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

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

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El desarrollo de nuevos disolventes es imperativo en las baterías de metal 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, presentamos un nuevo disolvente, 2,2-dimetoxi-4-(trifluorometil)-1,3-dioxolano (DTDL), que combina un éter fluorado cíclico con un segmento de éter lineal para lograr simultáneamente una estabilidad de alto voltaje y ajustar 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 Coulombic estable del 99,2 % después de 500 ciclos demostraron el potencial del DTDL en baterías de metal 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 Li metal, como ánodo ideal, proporciona una alta capacidad teórica específica 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 combinan con un cátodo rico en Ni de alto voltaje, la densidad de energía de los LMB es prometedora casi dos veces (400-500 Wh/kg) en comparación con la de las baterías de iones de litio (LIB) convencionales a base de grafito8. La aplicación de LMB, sin embargo, está plagada de la inestabilidad termodinámica del Li metálico. Las reacciones secundarias incontrolables entre el Li metálico y el electrolito dan como resultado la formación de una frágil interfase de electrolito sólido (SEI) y la falla mecánica de la capa de SEI durante el ciclo. Este fenómeno provoca un consumo constante tanto de electrolito como de Li, que va acompañado 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 de los electrolitos 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 metálico de Li (LMA), los electrolitos de carbonato de baja concentración (es decir, sal 1 M) generalmente sufren 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 del LMA con el electrolito y exhibe una alta eficiencia coulómbica (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 en una concentración salina típica. concentración de 1 M, lo que naturalmente limita su aplicación en LMB de alto voltaje11. Recientemente, los electrolitos de alta concentración (HCE) con estructuras especiales de disolvente en sal revelan 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 de los orbitales moleculares ocupados más altos y los orbitales moleculares más bajos desocupados (HOMO-LUMO) de las moléculas de solvente a través de la coordinación da como resultado la descomposición previa de aniones a potenciales bajos, lo que facilita la formación de una capa SEI inorgánica derivada de aniones15,16. Sin embargo, el alto costo y la viscosidad de los HCE limitan su aplicación práctica. Recientemente, se introdujeron los hidrofluoroéteres (HFE) como diluyentes inertes. Si bien difícilmente pueden disolver sales y no tienen conductividad iónica, ofrecen una alta estabilidad anódica y pueden conservar 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 como ortoformiato de tris (2,2,2-trifluoroetil) (TFEO), éter de bis (2,2,2-trifluoroetil) (BTFE) y 1,1,2,2-tetrafluoroetil-2,2,3,3 -tetrafluoropropiléter (TTE) se utilizaron ampliamente en LMB de alto voltaje.2,17,18. Dado que los HFE deben combinarse con disolventes para compensar la pérdida de conductividad iónica, las reacciones parásitas asociadas de estos disolventes no se pueden detener. Además, existen pocos informes sobre éteres fluorados como disolventes que puedan solvatar eficazmente el 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 eficazmente la estabilidad redox de los HFE con la capacidad de solvatación del Li+ y la buena conductividad iónica de los electrolitos a base de éter, manteniendo al mismo tiempo el grupo de solvatación de disolvente en sal en concentraciones normales de sal. En esta dirección, un enfoque directo sería la unión covalente de segmentos fluorados y éteres 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 aceptor de electrones, -CF3, para aumentar la estabilidad oxidativa del éter. Sin embargo, para conservar la capacidad de solvatación del 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, se integró un núcleo de ortocarbonato de tetrametilo para combinar segmentos de éter lineal y fluorado cíclico en una reacción sencilla en un solo recipiente para formar sitios de unión altamente preorganizados con una capacidad de solvatación controlada hacia Li+ para aumentar el apareamiento iónico y, al mismo tiempo, lograr 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 iónicos 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 aniónicos FSI coordinados con Li+ en concentraciones bajas 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 de 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. Basándose en estas características excepcionales, la media celda de Li|Cu con LiFSI-DTDL 1 M exhibió una CE promedio alta del 99,2 % durante 500 ciclos. Además, la celda completa de Li|LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2 (NCM811) con exceso limitado logró una retención de capacidad del 84 % a 0,5 C con electrolito LiFSI-DTDL 2 M después de 200 ciclos, lo que demuestra el potencial de esta nueva clase de electrolito.

a La comparación de las 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 mediante voltamperometría de barrido lineal (LSV). Números de transferencia de Li + y perfiles de cronoamperometría de celdas simétricas de Li | Li en electrolitos LiFSI-DTDL (e) 1 M y LiFSI-DME (f) 1 M bajo un voltaje de polarización de 10 mV. Insertos en (e) y (f): los espectros de impedancia electroquímica (EIS) correspondientes antes y después de la polarización.

