Electrolyte éther fluoré à structure de solvatation contrôlée pour batteries lithium métal haute tension

Jan 08, 2024

Nature Communications volume 13, Numéro d'article : 2575 (2022) Citer cet article

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Le développement de nouveaux solvants est impératif dans les batteries au lithium métal en raison de l'incompatibilité du carbonate conventionnel et des fenêtres électrochimiques étroites des électrolytes à base d'éther. Alors que les éthers fluorés ont montré des stabilités électrochimiques améliorées, ils peuvent difficilement solvater les ions lithium. Ainsi, le défi de la chimie des électrolytes est de combiner la stabilité à haute tension des éthers fluorés avec la capacité élevée de solvatation des ions lithium des éthers dans une seule molécule. Nous rapportons ici un nouveau solvant, le 2,2-diméthoxy-4-(trifluorométhyl)-1,3-dioxolane (DTDL), combinant un éther fluoré cyclique avec un segment d'éther linéaire pour obtenir simultanément une stabilité à haute tension et régler la capacité et la structure de solvatation des ions lithium. Une stabilité élevée à l'oxydation jusqu'à 5,5 V, un grand nombre de transfert d'ions lithium de 0,75 et une efficacité coulombienne stable de 99,2 % après 500 cycles ont prouvé le potentiel du DTDL dans les batteries au lithium métal haute tension. De plus, une cellule complète LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2 appariée au lithium de 20 μm d'épaisseur incorporant 2 M d'électrolyte LiFSI-DTDL a conservé 84 % de la capacité d'origine après 200 cycles à 0,5 C.

Avec la demande croissante de systèmes de stockage d'énergie à haute densité, la recherche sur les batteries au lithium (Li) métal (LMB) haute tension (> 4,0 V par rapport à Li+/Li) a explosé rapidement ces dernières années1,2,3,4. Le métal Li, en tant qu'anode idéale, fournit une capacité spécifique théorique élevée de 3860 mAh g−1 et un faible potentiel de réduction (–3,04 V par rapport à l'électrode à hydrogène standard)5,6,7. Lorsqu'il est associé à une cathode riche en Ni à haute tension, la densité d'énergie des LMB devient prometteuse presque le double (400 à 500 Wh/kg) par rapport à celle des batteries Li-ion conventionnelles à base de graphite (LIB)8. L'application des LMB, cependant, est en proie à l'instabilité thermodynamique du Li métallique. Les réactions secondaires incontrôlables entre le métal Li et l'électrolyte entraînent la formation d'une interphase d'électrolyte solide fragile (SEI) et la défaillance mécanique de la couche SEI pendant le cyclage. Ce phénomène provoque une consommation constante d'électrolyte et de Li, qui s'accompagne de la croissance des dendrites de Li et de la formation de Li "mort", entraînant ainsi une mauvaise durée de vie3,9,10. Par conséquent, régler la chimie de l'électrolyte pour moduler sa réactivité, sa stabilité électrochimique, son transport d'ions et sa capacité de solvatation est une stratégie prometteuse pour stabiliser la couche SEI et prolonger la durée de vie du cycle11,12.

Les électrolytes de carbonate commerciaux ont été largement utilisés dans les anodes en graphite en raison de leur capacité à former une couche SEI stable. Dans le cas de l'anode métallique Li (LMA), cependant, les électrolytes de carbonate à faible concentration (c'est-à-dire le sel 1 M) souffrent généralement de réactions secondaires graves, qui sont liées à la croissance des dendrites Li en forme de moustaches et à une durée de vie considérablement courte. Au contraire, les électrolytes à base d'éther ont tendance à former des grains de Li relativement gros et plats, ce qui diminue la surface de contact du LMA avec l'électrolyte et présente une efficacité coulombienne élevée (CE)13,14. Cependant, les éthers tels que le 1,2-diméthoxyéthane (DME) et le 1,3-dioxolane (DOL) sont instables dans la plage de haute tension (c'est-à-dire > 4 V par rapport à Li+/Li) en raison de leur faible stabilité à l'oxydation à une concentration typique en sel de 1 M, ce qui limite naturellement leur application dans les LMB haute tension11. Récemment, les électrolytes à haute concentration (HCE) avec des structures spéciales de solvant dans le sel ont révélé leur compatibilité avec les cathodes haute tension et le LMA. La coordination des molécules de solvant avec les ions Li + modifie la structure de solvatation, dans laquelle les gaines de solvatation deviennent dominées par les anions. De plus, la diminution des énergies de l'orbitale moléculaire occupée la plus élevée et de l'orbitale moléculaire inoccupée la plus basse (HOMO-LUMO) des molécules de solvant par coordination entraîne la décomposition préalable des anions à bas potentiel, ce qui facilite la formation d'une couche SEI inorganique dérivée d'anions15,16. Le coût élevé et la viscosité des HCE limitent cependant leur application pratique. Récemment, les hydrofluoroéthers (HFE) ont été introduits comme diluants inertes. Alors qu'ils peuvent difficilement dissoudre les sels et n'ont pas de conductivité ionique, ils offrent une stabilité anodique élevée et peuvent conserver une structure de solvatation solvant-dans-sel similaire à de faibles concentrations de sel, appelée électrolytes localisés à haute concentration (LHCE). Les HFE tels que le tris(2,2,2-trifluoroéthyl)orthoformiate (TFEO), le bis(2,2,2-trifluoroéthyl)éther (BTFE) et le 1,1,2,2-tétrafluoroéthyl-2,2,3,3-tétrafluoropropyléther (TTE) étaient largement utilisés dans les LMB haute tension.2,17,18. Les HFE devant être appariés à des solvants pour compenser la perte de conductivité ionique, les réactions parasites associées de ces solvants ne peuvent pas être arrêtées. De plus, il n'y a que peu de rapports sur les éthers fluorés en tant que solvants, qui peuvent solvater efficacement Li+ 1,11. Par exemple, Bao et al. a élégamment montré une stabilité oxydative améliorée en allongeant la chaîne alky et la fluoration entre deux atomes -O- dans un éther linéaire, et la capacité de solvatation de l'éther fluoré a été maintenue en raison de la liaison simultanée des atomes -F et -O- à Li+ 1. amas de solvatation à des concentrations normales de sel. Dans ce sens, une approche directe serait la fixation covalente de segments fluorés et éthers afin de combiner toutes les propriétés souhaitables des électrolytes dans une seule molécule. La disposition spatiale de ces groupes fonctionnels ainsi que la disponibilité de sites de liaison pour Li+ sont des facteurs importants dans la conductivité ionique résultante, la capacité de solvatation et la stabilité redox de l'électrolyte.

