研究背景

富鎳層狀氧化物因其優越的比容量和低廉的成本而備受關注，但在循環過程中結構退化速度較快。一般來說，它的比容量衰減歸因于鋰鎳混排、表面側化學反應和富鎳NCM二次粒子晶間開裂引起的結構退化，特別是多晶NCM在高析出狀態下承受較大的各向異性體積應變，導致晶格迅速坍塌，并沿晶界產生裂紋，最終會導致NCM正極材料在循環過程中發生塌縮和容量衰減。在富鎳NCM單晶中增加Ni含量會加劇不可逆相變(H2→H3)，并伴隨各向異性體積收縮。

成果簡介

華南理工大學楊成浩團隊通過Al和Sm共摻雜的LiNi0.83Co0.07Mn0.10O2 (SC-NCM-AS)單晶克服了其循環不穩定性問題，并對其提高結構穩定性的機理進行了探討。結果表明，Al離子均勻地結合在LiNi0.83Co0.07Mn0.10O2 (SC-NCM)晶格中，而Sm離子則傾向于聚集在SC-NCM外層。在SC-NCM單晶中，較強的Al-O鍵的柱狀作用極大地抑制了Li/Ni陽離子失序。Sm富集的外表層能有效防止SC-NCM-AS中過渡金屬的溶解，抑制有機電解質引起的不良副反應。Al和Sm共摻雜SC-NCM表現出222.4 mAh g?1的高比容量和出色的循環性能，100次循環的容量保持率為91.1%。該工作以”Mechanistic Origin for High Structural Stability of Single Crystalline Nickel-Rich Cathode Materials Via Al and Sm Co-Doping”為題發表在Advanced Functional Materials上。

研究亮點

1、Al離子均勻地結合在SC-NCM晶格中，而Sm離子則傾向于聚集在SC-NCM外層。

2、較強的Al-O鍵的柱狀作用極大地抑制了Li/Ni陽離子混排。Sm富集的外表層能有效防止SC-NCM-AS中過渡金屬的溶解，抑制有機電解質引起的不良副反應。這種協同作用有利于抑制LiOH/Li2CO3和氧空位的形成，從而釋放內部應變，減少循環時納米裂紋的形成。

圖文導讀

圖1 a)SC-NCM-AS的合成過程示意圖. b)SEM圖像. c)HR-TEM圖像.d)EDS元素映射.e)原始SC-NCM和SC-NCM-AS的XRD譜圖.f)放大峰區為(003).g)放大峰區為(104).h)SC-NCM-AS的Rietveld細化結果.

采用固相法和煅燒相結合的方法合成了單晶LiNi0.83Co0.06Mn0.10Al0.005Sm0.005O2 (SC-NCM-AS)富鎳材料。如圖1a所示，將Ni0.83Co0.07Mn0.1(OH)2前驅體、LiOH·H2O、Al(OH)3和Sm2O3加入球磨槽中，不斷研磨，形成均勻的混合物。在管式爐中共煅燒后，得到微米級SC-NCM-AS單晶(0.5-2 μm，圖1b)。圖S3b(支持信息)顯示了純SC-NCM的高分辨率透射電子顯微鏡(HRTEM)圖像，面間間隔為0.486 nm的SC-NCM正極材料標在(003)平面上。與SC-NCM相比，制備的LiNi0.83Co0.06Mn0.10Al0.01O2 (SC-NCM-A)和SCNCM-AS材料的面間距分別增大到0.487 nm和0.488 nm，如圖1c和圖S3d所示。

HR-TEM圖像中(003)面間距增大，說明SC-NCM-AS材料的晶格展寬效應比SC-NCM-A材料更明顯，說明Al和Sm成功引入SC-NCM-AS。為了研究SC-NCM-AS和SC-NCM-A材料中的元素分布，我們進行了能量色散X射線能譜(EDS)測圖試驗(圖1d;圖S3e)，結果表明，SC-NCM-AS和SC-NCM-A顆粒中的過渡金屬(TM)元素均勻分布在這兩種單晶中。圖1e-h和圖S4分別為裸SC-NCM、改性SC-NCM-A和SC-NCM-AS的X射線衍射(XRD)圖譜和Rietveld細化結果。(003)和(104)主峰強度高，(006)/(012)和(018)/(110)峰分裂明顯，表明這些正極材料具有較高的結晶度，屬于具有R-3m空間群的六方α-NaFeO2型結構。由于Al或/和Sm的摻入，SC-NCM-AS和SC-NCM-S出現了明顯的(003)和(104)峰移，且SC-NCM-AS和SC-NCM-S的移角遠大于SC-NCM-A，這是由于SC-NCM中摻雜Sm離子的離子半徑遠大于Al、Ni、Co和Mn離子。

圖2 a)SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS的Ni 2p. b) SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS的O 1s譜. c)SC-NCM-AS所選區域的深度EDS能譜. d)Al或Sm摻雜SC-NCM體結構的生成能.