DTDL se sintetizó en una reacción en un solo recipiente mediante 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) (Figuras complementarias 1 a 8). Como se muestra en la Fig. 1a, la presencia de segmentos de éter lineales y fluorados cíclicos en DTDL garantizaba 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 se centraron 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 del Li+ y alteró la vaina de solvatación. Los valores de energía HOMO y LUMO de DTDL y DME (Figura complementaria 9) se calcularon utilizando cálculos de la teoría funcional de la densidad (DFT) realizados en B3LYP/6-311++G**. En comparación con el DME, el valor más bajo de HOMO (–7,99 eV) de DTDL exhibió la posibilidad de una mayor estabilidad oxidativa teórica derivada del grupo aceptor de electrones -CF3, mientras que el valor más bajo de LUMO (–0,26 eV) de DTDL podría conducir a una reducción previa en LMA. Se utilizaron tanto DTDL como DME 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 sondeó mediante voltamperometría de barrido lineal ( LSV) en medias celdas de Li | Al a partir de un voltaje de circuito abierto (OCV) de hasta 6 V a una velocidad de escaneo de 5 mV s–1 (Fig. 1d). A diferencia del LiFSI-DME 1 M, que comenzó a descomponerse a 4,0 V, el LiFSI-DTDL 1 M exhibió una mayor estabilidad a la oxidación hasta 5,5 V. La estabilidad a la oxidación del LiFSI-DTDL 1 M también se evaluó en presencia de aditivo conductor y aglutinante en Contraelectrodo Al por LSV a una velocidad de escaneo de 1 mV s-1 y prueba de polarización potenciostática (Figura complementaria 10). Este resultado encajaba bien con su valor HOMO más bajo y demostró el impacto de la química de los electrolitos para controlar la estabilidad oxidativa. Además, la voltametría cíclica (CV) de medias celdas de Li|acero inoxidable (SS) y Li|Al con LiFSI-DTDL 1 M también respaldó este resultado (Figuras complementarias 11 y 12). Se midieron las conductividades iónicas de electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M a diferentes temperaturas (en la figura complementaria 13) en una celda 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 fue 2,4, 8,0, 0,4 y 1,2 cP, respectivamente. Los números de transferencia de iones de litio (\({{{{{{\rm{t}}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) Se registraron electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M en las celdas simétricas Li | Li (Fig. 1e, f) 27, siendo los valores correspondientes 0,75 y 0,39, respectivamente. En particular, un valor más alto \({{{{{\rm{t}}}}}}_{{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\) está vinculado a un tiempo más largo hasta el inicio de la iniciación de las dendritas de Li según la fórmula del tiempo de Sand28, por lo que se espera que el electrolito LiFSI-DTDL 1 M muestre una mejor supresión de las 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 Li y, en consecuencia, de la capa SEI29. Las mediciones del ángulo de contacto de electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DME 1 M en lámina de cobre (Cu) y separador se realizaron como se muestra en la Fig. 14 complementaria. En la lámina de Cu, LiFSI-DTDL 1 M 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 del LiFSI-DTDL 1 M y 21o del LiFSI-DME 1 M. Las comparaciones de propiedades de disolventes y electrolitos se resumen en la Tabla complementaria 1.