Dans ce travail, nous présentons un nouvel éther fluoré, le 2,2-diméthoxy-4-(trifluorométhyl)-1,3-dioxolane (DTDL, Fig. 1a), incorporant à la fois des segments éthers fluorés cycliques et linéaires. Du point de vue de la conception moléculaire, nous avons introduit un groupe fonctionnel attracteur d'électrons, -CF3, pour augmenter la stabilité oxydative de l'éther. Cependant, afin de conserver la capacité de solvatation de Li +, l'arrangement spatial de -CF3 a été réglé pour éviter la fixation directe de l'atome de carbone fluoré à l'atome -O- comme dans les éthers fluorés tels que TFEO, BTFE et TTE2,17,18. En conséquence, le noyau d'orthocarbonate de tétraméthyle a été intégré pour combiner des segments d'éther fluorés et linéaires cycliques dans une réaction simple et unique pour former des sites de liaison hautement préorganisés avec une capacité de solvatation contrôlée vers Li + pour un appariement d'ions accru, tout en atteignant simultanément une stabilité oxydative élevée. Après avoir ajouté seulement 1 M de sel de lithium bis (fluorosulfonyl) imide (LiFSI), la formation de grappes de paires d'ions de contact (CIP) et d'agrégats (AGG) a été observée dans les électrolytes à base de DTDL, conformément aux rapports précédents. Notamment, la formation d'agrégats d'anions FSI coordonnés Li + à de faibles concentrations est assez importante car ce phénomène est généralement obtenu dans les HCE et les LHCE. La structure de solvatation obtenue permet une stabilité à l'oxydation accrue jusqu'à 5,5 V par rapport à Li/Li+, ainsi qu'une couche SEI inorganique dérivée du FSI et un nombre de transfert d'ions Li élevé de 0,75. Sur la base de ces caractéristiques exceptionnelles, la demi-cellule Li|Cu avec 1 M LiFSI-DTDL a présenté une CE moyenne élevée de 99,2 % sur 500 cycles. De plus, la cellule pleine en excès limité Li|LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2 (NCM811) a atteint une rétention de capacité de 84 % à 0,5 C avec 2 M d'électrolyte LiFSI-DTDL après 200 cycles, démontrant ainsi le potentiel de cette nouvelle classe d'électrolyte.

a La comparaison des structures moléculaires du DTDL et du DME. Cartes de potentiel électrostatique (ESP) de DME (b) et DTDL avec vues avant et arrière (c), jeu de couleurs : jaune, F ; rouge, O ; gris, C ; blanc, H. d Stabilité à l'oxydation de trois électrolytes dans des demi-cellules Li|Al testées par voltamétrie à balayage linéaire (LSV). Nombres de transfert Li+ et profils de chronoampérométrie de cellules symétriques Li|Li dans des électrolytes 1 M LiFSI-DTDL (e) et 1 M LiFSI-DME (f) sous une tension de polarisation de 10 mV. Encarts en (e) et (f) : les spectres d'impédance électrochimique (EIS) correspondants avant et après polarisation.

Le DTDL a été synthétisé dans une réaction en un seul pot par condensation catalysée par un acide d'orthocarbonate de tétraméthyle (TMOC)24 et de 1,1,1-trifluoro-2,3-propanediol (TFPD)25. La formation réussie de DTDL a été vérifiée par analyse par spectroscopie par résonance magnétique nucléaire (RMN) (Figs. 1 à 8 supplémentaires). Comme le montre la figure 1a, la présence de segments d'éther fluorés et linéaires cycliques dans le DTDL garantissait une polarité et un état liquide élevés pour solvater le sel de Li et conduire les ions Li +26 en raison de la nature éloignée du groupe -CF3 par rapport aux atomes -O- et des groupes éther disponibles pour maintenir sa capacité de solvatation1,11. Les cartes de potentiel électrostatique (ESP) sur les figures 1b, c ont révélé des sites de liaison possibles pour Li+ 1 ; les zones négatives sur DME centrées sur les atomes O, mais DTDL a montré différents degrés de zones négatives sur différents atomes O. La structure de DTDL a permis un site de liaison hautement préorganisé pour Li + situé entre l'atome -O- dans le cycle et l'atome -O- dans le segment éther linéaire (marqué comme oxygène rouge sur la figure 1a). Notamment, la diminution de la densité électronique de l'atome -O- dans l'éther cyclique influencé par le groupe CF3 a entraîné une diminution de la capacité de solvatation de Li + et altéré la gaine de solvatation. Les valeurs d'énergie HOMO et LUMO de DTDL et DME (Fig. 9 supplémentaire) ont été calculées à l'aide de calculs de théorie de la fonctionnelle de la densité (DFT) effectués à B3LYP / 6-311 ++ G **. Par rapport au DME, une valeur HOMO inférieure (–7, 99 eV) de DTDL présentait la possibilité d'une stabilité oxydative théorique plus élevée résultant du groupe -CF3 attracteur d'électrons, tandis que la valeur LUMO inférieure (–0, 26 eV) de DTDL pourrait conduire à une réduction préalable sur LMA. DTDL et DME ont été utilisés pour solvater 1 M lifSI (appelé 1 M lifsi-dtdl et 1 m lifsi-dme), une tolérance haute tension de 1 m lifsi-dtdl et 1 m lifSi-dme a été sondé par une voltamputilation de balayage linéaire (LSV) dans la fréquence de la vidange de la circuit ouverte (OCV) (FIGV SA - FIGS SA - FIGS SA - FIGS SA - FIGS SA - FIGS SA - FICTO-SE - FIGS SA - FICTO-SE - ALS DE LIGE DE LIGENTS DE CIRCUITS OBRES . 1d). Contrairement au LiFSI-DME 1 M, qui a commencé à se décomposer à 4, 0 V, le LiFSI-DTDL 1 M présentait une stabilité à l'oxydation plus élevée jusqu'à 5, 5 V. La stabilité à l'oxydation du LiFSI-DTDL 1 M a également été évaluée en présence d'un additif conducteur et d'un liant sur Al contre-électrode par LSV à une vitesse de balayage de 1 mV s-1 et test de polarisation potentiostatique (Fig. 10 supplémentaire). Ce résultat correspondait bien à sa valeur HOMO inférieure et a prouvé l'impact de la chimie des électrolytes pour contrôler la stabilité oxydative. De plus, la voltamétrie cyclique (CV) des demi-cellules Li | acier inoxydable (SS) et Li | Al avec 1 M LiFSI-DTDL a également confirmé ce résultat (Figs. 11 et 12 supplémentaires). Les conductivités ioniques des électrolytes 1 M LiFSI-DTDL et 1 M LiFSI-DME à différentes températures ont été mesurées (dans la Fig. 13 supplémentaire) dans une cellule de blocage SS | SS par spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) et se sont avérées être de 1, 4 mS cm – 1 et 21, 3 mS cm – 1 à 30 ° C, respectivement. La viscosité du DTDL, du LiFSI-DTDL 1 M, du DME et du LiFSI-DME 1 M à 25 ° C a été mesurée à 2, 4, 8, 0, 0, 4 et 1, 2 cP, respectivement. Les nombres de transfert d'ions lithium (\({{{{{\rm{t}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) des électrolytes 1 M LiFSI-DTDL et 1 M LiFSI-DME ont été enregistrés sur les cellules symétriques Li|Li (Fig. 1e, f)27, les valeurs correspondantes étant respectivement de 0,75 et 0,39. Notamment, une valeur plus élevée de \({{{{{\rm{t}}}}}}_{{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\) est liée à un temps plus long avant le début de l'initiation des dendrites Li basé sur la formule de temps de Sand28, ainsi l'électrolyte LiFSI-DTDL 1 M devrait montrer une meilleure suppression des dendrites Li par rapport à 1 M LiFSI-DME. La mouillabilité de l'électrolyte est un facteur important pour obtenir une distribution uniforme du flux d'ions Li et par conséquent de la couche SEI29. Les mesures d'angle de contact des électrolytes 1 M LiFSI-DTDL et 1 M LiFSI-DME sur une feuille de cuivre (Cu) et un séparateur ont été effectuées comme indiqué dans la Fig. En revanche, des valeurs similaires sur le séparateur ont été observées pour ces deux électrolytes, 19o à partir de 1 M LiFSI-DTDL et 21o à partir de 1 M LiFSI-DME. Les comparaisons de propriétés des solvants et des électrolytes sont résumées dans le tableau supplémentaire 1.