利用x射線光電子能譜(XPS)對裸SC-NCM和改性SC-NCM- AS材料的元素氧化態進行了表征(圖2;圖S6)。圖2a為純SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS的Ni 2p的XPS譜圖，位于854.88 eV和872.68 eV的峰分別對應Ni 2p3/2和Ni 2p1/2。對Ni 2p3/2進行了細化，得到了中心位于854.43 eV和856.28 eV的Ni2+和Ni3+峰，由Ni 2p3/2計算得到的SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS中Ni3+峰的細節量分別為26.74%、55.14%和59.42%。SC-NCM-AS中Ni3+峰的含量明顯高于SC-NCM和SC-NCM-A，說明Al和Sm共摻雜相比Al摻雜或原始SC-NCM能有效抑制Ni2+離子的形成，這是由于過渡金屬(TM)層存在Al-O和Sm-O鍵的柱效應，極大地減緩了正二價鎳離子從TM板向Li板的遷移，抑制了SC-NCM-AS中Li+/Ni2+離子的混合。

圖2b展示了SC-NCM、修飾SC-NCM-A和SC-NCM-AS的O 1s光譜。在529.05 eV、531.1 eV和531.9 eV處分別對應與金屬(M-O)、氧空位和活性氧(LiOH/Li2CO3)形成的晶格氧鍵。從圖中可以看出，SC-NCM-A的LiOH/Li2CO3含量為60.86%，低于SC-NCM的63.62%。這是由于SC-NCM在高溫合成過程中，表面殘留的鋰化合物(如LiOH和Li2CO3)可以與Sm反應并在SC-NCM上形成一層LiSmO2。當Al和Sm同時引入SC-NCM時，能更有效地抑制SC-NCM表面殘留的鋰化合物形成量，從63.62%下降到59.27%。原始SC-NCM從O 1s峰解卷后的氧空位含量為7.41%，而SC-NCM-A和SC-NCM-AS的氧空位含量分別為6.22%和5.38%。SC-NCM-AS、SC-NCM-A和SC-NCM中過渡金屬(M)-O的含量分別為35.34%、32.92%和28.97%。這些結果表明，SC-NCM中Sm-O鍵和Al-O鍵的穩定性明顯強于單一Al-O鍵和原始M-O鍵。

為了明確Al和Sm在SC-NCM-AS中的分布，我們還分別測試了SC-NCM-A(圖S6d)、SC-NCM-AS(2c)和LiNi0.83Co0.05Mn0.10Al0.005Sm0.015O2 (SC-NCM-AS15)的深度能譜(EDS)(圖S6c和圖S7)。結果表明，Sm 3d信號從外表面逐漸減小到50 nm，這是由于SC-NCM-AS體結構中溶解度較低所致。這些結果表明，Sm傾向于聚集在SCNCM-AS材料的外表面。Al 2p譜表明，Al在SC-NCM-AS和SC-NCM-A材料中分布均勻。Al和Sm共摻雜不影響Al 2p的位置和峰值強度。

為了更好地理解Al和Sm在SC-NCM體結構中的摻雜偏好，采用密度泛函理論(DFT)計算方法評估了Al和Sm在SC-NCM體結構中單個摻雜的形成能。首先考慮Al離子或Sm離子分別替代大塊SC-NCM中的Ni離子，計算結果如圖2d所示。Al離子在SC-NCM中以-5.54 eV的低形成能(Ef)取代Ni離子，表明Al離子在SC-NCM中具有較高的溶解度，能很好地結合在其基體晶格中。而SC-NCM中Sm離子取代Ni離子的形成能(Ef)為-3.96 eV，說明SC-NCM中的Sm離子結構不穩定，部分趨于集中在SC-NCM單晶的外表面層。

