结构设计和界面重建以实现钠层状氧化物正极优异的高倍率性能

锂电联盟会长 2025-02-19 09:01 471浏览 0评论 3点赞

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摘要

电极/电解质界面的电荷传递和电极内部的传质是影响钠离子电池O3型层状氧化物正极高倍率性能的两个主要因素。本文提出了一种多维镧化策略来构建LaCrO3表面异质结构，并为O3型NaCrO2创建Cr-O-La构型。带电的非均相LaCrO3诱导出一个内置电场来加速界面处的电荷转移。同时，过渡金属层中的Cr-O-La构型导致了局部电荷聚集，减弱了Na-O之间的相互作用力，降低了Na+的迁移势垒。该策略显著提高了层状氧化正极的电化学反应动力学和结构可逆性。结果表明，所设计的Na0.94Cr0.98La0.02O2电极在半电池中具有出色的倍率性能（40C 时101.8mAh/g）和出色的循环稳定性（20C 下2000次循环83.1%的容量保持率），以及具有竞争力的全电池性能（500次循环后89.3%的容量保持率）。本研究为实现层状氧化物正极材料的高倍率容量呈现和保持提供了一条有希望的途径。

1介绍

钠离子电池（SIBs）正在成为一种有前途的快速充电技术，可能会对电动汽车的广泛发展构成障碍。为了SIBs的全面实际应用，迫切需要一种高容量、高倍率、长寿命的正极。O3型（O：八面体NaO6单元）层状过渡金属氧化物（NaxTMO2，TM：过渡金属）由于具有足够的初始钠含量、较高的初始库仑效率和理论比容量，被认为是SIBs中有前途的选择。然而，大多数SIBs可能在高倍率下突然失去容量，这可能是由于电化学反应动力学的不足。电极/电解质界面的电荷转移和电极内部的质量传递是影响高倍率性能的两个主要因素。因此，优化Na+在体内的输运以及界面处的电荷转移是至关重要的。此外，在快速频繁的Na+提取/嵌入过程中，会发生复杂而突然的相变，导致容量保持不理想。考虑到O3型层状氧化物具有容量和结构稳定性之间的权衡状态，优化高倍率SIBs正极的电化学性能和结构稳定性是一个重大挑战。

对于层状正极材料，金属元素在八面体中心的轨道和电子结构对保持结构完整性和提高Na+扩散率起着重要作用。例如，可以引入金属-O化学键来调节局部电荷，提高Na+的扩散率和结构稳定性。镧系元素具有与氧形成强键的能力，因为它们具有丰富的核外电子构型和大的离子半径。因此，通过引入镧系元素调节氧钠配位环境，可以提高结构稳定性和Na+在体内的转移动力学。考虑到镧(La)-氧(O)键的高键强度（室温下为799±4kJ/mol），通过在TM-O-La共价键中共享O原子来提高晶体结构的稳定性和防止细胞膨胀，从而影响O和Na.的电荷环境是完全可能的此外，在主材料界面上合理构建异质结是加速电荷转移从而提高表面反应动力学的有希望的途径。因此，同时构建更“活跃”的功能界面和内部“增强”的结构有助于提高O3层状电极材料的综合性能。

基于上述理论，我们从TM层重构和界面重构的角度出发，提出了O3型NaCrO2正极的多维镧化，以获得优异的高倍率性能。深入的研究表明，在NaCrO2表面上，多维发光导致了Cr-O-La结构和带电异质结构的形成。界面电场和过渡金属结构有效地加速了离子和电荷转移动力学，同时增强了结构的可逆性。即使在40C 的超高倍率下，Na0.94Cr0.98La0.02O2电极仍具有101.8mAh/g的可逆比容量，在20C 下循环2000次后的容量保留率为83.1%，在2C 下循环500次后的容量保留率为89.3%。研究结果表明，体积-界面的多层镧化策略可以有效提高结构的可逆性，加速Na+的扩散动力学。从而提供了“快速充电”电池的实际应用。