La morphologie du placage de Li sur une feuille de Cu dans des demi-cellules Li | Cu avec des électrolytes LiFSI-DME 1 M et LiFSI-DTDL 1 M a été observée (Fig. 2 et Fig. 15 supplémentaire) par microscopie électronique à balayage (SEM). Après le premier placage de Li (1 mAh cm-2) sur une feuille de Cu à la densité de courant de 1 mA cm-2, il est devenu clair que le Li plaqué ne peut pas recouvrir uniformément la surface de la feuille de Cu, laissant une quantité importante de Cu nu dans l'électrolyte LiFSI-DME 1 M et montrant également de fines moustaches de Li sur le bord (Fig. 2a), attribuées à la mauvaise mouillabilité de l'électrolyte LiFSI-DME 1 M sur la feuille de Cu. En revanche, le Li plaqué dans 1 M LiFSI-DTDL a révélé une couverture dense sans dendrites et sans surface nue (Fig. 2d). La taille moyenne des grains de Li dans 1 M LiFSI-DME, 1 M LiFSI-DTDL et 2 M LiFSI-DTDL était de 1, 32, 3, 54 et 5, 05 μm, respectivement (Fig. 16 supplémentaire). Des images en champ clair à faible dose de microscopie électronique à transmission (TEM) de Li plaqué ont révélé la formation d'une couche SEI plus fine (17-18 nm) et plus homogène dans 2 M LiFSI-DTDL par rapport à celle de 1 M LiFSI-DTDL électrolyte d'une épaisseur de 21-27 nm (Fig. 17 supplémentaire). Ensuite, les demi-cellules Li|Cu ont été cyclées pendant 20 cycles avec différents électrolytes à 1 mA cm-2 avec une capacité de coupure de 1 mAh cm-2. Sur la figure 2b, le Li plaqué après un cycle dans du LiFSI-DME 1 M a montré plus de fissures et de filaments de Li à haute surface, qui accélèrent les réactions secondaires entre le métal Li et l'électrolyte, et l'image optique de la surface de Cu a montré du Li hétéroclite, se décollant du Li «mort» dans la partie centrale et la surface de Cu nue. À l'opposé, une morphologie dense et un grain de Li volumineux ont été observés avec 1 M LiFSI-DTDL, ainsi qu'une couverture uniforme sur la surface de Cu, comme le vérifie l'image optique (encadré, Fig. 2e). Les images SEM en coupe ont révélé (Fig. 2c, f) les épaisseurs de Li plaqué dans deux électrolytes. 1 M LiFSI-DTDL a montré une couche de Li mince et dense de 12-13 μm par rapport au Li lâche et inégal (16-23 μm) dans le cas de 1 M LiFSI-DME après 20 cycles. L'évolution de la structure poreuse dans le Li plaqué a également été corrélée aux données de spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) (Figs. 18 et 19 supplémentaires et Tableau supplémentaire 2). La fluctuation évidente de la résistance au transfert de charge (Rct) dans 1 M LiFSI-DME pendant le cycle a été attribuée à l'augmentation de la porosité pour la diminution de la Rct dans les premiers cycles et à la formation ultérieure de Li «mort» pour l'augmentation de la Rct en raison de la surface active réduite, par rapport au placage Li stable dans 1 M LiFSI-DTDL. La différence de morphologie du placage Li après le cycle a clairement démontré l'avantage du DTDL par rapport au DME.

Images SEM de la morphologie du placage Li après le premier cycle dans les électrolytes 1 M LiFSI-DME (a) et 1 M LiFSI-DTDL (d), les encarts sont des images agrandies des régions surlignées. Images SEM et photographies optiques des électrodes plaquées Li après 20 cycles dans des électrolytes 1 M LiFSI-DME (b) et 1 M LiFSI-DTDL (e), les encarts sont des images optiques et agrandies. Images SEM en coupe de Li plaqué après 20 cycles dans des électrolytes 1 M LiFSI-DME (c) et 1 M LiFSI-DTDL (f). Toutes les demi-cellules Li|Cu ont été cyclées à 1 mA cm-2 avec une capacité de coupure de 1 mAh cm-2.

