WO2019117282A1 - 非水電解質二次電池用正極活物質、非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法、非水電解質二次電池用正極、及び非水電解質二次電池 - Google Patents

非水電解質二次電池用正極活物質、非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法、非水電解質二次電池用正極、及び非水電解質二次電池 Download PDF

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弘将 村松
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Definitions

  • the present invention relates to a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery, a method of manufacturing the positive electrode active material, a positive electrode for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing the positive electrode active material, and a non-aqueous electrolyte secondary comprising the positive electrode It relates to the battery.
  • LiMeO 2 type active material (Me is a transition metal) having an ⁇ -NaFeO 2 type crystal structure
  • LiCoO 2 the discharge capacity of LiCoO 2 was about 120 to 130 mAh / g. It has been desired to use abundant Mn as the earth resource as the Me.
  • the “LiMeO 2 type” active material containing Mn as Me causes structural change to a spinel type when charging, when the molar ratio of Mn in Me to Mn / Me exceeds 0.5, Since the crystal structure can not be maintained, there is a problem that the charge and discharge cycle performance is significantly deteriorated.
  • the positive electrode active material containing LiNi 1/2 Mn 1/2 O 2 or LiNi 1/3 Co 1/3 Mn 1/3 O 2 which is a lithium transition metal composite oxide has a discharge capacity of 150 to 180 mAh / g Have.
  • composition ratio Li / Me of lithium (Li) to the ratio of transition metal (Me) to the so-called “LiMeO 2 type” active material as described above is larger than 1 and the composition formula Li 1 + ⁇ Me 1- ⁇ O 2 So-called "lithium excess” active materials are also known, including lithium transition metal complex oxides represented by ( ⁇ > 0).
  • Patent Document 1 includes a positive electrode having a positive electrode active material capable of absorbing and releasing lithium ions, a negative electrode having a negative electrode active material capable of inserting and extracting lithium ions, and a separator for separating the positive electrode and the negative electrode.
  • the positive electrode includes a positive electrode current collector and a positive electrode mixture layer formed on the positive electrode current collector and containing the positive electrode active material, wherein the positive electrode active material is a layered solid solution compound, and the layered solid solution
  • the porosity in secondary particles of the compound is 2% or more and 10% or less, and the porosity of the positive electrode mixture layer is 30% or more and 40% or less.
  • the positive electrode active material has a general formula Li x Mn a Ni b Co c M d O 2 (wherein, x, a, b, c and d satisfy 1.1 ⁇ x ⁇ 1. 5, 0.45 ⁇ a ⁇ 0.6, 0.15 ⁇ b ⁇ 0.35, 0 ⁇ c ⁇ M is a parameter satisfying Fe, Cr, V, Ti, Cu, Ga, Bi, Sn, B, P, Zn, Mg, Ge, Nb, W, Ta
  • the positive electrode active material of the layered solid solution compound (Li 1.45 Mn 0.533 Ni 0.233 Co 0.233 O 2) prepared by the solid phase method is represented by In the paragraphs [0025] to [0027]), those in which the porosity in secondary particles is 6%, 2%, 10%, and 15%, respectively, are shown (see FIGS. 2 and 3), “FIG.
  • the lithium ion secondary batteries of Examples 1 to 4 have a large weight energy density of 167 to 170 Wh / kg and a DC resistance of 4.0 as compared with the lithium ion secondary batteries of Comparative Examples 1 to 7. The result was as small as ⁇ 4.2 m ⁇ ”(paragraph [0055]).
  • composition formula Li x Ni 1-(y + z) Mn y Co z O 2 + ⁇ (in the above formula, 0.9 ⁇ x ⁇ 1.2, 0 ⁇ y + z ⁇ 0 .3 and represented by ⁇ 0.1 ⁇ ⁇ ⁇ 0.1), the average particle diameter D50 is 5 to 7 ⁇ m, the particle strength is 60 MPa or more, and the inside of particles having a particle diameter of 3 ⁇ m or more "A positive electrode active material for a lithium ion battery having an average porosity of 5% or less" is described.
  • the ratio of lithium to all metals in the positive electrode active material for lithium ion batteries is 0.9 to 1.2, but if it is less than 0.9, it is difficult to maintain a stable crystal structure, 1.2 It is because the high capacity of the battery can not be secured in the case of ultra. ”(Paragraph [0018]). And in the example, x: 1.0, Ni: 80%, Mn: 10%, Co: 10%, x: 1.0, Ni: 85%, Mn: 7.5%, Co: 7 .5%, x: 1.0, Ni: 85%, Mn: 5%, Co: 10% positive electrode active material having a particle diameter of 3 ⁇ m or more and an average porosity of 1.2 to 4.9% Are shown (see paragraph [0041] Table 1).
  • Patent Document 3 is composed of secondary particles having voids therein by aggregation "plurality of primary particles with each other, the composition is Li z Ni 1-x-y Co x M y W a O 2 + ⁇ (where 0 ⁇ x ⁇ 0.35, 0 ⁇ y ⁇ 0.35, 0.95 ⁇ z ⁇ 1.30, 0 ⁇ a ⁇ 0.03, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 0.15, M is Mg, Al, Ca, Ti , V, Cr, Mn, Nb, Zr, and Mo), and a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery including lithium nickel composite oxide particles having a layered crystal structure.
  • the composite oxide particles have an average particle diameter of 15 ⁇ m to 30 ⁇ m, and the area ratio of the voids measured by observing the cross section of the composite oxide particles corresponds to the cross sectional area of the composite oxide particles.
  • Relative to 1.0% to 5.0%, and the secondary particles It has lithium tungsten compound containing tungsten and lithium on the surface and inside, and the lithium tungsten compound is present on at least a part of the surface of the primary particle, and other than the lithium tungsten compound present on the surface of the plurality of primary particles.
  • the amount of lithium contained in the lithium compound is 0.05% by mass or less with respect to the total amount of the composite oxide particles, and a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery. Is described.
  • the lithium amount of the whole of the positive electrode active material 1 is such that Li / Me in the whole of the positive electrode active material 1 is 0.95 to 1.30, and 0.97 to 1.20.
  • the Li / Me of secondary particles 4 (core material) is preferably 0.95 or more and 1.25 or less, and preferably 0. It can be 95 or more and 1.15 or less, more preferably 0.95 or more and 1.10 or less.
  • the obtained positive electrode active material is used if Li / Me of the whole positive electrode active material 1 is less than 0.95. If the reaction resistance of the positive electrode in the non-aqueous electrolyte secondary battery increases, the output of the battery may be lowered.
  • the reaction resistance of the cathode may also be increased. "Is described as (paragraph [0064]). Then, in the example, Ni, Co and Al obtained by adding lithium hydroxide to a nickel composite oxide represented by Ni 0.91 Co 0.06 Al 0.03 O 2 and baking it. Porosity of 1.2 to 4.2% for lithium nickel composite oxide particles (paragraphs [0161] to [0163]) in which the ratio of the number of Li atoms to the total number of atoms is 1.048 Are shown (see paragraph [0181] Table 1).
  • Patent Document 4 describes that “composition formula Li xy A y Ni 1-z M z O 2 (A is at least one selected from alkali metals except Li, alkaline earth metals; M is Co, Mn, Cr And at least one selected from Fe, V and Al; 0 ⁇ x ⁇ 1; 0 ⁇ y ⁇ 0.2; 0 ⁇ xy ⁇ 1; x + y ⁇ 1; 0 ⁇ z ⁇ 0.5) Lithium secondary battery in which primary particles having an average particle diameter of 1 .mu.m to 8 .mu.m aggregate to form secondary particles having an average particle diameter of 5 .mu.m to 30 .mu.m and the porosity of the secondary particles is 30% or less Lithium nickel composite oxide for positive electrode active material.
  • Patent Document 5 A positive electrode active material for a lithium secondary battery characterized by containing voids having an average diameter of 10 to 60 nm and having a porosity of 0.5 to 20%" (claim 1). Is described. And that embodiment, the lithium metal oxide LiNi 0.6 Co 0.2 Mn 0.2 O 2 or LiNi 0.5 Co 0.2 Mn 0.3 O 2 ( paragraph [0076] - [0079] ), And those having a porosity of 2.07 to 2.91% are shown (see paragraph [0088] Table 1).
  • Patent Document 6 describes “a method for producing a positive electrode active material for a lithium ion battery, wherein Ni 1-y M y (OH) 2 (wherein, 0 ⁇ y ⁇ 0.5, M is Co, Al, Mg And at least one or more metal elements selected from the group consisting of Mn, Ti, Fe, Cr, Zn and Ga), consisting of secondary particles in which a large number of primary particles are aggregated, and at least Preparing a hydroxide raw material powder partially arranged radially outward from the center of the secondary particles; and, 50 to a maximum reaching temperature of 500 to 1000 ° C. of the hydroxide raw material powder.
  • Liim 1 “The positive electrode active material has a porosity of 5 to 25% by volume, in which a large number of primary particles are aggregated.
  • Patent Document 7 A secondary active material of a lithium secondary battery having a layered rock salt structure, and contains secondary particles comprising a large number of primary particles having an average particle diameter of 0.01 ⁇ m to 5 ⁇ m, The secondary particles have an orientation ratio of (003) plane of 60% or more, an average particle diameter of 1 ⁇ m to 100 ⁇ m, and an aspect ratio which is a value obtained by dividing the major axis diameter by the minor axis diameter.
  • porosity is 3% or more and 30% or less
  • open pore ratio is 70% or more
  • average pore diameter of open pores is 0.1 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less
  • a value obtained by dividing the average particle diameter of the primary particles by the average pore diameter of open pores is 0.1 or more and 5 or less
  • a positive electrode active material of a lithium secondary battery "(claim 1). Is described. And that embodiment, the Li (Ni 0.8 Co 0.15 Al 0.05 ) O 2 ( paragraph [0125), porosity has been shown that of 4-28% (paragraph [0133 ] See Table 2).
  • the positive electrode containing the lithium-excitation type active material has a positive electrode potential range of 4.5 to 5.0 V (vs. Li / Li + ) when the initial charge is performed until the potential reaches 5.0 V (vs. Li / Li + )
  • a region where the potential change with respect to the charge amount is relatively flat hereinafter, also referred to as a “region where the potential change is flat”.
  • charging to the end of the area where the potential change is flat and the subsequent discharging is performed at one time even after that, charging is performed up to 5.0 V (vs. Li / Li + ). But it will not appear again.
  • a non-aqueous electrolyte secondary battery provided with a positive electrode containing a lithium-excess type active material is manufactured by performing charging until the region where the potential change is flat ends at the time of initial charging, in the subsequent charge and discharge, Even when charging and discharging in a potential region of 4.5 V (vs. Li / Li + ) or less, high discharge capacity can be obtained.
  • lithium metal as the counter electrode, (I) Charge termination with a charge termination voltage of 4.6 V, discharge termination voltage of 2.0 V (ii) Charging termination with a charge termination voltage of 4.45 V, discharge termination voltage of 2.0 V may be performed in this order.
  • the active material of the present invention can obtain a discharge electric charge of 200 mAh / g or more in the discharge of the above (ii). With so-called LiMeO 2 -type active materials, even if charging and discharging are performed according to such a procedure, only a capacity of less than 200 mAh / g can be obtained.
  • the positive electrode containing the conventional lithium excess type active material is manufactured as described above, and when it is used as described above, the difference between the potential profile during charge and the potential profile during discharge (hereinafter referred to as “charge / discharge hysteresis The problem is that the ratio of energy obtained at the time of discharge to the energy required at the time of charging (hereinafter referred to as "energy efficiency") is small.