2结果与讨论

2.1合成与表征

本研究通过引入不同剂量的La元素，采用溶胶-凝胶法制备了Na1-3xCr1-xLaxO2（0≤x≤0.03）材料，如图1a所示。通过电感耦合等离子体-原子发射光谱测定其化学计量为NaCrO2（NCO）、na0.97cr0.99la0.010o2（NCO-l1）、Na0.94Cr0.98La0.02O2（NCO-L2）和na0.91cr0.97la0.030o2(NCO-l3)，详见表S1。图1b显示了NCO在镧化过程中的工作机制。然后用x射线衍射（XRD）对晶体结构进行表征，证实存在具有r-3m对称性的O3型层状氧化物晶体结构（图S1）在加入La元素后，出现了第二相峰。基于样品XRD谱的Rietveld分析的精修揭示了晶体学信息，表明La渗透到TM层中实现了选择性掺杂，表面的第二相属于LaCrO3衍生物(图2a；图S2)。a轴值的减小是由于La的引入压缩了过渡金属层，而c轴值的增大是由于碱金属与氧相互作用减弱引起的键长变化（图S3，表S2-S5）这直接影响到Na层和TM层厚度的变化。因此，如图2b所示，O-Na-O距离从3.1669增加到3.2972Å，而O-TM-O距离从2.7141减少到2.7019Å。钠层的膨胀有利于Na+的快速迁移，而TM层的收缩有利于构型的稳定。值得注意的是，当La的加入量增加到0.03mol时，a和c的参数呈平缓趋势。此外，NCO-L2和NCO-L3中La的比例为0.016，对应LaCrO3的含量为0.41%和1.55%。La在晶体中的掺入量没有变化，这是由于掺杂物的溶解度限制所致为了更好地理解引入La后NCO中的相互作用，我们用DFT计算了La掺杂到表面层和第一、第二和第三铬层的能量如图S4所示，由于La3+的半径大于Cr3+，第一层中掺杂的La不稳定，容易向表层逸出。表面异相LaCrO3的生长可称为Stranski-Krstanow生长模式。由于离子半径大的La3+与基体之间存在一定的不混溶性，这可能导致合成过程中溶解度受限，最终导致二次相岛的形成，从而阻碍晶粒的进一步生长

图1多维镧化战略的示意图。a)电极材料Na1-3xCr1-xLaxO2（0≤x≤0.03）的合成过程。b)界面电场机理示意图及实现快速动力学和稳定结构的位点掺杂。

图2结构表征。a)基于同步加速器的高分辨率XRD图谱和相应的NCO-L2的Rietveld精修。绿色条和橙色条分别对应NaCrO2和LaCrO3的布拉格峰。b)不同Na1-3xCr1-xLaxO2样品的层间距。c,d)NCO-L2的HAADF-STEM和ABF-STEM图像（嵌入图像：选定区域的原子强度图）。e)HAADF-STEM图像（上）和相应的EDS线扫描（下）。

采用x射线光电子能谱（XPS）测定了NCO和NCO-L2的元素氧化态和表面性质。NCO-L2和NCO的高分辨率cr2pXPS光谱（图S5a）显示出由cr2p3/2和cr2p1/2峰组成的双峰。当每个核能级解卷积成不同的峰时，NCO-L2峰分别为575.68、577.34、585.18和586.01eV，对应于Cr3+.NCO峰集中在574.56、577.05、585.16和585.92eV。此外，如图S5b所示，834.30、838.00、850.95和855.12eV处的峰与NCO-L2.的La3+有关La3d峰的出现表明NCO表面形成了新的LaCrO3相。表面LaCrO3的形成被认为是电荷重新分配的原因，在La的整合之后，Cr3d峰和o1s峰向更高结合能的转移证明了这一点（图S5c）在o1s的XPS光谱中，529.6和531.4eV的峰分别归属于晶格O和其他氧（如Na2CO3和NaOH）。NCO-L2的金属-o与其他氧的峰面积比为0.81，而NCO为0.41，这可能是由于LaCrO3的产生。利用扫描电镜（SEM）观察样品的形貌，发现多面体晶体分布均匀（图S6）。有趣的是，在引入La后，表面出现了小岛状的LaCrO3颗粒，随着掺杂水平的增加，这些颗粒逐渐积累并变大。通过透射电子显微镜（TEM）的结构分析，岛状颗粒的尺寸约为≈40nm（图S7）。高角度环形暗场STEM（HAADF-STEM）图像（图2c）清晰地显示了LaCrO3（232）晶面上的清晰晶格条纹，其间距为0.155nm，与基体材料紧密结合。内部晶格间距为0.267nm，对应于NaCrO2的（006）晶面。采用环形亮场扫描透射电子显微镜（ABF-STEM）直接观察原子排列。NCO-L2内部的原子排列如图2d所示。ABF-STEM图像中的亮点被识别为Na暗层之间的TM原子。为了直观地监测La掺杂到TM层而不是Cr，我们将重点放在方框中标记的元素上。由于La3+离子半径比Cr3+离子半径大，如放大图（图2d）所示，在主体材料的原子排布图中观察到邻近原子高度明显的峰的存在，为过渡金属层中La的选择性掺杂提供了强有力的直接证据。通过EDS定量分析进一步验证了表面异质结构与体相的成分差异（图S8）。点1处的La和Cr强度相似，且点2和点3处的Cr强度远高于点2和点3处的La强度。这表明二次LaCrO3粒子在晶体表面生长，并且在晶体内部的位置掺杂了La。此外，我们对NCO-L2进行了HAADF-STEMEDS线扫描，以直接显示Cr和La从表面到体的分布。如图2e所示，深度剖面图清楚地显示，由于地表产生了LaCrO3，Cr和La的信号强度基本相同。随着体的深度，Cr和La信号逐渐增加并趋于稳定。Cr的丰度远高于La的丰度，这是La的表面异质结和晶体掺杂的直接证据。

