摘要单晶富镍正极可以为锂离子电池提供高能量密度和容量保持率。然而，在高压下长时间循环时，单晶富镍正极会发生严重的过渡金属溶解、不可逆的相变和结构稳定性降低，这将极大地阻碍其实际应用。本文提出并开发了一种Li4TeO5表面包覆和体相Te梯度掺杂策略，以解决这些问题，用于单晶富镍LiNi0.90Co0.05Mn0.05O2正极（LTeO-1.0）。研究发现，块状Te6+梯度掺杂可以形成坚固的Te-O键，有效抑制H2-H3相变，增强晶格框架，原位Li4TeO5包覆可以起到抑制寄生反应和晶粒破碎的保护层作用。此外，改性后的材料具有较高的杨氏模量，有利于在高压条件下保持显著的结构稳定性和电化学稳定性。特别是LTeO-1.0电极在4.3V和4.5V的截止电压下，经过200次循环后的容量保持率分别达到95.83%和82.12%，具有较好的Li+扩散动力学和热力学稳定性。因此，有效的双改性策略将有助于提高单晶富镍正极的结构稳定性和电化学稳定性，并促进其在锂离子电池中的应用。1.介绍锂离子电池由于具有优越的能量密度和较长的使用寿命，在电动汽车和电网储能中得到了广泛的应用。通常，锂离子电池的性能在很大程度上取决于正极材料的性能，特别是其容量。与其他正极材料相比，层状LiNixCoyMnzO2（NCM,x>80）材料尤其受欢迎，因为它们具有显著的比容量和相对经济的成本。商业化的富镍层状氧化物材料通常采用共沉淀法合成，其中许多初级纳米颗粒聚集成微米级的次级颗粒。次级颗粒虽然具有球形形态，但主要是通过不规则多面体初级颗粒在纳米尺度上的聚集形成的。因此，充放电过程面临诸多挑战，包括不可逆相变、微裂纹的形成以及气体的产生。单晶富镍正极具有优良的结构、安全性能和循环稳定性，近年来引起了广泛的关注。这主要是因为它们缺乏晶界，导致均匀的晶格取向和有序的晶体面排列，有效地减轻了界面反应和微裂纹。然而，单晶富镍正极仍面临许多挑战。例如，大的原生颗粒可能会阻碍Li+扩散动力学，导致锂浓度不均匀和结构应力。此外，在大电流和/或高电压条件下，可能会发生微裂纹发展和不可逆的表面重构。这些缺陷将严重影响电极的电化学性能，阻碍商业化进程。近年来，为了克服这些障碍，人们采用了表面/界面工程、晶面调控、元素掺杂/梯度掺杂、改性隔膜等多种改性方法。特别是高氧化态的掺杂剂可以在原子水平上有效地提高单晶富镍正极的结构稳定性。本研究针对高价Te6+相对于其他金属元素溶解度低、电负性强的特点，成功开发了一种双改性的富镍单晶LiNi0.90Co0.05Mn0.05O2（S-NCM955）正极，结合Li4TeO5表面包覆和体相Te梯度掺杂。利用原子力显微镜（AFM）研究了LTeO-1.0的杨氏模量，发现Li4TeO5包覆和Te掺杂有效地增强了界面的力学鲁棒性和结构稳定性。同时，Te近表面掺杂形成稳健的Te-O共价键，从而建立稳定的氧框架。本文讨论了Te双改性的意义及其对电化学性能的影响。由于耦合效应，LTeO-1.0正极材料在高电压下具有高循环耐久性和优异的倍率性能。本研究介绍了一种防止材料在循环过程中解体和提高先进锂离子电池中单晶富镍正极电化学性能的直接方法。2.结果与讨论2.1.S-NCM955和LTeO-x材料的物理化学特性为提高结构稳定性，采用一步高温煅烧法合成LTeO-x材料，如图1所示。随着高温煅烧的进行，掺杂剂逐渐穿透S-NCM955的层状结构，并在晶粒表面积累，与残余的TeO3发生锂化反应，形成Li4TeO5包覆。图1所示。LTeO-x材料的制备过程示意图。原生单晶富镍LiNi0.90Co0.05Mn0.05O2（S-NCM955）和Te修饰（LTeO-x）材料的x射线衍射（XRD）图均为六方α-NaFeO2层状结构。