  • Patent Document 1 discloses that a “over-lithium type” positive electrode active material containing a lithium transition metal composite oxide having a molar ratio Li / Me (Me is a transition metal) of 1.45 has a porosity of 2 to 15%. Although something is shown, it is not described to improve charge and discharge efficiency and energy efficiency.
  • Patent Documents 2 and 3 describe positive electrode active materials containing a lithium transition metal complex oxide in which the molar ratio Li / Me is 1 ⁇ Li / Me, but it is specifically described that It is a "LiMeO 2 type” positive electrode active material, and the porosity is less than 5%.
  • Patent Documents 4 to 7 disclose a “LiMeO 2 type” positive electrode active material having a porosity of 5% or more. Further, Patent Documents 2 to 7 do not describe improving the charge / discharge efficiency or the energy efficiency.
  • An object of the present invention is to provide a lithium-rich positive electrode active material exhibiting excellent energy efficiency, and a non-aqueous electrolyte secondary battery using the positive electrode active material.
  • One aspect of the present invention for solving the above problems is a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing a lithium transition metal composite oxide, wherein the lithium transition metal composite oxide is ⁇ -NaFeO Nonaqueous electrolyte secondary battery having a two- structure structure, wherein the molar ratio Li / Me of Li to transition metal (Me) is 1.05 ⁇ Li / Me ⁇ 1.4, and the porosity is 5 to 15%.
  • 1 is a non-aqueous electrolyte secondary battery provided with a positive electrode active material, a positive electrode for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing the positive electrode active material, and the positive electrode.
  • Another aspect of the present invention is a method for producing a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing a lithium transition metal composite oxide, comprising mixing a transition metal hydroxide precursor with a lithium compound, By firing at 750 to 1000 ° C., it has an ⁇ -NaFeO 2 structure, and the molar ratio Li / Me of Li to transition metal (Me) is 1.05 ⁇ Li / Me ⁇ 1.4, and the porosity is It is a method for producing a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery, which produces a lithium transition metal composite oxide with 5 to 15%.
  • the present invention it is possible to provide a lithium-rich positive electrode active material exhibiting excellent energy efficiency, and a non-aqueous electrolyte secondary battery using the positive electrode active material.
  • the present inventors are able to produce a lithium transition metal complex oxide with controlled porosity by changing the synthesis conditions such as the crystal structure of the precursor and the composition of the lithium transition metal complex oxide that is the active material. It has been found that when the porosity is in a specific range, it is possible to obtain a lithium-rich positive electrode active material that exhibits excellent energy efficiency. The reason why the porosity of the lithium excess type positive electrode active material is related to the energy efficiency is not necessarily clear, but the present inventors speculate as follows.
  • the porosity of the lithium excess type positive electrode active material represents the amount of pores present in the particles of the active material, and as the porosity becomes higher, the reaction point increases.
  • the porosity is too high, the number of reactive sites will be too large, thereby promoting the oxidative decomposition of the electrolyte on the surface of the active material during charging, resulting in low energy efficiency.
  • the lithium excess type that can be regarded as a solid solution of the LiMeO 2 phase and the Li 2 MnO 3 phase, when the porosity is too low, the charge / discharge hysteresis derived from the Li 2 MnO 3 phase tends to be reflected. Since the Li 2 MnO 3 phase has larger charge / discharge hysteresis than the LiMeO 2 phase, when the porosity is too low, the energy efficiency is low.
  • the lithium excess type positive electrode active material having small charge / discharge hysteresis can be obtained, and a non-aqueous electrolyte secondary battery with high energy efficiency is provided.
  • the present invention can provide a lithium excess type positive electrode active material capable of Hereinafter, the positive electrode active material, the precursor thereof, and the non-aqueous electrolyte secondary battery will be described in detail.
  • a first embodiment of the present invention based on the above findings is a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing a lithium transition metal composite oxide, wherein the lithium transition metal composite oxide is ⁇ -NaFeO Nonaqueous electrolyte secondary battery having a two- structure structure, wherein the molar ratio Li / Me of Li to transition metal (Me) is 1.05 ⁇ Li / Me ⁇ 1.4, and the porosity is 5 to 15%.
  • Positive electrode active material is a so-called "lithium excess type" which can be expressed as Li 1 + ⁇ Me 1 - ⁇ O 2 ( ⁇ > 0).
  • composition of lithium transition metal complex oxide In the first embodiment, in the lithium transition metal complex oxide represented by the composition formula Li 1 + ⁇ Me 1- ⁇ O 2 ( ⁇ > 0), the transition metal represented by (1 + ⁇ ) / (1- ⁇ )
  • the molar ratio Li / Me of Li to the element Me is 1.05 or more and 1.4 or less. The energy efficiency and discharge capacity of a positive electrode active material improve that it is this range.
  • the molar ratio Li / Me is preferably 1.1 or more, and preferably 1.35 or less.
  • the lithium transition metal complex oxide preferably contains Ni and Mn, or Ni, Co and Mn as a transition metal (Me).
  • the molar ratio Mn / Me of Mn to the transition metal element Me is preferably 0.35 or more, and preferably less than 0.6. Within this range, the discharge capacity of the positive electrode active material is increased.
  • the molar ratio Mn / Me is more preferably 0.4 or more, and more preferably 0.55 or less.
  • Co contained in the lithium transition metal composite oxide has an effect of improving the initial efficiency, but is expensive because it is a scarce resource. Therefore, the molar ratio Co / Me of Co to the transition metal element Me is preferably 0.35 or less, more preferably 0.20 or less, still more preferably 0.13 or less, and may be 0.
  • the tap density of the hydroxide precursor can be improved, and the discharge capacity of the positive electrode active material is increased.
  • the lithium transition metal complex oxide according to the first embodiment has an ⁇ -NaFeO 2 structure.
  • the above-mentioned lithium transition metal complex oxide after synthesis belongs to the space group P3 1 12 or R3-m.
  • the peak observed in monoclinic crystals of type O 2 is confirmed.
  • P3 1 12 is a crystal structure model in which atom positions of 3a, 3b and 6c sites in R 3 -m are subdivided, and when the atomic arrangement in R 3 -m is ordered, the P 3 1 12 model is Is adopted. Note that "R3-m” is originally described by applying a bar "-" on "3" of "R3m”.
  • the lithium transition metal complex oxide according to the first embodiment has a half value width of a diffraction peak belonging to the (104) plane when the space group R3-m is used for a crystal structure model based on an X-ray diffraction pattern. That is, the value of FWHM (104) is preferably 0.2 ° or more and 0.6 ° or less.
  • the FWHM (104) is an indicator of the degree of crystallinity from all directions. If it is too small, the crystallization proceeds too much, the crystallites become large, and the diffusion of Li ions is not sufficiently performed, so that the discharge capacity is reduced. If it is too large, the transport efficiency of Li ions is reduced due to the low degree of crystallinity, and the discharge capacity is also reduced.
  • the discharge capacity can be increased by setting the crystallization degree in the above range.
  • the lithium transition metal complex oxide according to the first embodiment has a porosity of 5 to 15%.
  • the porosity of the lithium transition metal complex oxide which is in the lithium excess type it is possible to obtain a non-aqueous electrolyte secondary battery having high energy efficiency and large discharge capacity.
  • the measurement conditions of the porosity are as follows.
  • "autosorb iQ” manufactured by Quantachrome and control / analysis software "ASiQwin” are used.
  • a sample to be measured particles of lithium transition metal complex oxide
  • the water in the measurement sample is sufficiently removed.
  • the pore distribution is evaluated by calculation according to the BJH method using the desorption side isotherm, and the pore volume ⁇ V (ml / g) is determined.
  • a second embodiment of the present invention is a method for producing a positive electrode active material for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing a lithium transition metal composite oxide, which comprises mixing a lithium compound with a transition metal hydroxide precursor.
  • the transition metal hydroxide precursor used in the method for producing the lithium transition metal complex oxide contains Ni and Mn as transition metal (Me) or Ni, Co and Mn, and is a compound of ⁇ Ni (OH) 2 type crystal structure (hereinafter referred to as ArufaMe (OH) 2) and BetaNi (OH) compound 2 type crystal structure (hereinafter, beta] ME (OH) 2 and described) is preferably a mixture of.
  • a lithium transition metal composite oxide having a porosity of 5 to 15% is produced by using a mixture of ⁇ Me (OH) 2 and ⁇ Me (OH) 2 as a hydroxide precursor of the lithium transition metal composite oxide.
  • a precursor having a crystal structure containing ⁇ Me (OH) 2 and ⁇ Me (OH) 2 is tap as compared to a precursor having a crystal structure of ⁇ Me (OH) 2 single phase or ⁇ Me (OH) 2 single phase
  • the density can be increased.
  • the lithium transition metal complex oxide with high press density can be manufactured using the precursor which concerns on the mixture of (alpha) Me (OH) 2 and (beta) Me (OH) 2 .
  • the reason why the crystal structure of the transition metal hydroxide precursor is related to the tap density of the transition metal hydroxide precursor and the press density of the lithium transition metal complex oxide is not necessarily clear, but the inventor I guess so.
  • the transition metal hydroxide of ⁇ Me (OH) 2 single phase has a large primary particle diameter of ⁇ Me (OH) 2 having a plate-like form, so the volume of voids between primary particles constituting the secondary particles becomes large. Therefore, the density of the transition metal hydroxide precursor is considered to be low.
  • transition metal hydroxide precursor with a high tap density can be obtained by adopting the production conditions of the transition metal hydroxide in which a mixed phase of ⁇ Me (OH) 2 and ⁇ Me (OH) 2 is generated.
  • a lithium transition metal complex oxide having a high press density can be obtained.
  • Mn / Me, Co / Me, Ni / Me of the transition metal hydroxide precursor (hereinafter, also simply referred to as “the hydroxide precursor”) used in the method for producing a positive electrode active material according to the second embodiment
  • the hydroxide precursor used in the method for producing a positive electrode active material according to the second embodiment
  • the preferred range of the molar ratio of, and the reason for its limitation are the same as in the first embodiment.
  • the hydroxide precursor is preferably produced by reacting Ni and Mn, or a compound containing Ni, Co and Mn in an aqueous solution having a pH of 10.2 or less.
  • the pH for producing the transition metal hydroxide precursor by the coprecipitation method is usually 10.5 to 14.
  • the hydroxide precursor manufactured by pH 10.5 or more is a single phase of (beta) Me (OH) 2 .
  • a precursor containing ⁇ Me (OH) 2 and ⁇ Me (OH) 2 can be produced by reacting a transition metal compound in an aqueous solution having a pH of 10.2 or less.
  • the porosity can be lowered, and the upper limit of 4.45 V (vs. Li / Li + ), 2.0 V (vs. vs. Li / Li + ) lowers the energy efficiency in charge and discharge.
  • a solution containing a transition metal (Me) is added to a reaction vessel maintaining alkalinity.
  • a transition metal Me
  • the complexing agent ammonia, ammonium sulfate, ammonium nitrate or the like can be used, with preference given to ammonia.
  • a precursor with a higher tap density can be produced by a crystallization reaction using a complexing agent. It is preferred to use a reducing agent with the complexing agent.
  • reducing agent hydrazine, sodium borohydride and the like can be used, with hydrazine being preferred.
  • Sodium hydroxide, lithium hydroxide or potassium hydroxide can be used as the alkali metal hydroxide (neutralizing agent).