2.2第一性原理计算

为了研究过渡金属层中La掺杂对晶体内部结构的影响，采用DFT计算方法对NCO和La掺杂NCO中的电荷密度分布进行了评价。如图3a（左）所示，Na、Cr、O呈正态电荷分布。在La掺杂的情况下，等高线图（图3a，右）显示La周围的电荷密度高于Cr。值得注意的是，La的取代增强了La原子与其周围原子之间的配位相互作用。强电子相互作用通常表明存在更强的化学键或相互作用，因为La比Cr有更多的电子。这导致La-O键的显著加强，从而减少了O-TM-O键的长度。这促进了过渡金属骨架的形成。电荷局域化的聚集同时降低了Na和O之间的电荷密度，从而使电子与层间钠离子之间的静电相互作用最小化，有利于Na+在材料内部的快速扩散动力学。这与精修结果中O-Na-O距离的变化是一致的根据引入La前后的材料分别构建NCO晶体模型和La掺杂NCO模型，如图3b所示。我们使用CI-NEB（爬升图像微推弹性带）方法寻找Na+迁移过程中的过渡态，并计算迁移能垒。NCO系统的迁移能垒为0.33eV，而La-activeNCO系统的迁移能垒只有0.19eV，如图3c所示。这一结果表明，La的掺杂有效地改善了Na+在体内的迁移动力学。

图3第一性原理计算。a)NCO（左）和NCO-L2（右）电荷密度分布的二维切片。b)NCO和La掺杂NCO的晶体结构示意图，NCO显示Na+的最佳迁移路径和c)相应的迁移能垒。d)NCLO/LCO的电荷密度差图和e)NCLO/LCO沿z方向对应的平面平均电荷密度差。f)NCLO/LCO的静电电位。

为了在原子水平上更好地理解相结中的相互作用，我们还计算了异质结的差分电荷密度，以研究NCO-L2中界面电场的产生。如图3d所示，LaCrO3表面称为LCO，内部La掺杂称为NCLO。电荷密度差表明NCLO/LCO异质界面处存在明显的电荷重分布，表明该异质结构具有强大的界面电子耦合相互作用。同时，NCLO/LCO在z方向上对应的平面平均电荷密度差如图3e所示。这种转移为费米能级区两侧的电子受体和电子给体建立了平衡的驱动力，对定向电荷分离有重要贡献。此外，如图3f和图S9所示，进一步模拟了NCLO/LCO的理论静电势能。自驱动电子具有在界面处产生嵌入电场的能力，在NCLO的高功函数（7.66eV）处产生负电荷积累，在低功函数（6.59eV）处产生正电荷积累(费米能级：EF(LCO)>EF(NCLO))这种电荷分布的差异导致了界面电场的产生。材料的带隙直接关系到它的导电性如图S10所示，通过计算NCO、NCLO/LCO的能带结构和态密度，进一步评价掺杂和异质结作用下电子电导率的变化。与NCO相比，NCLO/LCO的带隙宽度在费米能级附近减小，表明电子导电性增加。(40、41)