Afin d'évaluer les performances du LMA, des demi-cellules Li | Cu ont été assemblées et des CE en présence d'électrolytes LiFSI-DME 1 M et LiFSI-DTDL 1 M ont été mesurés (Fig. 3a, b et Supplémentaire Fig. 20). Les cellules avec 1 M LiFSI-DME ont montré une nette fluctuation tout au long du cycle aux deux densités de courant de 0,5 mA cm-2 et 1 mA cm-2 avec les capacités de 0,5 mAh cm-2 et 1 mAh cm-2, respectivement, ce qui reflétait la formation instable de SEI et le placage irréversible sur la surface du LMA. Les valeurs CE supérieures à 100% dans l'électrolyte LiFSI-DME 1 M proviennent de la formation de Li "mort" et de sa reconnexion électrique, et du micro-court-circuit par formation de dendrites pendant la charge (Fig. 21 supplémentaire). Au contraire, les cellules avec 1 M LiFSI-DTDL présentaient des CE stables sur 500 cycles à 0,5 mA cm-2, 0,5 mAh cm-2 et 300 cycles à 1 mA cm-2, 1 mAh cm-2 ; après la stabilisation de la couche SEI, les valeurs moyennes de CE ont atteint 99,2 % (0,5 mA cm-2, 0,5 mAh cm-2) et 98,2 % (1 mA cm-2, 1 mAh cm-2) aux 250e et 100e cycles, respectivement. De plus, même avec une grande quantité de placage Li de 3 mAh cm-2, nous avons toujours observé un CE moyen stable et élevé de 99, 0% après 30 cycles avec un électrolyte LiFSI-DTDL 1 M (Fig. 20 supplémentaire). Des expériences de cyclage galvanostatique de cellules symétriques Li | Li avec ces électrolytes ont été menées pour compléter les mesures de cellules asymétriques (Figs. 22 et 23 supplémentaires). L'hystérésis de tension a soudainement augmenté après 620 h dans le cas de 1 M LiFSI-DME, ce qui a été attribué à la forte consommation d'électrolyte ainsi qu'à la formation répétée de SEI pendant le cycle. En revanche, une polarisation stable a été observée pour 1 M LiFSI-DTDL pendant 700 h en raison du placage/décapage Li uniforme et de la conductivité ionique modérée1. L'EIS des demi-cellules Li | Cu a été réalisée pour évaluer la stabilité de l'interface anode-électrolyte (Fig. 24 supplémentaire). La résistance au transfert de charge a nettement augmenté après 50 cycles dans la cellule avec 1 M LiFSI-DME en raison de l'impédance interfaciale élevée pour la migration des ions Li+, alors que l'impédance dans la cellule avec 1 M LiFSI-DTDL était stable après le même nombre de cycles. La stabilité de l'interface a également été évaluée par des cellules symétriques Li | Li à différents temps de cycle avec des électrolytes 1 M LiFSI-DME et 1 M LiFSI-DTDL (Fig. 25 supplémentaire et tableau supplémentaire 3), qui ont montré une résistance d'interface stable pour 1 M LiFSI-DTDL après un court temps de cycle. Tous les résultats électrochimiques ci-dessus ont prouvé la supériorité du DTDL sur le DME en ce qui concerne la stabilité du LMA.

Stabilité cyclique de demi-cellules Li|Cu utilisant différents électrolytes à 0,5 mA cm-2 avec une capacité de coupure de 0,5 mAh cm-2 (a) et 1 mA cm-2 avec une capacité de coupure de 1 mAh cm-2 (b). Profils F 1s XPS sur surface métallique Li plaquée dans des demi-cellules Li|Cu dans des électrolytes 1 M LiFSI-DTDL (c) et 1 M LiFSI-DME (d) après 5 cycles à 1 mA cm−2 avec une capacité de coupure de 1 mAh cm−2.

Une analyse par spectroscopie photoélectronique à rayons X (XPS) a été réalisée sur Li plaqué pour mieux comprendre la différence de composition SEI dans les demi-cellules Li | Cu pour différents électrolytes (Fig. 3c, d). Les spectres F 1s XPS ont révélé deux états chimiques identiques de F dans le SEI (positionnés à 685 et 688,6 eV) pour les deux électrolytes, qui ont été attribués aux liaisons Li-F et SF provenant de la décomposition des anions FSI31. Cependant, la couche SEI sur la surface du métal Li dans l'électrolyte LiFSI-DTDL 1 M présentait des compositions LiF et SF considérablement plus élevées par rapport au LiFSI-DME 1 M. De plus, la couche SEI s'est également avérée riche en teneurs en N et S (Figs. 26 et 27 supplémentaires), qui sont généralement réfléchissantes d'une couche SEI dérivée d'anions. Il convient de noter que la couche SEI inorganique avec une teneur en LiF plus élevée donne une CE stable et élevée par ses propriétés mécaniques supérieures et sa nature isolante électronique2,17,32.

Sur la base de la tolérance à haute tension et des excellentes performances LMA de 1 M LiFSI-DTDL, des cellules complètes en métal Li ont été assemblées à l'aide d'une cathode NCM811 à haute teneur en nickel (5 mg cm-2) associée à une fine feuille de Li de 20 μm en utilisant un rapport de capacité négatif/positif (N/P) de 4 avec différents électrolytes (Fig. 4a). La cellule complète Li | NCM811 avec 1 M LiFSI-DME n'a pas pu être chargée à la tension de coupure de 4, 3 V par rapport à Li / Li + et a présenté une chute de tension importante en raison de la décomposition constante du DME (Fig. 28 supplémentaire). La cellule pleine avec électrolyte carbonate traditionnel de 1 M LiPF6 dans du carbonate d'éthylène et du carbonate de diéthyle (v: v = 1: 1, 1 M LiPF6-EC-DEC) a montré une capacité massive de décoloration après 15 cycles à 0,5 C, principalement en raison de la formation de dendrites de Li et de la consommation d'électrolyte. Lorsque l'électrolyte a été remplacé par 1 M LiFSI-DTDL dans les mêmes conditions, les performances de la cellule se sont nettement améliorées et ont maintenu une diminution de capacité plus lente pendant 108 cycles, ce qui est attribué à la bonne compatibilité de l'électrolyte avec la cathode et à la formation stable de la couche SEI sur LMA. De plus, les performances de la cellule pleine Li|NCM811 ont été considérablement améliorées en augmentant la concentration en sel à 2 M. À cette concentration en sel, 84 % de la capacité d'origine ont été conservés après 200 cycles à 0,5 C, car la concentration en sel plus élevée permet une meilleure interphase SEI et électrolyte cathodique (CEI) sur les surfaces d'anode et de cathode, respectivement16. Les profils de charge / décharge des cellules pleines Li | NCM811 ont été illustrés sur les figures 4b – d. La polarisation de tension a considérablement augmenté dans la cellule avec 1 M LiPF6-EC-DEC après 30 cycles, principalement en raison d'un SEI instable et de la formation de Li «mort» ainsi que d'une consommation constante d'électrolyte. La polarisation de tension a été atténuée avec 1 M LiFSI-DTDL grâce à une protection LMA efficace qui supprime les réactions parasites. Notamment, avec une concentration de sel accrue, les profils de tension de la cellule avec 2 M LiFSI-DTDL n'ont pas montré de dégradation significative pendant 200 cycles en raison de l'effet de concentration du sel, ce qui améliore la compatibilité avec le LMA et la cathode haute tension. De plus, un test de reproductibilité avec trois cellules dans les mêmes conditions a obtenu des performances de cyclage similaires en utilisant l'électrolyte 2 M LiFSI-DTDL (Fig. 29 supplémentaire). En ce qui concerne la sécurité de l'électrolyte liquide, l'inflammabilité des électrolytes 1 M LiPF6-EC-DEC et 2 M LiFSI-DTDL a été comparée (Fig. 30 supplémentaire). Le LiFSI-DTDL 2 M présentait une flamme faible en raison de la présence d'atomes de fluor dans la structure du solvant, contrairement au LiPF6-EC-DEC 1 M avec une flamme plutôt forte33. En ce qui concerne les applications pratiques, les cellules utilisant une cathode NCM811 à charge élevée de 20 mg cm-2 associée à une feuille de Li de 20 μm (rapport N / P de 1) ont été évaluées à 0, 3 C avec un électrolyte LiFSI-DTDL 2 M (Fig. 31 supplémentaire). Les performances de vitesse des cellules pleines avec différents électrolytes ont également été évaluées (Fig. 32 supplémentaire). De plus, l'électrolyte 3 M LiFSI-DTDL a été évalué par une demi-cellule Li | Cu et une cellule complète Li | NCM811 (Fig. 33 supplémentaire), qui présentaient une meilleure stabilité que 2 M LiFSI-DTDL.