圖3 a),c)SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS材料的初始充放電曲線. b),d)在200 mA g?1的循環穩定性. e),g)SC-NCM第1、50和100個循環伏安曲線和電子順磁共振(EPR)譜. f),h)SC-NCM-AS的第1、50和100個循環伏安曲線和電子順磁共振(EPR)譜. i)SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS在200mA g?1和2.75-4.3 V下100個循環前的EIS譜. j)SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS在200mA g?1和2.75-4.3 V下100個循環后的EIS譜

采用2032鈕扣式半電池結構，在25℃下評價了SC-NCM、SC-NCM-A、LiNi0.83Co0.06Mn0.10Sm0.01O2 (SC-NCM-S)和改性SCNCM-AS陰極的電化學性能。圖3a顯示了在0.1 C (20 mAg?1)、2.75 - 4.3 V之間，SC-NCM、改性SC-NCM-A、SC-NCM-S和SC-NCM-AS的初始充放電曲線。原始SC-NCM，修改SC-NCM-A, SCNCM-S和SC-NCM-AS陰極提供放電比容量分別為213.5、215.6、216.3和219.9 mAh g?1。當充電電壓增加到4.4 V時，SC-NCM- AS在0.1 C時可提供222.4 mAh g?1的可逆容量，而SC-NCM、SC-NCM- a和SC-NCM- s僅提供可逆容量分別為215.2、218.3和219.8 mAh g?1(圖3c;圖S8b)。

在2.75-4.3 V之間的200 mAg?1 (1.0 C)條件下，經過100次循環后，改進的SC-NCM-A、SC-NCM-S和SC-NCM-AS的可逆容量分別為167 .2、172.6和179.3 mAh g?1，容量保持率分別為86.2%、88.3%和91.1%(圖3b;圖S8c)。但是SC-NCM只能提供158.9 mAh g?1的可逆容量，容量保留率降低為82.5%(圖3b)。當工作電壓為4.4 V時，SC-NCM-A、SC-NCM-S和SC-NCM-AS陰極的容量保持率明顯高于SC-NCM(75.1%)(圖3d;圖S8d)。綜上所述，與原始SC-NCM和Al或Sm摻雜SC-NCM相比，SC-NCM- AS陰極的初始比容量和循環穩定性都有所提高。

為了研究改性單晶循環穩定性增強的機理，測量了裸SC-NCM和改性SC-NCM-AS陰極在第1 ~ 100次循環時的循環伏安曲線。圖3e和f顯示了在3.3-4.3 V電壓范圍內循環時的結果。原始SC-NCM和改性SC-NCM-AS正極材料在循環過程中經歷了從六方H1到單斜M、單斜到六方H2、六方H2到六方H3的相變據報道，相變(H2-H3)傾向于導致晶格體積沿c方向的意外收縮，因此這些富ni正極材料的晶體結構在循環過程中會發生較大的機械應變。與原始SC-NCM相比(圖3e)， SC-NCM-AS表現出更高的H2-H3相變可逆性(圖3f)。結果表明，Al和Sm共摻雜SC-NCM的協同效應可以極大地抑制Li/Ni陽離子無序，減緩各向異性晶格體積變化，有助于減少不可逆的H2-H3相變。

為了闡明Al和Sm共摻雜對SC-NCM- AS單晶內部結構穩定性的影響，采用電子順磁共振(EPR)定量了純SC-NCM和改性SC-NCM-AS陰極在循環過程中O空位的演化。如圖3g,h所示，有一個強烈的EPR信號，g值范圍為1.98-2.03，驗證了循環SC-NCM和SC-NCM- AS陰極中存在氧空位。如圖3g所示，EPR信號在循環過程中強度明顯增加，說明SC-NCM中氧空位濃度增加。而SCNCM-AS的EPR信號強度僅略有增加(圖3h)。

此外，如圖S9所示，在電壓區域(2.75-4.3 V)， SC-NCM在1C后的第1、50、100個EPR信號強度均遠高于SC-NCM-AS，說明SC-NCM的氧空位濃度遠高于SCNCM-AS。由此可見，Al和Sm加入SC-NCM可以降低SC-NCM中的氧空位濃度，極大地增大過渡金屬離子遷移能勢壘，抑制過渡金屬離子的面內遷移和滑動過程，最終抑制SC-NCM中納米裂紋的形成。