2.3电化学性质的研究

我们首先评估了电极在0.2C低倍率下的电化学性能，如图S11所示，在2.0-3.6V（vsNa+/Na）电位范围内，NCO、NCO-l1、NCO-L2和NCO-l3电极在0.2C下的比放电容量分别为118.6、116.7、114.2和110.6mAh/g。在0.2C 下循环100次后，NCO-L2和NCO容量保留率分别为93.3%和66.9%。dQ/dV曲线进一步说明了NCO和NCO-L2的可逆性（图S12）。在较长的循环时间后，仍能保持较高的复杂度，表明优化后的结构具有较高的可逆性。

为了进一步验证材料在引入La后的高倍率性能，进行了不同倍率的充放电试验。如图4a和S13所示，NCO-l1、NCO-L2和NCO-l3电极在40C 时的比放电容量分别为94.6、104.8和90.8mAh/g，远高于NCO电极的69.9mAh/g。在40C 的高倍率下，有趣的是，NCO-L2电极的比放电容量明显高于NCO-L1电极。这表明通过带电异质结加速电荷转移可以有效地提高倍率性能。可以观察到，在40C 后，以0.2C 的倍率，NCO-L2电极的容量接近其原始值（图S14）。高动态可逆性表明，在极快充电条件下，LaCrO3的形成对晶体结构的稳定性有积极影响。界面电场和镧化过渡金属位的掺杂有效地加速了电化学反应的动力学，增强了结构的可逆性，如图1b所示。此外，通过对比不同倍率下的容量-电压曲线，如图S15所示，可以看出，随着倍率的增加，NCO在0.1C时的放电起始电压为3.58V，在40C时达到2.74V，而NCO-L2的放电起始电压仅从3.58V下降到3.11V。从抑制的电压降可以推断，发光增加了氧化还原反应的可逆性，保证了高倍率的容量保持，并改善了离子和电荷转移动力学。此外，在20C 下进行了长周期试验，以验证高倍率下容量和结构的稳定性。如图4b和图S16所示，经过2000次循环后，NCO-L2电极的容量保持在83.1%，显著高于其他样品（NCO:52.4%,NCO-l1:75.1%,NCO-l3:70.8%）。与其他电极相比，NCO-L3电极的电化学性能较低。这可能是由于过量的LaCrO3颗粒，这不利于电解质与主体材料之间的接触。LaCrO₃不参与Na⁺的插层和脱层。因此，过量的LaCrO₃会在材料内部形成障碍物，使得Na⁺难以传输，导致电化学性能下降。为了更深入地了解LaCrO3对电池性能的影响，我们还合成了0.016mol La掺杂的NCO电极材料（记为NCO-l1.6）。对这些材料进行了物相表征和电化学性能测试。如图S17a所示，XRD图中没有发现第二相峰，说明La成功掺入到NCO晶格中。此外，从SEM图像（图S17b）中可以看出，NCO表面没有LaCrO3颗粒。从图S17c中的倍率性能可以看出，与NCO-L1电极相比，随着电流密度的增加，NCO-L1.6的容量保持相对稳定。然而，这些电极的比容量低于NCO-L2电极，特别是在20、30和40C 的高倍率下，如图S17c中红框所示。为了进一步评价LaCrO3对其高倍率电化学性能的影响，我们还在20C 下进行了循环性能测试，如图S17d所示。循环2000次后，NCO-L1、NCO-1.6和NCO-2电极的容量分别保持在初始容量的75.1%、78.3%和83.1%。上述结果表明，异质结LaCrO3诱导的界面电场加速了电荷转移，从而提高了倍率性能。镧的晶体掺杂强化了结构，从而提高了电极在高倍率下的长期循环稳定性。由表S6、表S7和图4c可知，与其他层状氧化物相比，该发光电极具有更好的电化学特性。为了直接观察掺杂和异质结对电极溶解的影响，我们还在20C 循环后拆卸了NCO和NCO-L2纽扣电池，以检查玻璃纤维分离器（图S18）。结果表明，NCO电极的分离器在循环后变黄，这可能是由于剧烈的副反应所致。相比之下，NCO-L2电极的分离器上观察到较少的黄变，表明晶体结构稳定，表面界面优化。

图4电化学性能。a)NCO和NCO-L2的倍率性能。b)NCO和NCO-L2在20C 下的长期循环性能。c)本研究中NCO-L2与其他文献报道的层状氧化物正极的循环稳定性比较。d)NCO-L2//HC全电池在0.2C倍率下的前三圈充放电曲线。e)全电池的倍率性能。f)全电池在2C下的循环性能。