如图2(a)所示，（006）/(012)和(018)/(110)峰之间的明显区别表明合成材料具有明确的晶体层结构。值得注意的是，当Te含量较低（Te=0.5、1、2mol%）时，XRD谱图没有出现Li4TeO5对应的峰。随着Te含量的增加，Li4TeO5的特征峰变得清晰可见（图S1），表明Li4TeO5已成功沉积在S-NCM955上。图2所示。(a)S-NCM955、LTeO-0.5、LTeO-1.0、LTeO-2.0、LTeO-10的XRD谱图；(b)S-NCM955,(c)LTeO-0.5,(d)LTeO-1.0,(e)LTeO-2.0材料的XRD精修；(f)不同位置（Ni,Co,Mn）Te取代的形成能；S-NCM955和LTeO-1.0对(g)Ni2p和(h)C1s的XPS光谱不同刻蚀深度下LTeO-1.0的(i)Te3d和(k)O1s的XPS光谱（j,l）为（i,k）中XPS曲线对应的二维强度色图。为了评估Te掺杂对S-NCM955结构变化的影响，采用Rietveld精修方法确定了S-NCM955、LTeO-0.5、LTeO-1.0和LTeO-2.0样品的晶格参数，如图2（b-e）所示。Te元素被掺入S-NCM955材料过渡金属（TM）层3b位，S-NCM955晶格参数为a=b=2.8703(5)Å，c=14.1876(8)Å，Li/Ni阳离子混合度为2.21%，如表S1和表S2所示。LTeO-0.5、LTeO-1.0和LTeO-2.0的晶格参数a和c均大于S-NCM955，证实了Te掺杂到S-NCM955中。晶格参数a和c的细微增强导致层间d间距和c间距的扩大，使Li+在层状结构内的迁移途径更加容易。为了更深入地了解Te6+掺杂在TM层3b个位点的占据情况，我们采用密度泛函理论（DFT）方法评估了与Te6+掺杂占据体中TM离子（Ni、Co和Mn）相关的形成能，如图2(f)和图S2所示。很明显，Te在Ni位点的形成能比Te在Co和Mn位点的形成能大大降低，表明Te更倾向于取代Ni原子。将Te元素加入到S-NCM955材料中，在晶格内建立坚固的Te-O共价键，增强晶格框架，抑制Ni2+的移动，从而减少阳离子混合。过量的掺杂会导致阳离子的无序混合，阻碍Li+的运动，降低放电容量。在Te含量为2mol%的条件下，制备了不同Li含量的LTeO-2.0和LTeO-2.0-l样品。采用电感耦合等离子体发射光谱（ICP-OES）测定各样品的化学计量比，结果与设计的分子式一致（表S3）。从ICP结果可以看出，LTeO-2.0中的Li含量（1.0596mol%）略高于LTeO-2.0中的Li含量（1.0221mol%）。然后，从XRD的Rietveld精修（图S3）可以发现，LTeO-2.0-l（3.06%）和LTeO-2.0（3.09%）的Li/Ni混合度只有微小的差异。然而，LTeO-2.0中Li/Ni混合度的差异（3.09%）明显高于LTeO-1.0(1.01%)，这清楚地表明LTeO-2.0中较高的阳离子混合主要是由于过量的Te掺杂导致晶格畸变。与LTeO-0.5、LTeO-2.0和LTeO-2.0-l相比，LTeO-1.0的Li+/Ni2+阳离子混合程度最低，为1.01%。因此，引入1.0mol%Te可以获得最佳的结构稳定性，从而有望获得最佳的电化学性能。利用x射线光电子能谱（XPS）研究了S-NCM955和LTeO-1.0的表面元素价态。图2(g)显示了S-NCM955和LTeO-1.0的Ni2p的XPS光谱。由Ni2p3/2精炼得到的S-NCM955和LTeO-1.0中Ni3+峰的含量分别为43.59%和69.82%。LTeO-1.0中较高的Ni3+峰量说明Te修饰可以有效抑制Ni2+的形成，从而抑制Li+/Ni2+的阳离子混合。