  • Mn is easily oxidized among Ni, Co, and Mn, and a coprecipitated precursor in which Ni, Mn, or Ni, Co, or Mn is uniformly distributed in a divalent state is produced. Because mixing is not easy, uniform mixing at the atomic level of Ni, Mn, or Ni, Co, Mn tends to be insufficient.
  • a method of removing dissolved oxygen there is a method of bubbling a gas not containing oxygen (O 2 ).
  • the gas not containing oxygen is not limited, but nitrogen gas, argon gas or the like can be used.
  • the pH (reaction pH in the reaction tank) in the step of coprecipitating Ni, Mn, or a compound containing Ni, Co, Mn in a solution to produce a hydroxide precursor is ⁇ Me (OH ) to 2 and the beta] ME (OH) a mixture of 2, preferably set to 10.2 or less.
  • the pH by setting the pH to such a value, the particle growth rate can be accelerated, so that the stirring continuation time after the end of the addition of the raw material aqueous solution can be shortened. If the pH is too low, it becomes a precursor of ⁇ Me (OH) 2 single phase, so the reaction pH is preferably more than 9.
  • Raw materials of the hydroxide precursor are manganese oxide, manganese carbonate, manganese sulfate, manganese nitrate, manganese acetate and the like as the Mn compound, and nickel hydroxide, nickel carbonate, nickel sulfate, nickel nitrate, acetic acid as the Ni compound.
  • Examples of the Co compound include nickel sulfate, cobalt sulfate, cobalt nitrate, cobalt acetate and the like.
  • an alkali metal hydroxide neutralizing agent
  • a complexing agent such as ammonia, hydrazine, etc.
  • the method of dripping the mixed alkali solution containing the reducing agent of 5 suitably is preferable.
  • the concentration of the alkali metal hydroxide to be dropped is preferably 1.0 to 8.0M.
  • the concentration of the complexing agent is preferably 0.4 M or more, more preferably 0.6 M or more. Moreover, it is preferable that it is 2.0 M or less, It is more preferable that it is 1.6 M or less, It is more preferable to set it as 1.5 M or less.
  • the concentration of the reducing agent is preferably 0.05 to 1.0 M, more preferably 0.1 to 0.5 M.
  • the tap density of the hydroxide precursor can be increased by lowering the pH of the reaction tank and setting the concentration of ammonia (complexing agent) to 0.6 M or more.
  • the dropping speed of the raw material aqueous solution greatly affects the uniformity of the element distribution in one particle of the hydroxide precursor to be produced. In particular, it is necessary to be careful because Mn does not easily form a uniform element distribution with Ni and Co.
  • the preferable dropping speed is influenced by the size of the reaction tank, stirring conditions, pH, reaction temperature and the like, but is preferably 30 mL / min or less. In order to improve the discharge capacity, the dropping rate is more preferably 10 mL / min or less, and most preferably 5 mL / min or less.
  • the rotation of the particles and the revolution in the stirring tank can be continued by further continuing the stirring after the dropping of the aqueous solution of the raw material.
  • the particles grow concentrically and spherically stepwise while the particles collide with each other. That is, the hydroxide precursor has a reaction in two steps of a metal complex formation reaction when the raw material aqueous solution is dropped into the reaction tank, and a precipitation reaction which the metal complex causes during retention in the reaction tank. It is formed through. Therefore, after the dropping of the raw material aqueous solution is completed, by appropriately selecting the time for continuing the stirring, it is possible to obtain the hydroxide precursor having the target particle diameter.
  • the preferable stirring continuation time after the end of the raw material aqueous solution dripping is influenced by the size of the reaction tank, stirring conditions, pH, reaction temperature, etc., but 0.5h or more is necessary to grow the particles as uniform spherical particles. Preferably, 1 h or more is more preferable. Moreover, in order to reduce the possibility that the output performance in the low SOC region of the battery will not be sufficient due to the particle diameter becoming too large, 15 h or less is preferable, 10 h or less is more preferable, and 5 h or less is most preferable.
  • the accumulation volume in the particle size distribution of the secondary particle of the said hydroxide precursor and lithium transition metal complex oxide sets D50 which is a particle diameter used as 50% to 13 micrometers or less.
  • the stirring duration is preferably 1 to 3 h.
  • particles of a hydroxide precursor are prepared using a sodium compound such as sodium hydroxide as a neutralizing agent, it is preferable to wash away sodium ions attached to the particles in a subsequent washing step.
  • a sodium compound such as sodium hydroxide as a neutralizing agent
  • the produced hydroxide precursor is suction-filtered and taken out, it is possible to adopt a condition in which the number of times of washing with 500 mL of ion exchanged water is six or more.
  • a method of using a transition metal carbonate precursor is also known.
  • a gas mainly carbon dioxide
  • a lithium compound is mixed with the transition metal hydroxide precursor produced as described above and fired at 750 to 1000 ° C. to produce a lithium transition metal composite oxide.
  • the porosity of the lithium transition metal complex oxide can be made 5 to 15%.
  • lithium compound lithium hydroxide, lithium carbonate, lithium nitrate, lithium acetate or the like can be used.
  • amount of the lithium compound it is preferable to charge in an excess of about 1 to 5 mol% in anticipation of disappearance of a part of the lithium compound during firing.
  • the firing temperature affects the reversible capacity of the active material.
  • the calcination temperature is too high, the obtained active material is disintegrated with an oxygen releasing reaction, and in addition to the main phase hexagonal crystal, it becomes a monoclinic Li [Li 1/3 Mn 2/3 ] O 2 type A defined phase tends to be observed as phase separation, not as a solid solution phase. It is not preferable that such phase separation is contained too much, which leads to a decrease in the reversible capacity of the active material. In such materials, impurity peaks are observed around 35 ° and around 45 ° on the X-ray diffraction pattern. Therefore, the firing temperature is preferably lower than the temperature affected by the oxygen release reaction of the active material.
  • the oxygen release temperature of the active material is slightly different depending on the composition of the active material, and is about 1000 ° C. or higher in the case of producing the lithium excess active material using the precursor according to the second embodiment. It is preferable to confirm the oxygen release temperature of the active material. In particular, it has been confirmed that the oxygen release temperature of the hydroxide precursor shifts to a lower temperature side as the amount of Co contained in the sample increases.
  • a mixture of a hydroxide precursor and a lithium compound may be subjected to thermal mass spectrometry (TG-DTA measurement) in order to simulate a firing reaction process.
  • the precursor according to the second embodiment similarly, there is almost no distortion of lattices in the system, and a firing temperature that can be made into particles in which the crystallite size is sufficiently grown, specifically, It is preferable to produce an active material by employing a calcination temperature at which the amount of strain exerted on the lattice constant is 2% or less and the crystallite size grows to 50 nm or more. It was found that when charge and discharge were performed on an electrode using this active material, the crystallite size was maintained at 30 nm or more in the charge and discharge process, though it changes due to expansion and contraction. That is, by selecting the calcination temperature as close as possible to the above-described oxygen release temperature of the active material, it is possible to obtain an active material having a significantly large reversible capacity.
  • the firing temperature is set to 750 in order to obtain an active material having a sufficient discharge capacity under the use conditions premised on the present invention. It is preferable to set the temperature to 1000 ° C., and more preferably set to 750 to 950 ° C.
  • a third embodiment of the present invention is a positive electrode for a non-aqueous electrolyte secondary battery containing the positive electrode active material of the first embodiment, and a non-aqueous electrolyte secondary battery including the positive electrode.
  • a test cell is manufactured in the following procedure, and a charge / discharge test is performed.
  • the voltage designated is a current value (A) which is 1/10 of the nominal capacity (Ah) of the battery before disassembling the battery.
  • the constant current discharge is performed to reach the battery voltage which is the lower limit of the condition, and the battery is completely discharged. Thereafter, the battery is disassembled and the electrode is taken out, and then the electrode plate is washed and dried.
  • a test cell is produced in which the obtained positive electrode is a working electrode and lithium metal is a counter electrode. The above steps are all performed in an argon atmosphere with a dew point of ⁇ 60 ° C.
  • the positive electrode according to the third embodiment includes a powder containing the positive electrode active material according to the first embodiment as a main component.
  • a conductive agent, a binder, a thickener, a filler and the like may be contained.
  • the powder of the positive electrode active material preferably has an average particle size of 100 ⁇ m or less.
  • the powder of the positive electrode active material is preferably 15 ⁇ m or less in order to improve the high output characteristics of the non-aqueous electrolyte secondary battery.
  • a method of producing a precursor of a predetermined size a method of using a grinder, a classifier and the like. For example, a mortar, a ball mill, a sand mill, a vibrating ball mill, a planetary ball mill, a jet mill, a counter jet mill, a swirl flow jet mill, a sieve or the like is used.
  • wet pulverization in the presence of water or an organic solvent such as hexane can also be used.
  • an organic solvent such as hexane
  • the conductive agent is not limited as long as it is an electron conductive material that does not adversely affect the cell performance, but natural graphite (scaly graphite, scaly graphite, earthy graphite etc.), artificial graphite, carbon black, acetylene black, etc.
  • a conductive material such as ketjen black, carbon whisker, carbon fiber, metal (copper, nickel, aluminum, silver, gold etc.) powder, metal fiber, conductive ceramic material, etc. can be included as one or a mixture thereof. .
  • acetylene black is preferable as the conductive agent from the viewpoint of electron conductivity and coatability.
  • the addition amount of the conductive agent is preferably 0.1% by mass to 50% by mass, particularly preferably 0.5% by mass to 30% by mass, with respect to the total mass of the positive electrode or the negative electrode.
  • These mixing methods are physical mixing, and the ideal place is uniform mixing. Therefore, it is possible to perform dry or wet mixing using a powder mixer such as a V-type mixer, an S-type mixer, a grinder, a ball mill, or a planetary ball mill.
  • the binder is usually a thermoplastic resin such as polytetrafluoroethylene (PTFE), polyvinylidene fluoride (PVDF), polyethylene, polypropylene, etc., ethylene-propylene-diene terpolymer (EPDM), sulfonated EPDM, styrene butadiene
  • PTFE polytetrafluoroethylene
  • PVDF polyvinylidene fluoride
  • EPDM ethylene-propylene-diene terpolymer
  • SBR rubber
  • fluororubber can be used as a mixture of one or more kinds.
  • the addition amount of the binder is preferably 1 to 50% by mass, particularly preferably 2 to 30% by mass, with respect to the total mass of the positive electrode or the negative electrode.
  • the filler is not limited as long as the material does not adversely affect the battery performance. Usually, olefin polymers such as polypropylene and polyethylene, amorphous silica, alumina, zeolite, glass, carbon and the like are used. The addition amount of the filler is preferably 30% by mass or less with respect to the total mass of the positive electrode or the negative electrode.
  • the negative electrode active material used for the negative electrode of the non-aqueous electrolyte secondary battery is not limited. Any form that can occlude and release lithium ions may be selected.
  • titanium-based materials such as lithium titanate having a spinel-type crystal structure represented by Li [Li 1/3 Ti 5/3 ] O 4 , alloy materials such as Si, Sb, and Sn-based materials lithium metal, lithium alloy (Lithium metal-containing alloys such as lithium-silicon, lithium-aluminum, lithium-lead, lithium-tin, lithium-aluminum-tin, lithium-gallium, and wood alloys), lithium complex oxide (lithium-titanium), silicon oxide Other than the above, alloys capable of absorbing and desorbing lithium, carbon materials (eg, graphite, hard carbon, low-temperature fired carbon, amorphous carbon, etc.) and the like can be mentioned.
