THEORETICAL INVESTIGATION OF LITHIUM DIFFUSION ON THE SURFACE AND SUBSURFACE LAYERS OF TITANIUM DIOXIDE AND TIN DIOXIDE


如何引用文章

全文:

详细

The geometric structure of the plates of nanometer thickness compositions SnO 2 and TiO 2, as well as the properties of the diffusion of lithium atoms in them were investigated by using the method of the density functional theory (DFT). The optimal position of the lithium atoms on the surface and subsurface layers of nanoplates was calculated. It is shown that lithium atoms effectively adsorbed on the surface of the oxide, and the most advantageous location of the lithium atom in the sorption on the surface of a position is above the metal atom. The height of the potential barriers of the transition of lithium atoms between the optimal positions is calculated and it is shown that lithium atoms can penetrate the plate only by the transformation of the nearby structure of the oxide.

全文:

В настоящее время в связи с удорожанием углеводородов, уменьшением их запасов и ростом экологических проблем в энергетике все чаще используются подходы так называемой альтернативной энергетики. Наиболее часто используемый способ получения альтернативной энергии основан на расщеплении ядер тяжелых атомов в атомных электростанциях. Полученная таким способом электроэнергия составляла 34 % от общего количества произведенной энергии в Европе в 2002 г. [1]. Несмотря на то, что выбросы углекислого газа при таком способе производства энергии пренебрежимо малы по сравнению с теплоэлектростанциями, вокруг атомной энергетики не утихают споры из-за высокой радиоактивности образующихся отходов, многие из которых обладают огромным периодом полураспада. Другой широко используемый метод получения альтернативной электрической энергии - гидроэлектростанции. К сожале нию, их использование зависит от наличия значительных гидроресурсов. При этом электроэнергия является наиболее удобным видом энергии, экологически чистым и очень эффективно передаваемым на большие расстояния. К сожалению, данный вид энергии тяжело поддается аккумулированию, хотя при этом есть огромное количество мобильных потребителей, в которых необходимо запасать эту энергию. Прежде всего, это потенциально огромная армия электромобилей, при переводе на которые экологическая обстановка, особенно в крупных городах, кардинально улучшится. Второе бурно растущее направление - это рынок мобильных устройств, в которые постоянно включаются все новые и новые устройства (портативные компьютеры, мобильный электроинструмент и др.). И здесь одними из самых перспективных типов аккумуляторов являются литий-ионные аккумуляторы. Развитие данного типа аккумуляторов в настоящее время является одной из самых актуальных задач в области источников тока ввиду их перспективности, широкого использования в электронных устройствах и даже в автомобилестроении ближайшего будущего. По сравнению с другими перезаряжаемыми батареями, такими как кислотно-свинцовые, никель-кадмиевые и никель-металл-гидридные, литий-ионные батареи обладают большим удельным зарядом, рабочим напряжением и меньшим током саморазряда. К тому же они не имеют эффекта памяти. На сегодняшний день основным материалом анодов современных литий-ионных батарей является графит, который обладает адсорбционной емкостью по литию 372 мА*ч/г, а также материалы на его основе, например кокс. При внедрении ионы лития слегка раздвигают слои углеродной матрицы (графеновых листов) и располагаются между ними, образуя интер-калаты. Ввиду достаточно большого расстояния между слоями єр2-гибридизированного углерода, удельный объем углеродных материалов в процессе интер-каляции/деинтеркаляции ионов лития меняется незначительно, что является положительной