此外，较低的电荷截止电压是限制NCO能量密度的另一个问题。通过掺杂修饰和氧空位的构建，将电化学窗口扩大到3.6V以上。我们还测试了NCO-L2电极材料在1.5-3.8V电压范围内的电化学性能。如图S19a所示，0.2C 时NCO-L2的放电容量仅为104.4mAh/g。图S19b显示了倍率性能，容量继续衰减。结果表明，在较宽的工作电压下，La的引入不能维持NCO的电化学性能，这是由于Cr的不可逆迁移所致。

为了进一步评估电极材料的实际应用价值，分别以NCO-L2和预沉淀硬碳（HC）作为正极材料和负极材料（记为NCO-L2//HC）制备了全电池。HC电极的电化学性能如图S20所示。NCO-L2//HC全电池的初始库仑效率高达99.2%，放电容量几乎没有下降，如图4d所示。即使在固体电解质界面相形成后，电池系统的硬碳负极电极仍留有足够的可脱嵌Na+。在0.2、0.5、1、2、5和10C 下，NCO-L2//HC全电池的倍率容量分别为115.6、110.2、103.6、92.5和80.5mAh/g。特别是当放电速率恢复到2C 时，容量的下降可以忽略不计，这表明NCO-L2//HC全电池具有显著的氧化还原可逆性和高倍率性能（图4e）。最关键的是，在2C 下循环500次后，该电极的容量保持率为89.3%，表明该多维发光正极具有良好的循环稳定性和广阔的应用潜力（图4f）。

2.4反应动力学分析

鉴于正极具有优异的倍率性能，我们在不同扫描速率下进行CV测试，定量确定NCO-L2的Na+扩散系数，如图5a所示。NCO在高扫描速率下表现出较差的电流响应，峰值电流下降较大，还原过程中2.7-3.0V区间的极化较强（图S21），而NCO-L2随着扫描速率的增加表现出较好的电流响应。对于NCO-L2，选择最明显的氧化还原峰进行计算，其峰分别代表典型的钠离子在充电和放电阶段的扩散。通过拟合峰值电流（Ip）与扫描速率平方根（v1/2）之间的线性关系，定量计算扩散系数（图5b）。根据Randles-Sevcik方程（公式S1）进行计算，结果如表S8所示。NCO-L2具有稳定的表观Na+扩散系数，表明NCO-L2电极中的Na+扩散速度快。为了更好地了解钠离子在充放电过程中的扩散，我们采用恒流间歇滴定技术（git）测量，根据菲克第二定律（方程S2）计算了不同状态下Na+的扩散系数。在整个过程中，NCO-L2的Na+扩散系数比NCO电极的Na+扩散系数高出近5倍(图5c；图S22)。这可以用La的引入引起局部电荷调制降低Na+迁移势垒的事实来解释。

图5传输动力学。a)不同扫描速率下NCO-L2的多次扫描CV和b)不同峰对应的循环响应。c)根据GITT计算的Na+扩散系数。d)arhenius图和计算了NCO和NCO-L2的活化能。e)第一次循环NCO和NCO-L2在不同电压下的原位电化学阻抗谱图。

通过比较不同温度下电荷转移电阻Rct的值，根据热激活方程（图S23，方程S3）计算活化能的电荷转移图5d给出了log（Rct−1）与1000/T的函数关系，其中NCO-L2的斜率绝对值小于NCO。计算得到NCO-L2的活化能为22.8kJ/mol，远小于NCO的35.3kJ/mol。较低的表观活化能表明Na+穿过正极电解质界面（CEI）膜的能垒降低，有利于脱溶后的电荷转移过程，从而加快离子传输速率。