  • the negative electrode active material may be used as a powder, and the negative electrode may
  • the positive electrode and the negative electrode are obtained by mixing the main component (each active material) and other materials into a combined agent, mixing it with an organic solvent such as N-methylpyrrolidone, toluene or the like, or water, and It is suitably produced by applying or pressure-bonding on the current collector to be described in detail and heat-treating it at a temperature of about 50 ° C. to 250 ° C. for about 2 hours.
  • the application method is preferably, for example, roller coating such as applicator roll, screen coating, doctor blade method, spin coating, bar coater or the like to apply any thickness and any shape. It is not limited.
  • a current collector foil such as an Al foil or a Cu foil can be used.
  • a current collector foil of a positive electrode Al foil is preferable, and as a current collector foil of a negative electrode, Cu foil is preferable.
  • the thickness of the current collector foil is preferably 10 to 30 ⁇ m.
  • the thickness of the mixture layer is preferably 40 to 150 ⁇ m (excluding the thickness of the current collector foil) after pressing.
  • Non-aqueous electrolyte used for the non-aqueous electrolyte secondary battery is not limited, and generally, ones proposed for use in non-aqueous electrolyte secondary batteries and the like can be used.
  • the nonaqueous solvent used for the nonaqueous electrolyte includes cyclic carbonates such as propylene carbonate, ethylene carbonate, butylene carbonate, chloroethylene carbonate and vinylene carbonate; cyclic esters such as ⁇ -butyrolactone and ⁇ -valerolactone; dimethyl carbonate, Linear carbonates such as diethyl carbonate and ethyl methyl carbonate; Linear esters such as methyl formate, methyl acetate and methyl butyrate; tetrahydrofuran or derivatives thereof; 1,3-dioxane, 1,4-dioxane, 1,2-dimethoxy Ethers such as ethane, 1,4-dibutoxyethane, methyl diglyme and the like; nitriles such as acetonitrile and benzonitrile; dioxolane or derivatives thereof; ethylene sulfide, sulfolane, sultone or derivatives thereof Or mixture
  • Examples of the electrolyte salt used for the non-aqueous electrolyte include LiClO 4 , LiBF 4 , LiAsF 6 , LiPF 6 , LiSCN, LiBr, LiI, Li 2 SO 4 , Li 2 B 10 Cl 10 , NaClO 4 , NaI, NaSCN, NaBr ,
  • An inorganic ion salt containing one of lithium (Li) such as KClO 4 and KSCN, sodium (Na) or potassium (K), LiCF 3 SO 3 , LiN (CF 3 SO 2 ) 2 , LiN (C 2 F 5 SO 2 ) 2 , LiN (CF 3 SO 2 ) (C 4 F 9 SO 2 ), LiC (CF 3 SO 2 ) 3 , LiC (C 2 F 5 SO 2 ) 3 , (CH 3 ) 4 NBF 4 , ( CH 3) 4 NBr, (C 2 H 5) 4 NClO 4, (C 2 H 5) 4 NI, (C 3 H 7)
  • the viscosity of the electrolyte can be further reduced by mixing and using LiPF 6 or LiBF 4 and a lithium salt having a perfluoroalkyl group such as LiN (C 2 F 5 SO 2 ) 2 .
  • Low temperature characteristics can be further enhanced, and self-discharge can be suppressed, which is more preferable.
  • a normal temperature molten salt or an ionic liquid may be used as the non-aqueous electrolyte.
  • the concentration of the electrolyte salt in the non-aqueous electrolyte is preferably 0.1 mol / L to 5 mol / L, more preferably 0.5 mol / L, in order to reliably obtain a non-aqueous electrolyte secondary battery having high battery characteristics. It is ⁇ 2.5 mol / L.
  • separator of the non-aqueous electrolyte secondary battery it is preferable to use, alone or in combination, a porous film, a non-woven fabric, and the like that exhibit excellent high-rate discharge performance.
  • materials constituting separators for non-aqueous electrolyte secondary batteries include polyolefin resins represented by polyethylene and polypropylene, polyester resins represented by polyethylene terephthalate and polybutylene terephthalate, polyvinylidene fluoride and vinylidene fluoride.
  • the porosity of the separator is preferably 98% by volume or less from the viewpoint of strength. In addition, the porosity is preferably 20% by volume or more from the viewpoint of charge and discharge characteristics.
  • a polymer gel composed of a polymer such as acrylonitrile, ethylene oxide, propylene oxide, methyl methacrylate, vinyl acetate, vinyl pyrrolidone, polyvinylidene fluoride and the like and an electrolyte may be used.
  • a non-aqueous electrolyte is used in the gel state as described above, it is preferable in that it has the effect of preventing liquid leakage.
  • a separator in combination with the above-mentioned porous film, non-woven fabric, and the like, and a polymer gel, because the liquid retention of the electrolyte is improved. That is, a film is formed by coating a surface and microporous wall surface of a polyethylene microporous membrane with a solvophilic polymer having a thickness of several ⁇ m or less, and the electrolyte is held in the pores of the film to obtain the above-mentioned solvophilic polymer Is gelled.
  • the lyophilic polymer examples include, in addition to polyvinylidene fluoride, an acrylate monomer having an ethylene oxide group or an ester group, a polymer obtained by crosslinking an epoxy monomer, a monomer having an isocyanate group, and the like.
  • the monomer can carry out a crosslinking reaction by electron beam (EB) irradiation, or by adding a radical initiator and performing heating or ultraviolet (UV) irradiation.
  • EB electron beam
  • UV ultraviolet
  • FIG. 5 is an external perspective view of a rectangular non-aqueous electrolyte secondary battery 1 according to an embodiment of the present invention. In addition, the same figure is a view seen through the inside of the container.
  • the electrode group 2 is formed by winding a positive electrode including a positive electrode active material and a negative electrode including a negative electrode active material via a separator.
  • the positive electrode is electrically connected to the positive electrode terminal 4 through the positive electrode lead 4 ′
  • the negative electrode is electrically connected to the negative electrode terminal 5 through the negative electrode lead 5 ′.
  • a storage device in which a plurality of the above-mentioned non-aqueous electrolyte secondary batteries are collected is also included in the embodiment of the present invention.
  • a power storage device 30 shown in FIG. 6 includes a plurality of power storage units 20. Each storage unit 20 includes a plurality of non-aqueous electrolyte secondary batteries 1.
  • the power storage device 30 can be mounted as a power source for vehicles such as an electric vehicle (EV), a hybrid vehicle (HEV), and a plug-in hybrid vehicle (PHEV).
  • EV electric vehicle
  • HEV hybrid vehicle
  • PHEV plug-in hybrid vehicle
  • Example 1 In preparation of the active material, a transition metal hydroxide precursor was prepared using a reactive crystallization method. First, 315.4 g of nickel sulfate hexahydrate, 168.6 g of cobalt sulfate heptahydrate, and 530.4 g of manganese sulfate pentahydrate are weighed, and the whole amount thereof is dissolved in 4 liters of ion-exchanged water to obtain Ni: Co. An aqueous solution of 1.0 M sulfate was prepared such that the molar ratio of Mn: Mn was 30:15:55.
  • the pH in the reaction tank can be reduced by appropriately dropping a mixed alkaline solution consisting of 4.0 M sodium hydroxide, 1.25 M ammonia and 0.1 M hydrazine.
  • the total amount of the reaction solution was controlled so as not to always exceed 2 L by controlling so as to always keep 9.8 ( ⁇ 0.1) and discharging a part of the reaction solution by overflow.
  • stirring in the reaction vessel was continued for another 1 h. After stopping the stirring, it was allowed to stand at room temperature for 12 hours or more.
  • a suction filtration device is used to separate hydroxide precursor particles generated in the reaction tank, and further ion exchange water is used to wash away sodium ions adhering to the particles, and an electric furnace is used.
  • the resultant was dried at 80.degree. C. for 20 h in an air atmosphere under normal pressure. After that, it was crushed for several minutes with a smoked automatic mortar to adjust the particle size. Thus, a transition metal hydroxide precursor was produced.
  • Example 2 to Example 4 Example 2 to Example 4 in the same manner as Example 1, except that the mixed powder of the transition metal hydroxide precursor and lithium hydroxide monohydrate was calcined at 850 ° C., 900 ° C., and 750 ° C., respectively.
  • Example 5 In the preparation of the transition metal hydroxide precursor, the lithium transition metal complex oxide according to Examples 5 and 6 was prepared in the same manner as Example 1, except that the pH of the reaction tank was set to 10.0 and 10.2. Made.
  • Comparative Examples 1 to 4 Comparative Example 1 to Example 1 in the same manner as Example 1 except that the mixed powder of the transition metal hydroxide precursor and lithium hydroxide monohydrate was calcined at 700 ° C., 650 ° C., 1050 ° C., and 1200 ° C., respectively. A lithium transition metal composite oxide according to 4 was produced.
  • Comparative Examples 5 to 8 and 16 Comparative Examples 5 to 7 were carried out in the same manner as Example 1, except that the pH of the reaction vessel was changed to 10.5, 10.7, 11.0 and 9.0 in the preparation of the transition metal hydroxide precursor.
  • the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 16 was produced. Furthermore, in the same manner as in Comparative Example 7 except that the calcination temperature of the transition metal hydroxide precursor and the lithium hydroxide monohydrate was changed to 650 ° C., a lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 8 was obtained. Made.
  • Comparative example 9 A lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 9 was produced in the same manner as in Example 1 except that a transition metal carbonate precursor was produced by the following method instead of the transition metal hydroxide precursor. .
  • a mixed alkaline solution consisting of 1.0 M sodium carbonate, 0.5 M ammonia and 0.2 M hydrazine from the start to the end of the dropping of the sulfate stock solution, the pH in the reaction tank becomes Control was performed so as to always keep 7.9 ( ⁇ 0.1).
  • the results of X-ray diffraction measurement of the precursor are shown in FIG.
  • the precursor according to Comparative Example 7 synthesized with the pH of the reaction vessel being 11.0 diffraction lines derived from the ⁇ Ni (OH) 2 type crystal structure were observed.
  • the precursor according to Example 1 synthesized with the pH of the reaction tank being 9.8 a mixed phase of ⁇ Ni (OH) 2 type crystal structure and ⁇ Ni (OH) 2 type crystal structure was observed.
  • the precursor according to Comparative Example 16 synthesized with the pH of the reaction vessel set to 9.0 diffraction lines derived from the ⁇ Ni (OH) 2 type crystal structure were observed.
  • a coating paste was prepared, in which N-methylpyrrolidone was used as a dispersion medium, and the positive electrode active material, acetylene black (AB) and polyvinylidene fluoride (PVdF) were kneaded and dispersed in a mass ratio of 90: 5: 5. After apply
  • a part of the positive electrode for a non-aqueous electrolyte secondary battery produced as described above was cut out, and a test battery which is a non-aqueous electrolyte secondary battery was produced according to the following procedure.
  • metallic lithium was used in close contact with the nickel foil current collector at the counter electrode, that is, the negative electrode.
  • a sufficient amount of metal lithium was disposed on the negative electrode so that the capacity of the non-aqueous electrolyte secondary battery was not limited by the negative electrode.
  • a non-aqueous electrolyte dissolve LiPF 6 in a mixed solvent of ethylene carbonate (EC) / ethyl methyl carbonate (EMC) / dimethyl carbonate (DMC) in a volume ratio of 6: 7: 7 to a concentration of 1 mol / L.
  • the solution was used.
  • a separator a microporous film made of polypropylene surface-modified with polyacrylate was used.