此外，对于LTeO-1.0材料，部分Co3+被还原为Co2+以维持电荷平衡，如图S4(a)所示。同时，与S-NCM955相比，LTeO-1.0中Li2CO3含量越低，降解/锂化活性位点数量越多（图2h），这将提高材料的电化学性能。576.2eV处Te3d5/2峰表明Te在LTeO-1.0样品表面的最高氧化态为+6（图S4b）。用XPS测深法研究了改性LTeO-1.0材料中Te的分布态。从图2（i和j）可以看出，当蚀刻深度为0~4nm时，Te3d的归一化强度变化不明显，说明Te6+元素均匀分布在整个涂层中。随着刻蚀深度的增加，Te3d的归一化强度逐渐降低。相应的，随着蚀刻深度的增加，晶格O的强度逐渐增加，而Te-O键的强度变化较小（图2k和图1），这表明有一部分Te离子被掺杂到晶体结构中。以上结果进一步表明，Te6+在LTeO-1.0的体相中呈浓度梯度分布。用扫描电镜（SEM）观察了S-NCM955和LTeO-x样品的形貌。如图3（a和b）所示，LTeO-1.0样品的形貌和晶粒尺寸与原始S-NCM955样品相似，但LTeO-1.0样品表面纹理粗糙，而S-NCM955表面光滑。这种差异是由LTeO-1.0样品上存在Li4TeO5表面包覆引起的。LTeO-0.5和LTeO-2.0表现出与LTeO-1.0相似的特征（图S5）。为了研究LTeO-1.0样品表面的元素分布，采用能谱x射线能谱（EDS）进行制图分析。在图3(c)中，TM元素均匀分布在整个单晶表面，Te元素也均匀分布，没有任何聚集。通过高分辨率扫描透射电子显微镜（HRTeM）和快速傅里叶变换（FFT）在原子水平上进行了详细的检查。如图3（d和e）所示，S-NCM955的晶格间距分别为0.245和0.478nm，与R的（101）和（003）晶面相匹配M空间群。有趣的是，在图3（f和g）中，在LTeO-1.0表面发现了一层厚度约为4.0nm的均匀涂层，0.244nm的晶格间距可以匹配P1空间群的（102）平面（纯Li4TeO5），LTeO-1.0中（101）晶面的晶格间距为0.245nm，与S-NCM955相同。0.250nm的晶格间距可以匹配纯相Li4TeO5的（012）平面。值得注意的是，LTeO-1.0中（003）晶面的晶格间距为0.486nm，略大于S-NCM955（d(003)=0.478nm）。（003）平面间距的增大表明Te已成功引入LTeO-1.0材料中。由于强Te-O键（548kJ/mol）可以提高氧原子的电荷密度，并且氧层间的静电斥力扩大了（003）晶面层间间距，为Li+的快速传输提供了途径。图3所示。(a)S-NCM955和(b)LTeO-1.0材料的SEM形貌图；(c)LTeO-1.0的Ni、Co、Mn、Te元素分布图SEM-EDS作图；（d,e）S-NCM955结构表征的HRTeM图像和相应的FFT图像；（f,g）LTeO-1.0结构表征的HRTeM图像和相应的FFT图像。2.2.电化学性能为了评价经Te掺杂和表面包覆改性的S-NCM955的电化学性能，分别通过半电池测试了经Te修饰的S-NCM955和S-NCM955正极在2.7~4.3V下的电化学性能。由图4(a)可知，S-NCM955、LTeO-0.5和LTeO-1.0正极的初始放电容量约为220mAh/g，而LTeO-2.0正极的初始放电容量略低。然而，图4(b)在0.5C下循环100次后，S-NCM955、LTeO-0.5、LTeO-1.0和LTeO-2.0的容量保持率不同，分别为82.81%、94.46%、97.16%和93.64%。LTeO-1.0材料表现出最大的容量保留，并且有效地减缓了放电电压的降低（图S6）。重要的是，LTeO-1.0材料能保持95.83%的良好容量保持率，在1C下200次循环后的平均放电电压衰减为0.1233V，远小于S-NCM955(0.1969V)，如图4（C-f）所示。