чертой данных материалов. К сожалению, в таких материалах происходит значительный перенос электрического заряда с атомов лития на слои графита, что ведет к существенному отталкиванию ионов лития. Это приводит к тому, что максимальное содержание лития в графите соответствует фазе LiC6. Поэтому сейчас широко изучаются материал для следующего поколения литий-йонных батарей [2; 3]. Перспективными материалами для анодов в литий-ионных аккумуляторах могут выступить диоксиды титана и олова TiO2 и SnO2 [4] в структуре рутила. Теоретическое исследование диффузии лития в приповерхностных слоях этих материалов представлено в нашей работе. Все расчеты в работе проводились с помощью квантово-химического моделирования в лицензионном программном пакете VASP 5.3 (Vienna Ab-initio Simulation Package) [5-7] в рамках метода функционала плотности (DFT) [8; 9] с использованием базиса плоских волн и PAW формализма [10; 11]. Вычисления проводились в рамках обобщенного градиентного приближения (GGA) - обменно-корреляционого функционала PBE (Perdew-Burke-Ernzerhof) c коррекцией Grimme, учитывающей вандерваальсово взаимодействие [12]. На начальном этапе работы была смоделирована структура объемных материалов TiO2 и SnO2 типа рутила. Элементарные ячейки этих материалов показаны на рис. 1. Элементарная ячейка типа рутила SnO2 и TiO2 содержит 2 атома металла и 4 атома кислорода и принадлежит к пространственной группе P 42/mnm. При оптимизации геометрии элементарной ячейки первая зона Брюллюэна (1BZ) обратного пространства автоматически разбивалась на сетку 12*12x12, выбранную по схеме Монхорста-Пака [13]. Энергия обрезания плоских волн Ecutoff в расчетах была равна 400 эВ. При моделировании всех исследуемых структур оптимизация геометрии проводилась до значения максимальных сил, действующих на атомы, равных 0,01 эВ/À. Полученные в ходе расчета параметры решеток TiO2 и SnO2 хорошо согласуются с экспериментальными [14-16] и теоретически полученными ранее данными [17] (табл. 1). Рис. 1. Элементарная ячейка SnO2, вид: a - 001; б - 010; в - 001 Экспериментально определенные и рассчитанные параметры решеток TiO2 и SnO2 Таблица 1 б a в Параметры решетки a, Â b, Â с, Â TiO2 Экспериментальные [14] 4,5936 4,5936 2,9587 Рассчитанные Данная работа 4,5680 4,5680 2,9633 Работа [17] 4,5936 4,5936 3,0040 SnO2 Экспериментальные [15; 16] 4,7250 4,7250 3,1657 Рассчитанные Данная работа 4,7274 4,7274 3,2280 Работа [17] 4,7370 4,7370 2,9683 205 Вестник СибГАУ. N 4(50). 2013 Далее, исходя из параметров элементарной ячейки, проводилось моделирование тонких периодических пластин TiO2 и SnO2 с поверхностью (110), которые представляли собой суперячейки, содержащие 1*1*2, 1*1*3, 1*1*4 ячейки с данным типом поверхности (110), покрытой атомами кислорода. Из-за использования программы с периодическими граничными условиями в процессе моделирования пластин между ними задавался вакуумный промежуток 20 Â вдоль нормали к поверхности пластины. Его величина подбиралась исходя из предположения, что при таком расстоянии соседние поверхности не будут взаимодействовать друг с другом. При нахождении оптимальной геометрии пластин количество Л-точек вдоль каждого из направлений составляло 6*10*1. Минимальная толщина пластинки подбиралась исходя из значений поверхностной энергии. Согласно полученным результатам толщины пластин 1*1*3 TiO2 (110) (19,72 Â) и SnO2 (110) (20,22 Â) были достаточны для корректного описания поверхностной энергии. Полученные значения поверхностной энергии равнялись 0,67 Дж/м2 (TiO2 (110)) и 1,47 Дж/м2 (SnO2 (110)), что хорошо согласуется с рассчитанными другими авторами значениями 0,67 Дж/м2 [17] и 1,56 Дж/м2 [17]. Для изучения сорбции и диффузии атома лития по поверхности и в