a Performances de cyclage des cellules pleines Li|NCM811 à 0,5 C après le premier cycle de formation à 0,1 C dans chaque électrolyte. Profils de charge/décharge de cellules pleines Li|NCM811 à différents cycles dans des électrolytes 1 M LiPF6-EC-DEC (b), 1 M LiFSI-DTDL (c) et 2 M LiFSI-DTDL (d). Rapports atomiques quantifiés de SEI à différents temps de pulvérisation dans des cellules pleines Li | NCM811 après 30 cycles à 0, 5 C avec des électrolytes 1 M LiPF6-EC-DEC ( e ), 1 M LiFSI-DTDL ( f ) et 2 M LiFSI-DTDL ( g ).

Afin de comprendre l'origine des performances électrochimiques supérieures de DTDL, une analyse XPS comparative a été réalisée pour évaluer systématiquement les compositions SEI et CEI dans les cellules pleines Li | NCM811 après 30 cycles à 0, 5 C. Les profils de profondeur de concentration XPS du SEI sur la surface LMA des cellules pleines Li | NCM811 avec différents électrolytes sont illustrés à la Fig. 4e – g. Dans l'électrolyte LiPF6-EC-DEC 1 M, la couche SEI a une teneur en carbone beaucoup plus élevée provenant des composants organiques du SEI. Avec l'augmentation du temps de pulvérisation, la quantité d'espèces organiques a diminué tandis que les espèces inorganiques ont augmenté (sur la base du signal Li)2. Ce résultat a prouvé que la couche SEI dans l'électrolyte LiPF6-EC-DEC 1 M est riche en espèces organiques à sa surface externe ; la concentration d'espèces inorganiques augmente avec l'augmentation de la profondeur sous la surface. L'enrichissement en espèces organiques à la surface externe est beaucoup moins prononcé pour les couches SEI formées dans les électrolytes 1 M et 2 M LiFSI-DTDL. Les profils de profondeur de concentration des couches SEI formées dans les électrolytes LiFSI-DTDL 1 M et 2 M se sont avérés similaires et présentaient une composition SEI beaucoup plus uniforme. Les teneurs atomiques plus élevées en S et F dans le cas de 2 M LiFSI-DTDL indiquaient une participation plus prononcée des anions FSI dans la formation de SEI. Notamment, les spectres F 1s des SEI à différents temps de pulvérisation présentaient une teneur en LiF constante et élevée dans les électrolytes DTDL (Fig. 34 supplémentaire). Les états de liaison et les concentrations dépendant de la profondeur des différentes espèces Li, F, C, O, S dans les couches SEI (telles que résolues à partir des spectres enregistrés après chaque étape de pulvérisation par ajustement de pic) sont données dans les figures supplémentaires. 35–40. Il s'ensuit que la couche 1 M LiPF6-EC-DEC SEI est relativement inhomogène ; la teneur en Li2O a augmenté tandis que ROCO2Li a diminué avec l'augmentation de la profondeur, ce qui a clairement montré la nature non uniforme du SEI. Au contraire, toutes les espèces, en particulier les inorganiques (c'est-à-dire Li2O et LiF), ont une concentration à peu près constante pour l'électrolyte à base de DTDL. La teneur en Li2O dans le LiFSI-DTDL 2 M a été réduite à environ la moitié de celle du LiFSI-DTDL 1 M, ce qui est attendu en raison de la diminution des molécules de solvant libre à des concentrations élevées de sel. Le SEI riche en inorganiques et hautement homogène dans les électrolytes à base de DTDL atténue la décomposition continue de l'électrolyte, ce qui est bénéfique pour un cycle robuste. Les spectres XPS de CEI sur les cathodes NCM811 ont été présentés dans les Figs supplémentaires. 41 et 42. Par rapport au spectre C 1s de 1 M LiPF6-EC-DEC, un pic supplémentaire est apparu à 293,3 eV lors de l'utilisation d'électrolytes 1 M et 2 M LiFSI-DTDL, qui est attribué au groupe fonctionnel -CF334. Ce résultat nous a conduit à conclure que DTDL a participé à la formation du CEI par sa décomposition. Le pic CF3 plus faible formé dans l'électrolyte LiFSI-DTDL 2 M indiquait une décomposition affaiblie du solvant par rapport au LiFSI-DTDL 1 M. Dans les spectres F 1s , le caractère riche en LiF de CEI a été révélé dans les électrolytes LiFSI-DTDL 1 M et 2 M, différant significativement de 1 M LiPF6-EC-DEC.