Se observó la morfología del revestimiento de Li en láminas 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 recubrimiento de Li (1 mAh cm-2) sobre una lámina de Cu con una densidad de corriente de 1 mA cm-2, quedó claro que el Li recubierto 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 escasa humectabilidad del electrolito LiFSI-DME 1 M sobre lámina de Cu. Por el contrario, el Li recubierto en LiFSI-DTDL 1 M reveló una cobertura densa sin dendritas ni superficie desnuda (Fig. 2d). Los tamaños promedio de grano de Li en LiFSI-DME 1 M, LiFSI-DTDL 1 M y LiFSI-DTDL 2 M fueron 1,32, 3,54 y 5,05 μm, respectivamente (Figura complementaria 16). Las imágenes de campo brillante de baja dosis de microscopía electrónica de transmisión (TEM) de Li chapado 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 (Figura complementaria 17). 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 chapado 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 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 de 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 lo verifica la imagen óptica (recuadro, Fig. 2e). Las imágenes SEM transversales revelaron (Fig. 2c, f) los espesores del Li recubierto en dos electrolitos. 1 M LiFSI-DTDL 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 1 M LiFSI-DME después de 20 ciclos. La evolución de la estructura porosa en el Li recubierto también se correlacionó con los datos de espectroscopía de impedancia electroquímica (EIS) (Figuras complementarias 18 y 19 y Tabla complementaria 2). La fluctuación obvia de la resistencia de 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 posterior formación de Li "muerto" para el aumento de Rct debido a la reducción de la superficie activa. área, en comparación con el revestimiento de Li estable en 1 M LiFSI-DTDL. La diferencia en la morfología de las placas de Li después del ciclismo demostró claramente la ventaja de DTDL sobre DME.