приповерхностных слоях TiO2 (110) и SnO2 (110) была смоделирована пластина в виде суперячейки 2*4*3 ячейки. При этом для нахождения оптимальной геометрии пластин, ввиду достаточно больших размеров суперячейки, количество Л-точек вдоль каждого из направлений составляло 2*2*1. Для определения наиболее выгодных позиций одиночного атома лития на поверхности и в приповерхностных слоях TiO2 (110) и SnO2 (110) были рассчитаны структуры с различным его расположением (рис. 2). Расчет энергии связи Ebind атома лития с поверхностью SnO2 (110) (табл. 2) рассчитывался по формуле Ebind _ Et > — EMO2 — eL (1) где ELiMO2 - полная энергия системы TiO2 (110) (SnO2 (110)) с адсорбированным атомом лития; EMO2 полная энергия суперячейки TiO2 (110) (SnO2 (110)); ELi - полная энергия в расчете на один атом лития в его кристаллической решетке (BCC). Как видно из табл. 2, атомы лития эффективно адсорбируются на поверхности оксидов, причем наиболее выгодным положением атома лития при сорбции на поверхности является положение 5 (над атомом металла). Следующим шагом были рассчитаны величины потенциальных барьеров для перехода атома лития по поверхности и в приповерхностных слоях пластины. Данные расчетов представлены в табл. 3 для переходов в структуре SnO2 и TiO2. Из табл. 3 видно, что переход с поверхности в объем материала сопровождается высоким потенциальным барьером, что свидетельствует о невозможности такого процесса. Экспериментально наблюдаемая диффузия лития внутрь данных структур рутила очевидно связана с глубокой перестройкой кристаллической решетки, содержащей атомы лития в порах, о чем убедительно свидетельствуют экспериментальные данные из [18]. В ходе выполнения работы с помощью проведения первопринципных DFT-расчетов были получены значения высот потенциальных барьеров для переходов атомов лития между оптимальными положениями в поверхностных и приповерхностных слоях оксидов титана и олова. Атомы лития эффективно адсорбируются на поверхности оксидов, причем наиболее выгодным положением атома лития при сорбции на поверхности является положение над атомом металла. При этом диффузия лития внутрь данных структур рутила, очевидно, связана с глубокой перестройкой кристаллической решетки материала. Авторы выражают благодарность Институту компьютерного моделирования СО РАН (Красноярск), Межведомственному суперкомпьютерному центру РАН (Москва), суперкомпьютерному центру МГУ (Москва), а также Информационно-вычислительному центру НГУ (Новосибирск) за предоставление возможности использования вычислительных кластеров, на которых и были произведены все расчеты. б Рис. 2. Различные положения атома лития на поверхности и в приповерхностных слоях SnO2 (110): а - вид сверху; б - вид сбоку а 206 Технологические процессы и материалы Таблица 2 Величины энергии связи Eblnd атома лития с поверхностью TiO2 (110) и SnO2 (110) в зависимости от его расположения Положения атома лития Энергия связи, эВ TiO2 SnO2 1 -0,997 -1,585 2 -1,831 -2,604 3 (переход в положение 7) -1,999 -2,997 4 -1,413 -2,632 5 -2,018 -3,096 6 -0,433 -0,941 7 -2,014 -3,002 2u -1,747 -2,526 8u -2,008 -2,240 Таблица 3 Величины потенциальных барьеров перехода атома лития по поверхности и в приповерхностных слоях TiO2 (110) и SnO2 (110) в зависимости от пути миграции Путь миграции атома лития Потенциальный барьер перехода, эВ В прямом направлении В обратном направлении TiO2 SnO2 TiO2 SnO2 1-6 0,60 0,64 0,03 0,00 1-7 0,06 0,01 1,09 1,43 2-4 0.48 0,05 0,05 0,08 2-6 1,43 1,70 0,01 3,36 2-7 0,12 0,01 0,30 0,41 5-4 0,65 0,47 0,04 0,00 5-7 0,07 0,09 0,07 0,00 2u-8u 0,07 0,02 0,31 0,30 2u_2u (продвижение вглубь) 2,50 2,55 2,77 2,65 8u-8u (движение вдоль одного слоя) 2,68 2,91 2,67 2,91 2-2u 2,24 2,31 2,17 1,95
×