Les excellentes performances électrochimiques de l'électrolyte DTDL peuvent s'expliquer par sa structure de solvatation électrolytique (Fig. 5). La spectroscopie Raman est un outil efficace pour élucider la structure de solvatation (Fig. 5a). Comparé au solvant DME pur, le LiFSI-DME 1 M présentait deux pics supplémentaires à 719 et 877 cm-1, attribués respectivement à l'anion FSI libre et au cluster de coordination Li + -DME. Dans le cas de l'électrolyte LiFSI-DTDL 1 M, le pic d'anion FSI libre s'est affaibli, mais des pics de paire d'ions de contact (CIP) et d'agrégats (AGG) sont apparus23. L'observation du CIP et de l'AGG dans 1 M LiFSI-DTDL est bien alignée avec la formation du SEI inorganique dérivé du FSI sur la surface du LMA. Il convient de mentionner que CIP et AGG existent généralement dans les électrolytes HCE et LHCE pour former des SEI et CEI stables. Autrement, ce phénomène peut être réalisé à de faibles concentrations de sel grâce à la capacité de solvatation réglée du DTDL. Lors de l'augmentation de la concentration en sel, électrolyte 2 M LiFSI-DTDL, seul le pic principal d'AGG à 750 cm-1 est resté, ce qui indique une structure de solvatation riche en clusters Li+-FSI-. Les diagrammes schématiques de la figure 5b illustrent la gaine de solvatation dans chaque électrolyte sur la base des résultats de l'analyse Raman. Par rapport à l'électrolyte à base de DME, la formation de structures de solvatation CIP et AGG dans les électrolytes à base de DTDL a diminué l'énergie LUMO de l'anion, favorisant la décomposition du FSI plus tôt que le solvant DTDL, formant un SEI15 inorganique dérivé de l'anion. Les spectres infrarouges à transformée de Fourier (FTIR) ont également prouvé (Fig. 43 supplémentaire) la structure de solvatation unique dans l'électrolyte à base de DTDL. Contrairement au DME, un fort pic de coordination anion-Li + FSI a été détecté dans les électrolytes LiFSI-DTDL 1 M et 2 M. Les spectres RMN 19F et 7Li ont été enregistrés pour évaluer l'environnement de liaison ionique entre l'anion FSI et Li + dans différents électrolytes en utilisant 1 M LiCl-D2O comme étalon interne par tube RMN coaxial (Fig. 5c, d). Le décalage vers le haut du pic 19F et 7Li a été observé en passant de 1 M LiFSI-DME à 1 M LiFSI-DTDL puis à 2 M LiFSI-DTDL, une indication d'une meilleure coordination anion-Li+ FSI, en bon accord avec les résultats Raman. Sur la base de ces résultats, il est devenu évident que l'électrolyte à base de DTDL présentait plus d'agrégats pour former une couche SEI riche en inorganiques dérivée de FSI et immobiliser les anions FSI par coordination pour réaliser le nombre de transfert Li élevé, ce qui explique leurs performances supérieures avec les LMA.

un spectre Raman de solvants et d'électrolytes. b Diagrammes schématiques des structures de coordination Li+ dans différents électrolytes. Spectres RMN du 19F (c) et du 7Li (d) de différents électrolytes.

Dans ce travail, une nouvelle classe de solvant éther fluoré a été introduite. La conception moléculaire rationnelle a permis une capacité de solvatation contrôlée et une tolérance accrue contre les hautes tensions. En utilisant un solvant unique de DTDL et un LiFSI à sel unique pour constituer un électrolyte, nous avons obtenu une stabilité à l'oxydation élevée jusqu'à 5, 5 V par rapport à Li / Li + et un nombre de transfert Li + élevé de 0, 75. Sur la base de la gaine de solvatation unique, un groupe d'agrégats solides de Li+ coordonné par anion FSI s'est formé à de faibles concentrations, conduisant à une performance de cyclage très robuste dans les configurations de demi-cellule Li|Cu et de cellule complète Li|NCM 811. La conception moléculaire de DTDL qui manipule la structure de solvatation indique la nature prometteuse de l'éther fluoré pour les LMB à venir.

Le trichloroacétonitrile a été acheté chez Apollo Scientific et distillé avant utilisation. Le DME anhydre, le borohydrure de sodium (NaBH4), le méthylate de sodium et 1 M LiPF6-EC-DEC ont été achetés chez Sigma-Aldrich. L'acide sulfurique (95 %), le toluène et le méthanol ont été achetés auprès de Fisher Scientific. Le trifluoropyruvate de méthyle a été acheté chez Fluorochem. L'acide p-toluènesulfonique a été acheté auprès de TCI et séché en utilisant un appareil Dean-Stark dans du toluène. Le THF anhydre a été extrait d'un système de séchage au solvant. LiFSI de qualité batterie, fluorure de polyvinylidène (PVDF), Super-P, séparateur de polypropylène (2400), poudre et stratifié NCM 811 (20 mg cm-1) ont été achetés auprès de Guangdong Canrd New Energy Technology Co., Ltd. Une feuille Li ultra-mince (20 μm) a été achetée auprès de China Energy Lithium Co., Ltd.

Le TMOC a été synthétisé en utilisant une procédure de littérature modifiée24. Dans un ballon à fond rond à deux cols, 350 ml de méthanol ont été ajoutés, suivis par l'addition lente de méthylate de sodium (108 g, 2 mol). Du trichloroacétonitrile fraîchement distillé (72 g, 0,5 mol) a été ajouté à cette solution en utilisant une pompe à seringue sous atmosphère d'Ar et le mélange résultant a été chauffé au reflux pendant 3 h. Ensuite, environ 60 % du solvant a été éliminé par distillation fractionnée. Après refroidissement de la solution, 600 ml d'une solution aqueuse de peroxyde d'hydrogène à 3 % en poids ont été lentement ajoutés à température ambiante. Le mélange a été agité pendant 1 h et 200 mL de cyclohexane ont été ajoutés. Après extraction, la phase organique a été soumise à une distillation fractionnée à l'aide d'une colonne de fractionnement de 50 cm et le produit a été recueilli à 112-114 °C. Rendement : 30–40 %. RMN 1H (300 MHz, CDC13) δH = 3,27 (s, 12H) ppm ; RMN 13C (75 MHz, CDC13) δC = 120,7 (s), 50,2 (s) ppm.

La procédure de synthèse a été optimisée sur la base d'un brevet publié précédemment25. Au total, 50 g (0,32 mol) de trifluoropyruvate de méthyle ont été ajoutés à l'aide d'une pompe à seringue à un débit de 20 mL h-1 à la solution de 11,8 g (0,32 mol) de NaBH4 dans 50 mL de THF anhydre sous atmosphère d'Ar tout en maintenant la température à environ 50 °C. Après l'addition, le mélange a été chauffé au reflux pendant 1 h. Après refroidissement, 12 mL de H2O ont été lentement ajoutés et le mélange a été encore chauffé au reflux pendant 1 h. Le mélange réactionnel a été lentement acidifié en utilisant de l'acide sulfurique à 95 % et 50 ml de H2O ont été ajoutés à température ambiante, suivis d'un autre reflux pendant 1 h. Ensuite, la solution a été extraite à l'aide d'acétate d'éthyle et la phase organique a été lavée à l'eau trois fois. La phase organique a été soumise à une distillation sous vide. Le produit a été recueilli à 41°C et 1,2 Torr. Rendement : 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.