结果表明，Te修饰的S-NCM955能明显提高循环稳定性，抑制电压极化。图4所示。2.7~4.3V范围内的电化学性能(a)0.1C初始充放电曲线；(b)S-NCM955、LTeO-0.5、LTeO-1.0和LTeO-2.0在0.5C下的循环性能；(c)S-NCM955和(d)LTeO-1.0的充放电曲线；(e)S-NCM955与LTeO-1.0在1C下对应的循环性能；(f)S-NCM955和LTeO-1.0在1C时的平均放电电压，2.7~4.5V的电化学性能。(g)0.1C时的初始充放电曲线；(h)S-NCM955与LTeO-1.0的高压充电性能；(i)S-NCM955和(j)LTeO-1.0在1C下的充放电曲线；(k)S-NCM955和LTeO-1.0的速率性能；(l)S-NCM955和(m)LTeO-1.0对应的充放电曲线；(n)计算充电过程中的DLi+值；(o)相关富镍单晶正极（Ni≥90%，具体数据见表S4）的循环稳定性比较。所有电极激活条件：0.1C下3次循环；1C=200mA/g。为了进一步评价循环稳定性，在2.7~4.5V电压下对S-NCM955和LTeO-1.0正极进行了测试。值得注意的是，S-NCM955和LTeO-1.0电极在0.1C下的初始放电容量均为232mAh/g，高于2.7-4.3V（约220mAh/g）范围内的测试容量，如图4(g)所示。此外，如图4（h-j）所示，在1C下循环200次后，LTeO-1.0的容量保留率为82.12%，高于S-NCM955的62.81%。很明显，正极材料的容量保持率在4.5V时比4.3V时下降得更快，这与深度充电过程中发生的不可逆氧氧化还原和界面副反应加剧密切相关。然而，在4.5V的高截止电压下，LTeO-1.0的循环稳定性得到了改善，极化程度得到了缓解，这表明掺杂1mol%Te显著提高了材料的结构完整性和界面稳定性。进一步评价正极材料的倍率能力和Li+扩散系数，如图4（k-m）所示。随着放电电流密度的增大，S-NCM955与LTeO-1.0正极的容量差异越来越明显。在5℃条件下，LTeO-1.0正极的可逆放电容量为184.8mAh/g，比S-NCM955的175.2mAh/g要明显。这表明经Te调制的S-NCM955正极具有良好的快速充放电能力。采用恒流间歇滴定技术（GITT）测定S-NCM955和LTeO-1.0电极的Li+扩散速率。根据文献中的公式计算Li+的扩散系数，如图4(n)所示。可以看出，Li+在3.85V时的扩散速率最快，在3.3V和4.25V时的扩散速率最慢。高活化能和少量的Li空位可能是Li+在低压下扩散动力学缓慢的原因，而H2-H3相变过程可能导致高电压下晶格c轴剧烈收缩。GITTT结果表明，改性后的Li+扩散系数从2.963×10−9增加到7.025×10−9cm2/s。Li4TeO5包覆具有更好的倍率性能和更高的Li+扩散动力学，这是由于层间距的扩大促进了Li+的输运，并且Li4TeO5包覆可以强化界面，减轻电极与电解质之间的副反应。同时，强Te-O键还能抑制高电压下c轴的过度收缩。此外，与以往报告的对比如图4(0)所示。显然，设计的LTe-O-1.0正极具有高可逆容量和良好的循环稳定性，在1C和4.5V高压下循环200次。2.3.高压下材料的结构演变为了了解S-NCM955和LTeO-1.0在4.3和4.5V下的循环稳定性降低和结构退化，分析了dQ/dV曲线。它们与其他高镍NCM材料相似，都经历了一系列的相变过程，如在3.75V时H1-M相，在4.0V时M-H2相，在4.2V时H2-H3相。