為了進一步研究動力學起源和電阻參數，對SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS進行了100個循環前后的電化學阻抗譜(EIS)分析(圖3i,j)。電池的Nyquist圖呈高頻半圓，低頻斜率，分別代表表面膜或陰極電解質界面相(CEI)膜電阻(Re)和電荷轉移電阻(Rct)。通過擬合得到循環前后的Li+擴散系數(圖S10)，計算得到的Li+擴散速率(DLi+)見表S8。

新鮮SC-NCMAS、SC-NCM- a和SC-NCM的DLi+值分別為2.25×10?9、1.22×10?10和1.02×10?10 cm2 s?1。值得注意的是，經過100次循環后，SC-NCM-AS、SC-NCM-A和SC-NCM的DLi+值分別下降到1.83×10?10、7.22×10?11和5.99×10?11 cm2 s?1。與SC-NCM和SC-NCM-A相比，SC-NCM-AS的DLi+值最高，Rct較低。這些結果表明，與Al摻雜相比，Al和Sm共摻雜能有效提高SC-NCM的Li+遷移效率，降低界面電阻，防止循環過程中SC-NCM的表面結構退化。

圖4 a, c)在2.75-4.3 V電壓范圍內對SC-NCM陰極的全等高線圖和選定的線型進行原位XRD表征. b, d)SC-NCM-AS陰極的全等高線圖和選定的線型進行原位XRD表征. e)SC-NCM和SC-NCM-AS充電過程中c軸參數的變化

在帶電鋰化/脫除過程中進行原位XRD，分析了SC-NCM、SC-NCM-A、SC-NCM-S和SC-NCM-AS陰極在電壓區域(2.75-4.3 V)內的結構變化。第一個循環的二維等高線衍射圖和填充線圖分別如圖4a-c、圖S11a-c所示。在SC-NCM陰極循環過程中，(003)、(101)、(104)、(110)和(113)峰表明SC-NCM具有較高的層狀六方相結構結晶度(圖4a)。當充電電壓增加到4.1 V時，(003)反射向較低的2θ轉移，表明Li+從層狀結構中逐漸脫嵌，晶格沿c軸擴展。它對應于相鄰氧層間的庫倫排斥所產生的H1-H2相變。

當原始SC-NCM正極材料進一步充電到4.3 V時，c-取向(003)反射經歷了強烈的向更高的2θ的偏移，這表明在不可逆的H2-H3相變中，沿c軸發生了顯著的晶格收縮。SC-NCM的(003)反射在H2-H3相變過程中包含一個廣闊的平臺，這是由SC-NCM內部Li+或氧空位引起的，產生不均勻的相分布和嚴重的不可逆的H2-H3相變。由于SC-NCM晶體中存在較強的Al-O鍵，SC-NCM(圖S11a)在循環過程中繼承了(003)峰移，但與SC-NCM相比，H2-H3相變是可逆的。在SC-NCM中引入Al和Sm可以使其在高脫鋰狀態下具有較低的Li+或氧空位的結構穩定性，具有均勻的相分布和可逆的H2-H3相變。

隨著(003)峰在Li+高度脫出狀態下向2θ方向移動，c參數的減小導致夾層距離的突變。因此，(003)衍射峰的位移以三維演化的形式表現出來c參數從H2到H3相變。在充電階段，SC-NCM、SC-NCM-A、SC-NCM-S和SC-NCM-AS的(003)衍射峰明顯不同(圖4c, d;圖S11c, d)。在H2-H3相變過程中，SC-NCM的(003)峰右移0.6545°(圖4c)，比SC-NCM-AS、SC-NCM-S和SC-NCM-A分別右移0.5041°、0.5114°和0.5522°(圖4d;圖S11c, d)。結果表明，SC-NCM沿c軸的收縮率為3.09%，遠高于SC-NCM- AS(2.57%)、SC-NCM- s(2.63%)和SC-NCM- a(2.84%)(圖4e;圖S11e)。SC-NCM-AS中晶格收縮小的原因是Al和Sm共摻雜的協同作用，可以有效地釋放內部應變，增強循環過程中的結構穩定性。