Dans un ballon à fond rond à deux cols équipé d'un appareil Dean-Stark, de l'acide p-toluènesulfonique (0,243 g, 1,3 mmol) et du TMOC (15 g, 0,11 mol) ont été ajoutés et le mélange réactionnel a été chauffé à 110 °C. Du TFPD (13 g, 0,1 mol) a été ajouté lentement (1 mL h-1) à ce mélange à l'aide d'un pousse-seringue. Le mélange a été agité pendant 3 heures à 110°C. Ensuite, le produit a été recueilli par distillation sous vide à 53–54 oC et 12 Torr. Rendement : 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. Spectrométrie de masse à ionisation électronique (EI-MS) calculée [M+H]+ : 203,0526 ; trouvé : 203.0525.

Tous les électrolytes ont été préparés dans une boîte à gants. Pour LiFSI-DME 1 M et LiFSI-DTDL 1 M, LiFSI (187 mg) a été dissous dans 1 ml de DME ou de DTDL. Pour 2 M LiFSI-DTDL, LiFSI (374 mg) a été dissous dans 1 ml de DTDL. Tous les électrolytes ont été agités pendant 4 heures à température ambiante.

Les spectres RMN 1H, 19F et 13C ont été enregistrés sur un spectromètre RMN Bruker 300 ou 400 MHz à température ambiante. Les spectres RMN 19F et 7Li des électrolytes ont été enregistrés sur un spectromètre RMN Bruker 500 MHz à température ambiante en utilisant 1 M LiCl-D2O comme étalon interne dans un tube RMN coaxial. La viscosité des solvants et des électrolytes a été mesurée par PHYSICA MCR 300 à 25 °C. Les analyses par spectroscopie Raman ont été réalisées sur un microscope Raman confocal Renishaw inVia en utilisant un laser à 785 nm. Les spectres infrarouges à transformée de Fourier (FTIR) ont été obtenus par Bruker TENSOR II. La morphologie du Li plaqué a été imagée par microscopie électronique à balayage à émission de champ (FE-SEM, Tescan Mira3 LM FE). Le métal Li a été plaqué à 0, 5 mA cm -2 avec une capacité de coupure de 0, 5 mAh cm -2 sur des grilles de Cu revêtues d'un film de carbone amorphe de 3 mm de diamètre en utilisant des électrolytes LiFSI-DTDL 1 M et 2 M. Tous les échantillons ont été protégés sous atmosphère inerte pendant le transfert et le chargement. Les analyses TEM ont été réalisées sur un TEM ThermoFisher Talos F200S équipé d'une caméra Ceta et fonctionnant à 200 kV. Les images en fond clair ont été enregistrées à l'aide d'un faisceau d'électrons à faible dose à une vitesse de 9 e Å−2 s−1 pendant environ 15 s. Des mesures de spectroscopie photoélectronique à rayons X (XPS) de SEI et CEI ont été réalisées avec un spectromètre VG ESCALAB 220iXL (Thermo Fisher Scientific) en utilisant un rayonnement Al Kα monochromatisé focalisé (1486,6 eV) avec une taille de faisceau d'environ 500 μm2 (puissance de 150 W). Le spectromètre a été calibré sur la surface d'argent propre en mesurant le pic Ag 3d5/2 à une énergie de liaison (BE) de 368,25 eV avec une pleine largeur à mi-hauteur (FWHM) de 0,78 eV. L'étalonnage des positions des pics d'énergie de liaison a été appliqué sur les C 1 situés à 284,8 eV. Pour les profils de profondeur sur Li cyclé, l'analyse XPS a été réalisée à l'aide d'un spectromètre PHI Quantes (ULVAC-PHI), équipé d'une source conventionnelle Al-Kα basse énergie (1486,6 eV) et d'une source de rayons X Cr-Kα haute énergie (5414,7 eV). Les profils de profondeur de composition ont été enregistrés en utilisant des cycles alternés d'analyse XPS (Al-Kα à 51 W; diamètre du faisceau ~ 200 μm) et de pulvérisation avec un faisceau focalisé de 1 keV Ar, tramant une zone de 2x2 mm2. Au cours de chaque cycle de mesure, les régions Li 1s, P 2p, S 2p, C 1s, N 1s, O 1s et F 1s ont été enregistrées avec un pas de 0,13 eV et une énergie de passage de 69 eV. La vitesse de gravure a été calibrée à 2,3 nm min−1 sur un échantillon de référence Ta2O5/Ta de 100 nm. L'analyse de l'état chimique et la quantification de chaque élément (c'est-à-dire Li, P, S, C, N, O et F) ont été effectuées par ajustement de pic contraint des spectres corrigés de fond de Shirley correspondants avec une ou plusieurs fonctions de forme de ligne gaussienne-lorentzienne symétriques et mixtes, à l'aide du logiciel MultiPak 9.9 d'Ulvac-Phi. L'énergie de liaison a été calibrée par le pic C 1s du carbone adventice de 284,6 eV. Tous les échantillons d'électrodes ont été rincés avec du DME anhydre et transférés sous protection d'argon. L'énergie HOMO-LUMO et l'ESP ont été calculés à l'aide de la théorie de la fonctionnelle de la densité menée à B3LYP/6-311++G** par Spartan 14.

