico se adquirió de TCI y se secó usando un aparato Dean-Stark en tolueno. Se tomó THF anhidro de un sistema de secado con disolvente. LiFSI de grado de batería, fluoruro de polivinilideno (PVDF), Super-P, separador de polipropileno (2400), polvo y laminado NCM 811 (20 mg cm−1) se adquirieron de Guangdong Canrd New Energy Technology Co., Ltd. Lámina de litio ultrafina (20 μm) se adquirió de China Energy Lithium Co., Ltd.

El TMOC se sintetizó usando un procedimiento de literatura modificado24. A un matraz de fondo redondo de dos bocas, se añadieron 350 ml de metanol, seguido de la adición lenta de metóxido de sodio (108 g, 2 mol). Se añadió tricloroacetonitrilo recién destilado (72 g, 0,5 mol) a esta solución utilizando una bomba de jeringa en atmósfera de Ar y la mezcla resultante se calentó a reflujo durante 3 h. Posteriormente, se eliminó aproximadamente el 60% del solvente por destilación fraccionada. Después de enfriar la solución, se añadieron lentamente a temperatura ambiente 600 ml de una solución acuosa de peróxido de hidrógeno al 3% en peso. La mezcla se agitó durante 1 h y se añadieron 200 ml de ciclohexano. Después de la extracción, la fase orgánica se sometió a una destilación fraccionada utilizando una columna de fracción de 50 cm y el producto se recogió a 112–114 °C. Rendimiento: 30–40%. RMN 1H (300 MHz, CDCl3) δH = 3,27 (s, 12H) ppm; RMN de 13C (75 MHz, CDCl3) δC = 120,7 (s), 50,2 (s) ppm.

El procedimiento sintético se optimizó en base a una patente previamente reportada25. En total, se añadieron 50 g (0,32 mol) de trifluoropiruvato de metilo utilizando una bomba de jeringa a razón de 20 mL h−1 a la solución de 11,8 g (0,32 mol) de NaBH4 en 50 mL de THF anhidro en atmósfera de Ar mientras se mantenía la temperatura a unos 50ºC. Después de la adición, la mezcla se calentó a reflujo durante 1 hora. Después de enfriar, se añadieron lentamente 12 ml de H2O y la mezcla se mantuvo a reflujo durante 1 hora. La mezcla de reacción se acidificó lentamente usando ácido sulfúrico al 95 % y se añadieron 50 ml de H2O a temperatura ambiente, seguido de otro reflujo durante 1 hora. Luego, la solución se extrajo con acetato de etilo y la fase orgánica se lavó tres veces con agua. La fase orgánica se sometió a destilación al vacío. El producto se recogió a 41 °C y 1,2 Torr. Rendimiento: 44–68%. RMN 1H (400 MHz, CD3OD) δH = 3,96 (m, 1H), 3,73 (m, 1H), 3,63 (m, 1H) ppm; RMN 19F (376 MHz, CD3OD) δF = –79,29 (d, J = 6,81 Hz, 3F) ppm; RMN de 13C (100 MHz, CD3OD) δC = 126,4 (q, J = 281,70 Hz), 72,1 (q, J = 29,34 Hz), 61,8 (s) ppm.

A un matraz de fondo redondo de dos bocas equipado con un aparato Dean-Stark, se añadieron ácido p-toluenosulfónico (0,243 g, 1,3 mmol) y TMOC (15 g, 0,11 mol) y la mezcla de reacción se calentó a 110 °C. Se añadió lentamente TFPD (13 g, 0,1 mol) (1 ml h−1) a esta mezcla usando una bomba de jeringa. La mezcla se agitó durante 3 ha 110 °C. Posteriormente, el producto se recolectó por destilación al vacío a 53–54 oC y 12 Torr. Rendimiento: 80%. RMN 1H (400 MHz, DMSO) δH = 4,97 (m, 1H), 4,32 (m, 1H), 4,19 (m, 1H), 3,33 (s, 3H), 3,31 (s, 3H) ppm; RMN de 19F (376 MHz, DMSO) δF = –77,26 (d, J = 6,81 Hz, 3F) ppm; RMN de 13C (100 MHz, DMSO) δC = 128,5 (s), 123,8 (q, J = 280,23 Hz), 71,6 (q, J = 33,0 Hz), 63,4 (s), 51,5 (s), 51,3 (s) ppm . Espectrometría de masas por ionización electrónica (EI-MS) calculada [M+H]+: 203,0526; encontrado: 203.0525.