我们在不同电位下进行了电化学阻抗谱（EIS）测量，以更好地了解NCO和NCO-L2电极在钠化/脱钠过程中的表面/界面动力学。图5e为NCO电极和NCO-L2电极在充电至2.5V（Ch-2.5V）、3V（Ch-3V）、3.6V（Ch-3.6V）以及放电至3V（Dis-3V）、2.5V（Dis-2.5V）、2V（Dis-2V）等不同电位下的Nyquist图，阻抗谱在高频范围呈半圆形，在低频范围呈对角线。图S24给出了拟合阻抗谱的等效电路这里Rs被认为是欧姆电阻，包括体电阻或来自分离器和电解液的其他电阻。Rsf表示Na+在CEI上的界面阻抗，Rct表示电荷转移阻抗的含义。Zw为受传质过程支配的Warburg阻抗。因此，通过比较NCO和NCO-L2在不同状态下的Rct值，可以证明其电荷转移能力的增强。拟合结果见表S9。在充电和放电过程中，NCO-L2电极的Rct值都比NCO电极小得多，这表明LaCrO₃诱导的异质结加速了电荷的转移。此外，NCO-L2电极的阻抗曲线在整个钠/脱钠过程的低频范围内几乎保持一致，这清楚地证实了循环过程中优异的动力学行为和高可逆性。

2.5基于原位XRD表征的结构演化研究

采用x射线衍射（XRD）原位测定了两电极晶体结构的演变过程图6a和S25显示了NCO-L2在第一次充放电过程中的XRD光谱演变。在Na+脱出（电荷）过程中，可以观察到衍射峰（003）和（006）向低角度移动，而峰（101）和（012）向高角度移动。随着Na+脱出的继续，P3相开始出现，在较低角度产生新的（003）和（006）峰，在较高角度产生新的（101）、（012）和（105）峰。P3和O3相在此阶段共存。之后，O3相消失并完全转化为P3相，直至充电过程结束。在充电结束之前，P3相的反射连续移动，没有出现任何新的峰，表明这是一个固溶体反应。在Na+嵌入（放电）过程中，所有的衍射峰都经历相反的过程，最终回到原来的O3相。然而，对于NCO，充电过程经历了从O3到P3的相变。放电结束时，O3′过渡阶段仍然存在，表明未完全恢复到O3相(图6d；图S26)。如图6c所示，一个完整的相变由O3-P3-O3相变组成，这应该是一个高度可逆的过程。结果表明，NaCrO2在发光后增加了结构的稳定性，保证了相变过程的可逆性。

如图6c所示，一个完整的相变由O3-P3-O3相变组成，这应该是一个高度可逆的过程。结果表明，NaCrO2在发光后增加了结构的稳定性，保证了相变过程的可逆性。

图6电化学钠脱出/嵌入过程中的结构演化。a)原位XRD图谱等高线图及对应的b)NCO-L2晶体参数演化。c)O3和P3结构及其钠离子输运通道示意图。d)原位XRD图谱等高线图和e)NCO晶体参数的相应演化。

图6b、e显示了使用Rietveld方法对原位XRD数据进行精修的结果，以更好地了解晶格参数的变化。相变伴随着晶格参数a和c的显著变化。观察到的晶格参数c的增加表明中间层已经膨胀，可能是由于O2−的静电排斥增加的结果。当氧化离子半径减小时，晶格参数A的减小是由于面间距的收缩引起的。对于NCO-L2，在2.0-3.6V电压下的钠化/脱钠过程中，晶格参数a和c值的变化是高度可逆的，如图6b所示，表明晶体结构的收缩和膨胀是可逆的。而对于NCO，由于O3′过渡相的持续存在，晶体参数发生了不可逆的变化（图6e）。特别是，与初始状态相比，NCO-L2在充满电状态下的体积仅增加1.1%。体积变化小于NCO(1.6%)，这确保了长期循环过程中显著的结构稳定性和高容量保持。

3结论

利用O3型NaCrO2作为研究材料，我们证明了LaCrO3表面异质结和体相过渡金属层Cr-O-La结构可以有效地加速电荷转移和改善Na+扩散动力学。综合实验和理论结果清楚地表明，自发电荷分离促进了电极/电解质接触界面处的电荷转移，并在异质结界面处建立了本征电场。La掺杂诱导的局部电荷积累通过降低Na与O之间的相互作用力促进Na+在体内的转运，同时也保证了O3-P3-O3在钠化/脱钠过程中的可逆演化。目标电极（NCO-L2）在20C 下循环2000次后，其体积变化非常小，仅为1.1%，容量保持率高达83.1%，在40C 下具有101.8mAh/g的高倍率容量，这种多维镧化策略为先进正极材料的结构设计和高倍率性能的优化提供了一种新的修饰方法。

Configuration Design and Interface Reconstruction to Realize the Superior High‐Rate Performance for Sodium Layered Oxide Cathodes；Advanced Energy Materials；DOI:10.1002/aenm.202405951

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