Toutes les cellules ont été assemblées dans une boîte à gants en utilisant une cellule Swagelok ou une cellule bouton de type 2032 avec une quantité d'électrolyte de 40 μL, à l'exception des cellules pleines à charge élevée avec 60 μL utilisant Celgard 2400 comme séparateur. L'acier inoxydable (SS) est largement utilisé comme contre-électrode pour détecter la stabilité à l'oxydation des électrolytes conventionnels, mais il présente une corrosion sérieuse en présence de sel LiFSI à des tensions élevées. En conséquence, une contre-électrode en Al a été utilisée pour évaluer la stabilité à l'oxydation des électrolytes en évitant la corrosion. Le CV a été réalisé en utilisant des demi-cellules Li|SS et Li|Al à une vitesse de balayage de 1 mV s–1. L'analyse LSV a été réalisée en utilisant une demi-cellule Li|Al de l'OCV à 6 V à une vitesse de balayage de 5 mV s–1. L'EIS a été réalisée en utilisant une demi-cellule Li|Cu avec une amplitude de perturbation de 5 mV dans la gamme de fréquences de 100 kHz à 10 mHz. Les conductivités ioniques des électrolytes ont été mesurées via EIS par une cellule de blocage SS | SS de -20 ° C à 60 ° C avec une amplitude de 5 mV dans la gamme de fréquences de 500 kHz à 100 mHz. L'indice de transfert des ions lithium (\({{{{{\rm{t}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) a été mesuré sur la cellule symétrique Li|Li27. Les courants de polarisation initial et permanent (Io et Iss) ont été mesurés sous un potentiel de polarisation de 10 mV. Les résistances massives initiales et stables (Rbo et Rbss) et les résistances interfaciales (Rio et Riss) ont été obtenues par EIS avant et après la polarisation potentiostatique ci-dessus. Le (\({{{{{\rm{t}}}}}}}_{{{{{\rm{Li}}}}}}}^{+}\)) a été calculé par l'équation suivante :

Les tests ci-dessus ont été effectués sur une station de travail électrochimique VMP3 (Bio Logic Science Instruments). Des mesures de cyclage CE ont été effectuées dans des demi-cellules Li|Cu, qui ont été cyclées à 0, 05 mA dans la plage de potentiel de 0 à 1, 5 V pendant 10 cycles pour stabiliser l'interface. Ensuite, Li a été plaqué à capacité constante sur une feuille de Cu, puis dénudé à une densité de courant constante jusqu'à ce que le potentiel atteigne 1 V. Les performances de cyclage galvanostatique des cellules symétriques Li|Li ont été mesurées dans des demi-cellules Li|Cu avec du Li pré-plaqué de 10 mAh cm–2 sur une feuille de Cu à une densité de courant de 0,5 mA cm–2, puis les cellules ont été cyclées à 0,5 mA cm–2 de capacité de 1 mAh cm–2 pour chaque charge et décharge. Pour la cellule pleine Li|NCM811, un boîtier de cathode recouvert d'Al et une feuille d'Al ont été utilisés pour supprimer la corrosion de l'électrolyte sur l'acier inoxydable. L'électrode NCM811 a été préparée en mélangeant le matériau actif NCM811, Super-P et PVDF dans un rapport pondéral de 8: 1: 1 dans une N-méthyl-2-pyrrolidone (NMP) anhydre, coulée sur la feuille d'Al revêtue de carbone, avec une charge active de 5 mg cm-2. Après appariement avec une feuille de Li de 20 μm (rapport N/P de 4), les cellules ont été cyclées à 0,5 C entre 2,8 et 4,3 V. Le NCM811 à charge élevée (20 mg cm-2) associé à une feuille de Li de 20 μm (rapport N/P de 1) a été testé à 0,3 C entre 2,8 et 4,3 V, avec une étape CV à 4,3 V jusqu'à ce que le courant chute à 0,05 C (1 C = 200 mA g–1). Tous les tests de cyclage ont été effectués sur un système de batterie LAND 2001 A.

Les données générées dans cette étude ont été déposées dans la base de données Zenodo sous le code d'accession 6113559.

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AC reconnaît le soutien du Fonds national suisse de la recherche scientifique (FNS) pour le financement de cette recherche (200021-188572). JWC reconnaît le soutien des subventions de la Fondation nationale de recherche de Corée (NRF) (NRF-2021R1A2B5B03001956 et NRF-2018M1A2A2063340), le programme d'innovation technologique (20012341) financé par le ministère du Commerce, de l'Industrie et de l'Énergie (MOTIE) de Corée et le soutien généreux de l'Institut de recherche en ingénierie (IOER), du Centre de recherche interuniversitaire sur les semi-conducteurs (ISRC) et de l'Institut de recherche des matériaux avancés (RIAM) à l'Université nationale de Séoul. Le LPHJ reconnaît le soutien financier du Fonds National Suisse de la Recherche Scientifique (programme R'Equip, subvention Nr_182987). Nous tenons à remercier le Dr Victor Boureau de l'EPFL pour l'analyse TEM.

Ces auteurs ont contribué à parts égales : Yan Zhao, Tianhong Zhou.

Département de chimie, Université de Fribourg, Chemin de Musée 9, Fribourg, 1700, Suisse

Yan Zhao, Tianhong Zhou, Timur Ashirov et Ali Coskun

Laboratoire d'électrochimie, Institut Paul Scherrer, Villigen, 5232, Suisse

Mario El Kazzi

Laboratoire des technologies d'assemblage et de la corrosion, Laboratoire fédéral suisse pour la science et la technologie des matériaux, Empa, Überlandstrasse 129, Dübendorf, CH, 8600, Suisse

Claudia Cancellieri & Lars PH Jeurgens

École de génie chimique et biologique, Département de science et génie des matériaux et Institut des procédés chimiques, Université nationale de Séoul, 1 Gwanak-ro, Gwanak-gu, Séoul, 08826, République de Corée

Jang Wook Choi

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YZ, TZ et AC ont conçu le concept. YZ a synthétisé et caractérisé les molécules. YZ et TZ ont caractérisé les matériaux et testé les performances électrochimiques. TA a aidé l'analyse RMN et préparé la cathode revêtue d'Al. MEK, CC et LPHJ ont effectué des caractérisations XPS. YZ, TZ, JWC et AC ont rédigé l'article. AC et JWC ont supervisé la recherche. Tous les auteurs ont discuté des résultats et commenté la rédaction de l'article. YZ et TZ ont contribué à parts égales à ce travail.

Correspondance avec Jang Wook Choi ou Ali Coskun.

AC, JWC, YZ et TZ ont déposé une demande de brevet pour les solvants et électrolytes décrits dans ce manuscrit. D'autres auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

Nature Communications remercie Fang Liu et les autres examinateurs anonymes pour leur contribution à l'examen par les pairs de ce travail. Les rapports des pairs examinateurs sont disponibles.

Note de l'éditeur Springer Nature reste neutre en ce qui concerne les revendications juridictionnelles dans les cartes publiées et les affiliations institutionnelles.

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Réimpressions et autorisations

Zhao, Y., Zhou, T., Ashirov, T. et al. Electrolyte éther fluoré à structure de solvatation contrôlée pour batteries lithium métal haute tension. Nat Commun 13, 2575 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-29199-3

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Reçu : 25 août 2021

Accepté : 25 février 2022

Publié: 06 mai 2022

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

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