Todos los electrolitos se prepararon en una caja de guantes. Para LiFSI-DME 1 M y LiFSI-DTDL 1 M, se disolvió LiFSI (187 mg) en 1 ml de DME o DTDL. Para LiFSI-DTDL 2 M, se disolvió LiFSI (374 mg) en 1 ml de DTDL. Todos los electrolitos se agitaron durante 4 horas a temperatura ambiente.

Los espectros de RMN de 1H, 19F y 13C se registraron en un espectrómetro de RMN Bruker de 300 ó 400 MHz a temperatura ambiente. Los espectros de RMN de 19F y 7Li de electrolitos se registraron en un espectrómetro de RMN Bruker de 500 MHz a temperatura ambiente utilizando LiCl-D2O 1 M como patrón interno en un tubo de RMN coaxial. La viscosidad de los solventes y electrolitos se midió con PHYSICA MCR 300 a 25 °C. Los análisis de espectroscopia Raman se realizaron en un microscopio Raman confocal inVia de Renishaw utilizando un láser de 785 nm. Los espectros infrarrojos por transformada de Fourier (FTIR) se obtuvieron con Bruker TENSOR II. Se tomaron imágenes de la morfología del Li enchapado en microscopía electrónica de barrido de emisión de campo (FE-SEM, Tescan Mira3 LM FE). El metal Li se recubrió a 0,5 mA cm-2 con una capacidad de corte de 0,5 mAh cm-2 en rejillas de Cu recubiertas con una película de carbono amorfo de 3 mm de diámetro utilizando electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M. Todas las muestras fueron protegidas bajo atmósfera inerte durante la transferencia y carga. Los análisis TEM se realizaron en un TEM ThermoFisher Talos F200S equipado con una cámara Ceta y operado a 200 kV. Las imágenes de campo claro se registraron utilizando un haz de electrones de baja dosis a una velocidad de 9 e Å−2 s−1 durante ~15 s. Las medidas de espectroscopía de fotoelectrones de rayos X (XPS) de SEI y CEI se llevaron a cabo con un espectrómetro VG ESCALAB 220iXL (Thermo Fisher Scientific) usando radiación Al Kα monocromática enfocada (1486.6 eV) con un tamaño de haz de ~ 500 μm2 (potencia de 150 W ). El espectrómetro se calibró en la superficie de plata limpia midiendo el pico de Ag 3d5/2 a una energía de enlace (BE) de 368,25 eV con un ancho completo a la mitad del máximo (FWHM) de 0,78 eV. La calibración de las posiciones de los picos de energía de enlace se aplicó en los C 1 ubicados en 284.8 eV. Para los perfiles de profundidad en Li ciclado, el análisis XPS se realizó utilizando un espectrómetro PHI Quantes (ULVAC-PHI), equipado con una fuente convencional de Al-Kα de baja energía (1486,6 eV) y una Cr-Kα de alta energía (5414,7 eV) fuente de rayos X. Los perfiles de profundidad de la composición se registraron empleando ciclos alternos de análisis XPS (Al-Kα a 51 W; diámetro del haz ~200 μm) y pulverización catódica con un haz de Ar de 1 keV enfocado, rasterizando un área de 2x2 mm2. Durante cada ciclo de medición, las regiones Li 1s, P 2p, S 2p, C 1s, N 1s, O 1s y F 1s se registraron con un tamaño de paso de 0,13 eV y una energía de paso de 69 eV. La tasa de grabado se calibró para que fuera de 2,3 nm min−1 en una muestra de referencia de Ta2O5/Ta de 100 nm. El análisis del estado químico y la cuantificación de cada elemento (es decir, Li, P, S, C, N, O y F) se realizaron mediante el ajuste de pico restringido de los espectros corregidos de fondo de Shirley correspondientes con una o más funciones de forma de línea simétricas mixtas gaussianas-lorentzianas , utilizando el software MultiPak 9.9 de Ulvac-Phi. La energía de enlace se calibró mediante el pico C 1s del carbono adventicio de 284,6 eV. Todas las muestras de electrodos se enjuagaron con DME anhidro y se transfirieron mediante protección con argón. La energía HOMO-LUMO y ESP se calcularon utilizando la teoría funcional de la densidad realizada en B3LYP/6-311++G** por Spartan 14.