  • a metal resin composite film consisting of polyethylene terephthalate (15 ⁇ m) / aluminum foil (50 ⁇ m) / metal adhesive polypropylene film (50 ⁇ m) was used.
  • the electrode is housed so that the open ends of the positive electrode terminal and the negative electrode terminal are exposed to the outside, and the fusion bond where the inner surfaces of the metal resin composite films face each other is hermetically sealed except for the portion to be the liquid injection hole, After injecting the non-aqueous electrolyte, the injection hole was sealed.
  • the non-aqueous electrolyte secondary battery produced by the above procedure was subjected to an initial charge / discharge step at 25 ° C.
  • the charging was constant current constant voltage charging with a current of 0.1 C and a voltage of 4.6 V, and the charge termination condition was a point when the current value was reduced to 1/6.
  • the discharge was constant current discharge with a current of 0.1 C and a final voltage of 2.0 V. Two cycles of this charge and discharge were performed. Here, a rest process of 30 minutes was provided after charging and after discharging, respectively. Through the above steps, a non-aqueous electrolyte secondary battery was completed.
  • charge energy (mWh / g) is calculated by multiplying charge average charge (mAh / g) at the time of charge by average charge voltage (V) to calculate the above discharge capacity (mAh / g)
  • the discharge energy (mWh / g) was calculated by multiplying the discharge average voltage (V), and the percentage of the discharge energy (mWh / g) to the charge energy (mWh / g) was calculated as the energy efficiency (%). That is, the magnitude of the charge / discharge hysteresis conceptually corresponds to the charge curve and the discharge curve shown in FIG. 2 and the area of the closed surface surrounded by the vertical axis and the horizontal axis of the graph. If the area of the closed surface is zero, the energy efficiency is 100%.
  • the positive electrode active material of Example 1 in which the porosity of the lithium transition metal composite oxide is 8.7% in the range of 5 to 15% has a porosity of 15.5% outside the above range.
  • the positive electrode active material of Comparative Example 1 it can be seen that the charge and discharge hysteresis is small and the energy efficiency is excellent.
  • the positive electrode active materials shown in Table 1 all have the same composition.
  • the reaction pH at the time of producing the transition metal hydroxide precursor is also the same 9.8, and the precursors have ⁇ -type and ⁇ -type crystal phases.
  • the porosity of the lithium transition metal complex oxide was in the range of 5 to 15%, while the calcination was performed.
  • Example 5 and 6 and Comparative Examples 5 to 7 and Comparative Example 16 the pH of the reaction tank was 10.0, 10 with respect to 9.8 of Example 1, respectively, in the preparation of the transition metal hydroxide precursor.
  • Comparative Example 8 is an example in which the pH of the reaction tank is 11.0 and the firing temperature is 650 ° C. is there.
  • the precursor contains ⁇ -type and ⁇ -type crystal phases, and the lithium transition metal complex oxide produced using this precursor has a porosity of 15% or less.
  • the precursor according to Comparative Examples 5 to 8 in which the pH of the reaction tank exceeds 10.2 is a ⁇ -type single phase, and the lithium transition metal complex oxide produced using this precursor has a porosity of 15%. Over.
  • Comparative Examples 5 to 8 it is understood that the energy efficiency and the discharge capacity do not exceed Examples 1 to 6.
  • the precursor according to Comparative Example 16 in which the pH of the reaction vessel is 9.0 is a single phase of ⁇ type, and the lithium transition metal complex oxide produced using this precursor has a porosity of more than 15%. .
  • Comparative Example 16 it is understood that the energy efficiency and the discharge capacity do not exceed Examples 1-6.
  • Comparative Example 9 in which the precursor is a transition metal carbonate, the porosity of the lithium transition metal complex oxide largely exceeded 15%. In the process of firing, a gas such as carbon dioxide is generated, and a large number of pores are generated in the positive electrode active material, so the porosity is considered to be high. Although the discharge capacity is large in Comparative Example 9, the energy efficiency is lower as compared with the positive electrode active materials of Examples 1 to 6 in which the porosity of the transition metal hydroxide precursor is 15% or less.
  • the lithium transition metal complex oxide has a porosity of more than 15%, and the energy efficiency and discharge capacity of the positive electrodes of Examples 1 to 6 having a porosity of 15% or less Low compared to active materials.
  • Example 7 The composition of the transition metal hydroxide precursor is prepared so that the molar ratio of Ni: Co: Mn is 40: 5: 55, and the Li: (mixed powder of the transition metal hydroxide precursor and the lithium compound): ( A lithium transition metal complex oxide according to Example 7 was produced in the same manner as Example 1 except that the molar ratio of Ni, Co, Mn) was adjusted to 110: 100.
  • Example 8 The composition of the transition metal hydroxide precursor is prepared to have a molar ratio of Ni: Co: Mn of 45: 5: 50, and the pH of the reaction vessel is 10.0 in the preparation of the transition metal hydroxide precursor. And that the molar ratio of Li: (Ni, Co, Mn) of the mixed powder of the transition metal hydroxide precursor and the lithium compound is 110: 100 and fired at 850 ° C.
  • a lithium transition metal composite oxide according to Example 8 was produced in the same manner as Example 1 except for the above.
  • Example 9 to 19 After the molar ratio of Ni: Co: Mn of the transition metal hydroxide precursor, the pH of the reaction tank, the molar ratio Li / Me of the transition metal of the precursor to the lithium compound, and the calcination temperature of the precursor and the lithium compound Lithium transition metal complex oxides according to Examples 9 to 19 were produced in the same manner as in Example 1 except that the conditions shown in Table 2 were employed.
  • Comparative example 11 A lithium transition metal composite according to Comparative Example 11 in the same manner as Example 1, except that the molar ratio Li / Me of the mixed powder of the transition metal hydroxide precursor and the lithium compound was adjusted to 1.0. An oxide was made.
  • Comparative Examples 12 and 13 The composition of the transition metal hydroxide precursor is prepared so that the molar ratio of Ni: Co: Mn is 33:33:33 (1: 1: 1), and the pH of the reaction tank is 10.0. And Comparative Example 12, 13 in the same manner as Example 1, except that the molar ratio Li / Me of the transition metal hydroxide precursor and the lithium compound was 1.0 or 1.1, and firing was performed at 900 ° C. The lithium transition metal composite oxide was produced.
  • Comparative example 14 A lithium transition metal composite according to Comparative Example 14 in the same manner as Example 1, except that the molar ratio Li / Me of the mixed powder of the transition metal hydroxide precursor and the lithium compound was adjusted to 1.45. An oxide was made.
  • Comparative example 15 A lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 15 was produced in the same manner as in Comparative Example 10 except that the molar ratio of Li: Ni: Co: Mn was 145: 30: 15: 55.
  • a hydroxide precursor containing ⁇ Me (OH) 2 and ⁇ Me (OH) 2 is prepared by setting the pH of the reaction tank to 10.2 or less.
  • a lithium transition metal obtained by mixing this precursor and a lithium compound such that the molar ratio Li / Me of Li to Me is 1.1 to 1.4 and calcining at a temperature of 1000 ° C. or less
  • the composite oxide has a porosity of 5 to 15%. It can be seen that a battery using this lithium transition metal composite oxide as a positive electrode active material has high energy efficiency and large discharge capacity.
  • the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 11 does not satisfy the composition range of the present invention in that the molar ratio Li / Me is 1 (not in the lithium excess type). Despite the same production conditions as Example 1, the porosity of the lithium transition metal complex oxide exceeds 15%, and the battery using this as the positive electrode active material has low energy efficiency and small discharge capacity.
  • the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 13 has a Li / Me of 1.1 but an Mn / Me of 0.33 smaller than 0.4.
  • the porosity of the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 13 is less than 5%, and the energy efficiency is high but the discharge capacity is small.
  • the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 12 is an example of the LiMeO 2 -type active material in which Ni: Co: Mn is 1: 1: 1 and Li / Me is 1.
  • the porosity of the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 12 is less than 5%, and the energy efficiency is high but the discharge capacity is small.
  • the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 14 does not satisfy the composition range of the present invention in that the molar ratio Li / Me is 1.45. Despite the same manufacturing conditions as Example 1, the porosity of the lithium transition metal complex oxide is less than 5%, and the battery using this as the positive electrode active material has an porosity of 5% or more. The energy efficiency is lower and the discharge capacity is smaller as compared with the battery using the lithium transition metal composite oxide of 7 to 19 as a positive electrode active material.
  • the lithium transition metal complex oxide according to Comparative Example 15 is a lithium transition metal complex oxide having a molar ratio Li / Me of 1.45 prepared by the solid phase method similar to that of Patent Document 1, but this is a positive electrode active Batteries used for materials have low energy efficiency and low discharge capacity.
  • FIG. 3 The relationship between the porosity of the lithium transition metal complex oxide and the energy efficiency of the battery using the same as the positive electrode active material is shown in FIG. 3 for the above example and comparative example, and the porosity of the lithium transition metal complex oxide and The relationship of the discharge capacity of a battery using this as a positive electrode active material is shown in FIG.
  • ⁇ indicates an example
  • ⁇ indicates a comparative example. From FIG. 3 and FIG. 4, the lithium transition metal composite oxidation in which the molar ratio Li / Me of Li to transition metal (Me) is 1.05 ⁇ Li / Me ⁇ 1.4 and the porosity is 5 to 15%.
  • the battery using the positive electrode active material has a high energy efficiency and a large discharge capacity as compared with a battery using a lithium transition metal composite oxide having a porosity of less than 5% and more than 15% as the positive electrode active material. It turns out that it is compatible.
  • the non-aqueous electrolyte secondary battery according to the third embodiment has a positive electrode potential range of 4.5 to 5.0 V (vs. Li / Li + ) with the counter electrode being lithium metal.
  • Discharge capacity is 200 mAh / g or more.
  • the discharge capacity is preferably 210 mAh / g or more.
  • this non-aqueous electrolyte secondary battery is useful as a non-aqueous electrolyte secondary battery for hybrid vehicles, electric vehicles, plug-in hybrid vehicles and the like.