Imágenes SEM de la morfología del revestimiento de Li después del primer ciclo en electrolitos LiFSI-DME (a) 1 M y LiFSI-DTDL (d) 1 M, los recuadros son imágenes ampliadas de las regiones resaltadas. Imágenes SEM y fotografías ópticas de los electrodos chapados en Li después de 20 ciclos en electrolitos LiFSI-DME (b) 1 M y LiFSI-DTDL (e) 1 M, los recuadros son imágenes ópticas y ampliadas. Imágenes SEM transversales de Li plateado después de 20 ciclos en electrolitos LiFSI-DME (c) 1 M y LiFSI-DTDL (f) 1 M. 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 las CE en presencia de electrolitos LiFSI-DME 1 M y LiFSI-DTDL 1 M (Fig. 3a, by Fig. complementaria 20). 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 capacidades de 0,5 mAh cm-2 y 1 mAh cm-2, respectivamente, lo que reflejó la inestable formación de SEI y el revestimiento irreversible en la superficie de LMA. Los valores de CE superiores al 100% en el electrolito LiFSI-DME 1 M se originaron a partir de la formación de Li "muerto" y su reconexión eléctrica, y un microcortocircuito a través de la formación de dendritas durante la carga (Figura complementaria 21). 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 promedio 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 revestimiento de Li de 3 mAh cm-2, todavía observamos una CE promedio alta y estable de 99,0% después de 30 ciclos con electrolito LiFSI-DTDL 1 M (Figura complementaria 20). Se realizaron experimentos de ciclo galvanostático de celdas simétricas de Li | Li con estos electrolitos para complementar las mediciones de las celdas asimétricas (Figuras complementarias 22 y 23). La histéresis de voltaje aumentó repentinamente después de 620 h en el caso de 1 M LiFSI-DME, lo que se atribuyó al severo consumo de electrolitos junto con la formación repetida de SEI durante el ciclismo. Por el contrario, se observó una polarización estable para LiFSI-DTDL 1 M durante 700 h debido al revestimiento/extracción uniforme de Li y a la conductividad iónica moderada1. Se realizó EIS de las medias celdas de Li | Cu para evaluar la estabilidad interfacial ánodo-electrolito (Figura complementaria 24). 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 de Li | Li en diferentes tiempos de ciclo con electrolitos LiFSI-DME 1 M y LiFSI-DTDL 1 M (Figura complementaria 25 y Tabla complementaria 3), que mostraron una resistencia de interfaz estable para LiFSI-1 M. DTDL después de un breve tiempo de ciclo. 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 utilizando 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 XPS F 1s sobre superficie metálica de Li chapada en medias celdas de Li|Cu en electrolitos LiFSI-DTDL (c) 1 M y LiFSI-DME (d) 1 M 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 placas de Li 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 XPS de F 1s revelaron dos estados químicos idénticos de F en el SEI (posicionados en 685 y 688,6 eV) para ambos electrolitos, que fueron asignados a enlaces Li-F y SF originados de la descomposición de aniones FSI31. Sin embargo, la capa SEI sobre la superficie del metal Li en el electrolito LiFSI-DTDL 1 M exhibió composiciones de LiF y SF considerablemente más altas en comparación con el LiFSI-DME 1 M. Además, también se descubrió que la capa SEI es rica en contenidos de N y S (Figuras complementarias 26 y 27), que normalmente 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 LMA de LiFSI-DTDL 1 M, se ensamblaron celdas completas de metal Li utilizando un cátodo NCM811 con alto contenido de níquel (5 mg cm-2) emparejado con una fina lámina 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 de 1 M no se pudo cargar al voltaje de corte de 4,3 V frente a Li/Li+ y mostró una caída de voltaje importante debido a la constante descomposición del DME (Figura complementaria 28). La celda completa con electrolito de carbonato tradicional de LiPF6 1 M en carbonato de etileno y carbonato de dietilo (v: v = 1: 1, LiPF6-EC-DEC 1 M) mostró una pérdida masiva de 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 LiFSI-DTDL 1 M en las mismas condiciones, el rendimiento de la celda mejoró notablemente y mantuvo una disminución de capacidad más lenta durante 108 ciclos, lo que se atribuye a la buena compatibilidad del electrolito con el cátodo y a la formación estable de la capa SEI en LMA. Además, el rendimiento de la celda completa Li|NCM811 mejoró considerablemente al aumentar la concentración de sal a 2 M. A 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 un mejor SEI. e interfase cátodo-electrolito (CEI) en las superficies del ánodo y del cátodo, respectivamente16. Los perfiles de carga / descarga de las celdas completas Li | NCM811 se muestran en las figuras 4b-d. La polarización del voltaje aumentó drásticamente en la celda con LiPF6-EC-DEC 1 M después de 30 ciclos, principalmente debido al SEI inestable y la formación de Li "muerto" junto con el consumo constante de electrolitos. La polarización del voltaje se alivió con LiFSI-DTDL 1 M a través de una protección LMA eficiente que suprime las reacciones parásitas. En particular, con una mayor 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, lo 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 ciclismo similar utilizando electrolito LiFSI-DTDL 2 M (Figura complementaria 29). Con respecto a la seguridad del electrolito líquido, se comparó la inflamabilidad de los electrolitos LiPF6-EC-DEC 1 M y LiFSI-DTDL 2 M (Figura complementaria 30). LiFSI-DTDL 2 M exhibió una llama débil debido a la presencia de átomos de flúor en la estructura del solvente en comparación con LiPF6-EC-DEC 1 M con una llama bastante fuerte33. En cuanto a las aplicaciones prácticas, las celdas que utilizan un cátodo NCM811 de alta carga de 20 mg cm-2 emparejado con una lámina de Li de 20 μm (relación N/P de 1) se evaluaron adicionalmente a 0,3 C con electrolito LiFSI-DTDL 2 M (Figura complementaria 31). ). También se evaluó el rendimiento de la velocidad de celdas completas con diferentes electrolitos (Figura complementaria 32). Además, el electrolito LiFSI-DTDL 3 M se evaluó mediante media celda Li|Cu y celda completa Li|NCM811 (Figura complementaria 33), que mostró una mejor estabilidad que LiFSI-DTDL 2 M.