Todas las celdas se ensamblaron en una caja de guantes utilizando una celda Swagelok o una celda tipo moneda tipo 2032 con una cantidad de electrolito de 40 μL, excepto las celdas llenas de alta carga con 60 μL que usaron Celgard 2400 como separador. El acero inoxidable (SS) se usa ampliamente como contraelectrodo para detectar la estabilidad a la oxidación de los electrolitos convencionales, pero presenta una corrosión grave en presencia de sal LiFSI a altos voltajes. En consecuencia, se utilizó un contraelectrodo de Al para evaluar la estabilidad a la oxidación de los electrolitos evitando la corrosión. La CV se llevó a cabo utilizando medias celdas de Li|SS y Li|Al a una velocidad de barrido de 1 mV s–1. El análisis de LSV se realizó utilizando media celda de Li|Al de OCV a 6 V a una velocidad de exploración de 5 mV s–1. El EIS se realizó utilizando media celda de Li|Cu con una amplitud de perturbación de 5 mV en el rango de frecuencia de 100 kHz a 10 mHz. Las conductividades iónicas de los electrolitos se midieron a través de EIS mediante una celda de bloqueo SS|SS de -20 °C a 60 °C con una amplitud de 5 mV en el rango de frecuencia de 500 kHz a 100 mHz. El número de transferencia de iones de litio (\({{{{{{\rm{t}}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) fue medido en la celda simétrica Li|Li27. Las corrientes de polarización inicial y constante (Io e Iss) se midieron bajo un potencial de polarización de 10 mV. Las resistencias a granel iniciales y constantes (Rbo y Rbss) y las resistencias interfaciales (Rio y Riss) se obtuvieron mediante EIS antes y después de la polarización potenciostática anterior. El (\({{{{{{\rm{t}}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) fue calculado por el siguiente ecuación:

Las pruebas anteriores se llevaron a cabo en una estación de trabajo electroquímico VMP3 (Bio Logic Science Instruments). Las mediciones de ciclos de CE se realizaron en medias celdas de Li|Cu, que se ciclaron a 0,05 mA en el rango potencial de 0-1,5 V durante 10 ciclos para estabilizar la interfaz. Luego, el Li se sembró a una capacidad constante en lámina de Cu y luego se desnudó a una densidad de corriente constante hasta que el potencial alcanzó 1 V. El rendimiento del ciclo galvanostático de las celdas simétricas de Li|Li se midió en medias celdas de Li|Cu con 10 mAh preplacado cm–2 Li en lámina de Cu a 0,5 mA cm–2 de densidad de corriente, luego las celdas se ciclaron a 0,5 mA cm–2 de 1 mAh cm–2 de capacidad para cada carga y descarga. Para la celda completa de Li|NCM811, se utilizó una caja de cátodo recubierta de Al y una pieza de lámina de Al para suprimir la corrosión electrolítica en acero inoxidable. El electrodo NCM811 se preparó mezclando el material activo NCM811, Super-P y PVDF en una proporción de peso de 8: 1: 1 en una N-metil-2-pirrolidona anhidra (NMP), y se fundió sobre la lámina de aluminio recubierta de carbono. con la carga activa de 5 mg cm–2. Después de emparejar con lámina de litio de 20 μm (relación N/P de 4), las células se ciclaron a 0,5 C entre 2,8 y 4,3 V. NCM811 de alta carga (20 mg cm–2) combinado con lámina de litio de 20 μm (relación N/P de 1) se probó a 0,3 C entre 2,8 y 4,3 V, con un paso CV a 4,3 V hasta que la corriente cayó a 0,05 C (1 C = 200 mA g–1). Todas las pruebas de ciclismo se realizaron en un sistema de batería LAND 2001 A.