作者简介

Natalya Eliseeva

Siberian State Aerospace University named after academician M. F. Reshetnev

Email: nataxa1.09@mail.ru
engineer 31, Krasnoyarsky Rabochy Av., Krasnoyarsk, 660014, Russian Federation

Zakhar Popov

Siberian State Aerospace University named after academician M. F. Reshetnev

Email: zipcool@bk.ru
Candidate of Phisical and Mathematical Sciences, research scientist 31, Krasnoyarsky Rabochy Av., Krasnoyarsk, 660014, Russian Federation

Alexander Fedorov

Siberian State Aerospace University named after academician M. F. Reshetnev

Email: alex99@iph.krasn.ru
Doctor of Phisical and Mathematical Sciences, senior researcher 31, Krasnoyarsky Rabochy Av., Krasnoyarsk, 660014, Russian Federation

Alexander Kuzubov

Siberian State Aerospace University named after academician M. F. Reshetnev

Email: zipcool@bk.ru
Candidate of Phisical and Mathematical Sciences, senior researcher 31, Krasnoyarsky Rabochy Av., Krasnoyarsk, 660014, Russian Federation

Maxim Visotin

Siberian State Aerospace University named after academician M. F. Reshetnev

Email: cianol@mail.ru
laboratory assistant 31, Krasnoyarsky Rabochy Av., Krasnoyarsk, 660014, Russian Federation

参考

  1. Nuclear power: Europe report. Atw-International Journal for Nuclear Power. 2003, vol. 48, p. 624.
  2. Winter M., Besenhard J. O. Electrochemical lithia-tion of tin and tin-based intermetallics and composites. Electrochim. Acta. 1999, vol. 45, p. 31.
  3. Huggins R. A. Lithium alloy negative electrodes. J. Power Sources. 1999, vol. 81-82, p. 13.
  4. Ortiz G. F., Hanzu I., Lavela P., Knauth P., Tirado J. L., Djenizian T. Nanoarchitectured TiO2/SnO: A Future Negative Electrode for High Power Density Li-Ion Microbatteries? Chem. Mater. 2010, vol. 22 (5), p. 1926-1932.
  5. Kresse G., Hafner J. Ab initio molecular dynamics for liquid metals. Phys. Rev. B. 1993, vol. 47, p. 558-561.
  6. Kresse G., Hafner J. Ab initio molecular-dynamics simulation of the liquid-metal-amorphous-semiconductor transition in germanium. Phys. Rev. B. 1994, vol. 49, p. 14251-14269.
  7. Kresse G., Furthmüller J. Efficient iterative schemes for ab initio total-energy calculations using a plane-wave basis set. Phys. Rev. B. 1996, vol. 54, p. 11169-11186.
  8. Hohenberg P., Kohn W. Inhomogeneous electron gas. Phys. Rev. 1964, vol. 136, № 3B, p. 864-871.
  9. Kohn W., Sham L. J. Self-consistent equations including exchange and correlation effects. Phys. Rev. 1965, vol. 140, № 4A, p. 1133-1138.
  10. Blöchl P. E. Projector augmented-wave method. Phys. Rev. B. 1994, vol. 50, 17953 p.
  11. Kresse G., Joubert G. D. From ultrasoft pseudopotentials to the projector augmented-wave method. Phys. Rev. B. 1999, vol. 59, 1758 p.
  12. Grimme S. Semiempirical GGA-type density functional constructed with a long-range dispersion correction. J. Comp. Chem. 2006, vol. 27, 1778 p.
  13. Monkhorst H. J., Pack J. D. Special points for Brillouin-zone integrations. Phys. Rev. B. 1976, vol. 13, p. 5188-5192.
  14. Bates S. P., Kresse G., Gillan M. J. A systematic study of the surface energetics and structure of TiO2(110) by first-principles calculations. Surf. Sei. 1997, vol. 385, 386 p.
  15. Baur W. H. Über die Verfeinerung der Kristallstrukturbestimmung einiger Vertreter des Rutiltyps: TiO2, SnO2, GeO2 und MgF2. Aeta Cryst. 1956, vol. 9, 515 p.
  16. Haines J., Leeger J. M. X-ray diffraction study of the phase transitions and structural evolution of tin dioxide at high pressure:ffRelationships between structure types and implications for other rutile-type dioxides. Phys. Rev. B. 1997, vol. 55, 11144 p.
  17. Beltra'n A., Andre's J., Sambrano J. R., Longo E. Density Functional Theory Study on the Structural and Electronic Properties of Low Index Rutile Surfaces for TiO2/SnO2/TiO2 and SnO2/TiO2/SnO2 Composite Systems. J. Phys. Chem. A. 2008, vol. 112, 8943 p.
  18. Huang J. Y., Zhong Li, Wang C. Min, Sullivan J. P. et al. In situ observation of the electrochemical lithiation of a single SnO2 nanowire Electrode. SCIENCE. 2010, vol. 330, № 10, p. 1515-1520.

补充文件

附件文件
动作
1. JATS XML
下载

版权所有 © Eliseeva N.S., Popov Z.I., Fedorov A.S., Kuzubov A.A., Visotin M.A., 2013

Creative Commons License
此作品已接受知识共享署名 4.0国际许可协议的许可
##common.cookie##