a Rendimiento cíclico de celdas completas 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 Li | NCM811 en diferentes ciclos en electrolitos LiPF6-EC-DEC (b) 1 M, LiFSI-DTDL 1 M (c) y LiFSI-DTDL 2 M (d). Proporciones atómicas cuantificadas de SEI en diferentes tiempos de pulverización catódica en células completas Li | NCM811 después de 30 ciclos a 0,5 C con LiPF6-EC-DEC 1 M (e), LiFSI-DTDL 1 M (f) y LiFSI-DTDL 2 M (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 Li|NCM811 después de 30 ciclos a 0,5 C. Perfiles de profundidad de concentración de XPS del SEI en la superficie de LMA En las figuras 4e-g se muestran celdas completas de Li | NCM811 con diferentes electrolitos. En el electrolito LiPF6-EC-DEC 1 M, la capa SEI tiene un contenido de carbono mucho mayor procedente de componentes orgánicos en el SEI. Al aumentar el tiempo de pulverización, la cantidad de especies orgánicas disminuyó mientras que las especies inorgánicas aumentaron (según la señal de Li)2. Este resultado demostró que la capa SEI en el electrolito LiPF6-EC-DEC 1 M es rica en especies orgánicas en su superficie exterior; la concentración de especies inorgánicas aumenta al aumentar 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 de 1 M y 2 M. Se encontró que los perfiles de profundidad de concentración de las capas SEI formadas en los electrolitos LiFSI-DTDL de 1 M y 2 M eran similares y exhibían una composición de SEI mucho más uniforme. Los contenidos atómicos más altos de S y F en el caso de LiFSI-DTDL 2 M indicaron una participación del anión FSI más pronunciada en la formación de SEI. En particular, los espectros F 1s de SEI en diferentes tiempos de pulverización exhibieron un contenido de LiF alto y constante en electrolitos DTDL (Figura complementaria 34). 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 (resueltas a partir de los espectros registrados después de cada paso de pulverización mediante ajuste de picos) se dan en las figuras complementarias. 35–40. De ello se deduce que la capa SEI de LiPF6-EC-DEC 1 M es relativamente no homogénea; el contenido de Li2O aumentó mientras que ROCO2Li disminuyó al aumentar la profundidad, lo que mostró claramente la naturaleza no uniforme del SEI. Por el contrario, todas las especies, especialmente las inorgánicas (es decir, Li2O y LiF), tienen una concentración aproximadamente constante para el 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 disolvente libre en altas concentraciones de sal. El SEI rico en inorgánicos y altamente homogéneo 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 muestran en las figuras 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 utilizaron electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M, que se atribuye al grupo funcional -CF334. Este resultado nos llevó a concluir que la 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 de F 1s, el carácter rico en LiF de CEI se reveló en electrolitos LiFSI-DTDL 1 M y 2 M, lo que difiere significativamente del 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 eficaz para dilucidar la estructura de solvatación (Fig. 5a). En comparación con el disolvente DME puro, LiFSI-DME 1 M exhibió dos picos adicionales a 719 y 877 cm-1, asignados al anión FSI libre y al grupo de coordinación Li+-DME, respectivamente. En el caso del electrolito LiFSI-DTDL 1 M, el pico del anión FSI libre se debilitó, pero aparecieron picos de par iónico de contacto (CIP) y agregado (AGG)23. La observación de CIP y AGG en 1 M LiFSI-DTDL está bien alineada con la formación del 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 en bajas concentraciones de sal gracias a la capacidad de solvatación sintonizada del DTDL. Al aumentar la concentración de sal, electrolito LiFSI-DTDL 2 M, solo permaneció el pico principal de AGG a 750 cm-1, lo que indica una estructura de solvatación rica en grupos de Li+-FSI-. Los diagramas esquemáticos de la Fig. 5b muestran la vaina 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 del FSI antes que el disolvente DTDL, formando un SEI15 inorgánico derivado del anión. Los espectros infrarrojos por transformada de Fourier (FTIR) también demostraron (Figura complementaria 43) la estructura de solvatación única en el electrolito basado en DTDL. A diferencia del DME, se detectó un fuerte pico de coordinación del anión FSI-Li+ en electrolitos LiFSI-DTDL de 1 M y 2 M. Se registraron espectros de RMN de 19F y 7Li para evaluar el entorno de enlace iónico entre el anión FSI y 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 hacia arriba 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 mejorada del anión FSI-Li+11, en buena concordancia con los resultados de Raman. Con base en estos resultados, se hizo evidente que el electrolito basado en DTDL mostró más agrupaciones agregadas para formar una capa SEI rica en inorgánicos derivada de FSI e inmovilizar aniones FSI a través de la coordinación para lograr el alto número de transferencia de Li, lo que explica su rendimiento superior con LMA.