Abstract

リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質であって、前記リチウム遷移金属複合酸化物は、α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％である、非水電解質二次電池用正極活物質。

Description

非水電解質二次電池用正極活物質、非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法、非水電解質二次電池用正極、及び非水電解質二次電池
　本発明は、非水電解質二次電池用正極活物質、その正極活物質の製造方法、その正極活物質を含有する非水電解質二次電池用正極、及びその正極を備えた非水電解質二次電池に関する。
　従来、リチウム二次電池に代表される非水電解質二次電池用の正極活物質として、α－ＮａＦｅＯ２型結晶構造を有する「ＬｉＭｅＯ２型」活物質（Ｍｅは遷移金属）が検討され、ＬｉＣｏＯ２を用いたリチウム二次電池が広く実用化されていた。しかし、ＬｉＣｏＯ２の放電容量は１２０～１３０ｍＡｈ／ｇ程度であった。前記Ｍｅとして、地球資源として豊富なＭｎを用いることが望まれてきた。しかし、ＭｅとしてＭｎを含有させた「ＬｉＭｅＯ２型」活物質は、Ｍｅ中のＭｎのモル比Ｍｎ／Ｍｅが０．５を超える場合には、充電をするとスピネル型へと構造変化が起こり、結晶構造が維持できないため、充放電サイクル性能が著しく劣るという問題があった。
　そこで、Ｍｅ中のＭｎのモル比Ｍｎ／Ｍｅが０．５以下であり、充放電サイクル性能の点でも優れる「ＬｉＭｅＯ２型」活物質が種々提案され、一部実用化されている。例えば、リチウム遷移金属複合酸化物であるＬｉＮｉ１／２Ｍｎ１／２Ｏ２やＬｉＮｉ１／３Ｃｏ１／３Ｍｎ１／３Ｏ２を含有する正極活物質は１５０～１８０ｍＡｈ／ｇの放電容量を有する。
　一方、上記のようないわゆる「ＬｉＭｅＯ２型」活物質に対し、遷移金属（Ｍｅ）の比率に対するリチウム（Ｌｉ）の組成比率Ｌｉ／Ｍｅが１より大きく、組成式Ｌｉ１＋αＭｅ１－αＯ２（α＞０）で表されるリチウム遷移金属複合酸化物を含む、いわゆる「リチウム過剰型」活物質も知られている。
　これらの「リチウム過剰型」活物質及び「ＬｉＭｅＯ２型」活物質について、空隙率を特定した発明が公知である（例えば、特許文献１～７参照）。
　特許文献１には、「リチウムイオンを吸蔵放出可能な正極活物質を有する正極と、リチウムイオンを吸蔵放出可能な負極活物質を有する負極と、前記正極と前記負極とを隔離するセパレータとを備え、前記正極は、正極集電体と、前記正極集電体上に形成され、前記正極活物質を含む正極合剤層とを備え、前記正極活物質は、層状固溶体化合物であり、前記層状固溶体化合物の二次粒子内の空隙率は、２％以上１０％以下であり、前記正極合剤層の空隙率は、３０％以上４０％以下であることを特徴とするリチウムイオン二次電池。」（請求項１）、「前記正極活物質は、一般式ＬｉｘＭｎａＮｉｂＣｏｃＭｄＯ２（式中、ｘ、ａ、ｂ、ｃ及びｄは、１．１≦ｘ≦１．５、０．４５≦ａ≦０．６、０．１５≦ｂ≦０．３５、０≦ｃ≦０．３５、０≦ｄ≦０．４を満たすパラメータであり、Ｍは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｂ、Ｐ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｂｅ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｃ及びＺｒから選択される少なくとも１種類以上の元素である）で表される、請求項１に記載のリチウムイオン二次電池。」（請求項７）が記載されている。
　そして、その実施例１～４には、固相法にて作製した組成がＬｉ１．４５Ｍｎ０．５３３Ｎｉ０．２３３Ｃｏ０．２３３Ｏ２で表される層状固溶体化合物の正極活物質（段落［００２５］～［００２７］）について、二次粒子内空隙率が、それぞれ、６％、２％、１０％、１５％であるものが示され（図２及び図３参照）、「図２に示すように、実施例１～４のリチウムイオン二次電池は、比較例１～７のリチウムイオン二次電池に比べ、重量エネルギー密度が１６７～１７０Ｗｈ／ｋｇと大きく、直流抵抗が４．０～４．２ｍΩと小さいという結果が得られた。」（段落［００５５］）と記載されている。
　特許文献２には、「組成式：ＬｉxＮｉ1-(y+z)ＭｎyＣｏzＯ2+α（前記式において、０．９≦ｘ≦１．２であり、０＜ｙ＋ｚ≦０．３であり、－０．１≦α≦０．１である。）で表され、平均粒子径Ｄ５０が５～７μｍであり、粒子強度が６０ＭＰａ以上であり、粒子径３μｍ以上の粒子内部の平均空隙率が５％以下であるリチウムイオン電池用正極活物質。」（請求項１）が記載されている。
　また、「リチウムイオン電池用正極活物質における全金属に対するリチウムの比率が０．９～１．２であるが、これは、０．９未満では、安定した結晶構造を保持し難く、１．２超では電池の高容量が確保できなくなるためである。」（段落［００１８］）と記載されている。
　そして、その実施例には、ｘ：１．０、Ｎｉ：８０％、Ｍｎ：１０％、Ｃｏ：１０％、ｘ：１．０、Ｎｉ：８５％、Ｍｎ：７．５％、Ｃｏ：７．５％、ｘ：１．０、Ｎｉ：８５％、Ｍｎ：５％、Ｃｏ：１０％の正極活物質について、粒子径３μｍ以上平均空隙率が、１．２～４．９％であるものが示されている（段落［００４１］表１参照）。
　特許文献３には、「複数の一次粒子が互いに凝集して内部に空隙を有する二次粒子で構成され、組成がＬｉｚＮｉ１－ｘ－ｙＣｏｘＭｙＷａＯ２＋α（ただし、０≦ｘ≦０．３５、０≦ｙ≦０．３５、０．９５≦ｚ≦１．３０、０＜ａ≦０．０３、０≦α≦０．１５、ＭはＭｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｚｒ及びＭｏから選ばれる少なくとも１種の元素）で表され、層状構造の結晶構造を有するリチウムニッケル複合酸化物粒子を含む非水系電解質二次電池用正極活物質であって、前記複合酸化物粒子は、平均粒径が１５μｍ以上３０μｍ以下であり、前記複合酸化物粒子の断面観察により計測される前記空隙の面積割合が、前記複合酸化物粒子の断面積に対して１．０％以上５．０％以下であり、前記二次粒子の表面及び内部にタングステン及びリチウムを含むリチウムタングステン化合物を有し、前記リチウムタングステン化合物は、前記一次粒子の表面の少なくとも一部に存在し、前記複数の一次粒子の表面に存在する前記リチウムタングステン化合物以外のリチウム化合物に含まれるリチウム量が、前記複合酸化物粒子全量に対して０．０５質量％以下である、ことを特徴とする非水系電解質二次電池用正極活物質。」（請求項１）が記載されている。
　また、「正極活物質１（複合酸化物粒子５）全体のリチウム量は、正極活物質１全体におけるＬｉ／Ｍｅが、０．９５以上１．３０以下であり、０．９７以上１．２０以下であることが好ましく、０．９７以上１．１５以下であることがさらに好ましい。これにより、二次粒子４（芯材）のＬｉ／Ｍｅを０．９５以上１．２５以下、好ましくは０．９５以上１．１５以下、さらに好ましくは０．９５以上１．１０以下とすることができる。正極活物質１全体のＬｉ／Ｍｅが０．９５未満であると、得られた正極活物質を用いた非水系電解質二次電池における正極の反応抵抗が大きくなるため、電池の出力が低くなってしまうことがある。また、正極活物質１全体のＬｉ／Ｍｅが１．３０を超えると、正極活物質の初期放電容量が低下するとともに、正極の反応抵抗も増加してしまうことがある。」（段落［００６４］）と記載されている。
　そして、その実施例には、Ｎｉ０．９１Ｃｏ０．０６Ａｌ０．０３Ｏ２で表されるニッケル複合酸化物に水酸化リチウムを添加し、焼成することにより得られたＮｉ、Ｃｏ及びＡｌの原子数の合計に対するＬｉの原子数の比が１．０４８であるリチウムニッケル複合酸化物粒子（段落［０１６１］～［０１６３］）について、空隙率が１．２～４．２％であるものが示されている（段落［０１８１］表１参照）。
　特許文献４には、「組成式Ｌｉx-yＡyＮｉ1-zＭzＯ2（Ａは、Ｌｉを除くアルカリ金属、アルカリ土類金属から選ばれる１種以上；Ｍは、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｖ、Ａｌのうちから選ばれる１種以上；０＜ｘ≦１；０≦ｙ≦０．２；０＜ｘ－ｙ≦１；ｘ＋ｙ≦１；０≦ｚ≦０．５）で表され、平均粒径が１μｍ～８μｍの１次粒子が凝集して平均粒径が５μｍ～３０μｍの２次粒子を形成し、該２次粒子の空隙率が３０％以下となるリチウム二次電池正極活物質用リチウムニッケル複合酸化物。」（請求項１）が記載されている。
　そして、その実施例には、組成式ＬｉＮｉ0.85Ｃｏ0.15Ｏ2で表されるリチウムニッケル複合酸化物（段落［００４７］～［００４９］）について、２次粒子空隙率が、５．６％～２３．６％のものが示されている（段落［００５９］表１参照）。
　特許文献５には、「１０～６０ｎｍの平均直径の空隙を含み、空隙率が０．５～２０％であることを特徴とする、リチウム二次電池用正極活物質。」（請求項１）が記載されている。
　そして、その実施例には、リチウム金属酸化物ＬｉＮｉ０．６Ｃｏ０．２Ｍｎ０．２Ｏ２又はＬｉＮｉ０．5Ｃｏ０．２Ｍｎ０．3Ｏ２（段落［００７６］～［００７９］）について、空隙率が２．０７～２．９１％のものが示されている（段落［００８８］表１参照）。
　特許文献６には、「リチウムイオン電池用正極活物質の製造方法であって、Ｎｉ１－ｙＭｙ（ＯＨ）２（式中、０＜ｙ≦０．５、ＭはＣｏ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｎ及びＧａからなる群から選択される少なくとも１種以上の金属元素）で表される組成の一次粒子が多数凝集した二次粒子からなり、前記一次粒子の少なくとも一部が前記二次粒子の中心から外方に向かって放射状に並んでなる、水酸化物原料粉末を用意する工程と、前記水酸化物原料粉末を５００～１０００℃の最高到達温度まで、５０℃／分以上の昇温速度で及び／又は噴霧熱分解により急速昇温して熱分解させ、それによりクラック状の開気孔を備えた酸化物粉末を生成させる工程と、前記酸化物粉末を、リチウム化合物単独、又は金属元素Ｍを含む化合物及びリチウム化合物の組合せと、ＬｉｘＮｉ１－ｚＭｚＯ２（式中、０．９６≦ｘ≦１．０９、０＜ｚ≦０．５）で表される組成を与えるように反応させてリチウムイオン電池用正極活物質を得る工程と、を含んでなる、方法。」（請求項１）、「前記正極活物質が、一次粒子が多数凝集した空隙率５～２５体積％で略球状の二次粒子からなり、前記一次粒子及び空隙の少なくとも一部が二次粒子の中心から外方に向かって放射状に並んでなる、請求項１～７のいずれか一項に記載の方法。」（請求項８）が記載されている。
　そして、その実施例には、Ｌｉ１．０２（Ｎｉ０．８１Ｃｏ０．１５Ａｌ０．０４）Ｏ２からなる正極活物質について、空隙率が１０～２２％のものが示され（段落［００３４］表１参照）、また、Ｌｉ１．０２（Ｎｉ０．６０Ｃｏ０．２０Ｍｎ０．２０）Ｏ２からなる正極活物質について、空隙率が１０～２５％のものが示されている（段落［００３９］表２参照）。
　特許文献７には、「層状岩塩構造を有する、リチウム二次電池の正極活物質であって、平均粒子径が０．０１μｍ以上５μｍ以下である多数の一次粒子からなる二次粒子を含有し、前記二次粒子は、（００３）面の配向率が、６０％以上であり、平均粒子径が、１μｍ以上１００μｍ以下であり、長軸径を短軸径で除した値であるアスペクト比が、１．０以上２未満であり、空隙率が、３％以上３０％以下であり、開気孔比率が７０％以上であり、開気孔の平均気孔径が、０．１μｍ以上５μｍ以下であり、前記開気孔の平均気孔径で前記一次粒子の平均粒子径を除した値が、０．１以上５以下である、ことを特徴とする、リチウム二次電池の正極活物質。」（請求項１）が記載されている。