从图5（a和b）和图S7（a和b）可以看出，dQ/dV曲线中H2-H3峰的强度迅速减弱，在循环过程中峰的位置发生了明显的变化，表明S-NMC955经历了不可逆的结构转变和电化学劣化。相比之下，LTeO-1.0的结构和电化学可逆性能得到了很大的改善。图S7(c)显示，在0.1c下第一次放电时，LTeO-1.0的dQ/dV曲线在约3.5V处显著降低，从而显著减轻了动力障碍。图5(c)和表S5显示了通过电化学阻抗谱（EIS），S-NCM955和LTeO-1.0正极在200次循环后的电荷转移电阻（Rct）。与S-NCM955相比，LTeO-1.0样品的Rct明显减小，说明LTeO-1.0具有电荷转移快、界面反应少的特点。图5所示。(a)S-NCM955和(b)LTeO-1.0在2.7~4.5V电压范围内1C循环时的差分容量曲线；(c)S-NCM955和LTeO-1.0样品在2.7~4.5V、1C条件下，第1次和第200次循环时电荷转移阻抗（Rct）的变化（插图为等效电路模型）；(d)S-NCM955和LTeO-1.0在第3次循环中，充电至3.5、3.9、4.1和4.5V，0.1C时（003）的非原位x射线衍射图；(e)循环前和循环后的S-NCM955和LTeO-1.0在2.7~4.5V、1C下循环200次的XRD谱图；(f)S-NCM955和(h)LTeO-1.0正极的SEM图像；(g)S-NCM955和(i)LTeO-1.0正极在2.7-4.5V下，在1C和30℃下循环200次的HRTeM图像和相应的FFT。随后，利用x射线衍射（原位XRD）比较了S-NCM955和LTeO-1.0在3.5、3.9、4.1和4.5V下充电前后的结构演变。如图5(d)所示，在充电至4.1V时，（003）峰持续向低角度移动，但在充电至4.5V时，（003）峰明显向高角度移动，这表明晶格沿c轴方向经历了逐渐膨胀和急剧收缩。前者是由Li+脱嵌层引起的O-O静电斥力增强并伴有H1-M和M-H2相变驱动的，而后者主要是由Ni-O轨道杂化改善和H2-H3相变引起的静电斥力减弱以及4.5V满荷“柱”效应消除导致的Li层坍塌驱动的。发现LTeO-1.0的（003）峰位移明显小于S-NCM955，说明Te6+改性增强了H2-H3相变的可逆性，有效防止了长时间充电过程中两相的有害分离。与未循环的XRD图谱相比，从图5(e)中可以发现，在2.7-4.5V下循环200次后，S-NCM955的(006)/(012)和(018)/(110)对应的劈裂峰变得不清晰，LTeO-1.0仍然保持清晰的双峰，说明改性后的样品即使经过长时间的循环也能有效地保持层状结构。重要的是，S-NCM955分别显示0.107°和0.209°（2θ）右移(006)/(012)和(018)/(110)峰，比LTeO-1.0大。因此，改性可以减少S-NCM955的晶面滑移，保证正极在高压循环过程中的结构和电化学稳定性。利用扫描电镜（SEM）和透射电镜（TeM）对S-NCM955和LTeO-1.0在4.5V下循环200次后的形貌和结构变化进行了分析。在图5（f和g）中，S-NCM955颗粒表现出严重的晶粒开裂和结构退化，这可能主要是由于单晶正极颗粒中不可恢复的晶格旋转。幸运的是，LTeO-1.0保持了颗粒的完整性，仅在颗粒表面的10nm蚀刻区域发生了不利的结构降解，并且体部分保留了如图5（h和i）所示的明确的层状结构。在高压长周期后，由于Li4TeO5包覆和Te体掺杂的协同作用，LTeO-1.0表现出了良好的机械和结构完整性。LTeO-1.0表面较薄的正极电解质界面层（CEI）表明界面反应减少，这与图5(c)中阻抗降低的情况一致。随后，用ICP-OES测定了在4.5V下循环200次后电解液中溶解过渡金属的含量（图S8），结果表明Te修饰的S-NCM955有效地减轻了副反应。