Espectros Raman de disolventes y electrolitos. b Diagramas esquemáticos de 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 contra los altos voltajes. Utilizando un disolvente único de DTDL y una sal única de LiFSI 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. Basado en la vaina de solvatación única, se formó un fuerte grupo agregado de Li+ coordinado con aniones FSI en concentraciones bajas, lo que llevó a un rendimiento cíclico altamente robusto 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 su uso. 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 Li ultrafina (20 μm) se adquirió de China Energy Lithium Co., Ltd.

TMOC se sintetizó utilizando un procedimiento de la literatura modificado24. A un matraz de fondo redondo de dos bocas se le añadieron 350 ml de metanol, seguido de la adición lenta de metóxido de sodio (108 g, 2 mol). A esta solución se añadió tricloroacetonitrilo recién destilado (72 g, 0,5 moles) usando una bomba de jeringa en una atmósfera de Ar y la mezcla resultante se sometió a reflujo durante 3 h. A continuación se eliminó aproximadamente el 60% del disolvente mediante 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 13C (75 MHz, CDCl3) δC = 120,7 (s), 50,2 (s) ppm.

El procedimiento sintético se optimizó basándose en una patente publicada anteriormente25. En total, se añadieron 50 g (0,32 mol) de trifluoropiruvato de metilo utilizando una bomba de jeringa a una velocidad de 20 ml h-1 a la solución de 11,8 g (0,32 mol) de NaBH4 en 50 ml de THF anhidro en una atmósfera de Ar mientras se mantenía la temperatura a alrededor de 50°C. Después de la adición, la mezcla se mantuvo a reflujo durante 1 h. Después de enfriar, se añadieron lentamente 12 ml de H2O y la mezcla se mantuvo a reflujo durante 1 h. La mezcla de reacción se acidificó lentamente usando ácido sulfúrico al 95% y se agregaron 50 ml de H2O a temperatura ambiente, seguido de otro reflujo durante 1 h. Luego, la solución se extrajo usando acetato de etilo y la fase orgánica se lavó con agua tres veces. La fase orgánica se sometió a destilación al vacío. El producto se recogió a 41ºC 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 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 le 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 h a 110 °C. Posteriormente, el producto se recogió mediante 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 19F (376 MHz, DMSO) δF = –77,26 (d, J = 6,81 Hz, 3F) ppm; RMN 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 o 400 MHz a temperatura ambiente. Los espectros de electrolitos de RMN de 19F y 7Li se registraron en un espectrómetro de RMN Bruker de 500 MHz a temperatura ambiente utilizando LiCl-D2O 1 M como estándar interno en un tubo de RMN coaxial. La viscosidad de los disolventes y electrolitos se midió con PHYSICA MCR 300 a 25 °C. Los análisis de espectroscopia Raman se realizaron en un microscopio confocal Raman Renishaw inVia utilizando un láser de 785 nm. Los espectros infrarrojos por transformada de Fourier (FTIR) se obtuvieron mediante Bruker TENSOR II. Se obtuvieron imágenes de la morfología del Li enchapado en microscopía electrónica de barrido por emisión de campo (FE-SEM, Tescan Mira3 LM FE). El metal Li se colocó a 0,5 mA cm-2 con una capacidad de corte de 0,5 mAh cm-2 en rejillas de Cu recubiertas con película de carbono amorfo de 3 mm de diámetro utilizando electrolitos LiFSI-DTDL de 1 M y 2 M. Todas las muestras fueron protegidas bajo atmósfera inerte durante el traslado 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 brillante se registraron utilizando un haz de electrones de baja dosis a una velocidad de 9 e Å−2 s−1 durante ~15 s. Las mediciones de espectroscopía fotoelectrónica de rayos X (XPS) de SEI y CEI se llevaron a cabo con un espectrómetro VG ESCALAB 220iXL (Thermo Fisher Scientific) utilizando radiación Al Kα monocromatizada enfocada (1486,6 eV) con un tamaño de haz de ~500 μm2 (potencia de 150 W). ). El espectrómetro se calibró sobre la superficie de plata limpia midiendo el pico Ag 3d5/2 a una energía de enlace (BE) de 368,25 eV con un ancho total a la mitad del máximo (FWHM) de 0,78 eV. La calibración de las posiciones de los picos de energía de unión se aplicó en los C 1 ubicados a 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 fuente de 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 enfocado de 1 keV, rastreando 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 velocidad 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 ajuste de picos restringido de los correspondientes espectros corregidos por el fondo de Shirley con una o más funciones simétricas mixtas de forma de línea gaussiana-lorentziana. , utilizando el software MultiPak 9.9 de Ulvac-Phi. La energía de enlace se calibró mediante el pico C 1 de 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 la 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 con guantes usando una celda Swagelok o una celda tipo botón 2032 con una cantidad de electrolito de 40 μL, excepto las celdas completas 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 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. El CV se realizó utilizando medias celdas de Li|SS y Li|Al a una velocidad de escaneo 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 escaneo de 5 mV s–1. La 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 mediante 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 estable (Io e Iss) se midieron bajo un potencial de polarización de 10 mV. Las resistencias masivas iniciales y estables (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 electroquímica 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 de potencial de 0-1,5 V durante 10 ciclos para estabilizar la interfaz. Luego, se colocó Li a una capacidad constante sobre una lámina de Cu y luego se despojó a una densidad de corriente constante hasta que el potencial alcanzó 1 V. Los rendimientos del ciclo galvanostático de las celdas simétricas de Li|Li se midieron en medias celdas de Li|Cu con 10 mAh preplacados. cm–2 Li sobre lámina de Cu a una densidad de corriente de 0,5 mA cm–2, 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 Li | NCM811, se utilizó una caja de cátodo recubierta de Al y un trozo de lámina de Al para suprimir la corrosión del electrolito en acero inoxidable. El electrodo NCM811 se preparó mezclando el material activo NCM811, Super-P y PVDF en una proporción en peso de 8:1:1 en una N-metil-2-pirrolidona (NMP) anhidra, colocándolo sobre la lámina de Al recubierta de carbono. con la carga activa de 5 mg cm–2. Después del emparejamiento con una lámina de Li 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) emparejado con una lámina de Li de 20 μm (relación N/P de 1) se probó a 0,3 C entre 2,8 y 4,3 V, con un paso de 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 Zenodo con el código de acceso 6113559.