　そして、その実施例には、Ｌｉ（Ｎｉ０．８Ｃｏ０．１５Ａｌ０．０５）Ｏ２（段落［０１２５）について、空隙率が４～２８％のものが示されている（段落［０１３３］表２参照）。
特開２０１６－５４１０１号公報 特開２０１６－１４９２５８号公報 特開２０１７－８４６２８号公報 特開２００１－８５００６号公報 特開２０１２－４１０９号公報 特開２０１４－４９４１０号公報 特開２０１４－６７５４６号公報
　リチウム過剰型活物質を含む正極は、電位が５．０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）に至る初期充電を行うと、４．５～５．０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）の正極電位範囲内に、充電電気量に対する電位変化が比較的平坦な領域（以下、「電位変化が平坦な領域」ともいう）が観察される。この電位変化が平坦な領域は、この電位変化が平坦な領域が終了するまでの充電及び続く放電を一度でも行った正極では、その後５．０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）に至る充電を行っても、再び現れることがない。リチウム過剰型活物質を含む正極を備えた非水電解質二次電池は、初期充電時に上記電位変化が平坦な領域が終了するまでの充電を行って製造されることにより、その後の充放電において、４．５Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）以下の電位領域において充放電した場合にでも高い放電容量が得られる。
　このことを確認するためには、リチウム金属を対極として、
（ｉ）充電終止電圧４．６Ｖ、放電終止電圧２．０Ｖとした充放電
（ｉｉ）充電終止電圧４．４５Ｖ、放電終止電圧２．０Ｖとした充放電
をこの順番で行うとよい。本発明の活物質は、上記（ｉｉ）の放電において２００ｍＡｈ／ｇ以上の放電電気量が得られる。いわゆるＬｉＭｅＯ２型活物質ではこのような手順で充放電を行っても、２００ｍＡｈ／ｇ未満の容量しか得られない。
　しかしながら、従来のリチウム過剰型活物質を含む正極は、上記のように製造され、上記のように使用した場合、充電時の電位プロファイルと放電時の電位プロファイルとの差（以下、「充放電ヒステリシス」ともいう。）が大きいため、充電時に必要なエネルギーに対する、放電時に得られるエネルギーの比率（以下、「エネルギー効率」という。）が小さいという課題がある。
　特許文献１には、モル比Ｌｉ／Ｍｅ（Ｍｅは遷移金属）が１．４５であるリチウム遷移金属複合酸化物を含有する「リチウム過剰型」正極活物質について、空隙率が２～１５％であるものが示されているが、充放電効率やエネルギー効率を向上させることは記載されていない。
　特許文献２及び３には、モル比Ｌｉ／Ｍｅが１≦Ｌｉ／Ｍｅであるリチウム遷移金属複合酸化物を含有する正極活物質が記載されているが、具体的に記載されているのは、「ＬｉＭｅＯ２型」正極活物質であり、また、空隙率は５％未満である。
　特許文献４～７には、「ＬｉＭｅＯ２型」正極活物質について、空隙率が５％以上のものが記載されている。
　また、特許文献２～７には、充放電効率やエネルギー効率を向上させることは記載されていない。
　本発明は、優れたエネルギー効率を示すリチウム過剰型正極活物質、その正極活物質を用いた非水電解質二次電池を提供することを課題とする。
　上記の課題を解決するための本発明の一側面は、リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質であって、前記リチウム遷移金属複合酸化物は、α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％である、非水電解質二次電池用正極活物質、その正極活物質を含有する非水電解質二次電池用正極、その正極を備えた非水電解質二次電池である。
　本発明の他の一側面は、リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法であって、遷移金属水酸化物前駆体に、リチウム化合物を混合し、７５０～１０００℃で焼成することにより、α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％であるリチウム遷移金属複合酸化物を製造する、非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法である。
　本発明により、優れたエネルギー効率を示すリチウム過剰型正極活物質、その正極活物質を用いた非水電解質二次電池を提供することができる。
比較例１６に係る前駆体粉末、実施例１に係る前駆体粉末及び比較例７に係る前駆体粉末のエックス線回折図 実施例１及び比較例１に係る非水電解質二次電池の使用時の充放電曲線を示す図 リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率とエネルギー効率の関係を示す図 リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率と放電容量の関係を示す図 本発明に係る非水電解質二次電池の一実施形態を示す外観斜視図 本発明に係る非水電解質二次電池を複数個備えた蓄電装置を示す概略図
　本発明者らは、前駆体の結晶構造及び活物質であるリチウム遷移金属複合酸化物の組成といった合成条件を変化させることによって、空隙率を制御したリチウム遷移金属複合酸化物の作製が可能であることを見出し、空隙率が特定の範囲であることで優れたエネルギー効率を示すリチウム過剰型正極活物質が得られることを知見した。
　リチウム過剰型正極活物質の空隙率がエネルギー効率と関連する理由については、必ずしも明らかではないが、本発明者は次のように推察している。リチウム過剰型正極活物質の空隙率は、活物質の粒子中に存在する細孔の量を表しており、空隙率が高くなるほど、反応点が増大する。空隙率が高すぎると、反応点が多くなりすぎてしまうために、充電時における活物質表面での電解液の酸化分解が促進されるため、エネルギー効率が低くなる。
　また、ＬｉＭｅＯ２相とＬｉ２ＭｎＯ３相との固溶体とみなすことができるリチウム過剰型では、空隙率が低すぎる場合には、Ｌｉ２ＭｎＯ３相に由来する充放電ヒステリシスが反映されやすくなる。Ｌｉ２ＭｎＯ３相はＬｉＭｅＯ２相より充放電ヒステリシスが大きいため、空隙率が低すぎる場合にはエネルギー効率が低くなる。従って、リチウム過剰型正極活物質の空隙率が特定範囲内であることで、充放電ヒステリシスが小さいリチウム過剰型正極活物質とすることができ、エネルギー効率が高い非水電解質二次電池とすることのできるリチウム過剰型正極活物質を提供できる。
　以下、正極活物質、その前駆体、非水電解質二次電池について詳述する。
　＜非水電解質二次電池用正極活物質＞
　上記の知見に基づく本発明の第一の実施形態は、リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質であって、前記リチウム遷移金属複合酸化物は、α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％である、非水電解質二次電池用正極活物質である。
　前記リチウム遷移金属複合酸化物の組成は、Ｌｉ１＋αＭｅ１－αＯ２（α＞０）と表記することができる、いわゆる「リチウム過剰型」である。
　≪リチウム遷移金属複合酸化物の組成≫
　第一の実施形態においては、組成式Ｌｉ１＋αＭｅ１－αＯ２（α＞０）で表されるリチウム遷移金属複合酸化物において、（１＋α）／（１－α）で表される遷移金属元素Ｍｅに対するＬｉのモル比Ｌｉ／Ｍｅは、１．０５以上、１．４以下である。この範囲であると、正極活物質のエネルギー効率及び放電容量が向上する。上記モル比Ｌｉ／Ｍｅは、１．１以上が好ましく、また、１．３５以下が好ましい。
　前記リチウム遷移金属複合酸化物は、遷移金属（Ｍｅ）としてＮｉ及びＭｎ、又はＮｉ、Ｃｏ及びＭｎを含むことが好ましい。
　遷移金属元素Ｍｅに対するＭｎのモル比Ｍｎ／Ｍｅは０．３５以上が好ましく、また、０．６未満が好ましい。この範囲であると、正極活物質の放電容量が大きくなる。上記モル比Ｍｎ／Ｍｅは０．４以上がより好ましく、また、０．５５以下がより好ましい。
　リチウム遷移金属複合酸化物に含有されるＣｏは、初期効率を向上させる効果があるが、希少資源であることからコスト高である。したがって、遷移金属元素Ｍｅに対するＣｏのモル比Ｃｏ／Ｍｅは０．３５以下とすることが好ましく、０．２０以下がさらに好ましく、０．１３以下がよりさらに好ましく、０でもよい。
　遷移金属元素Ｍｅに対するＮｉのモル比Ｎｉ／Ｍｅは０．２以上０．６以下が好ましく、０．２５以上０．５５以下がより好ましい。この範囲であると、水酸化物前駆体のタップ密度を向上させることが可能であり、正極活物質の放電容量が大きくなる。
　≪リチウム遷移金属複合酸化物の結晶性≫
　第一の実施形態に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、α－ＮａＦｅＯ２構造を有している。合成後（充放電を行う前）の上記リチウム遷移金属複合酸化物は、空間群Ｐ３１１２あるいはＲ３－ｍに帰属される。このうち、空間群Ｐ３１１２に帰属されるものには、ＣｕＫα管球を用いたエックス線回折図上、２θ＝２０～２２°の範囲に超格子ピーク（Ｌｉ［Ｌｉ１／３Ｍｎ２／３］Ｏ２型の単斜晶に見られるピーク）が確認される。ところが、一度でも充電を行い、結晶中のＬｉが脱離すると結晶の対称性が変化することにより、上記超格子ピークが消滅して、上記リチウム遷移金属複合酸化物は空間群Ｒ３－ｍに帰属されるようになる。ここで、Ｐ３１１２は、Ｒ３－ｍにおける３ａ、３ｂ、６ｃサイトの原子位置を細分化した結晶構造モデルであり、Ｒ３－ｍにおける原子配置に秩序性が認められるときに該Ｐ３１１２モデルが採用される。なお、「Ｒ３－ｍ」は本来「Ｒ３ｍ」の「３」の上にバー「－」を施して表記する。
　第一の実施形態に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、エックス線回折パターンを元に空間群Ｒ３－ｍを結晶構造モデルに用いたときに、（１０４）面に帰属される回折ピークの半値幅、即ち、ＦＷＨＭ（１０４）の値が０．２°以上０．６°以下であることが好ましい。前記ＦＷＨＭ（１０４）は、全方位からの結晶化度の指標である。小さすぎると、結晶化が進みすぎて結晶子が大きくなり、Ｌｉイオンの拡散が十分に行われないため、放電容量が減少する。大きすぎると、結晶化度が低いから、Ｌｉイオンの輸送効率が低下し、やはり放電容量が減少する。したがって、上記の範囲の結晶化度とすることにより、放電容量を大きくすることが可能となる。
　なお、２θ＝４４．１°±１°の回折ピークは、空間群Ｐ３１１２では（１１４）面、空間群Ｒ３－ｍでは（１０４）面に指数付けされる。
　≪リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率≫
　第一の実施形態に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、空隙率が５～１５％である。