S-NCM955和LTeO-1.0正极的f1sXPS谱图证实了这一点，如图S9所示。在687.1和685eV处可以看到一对明显的结合能峰，分别对应LixPFyOz和LiF组分。值得注意的是，LTeO-1.0正极显示出较低的LiF水平，这表明Li4TeO5层有效地防止了电解质中LiPF6分解引起的HF腐蚀。显然，这有助于界面处Li+的输运，降低电极极化，抑制CEI层的过度生长。因此，基于Te本体掺杂和Li4TeO5包覆双改性的LTeO-1.0单晶材料在高压长周期下具有更好的电化学可逆性能和良好的结构稳定性。2.4.材料断裂和调节机制为了阐明Te改性S-NCM955工艺的优越性，利用原子力显微镜（AFM）研究了材料的力学性能和表面形貌，从而对材料断裂的原因和调节机制有了更深入的了解。杨氏模量可以用来评价材料抵抗弹性变形的能力。图6（a-d）和图S10（a和b）分别显示了S-NCM955和LTeO-1.0的表面形貌和对应的杨氏模量。LTeO-1.0和S-NCM955的晶粒具有明确的几何形状和相似的形貌，这与图3（a和b）的SEM结果一致。有趣的是，S-NCM955和LTeO-1.0材料表面的平均杨氏模量存在明显差异，分别为78.92和113.02Gpa。经1mol%Te改性后，由于Li4TeO5包覆层和强Te-O带的存在，LTeO-1.0材料的平均杨氏模量提高了34.1Gpa，有利于提高LTeO-1.0材料的抗变形能力和力学性能。图6所示。(a)S-NCM955和(c)LTeO-1.0材料表面形貌的AFM图像以及(b)S-NCM955和(d)LTeO-1.0材料对应的杨氏模量；(e)S-NCM955和(f)LTeO-1.0正极在2.7~4.5V和1C下循环200次后表面形貌的AFM图像；(g)S-NCM955和(h)LTeO-1.0的EPR谱；(1)单晶LTeO-x正极的工作机理。在2.7-4.5V的1C电压窗下循环200次后，从图6（e和f）和图S10（C和d）的AFM图像中，S-NCM955的晶粒呈现出模糊的几何形状，表明其结构受到了严重破坏。这是由于长时间循环过程中产生的不规则界面副产物会严重破坏正极界面的稳定性。相反，LTeO-1.0的晶粒形状变得圆圆，基本保持了初始晶粒形态，这证明LTeO-1.0的力学性能改善可以抑制与电解质的副反应和裂纹的产生。为了揭示影响S-NCM955和LTeO-1.0结构稳定性的因素，利用电子顺磁共振（EPR）信号分析了循环过程中正极O空位的演变（图6g和h）。从强EPR信号（g=1.98-2.03）可以看出，循环后两个电极都出现了O空位。然而，经过200次循环后，LTeO-1.0正极的EPR信号变化远小于S-NCM955，这表明Te修饰增强了晶体结构的稳定性。这种双重修饰方法提高了结构和界面的稳定性，最终在整个循环过程中保持了LTeO-1.0正极的整体结构。为了更好地阐明双改性策略，我们在图6(i)中阐明了Te改性对S-NCM955正极结构稳定性的调节机制。S-NCM955在高电压下长时间循环，发生明显的H2-H3相变，导致机械应变不均匀，晶体坍塌。同时，电解液对正极颗粒的渗透和侵蚀将导致严重的Li/Ni混合和从层状结构到不利的尖晶石/岩盐结构的相变，最终导致容量明显下降。相比之下，LTeO-1.0材料的机械鲁棒性得到了增强，在相同的力作用下，晶格能够更好地抵抗弹性变形。因此，抑制了LTeO-1.0正极的表面副反应，从而保证了晶体的完整性。同时，体相Te掺杂形成的强Te-O键增强了晶格框架，加速了Li+迁移速率，抑制了H2-H3相变，在高电压长周期下保持了晶粒良好的层状结构。因此，原位Li4TeO5包覆和大量Te掺杂提高了S-NCM955的表面化学机械稳定性，LTeO-1.0样品在高压下表现出优异的结构稳定性和耐久性。