Los datos generados en este estudio se han depositado en la base de datos de Zenodo con el código de acceso 6113559.

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AC reconoce el apoyo de la Swiss National Science Foundation (SNF) para la financiación de esta investigación (200021-188572). JWC reconoce el apoyo de las subvenciones de la Fundación Nacional de Investigación de Corea (NRF) (NRF-2021R1A2B5B03001956 y NRF-2018M1A2A2063340), el Programa de Innovación Tecnológica (20012341) financiado por el Ministerio de Comercio, Industria y Energía (MOTIE) de Corea y el generoso apoyo del Instituto de Investigación en Ingeniería (IOER), el Centro de Investigación de Semiconductores Interuniversitario (ISRC) y el Instituto de Investigación de Materiales Avanzados (RIAM) en la Universidad Nacional de Seúl. LPHJ reconoce el apoyo financiero de la Swiss National Science Foundation (programa R'Equip, subvención Nr_182987). Nos gustaría agradecer al Dr. Victor Boureau de la EPFL por el análisis TEM.

Estos autores contribuyeron por igual: Yan Zhao, Tianhong Zhou.

Departamento de Química, Universidad de Friburgo, Chemin de Musee 9, Friburgo, 1700, Suiza

Yan Zhao, Tianhong Zhou, Timur Ashirov y Ali Coskun

Laboratorio de electroquímica, Paul Scherrer Institut, Villigen, 5232, Suiza

mario el kazzi

Laboratorio de Tecnologías de Unión y Corrosión, Laboratorios Federales Suizos de Ciencia y Tecnología de Materiales, Empa, Überlandstrasse 129, Dübendorf, CH, 8600, Suiza

Claudia Cancellieri y Lars PH Jeurgens

Escuela de Ingeniería Química y Biológica, Departamento de ciencia e ingeniería de materiales e Instituto de Procesos Químicos, Universidad Nacional de Seúl, 1 Gwanak-ro, Gwanak-gu, Seúl, 08826, República de Corea

Jang Wook Choi

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YZ, TZ y AC diseñaron el concepto. YZ sintetizó y caracterizó las moléculas. YZ y TZ caracterizaron materiales y probaron el rendimiento electroquímico. TA ayudó al análisis de RMN y preparó el cátodo recubierto de Al. MEK, CC y LPHJ realizaron caracterizaciones XPS. YZ, TZ, JWC y AC escribieron el artículo. AC y JWC supervisaron la investigación. Todos los autores discutieron los resultados y comentaron la redacción del artículo. YZ y TZ contribuyeron igualmente a este trabajo.

Correspondencia a Jang Wook Choi o Ali Coskun.

AC, JWC, YZ y TZ presentaron una solicitud de patente para los solventes y electrolitos descritos en este manuscrito. Otros autores declaran no tener intereses contrapuestos.

Nature Communications agradece a Fang Liu y a los otros revisores anónimos por su contribución a la revisión por pares de este trabajo. Los informes de los revisores están disponibles.

Nota del editor Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso abierto Este artículo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, el intercambio, la adaptación, la distribución y la reproducción en cualquier medio o formato, siempre que se otorgue el crédito correspondiente al autor o autores originales y a la fuente. proporcionar un enlace a la licencia Creative Commons e indicar si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la regulación legal o excede el uso permitido, deberá obtener el permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

Zhao, Y., Zhou, T., Ashirov, T. et al. Electrolito de éter fluorado con estructura de solvatación controlada para baterías de metal de litio de alto voltaje. Nat Comun 13, 2575 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-29199-3

Descargar cita

Recibido: 25 Agosto 2021

Aceptado: 25 de febrero de 2022

Publicado: 06 mayo 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-29199-3

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