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AC agradece el apoyo de la Fundación Nacional Suiza para la Ciencia (SNF) por 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 Interuniversitario de Investigación de Semiconductores (ISRC) y el Instituto de Investigación de Materiales Avanzados (RIAM) de la Universidad Nacional de Seúl. LPHJ agradece el apoyo financiero de la Fundación Nacional Suiza para la Ciencia (programa R'Equip, subvención Nr_182987). Nos gustaría agradecer al Dr. Victor Boureau de EPFL por el análisis TEM.

Estos autores contribuyeron igualmente: 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

También puedes buscar este autor en PubMed Google Scholar.

YZ, TZ y AC diseñaron el concepto. YZ sintetizó y caracterizó las moléculas. YZ y TZ caracterizaron materiales y probaron su rendimiento electroquímico. TA ayudó al análisis de RMN y preparó el cátodo recubierto de Al. MEK, CC y LPHJ realizaron caracterizaciones de 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 disolventes y electrolitos descritos en este manuscrito. Otros autores no declaran tener intereses en competencia.

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

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

Acceso Abierto Este artículo está bajo una Licencia Internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, compartir, adaptación, distribución y reproducción en cualquier medio o formato, siempre y cuando se dé el crédito apropiado a los autores originales y a la fuente. proporcione un enlace a la licencia Creative Commons e indique 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 normativa legal o excede el uso permitido, deberá obtener 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 litio de alto voltaje. Nat Comuna 13, 2575 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-29199-3

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Recibido: 25 de agosto de 2021

Aceptado: 25 de febrero de 2022

Publicado: 06 de mayo de 2022

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

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