2.5.热稳定性单晶富镍正极材料的热稳定性对保证锂离子电池的安全性至关重要。利用差示扫描量热法（DSC）对S-NCM955和LTeO-1.0在充满电（4.5V）时的热性能进行了评价，结果如图7(a)所示。S-NCM955和LTeO-1.0的放热峰出现在234℃和252℃，放热分别为1475和856J/g。在相同的降解程度下，LTeO-1.0的放热峰温度较高，放热量减少，与S-NCM955相比，表现出较好的热稳定性。同时，研究了LTeO-1.0在55℃高温下的电化学性能，如图7（b-d）所示。LTeO-1.0的可逆容量损失不明显，在1C下循环100次后仍保持95.16%的良好循环稳定性，而S-NCM955的容量下降更快，容量保持率为79.58%。LTeO-1.0热稳定性的提高可归因于几个因素。(i)强Te-O键能阻碍氧释放反应；（ii）提高H2-H3相变的可逆性，减少过渡金属离子的溶解，抑制S-NCM955的结构崩解；（iii）LTeO-1.0表面的Li4TeO5涂层保护正极材料免受电解液腐蚀。图7所示。(a)充电至4.5V的S-NCM955和LTeO-1.0在30-350℃范围内的DSC曲线；(b)(c)S-NCM955和(d)LTeO-1.0在55℃下的循环性能和相应的充放电曲线。3.结论采用一步煅烧法将Li4TeO5表面包覆与Te本体掺杂耦合，成功构建了结构稳定性良好的富镍LTeO-1.0单晶正极材料。Te的近表面梯度掺杂扩大了（003）平面层间距，增强了Li+的扩散动力学。Li4TeO5层有效增强了界面稳定性，抑制了界面寄生反应和TM溶解。表面Li4TeO5改性和Te梯度浓度掺杂的协同策略不仅可以提高LTeO-1.0的机械鲁棒性，还可以缓解LTeO-1.0的结构降解。结果表明，LTeO-1.0在2.7-4.5V和1C条件下，经过200次循环后，其容量保持率高达82.12%，在5C条件下具有184.8mAh/g的高倍率放电容量。因此，本研究提供了一种一步双改性策略，有助于先进高能锂离子电池正极材料的开发和产业化。Improving structure stability of single-crystalline Ni-rich cathode at high voltage by element gradient doping and inTerfacial modification；Journal of Energy Chemistry；DOI: 10.1016/j.jechem.2024.10.015 锂电联盟会长向各大团队诚心约稿，课题组最新成果、方向总结、推广等皆可投稿，请联系：邮箱libatteryalliance@163.com或微信Ydnxke。相关阅读：锂离子电池制备材料/压力测试！锂电池自放电测量方法：静态与动态测量法！ 软包电池关键工艺问题！一文搞懂锂离子电池K值！工艺，研发，机理和专利！软包电池方向重磅汇总资料分享！ 揭秘宁德时代CATL超级工厂！ 搞懂锂电池阻抗谱(EIS)不容易,这篇综述值得一看！锂离子电池生产中各种问题汇编！ 锂电池循环寿命研究汇总（附60份精品资料免费下载）
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六方α-NaFeO2层状结构。如图2(a)所示，（006）/(012)和(018)/(110)峰之间的明显区别表明合成材料具有明确的晶体层结构。值得注意的是，当Te含量较低（Te=0.5、1、2mol%）时，XRD谱图没有出现Li4TeO5对应的峰。随着Te含量的增加，Li4TeO5的特征峰变得清晰可见（图S1），表明Li4TeO5已成功沉积在S-NCM955上。