圖5 a)SC-NCM的總態密度和部分態密度圖. b)SC-NCM-AS的總態密度和部分態密度圖. c)計算的摻雜和氧空位形成能的側面圖

SC-NCM和SC-NCM- AS的電子性能與其電化學性能密切相關。因此，采用密度泛函理論(DFT)方法計算它們的總態密度和部分態密度(DOS)(圖5a,b)。圖5a和圖b中的垂直虛線表示了相對于電導率的費米能級，在-8-8 eV的能量范圍內，每個結構的元素的DOS模式。所有元素的DOS峰均跨越費米能級，表明純SC-NCM和改性SC-NCM- AS都具有強導電性的特征。同時，Al 2p和Sm 3d的電子效應使得SC-NCM- AS的部分DOS峰相對于原始SC-NCM左移(圖S12)，說明了其導電性高于SC-NCM。因此，Al和Sm的摻入可以有效提高SC-NCM的導電性。

由于SC-NCM和SC-NCM- AS的晶體結構和循環性能與表面氧穩定性密切相關，本文分析了純SC-NCM和改性SC-NCM- AS的氧空位形成能。首先，通過構建LiMO2的三個摻雜超級單體(M=Ni、Co、Mn、Al、Sm)，計算出三種類型結構(鄰、間、對位)的Al、Sm共摻雜生成能差，分別如圖5c所示。從圖中可以看出，相鄰位置Al和Sm共摻雜的形成能遠低于相反的間隔Al和Sm共摻雜結構，這說明相鄰Al和Sm傾向于在SC-NCM體結構中合并，從而在充放電過程中穩定晶格氧。基于這一結果，選擇相鄰的Al和Sm共摻雜結構計算SC-NCM-AS的氧空位形成能。其中，氧空位(VO)位于兩個相鄰MO6八面體的連接頂點，氧空位形成能(Ef)由去除一個O原子前后結構的DFT能量差計算。由圖5c可知，SC-NCM和SC-NCM-AS的計算Ef分別為2.24 eV和4.88 eV。

這意味著與SC-NCM相比，SC-NCM-AS陰極更難以釋放O原子。DFT計算結果表明，與SC-NCM相比，SC-NCM-AS具有較高的結構穩定性。此外，氧空位形成能是SC-NCM-AS陰極的平均空位形成能，SC-NCM-AS結構穩定性的提高主要歸功于其晶格中Al-O和Sm-O鍵的形成。由于過渡金屬(TM)離子的面內遷移主要是滑動過程的原因，氧空位的減少可以大大增加TM離子的遷移勢壘，抑制SC-NCM-AS單晶中納米裂紋的形成。晶體結構的穩定性與陰極的循環性能密切相關，Al和Sm共摻雜可以有效地增強循環過程中單晶顆粒的結構穩定性。

圖6 a)SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS陰極在1.0 C、2.75-4.4 V電壓范圍內循環100次后的C 1s. b)O 1s. c)F 1s XPS譜

為了全面了解SC-NCM-AS增強單電池結構和循環性能的機制，在1.0 C下，在電壓區(2.75-4.4 V)充電/放電100次后拆除單電池，用XPS測量了循環SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS電極的電解質分解量。如圖6a-c所示，它由C, F, O元素組成。C 1s光譜表現出與C-C、C-H、C-O、C-O和OCO2峰一致的5個特征峰(圖6a)。其中C-C和C-H峰主要與粘結劑和炭黑有關，C-O、C-O和OCO2峰主要與烷基碳酸鋰(ROCO2Li)、ROLi和Li2CO3有關。ROCO2Li、ROLi和Li2CO3峰的形成是由于碳酸鹽電解質溶劑的溶解。對于循環SC-NCM和SC-NCM-A正極材料而言，290.28 eV處的OCO2峰值強度和285.98 eV處的C-O峰值強度均強于循環SC-NCM- AS正極材料，表明循環SC-NCM-AS單晶上的碳酸鹽電解質溶劑分解量最小。

而SC-NCM、SC-NCM-A和SC-NCM-AS的O 1s譜均為ROCO2Li、Li2CO3和M-O峰(圖6b)。與SCNCM-AS電極相反，循環SC-NCM-A和SC-NCM電極O 1s譜中ROCO2Li和Li2CO3峰強度明顯高于SC-NCM-AS電極，這進一步驗證了SC-NCM-AS電解質間相上積累了較低的碳酸鹽分解。另外，與SC-NCM-AS陰極相比，在循環SC-NCM和SC-NCM-A陰極上檢測到LixPOyFz在687 .08 eV處的峰值和LiF在684.48 eV處的峰值，這與晶間裂紋直接相關(圖6c)由此驗證了Al和Sm共摻雜SC-NCM單晶可以通過減緩循環過程中的電解質分解，更有效地提高結構穩定性。

圖7 a, b)SC-NCM 和e, f)SC-NCM-AS 在4.4 V充電狀態下的陰極SEM和HR-TEM圖像. c, d)SC-NCM和g, h)SC-NCM-AS 在2.75 V放電狀態(1.0 C下經過100次循環)的陰極的SEM和HR-TEM圖像. i)SC-NCM和SC-NCM-AS循環時的結構演變和內部裂紋差異示意圖

利用SEM和HR-TEM研究了循環SC-NCM和SC-NCM- AS的形貌和結構變化。在1.0 C的電壓區(2.75-4.4 V)進行100次充放電后，在SC-NCM單晶的外表面觀察到許多納米裂紋(圖7a)。雖然在SC-NCM單晶外表面識別出的0.486 nm的晶格條紋屬于層狀結構R-3m相的(003)平面(圖7b)，但在SC-NCM單晶表面也能明顯觀察到許多邊緣位錯(區域I，圖7a)。這歸因于SC-NCM循環過程中過渡金屬的不可逆平面內遷移。如圖7a、b和圖S14所示，位錯向SC-NCM單晶表面運動揭示了平面內過渡金屬的遷移。

位錯逐步向外表面釋放，最終在單晶表面形成許多輕微的變形或納米裂紋，層狀結構被破壞，靠近納米裂紋處出現巖鹽相(區域II，圖7c,d)，這歸因于SC-NCM原始陰極與電解質之間的反應。100次循環后，在4.4 V的滿電狀態下，SC-NCM-AS單晶表面光滑，沒有任何納米裂紋，表面僅檢測到一些邊緣位錯(圖7e,f)，表明SC-NCM-AS單晶結構穩定性增強。當放電回2.75 V時，SC-NCM-AS單晶的形貌幾乎恢復到原來的形態，先前觀察到的邊緣位錯大部分消失(圖7g,h)，單晶表面的晶格滑動幾乎完全恢復到原來的位置，僅在單晶表面可見一些切片痕跡。此外，如圖7h所示，0.488 nm的晶格間距被索引到SC-NCM-AS層狀結構的(003)平面，沿TM層的一致原子區分表明SC-NCM-AS晶體結構保持良好，不可逆相變被有效抑制。

總結與展望

SC-NCM-AS中Al和Sm的單晶和協同作用具有以下優點：Al和Sm共摻雜可以防止SC-NCM-AS單晶產生晶內裂紋，因為電解質腐蝕和相應的結構退化被極大地抑制。其次，Al和Sm共摻雜SC-NCM六方結構有利于Ni原子向八面體位置的重排，在循環過程中SC-NCM晶體結構的穩定性大大增強。同時，Al和Sm加入SC-NCM后，SC-NCM單晶中Ni2+的含量大大降低，Ni2+向Li層的遷移也有所減緩，導致Li/Ni陽離子無序度降低，H2-H3相變可逆性增強。此外，SC-NCM中Al-O鍵和Sm-O鍵的柱狀作用可以有效地釋放循環過程中的內部應變。在SC-NCM中引入Al和Sm可以有效減少循環過程中的氧空位，從而有效增大過渡金屬離子遷移能壘，抑制過渡金屬的面內遷移和滑動，最終抑制納米裂紋的形成。此外，Al和Sm引入SC-NCM晶格的協同作用可以大大加強Li+的遷移，降低界面電阻。

Al離子在SC-NCM-AS單晶中分布均勻，而Sm離子傾向于聚集到外表面層。可以抑制Ni3+向Ni2+的還原，抑制Li/Ni離子的混合和外表面層氧空位的形成。此外，Al和Sm共摻雜SC-NCM可以抑制TM離子在滑動過程中的不可逆面內遷移，抑制納米裂紋的形成，最終提高循環過程中的結構穩定性。此外，Sm聚集的外表面層可以有效抑制不良的陰極/電解質表面反應和過渡金屬溶解。SC-NCM-AS是一種具有高循環性能和結構穩定性的極有前途的LIB正極材料。

審核編輯：劉清