　リチウム過剰型であるリチウム遷移金属複合酸化物の空隙率を５～１５％とすることにより、エネルギー効率が高く、放電容量が大きい非水電解質二次電池を得ることができる。
　本明細書において、空隙率の測定条件は、以下のとおりである。
　空隙率の測定には、Quantachrome社製の「autosorb iQ」及び制御・解析ソフト「ASiQwin」を用いる。測定対象の試料（リチウム遷移金属複合酸化物の粒子）１．００ｇを測定用のサンプル管に入れ、１２０℃にて１２ｈ真空乾燥することで、測定試料中の水分を十分に除去する。次に、液体窒素を用いた窒素ガス吸着法により、相対圧力Ｐ／Ｐ０（Ｐ０＝約７７０ｍｍＨｇ）が０から１の範囲内で吸着側及び脱離側の等温線を測定する。そして、脱離側の等温線を用いてＢＪＨ法により計算することにより細孔分布を評価し、細孔容積ΔＶ（ｍｌ／ｇ）を求める。また、別途にQuantachrome社製の「ULTRAPYCNOMETER 1000」よりヘリウムガスを用いた真密度測定により、リチウム遷移金属複合酸化物の粒子の真密度ｄ（ｇ／ｍｌ）を求める。これらを用いて、空隙率は以下の式で計算される。
　（空隙率） = ΔＶ／（１／ｄ + ΔＶ） × １００　「％」
　＜非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法＞
　本発明の第二の実施形態は、リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法であって、遷移金属水酸化物前駆体に、リチウム化合物を混合し、７５０～１０００℃で焼成することにより、α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％であるリチウム遷移金属複合酸化物を製造する、非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法である。
　≪遷移金属水酸化物前駆体、及びその製造方法≫
　前記リチウム遷移金属複合酸化物の製造方法に用いる遷移金属水酸化物前駆体は、遷移金属（Ｍｅ）としてＮｉ及びＭｎ、又はＮｉ、Ｃｏ及びＭｎを含み、αＮｉ（ＯＨ）２型結晶構造の化合物（以下、αＭｅ（ＯＨ）２と記載する）及びβＮｉ（ＯＨ）２型結晶構造の化合物（以下、βＭｅ（ＯＨ）２と記載する）の混合物であることが好ましい。
　リチウム遷移金属複合酸化物の水酸化物前駆体として、αＭｅ（ＯＨ）２とβＭｅ（ＯＨ）２の混合物を用いることにより、空隙率が５～１５％であるリチウム遷移金属複合酸化物を製造することができ、αＭｅ（ＯＨ）２単相又はβＭｅ（ＯＨ）２単相を用いた場合と比べて、エネルギー効率が高く、放電容量が大きい非水電解質二次電池を得ることができる。
　また、αＭｅ（ＯＨ）２及びβＭｅ（ＯＨ）２を含有する結晶構造を有する前駆体は、αＭｅ（ＯＨ）２単相又はβＭｅ（ＯＨ）２単相の結晶構造を有する前駆体と比べてタップ密度を大きくすることができる。そして、αＭｅ（ＯＨ）２とβＭｅ（ＯＨ）２の混合物に係る前駆体を用いて、プレス密度が高いリチウム遷移金属複合酸化物を製造することができる。遷移金属水酸化物前駆体の結晶構造が遷移金属水酸化物前駆体のタップ密度及びリチウム遷移金属複合酸化物のプレス密度と関連する理由については、必ずしも明らかではないが、本発明者は次のように推察している。αＭｅ（ＯＨ）２単相の遷移金属水酸化物は、板状の形態を有するαＭｅ（ＯＨ）２の一次粒子径が大きいため、二次粒子を構成する一次粒子間の空隙の体積が大きくなり、従って、遷移金属水酸化物前駆体の密度は低くなると考えられる。また、βＭｅ（ＯＨ）２単相が生成する遷移金属水酸化物の製造条件は、ｐＨが高いため、遷移金属水酸化物の粒子成長よりも核生成が優先される結果、微細な粒子が多く生成され、従って、やはり遷移金属水酸化物前駆体の密度は低くなると考えられる。従って、αＭｅ（ＯＨ）２とβＭｅ（ＯＨ）２の混相が生成する遷移金属水酸化物の製造条件を採用することで、タップ密度の高い遷移金属水酸化物前駆体が得られると考えられ、タップ密度の高い前駆体を用いてリチウム遷移金属複合酸化物を合成するために、プレス密度が高いリチウム遷移金属複合酸化物が得られる。
　第二の実施形態の正極活物質の製造方法に用いる前記遷移金属水酸化物前駆体（以下、単に「前記水酸化物前駆体」ともいう。）のＭｎ／Ｍｅ、Ｃｏ／Ｍｅ、Ｎｉ／Ｍｅのモル比の好ましい範囲、その限定理由は、第一の実施形態の場合と同様である。
　前記水酸化物前駆体は、Ｎｉ及びＭｎ、又はＮｉ、Ｃｏ及びＭｎを含む化合物を、ｐＨ１０．２以下の水溶液中で反応させることによって製造することが好ましい。
　遷移金属水酸化物前駆体を共沈法で製造する際のｐＨは、通常、１０．５～１４である。そして、ｐＨ１０．５以上で製造される水酸化物前駆体は、βＭｅ（ＯＨ）２の単相である。これに対して、ｐＨ１０．２以下の水溶液中で遷移金属の化合物を反応させることにより、αＭｅ（ＯＨ）２及びβＭｅ（ＯＨ）２を含有する前駆体を製造することができる。このような前駆体から作製されたリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いると、空隙率を低くすることができ、４．４５Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）を上限、２．０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）を下限とする充放電におけるエネルギー効率が高くなる。
　前記水酸化物前駆体を製造する場合、アルカリ性を保った反応槽に、遷移金属（Ｍｅ）を含有する溶液と共に、アルカリ金属水酸化物、錯化剤、及び、還元剤を含有するアルカリ溶液を加えて、遷移金属水酸化物を共沈させることが好ましい。
　錯化剤としては、アンモニア、硫酸アンモニウム、硝酸アンモニウム等を用いることができ、アンモニアが好ましい。錯化剤を用いた晶析反応によって、よりタップ密度の大きな前駆体を作製することができる。
　錯化剤と共に還元剤を用いることが好ましい。還元剤としては、ヒドラジン、水素化ホウ素ナトリウム等を用いることができ、ヒドラジンが好ましい。
　アルカリ金属水酸化物（中和剤）には、水酸化ナトリウム、水酸化リチウム又は水酸化カリウムを使用することができる。
　水酸化物前駆体を作製するにあたって、Ｎｉ，Ｃｏ，ＭｎのうちＭｎは酸化されやすく、Ｎｉ，Ｍｎ、又はＮｉ，Ｃｏ，Ｍｎが２価の状態で均一に分布した共沈前駆体を作製することが容易ではないため、Ｎｉ，Ｍｎ、又はＮｉ，Ｃｏ，Ｍｎの原子レベルでの均一な混合は不十分なものとなりやすい。本発明の第二の実施形態の好ましい組成範囲においては、遷移金属中のＭｎ比率が比較的高いので、水溶液中の溶存酸素を除去することが重要である。溶存酸素を除去する方法としては、酸素（Ｏ２）を含まないガスをバブリングする方法が挙げられる。酸素を含まないガスとしては、限定されるものではないが、窒素ガス、アルゴンガス等を用いることができる。
　上記のように、溶液中でＮｉ，Ｍｎ、又はＮｉ，Ｃｏ，Ｍｎを含有する化合物を共沈させて水酸化物前駆体を製造する工程におけるｐＨ（反応槽における反応ｐＨ）は、αＭｅ（ＯＨ）２とβＭｅ（ＯＨ）２の混合物とするために、１０．２以下とすることが好ましい。また、このようなｐＨとすることにより、粒子成長速度を促進できるので、原料水溶液滴下終了後の撹拌継続時間を短縮できる。なお、ｐＨが低すぎると、αＭｅ（ＯＨ）２単相の前駆体となるので、反応ｐＨは９を超えることが好ましい。
　前記水酸化物前駆体の原料は、Ｍｎ化合物としては酸化マンガン、炭酸マンガン、硫酸マンガン、硝酸マンガン、酢酸マンガン等を、Ｎｉ化合物としては、水酸化ニッケル、炭酸ニッケル、硫酸ニッケル、硝酸ニッケル、酢酸ニッケル等を、Ｃｏ化合物としては、硫酸コバルト、硝酸コバルト、酢酸コバルト等を一例として挙げることができる。
　前記水酸化物前駆体の原料水溶液（遷移金属を含有する水溶液）を滴下供給する間、水酸化ナトリウム等のアルカリ金属水酸化物（中和剤）、アンモニア等の錯化剤、及び、ヒドラジン等の還元剤を含有する混合アルカリ溶液を適宜滴下する方法が好ましい。滴下するアルカリ金属水酸化物の濃度は、１．０～８．０Ｍであることが好ましい。錯化剤の濃度は、０．４Ｍ以上であることが好ましく、０．６Ｍ以上であることがより好ましい。また、２．０Ｍ以下であることが好ましく、１．６Ｍ以下であることがより好ましく、１．５Ｍ以下とすることがさらに好ましい。還元剤の濃度は、０．０５～１．０Ｍであることが好ましく、０．１～０．５Ｍとすることがより好ましい。反応槽のｐＨを低くすると共に、アンモニア（錯化剤）の濃度を０．６Ｍ以上とすることにより、水酸化物前駆体のタップ密度を高くすることができる。
　前記原料水溶液の滴下速度は、生成する水酸化物前駆体の１粒子内における元素分布の均一性に大きく影響を与える。特にＭｎは、ＮｉやＣｏと均一な元素分布を形成しにくいので注意が必要である。好ましい滴下速度については、反応槽の大きさ、攪拌条件、ｐＨ、反応温度等にも影響されるが、３０ｍＬ／ｍｉｎ以下が好ましい。放電容量を向上させるためには、滴下速度は１０ｍＬ／ｍｉｎ以下がより好ましく、５ｍＬ／ｍｉｎ以下が最も好ましい。
　また、反応槽内にアンモニア等の錯化剤が存在し、かつ一定の対流条件を適用した場合、前記原料水溶液の滴下終了後、さらに攪拌を続けることにより、粒子の自転及び攪拌槽内における公転が促進され、この過程で、粒子同士が衝突しつつ、粒子が段階的に同心円球状に成長する。即ち、水酸化物前駆体は、反応槽内に原料水溶液が滴下された際の金属錯体形成反応、及び、前記金属錯体が反応槽内の滞留中に生じる沈殿形成反応という２段階での反応を経て形成される。従って、前記原料水溶液の滴下終了後、さらに攪拌を続ける時間を適切に選択することにより、目的とする粒子径を備えた水酸化物前駆体を得ることができる。
　原料水溶液滴下終了後の好ましい攪拌継続時間については、反応槽の大きさ、攪拌条件、ｐＨ、反応温度等にも影響されるが、粒子を均一な球状粒子として成長させるために０．５ｈ以上が好ましく、１ｈ以上がより好ましい。また、粒子径が大きくなりすぎることで電池の低ＳＯＣ領域における出力性能が充分でないものとなる虞を低減させるため、１５ｈ以下が好ましく、１０ｈ以下がより好ましく、５ｈ以下が最も好ましい。
　また、前記水酸化物前駆体及びリチウム遷移金属複合酸化物の２次粒子の粒度分布における累積体積は、５０％となる粒子径であるＤ５０を１３μｍ以下とすることが好ましい。そのためには、例えば、ｐＨを９．１～１０．２に制御した場合には、撹拌継続時間は１～３ｈが好ましい。
　水酸化物前駆体の粒子を、中和剤として水酸化ナトリウム等のナトリウム化合物を使用して作製した場合、その後の洗浄工程において粒子に付着しているナトリウムイオンを洗浄除去することが好ましい。例えば、作製した水酸化物前駆体を吸引ろ過して取り出す際に、イオン交換水５００ｍＬによる洗浄回数を６回以上とするような条件を採用することができる。
　なお、非水電解質二次電池用正極活物質の前駆体は、後述の比較例９に示したように、遷移金属炭酸塩前駆体を用いる方法も知られている。しかしながら、一般的に遷移金属炭酸塩前駆体を用いると、焼成の過程で前駆体からガス（主に二酸化炭素）が発生する。このガス発生により、正極活物質には空孔が多く発生し、空隙率は高くなる傾向にある。
　≪リチウム遷移金属複合酸化物の製造方法≫
　上記のようにして作製した遷移金属水酸化物前駆体に、リチウム化合物を混合し、７５０～１０００℃で焼成することにより、リチウム遷移金属複合酸化物を製造する。
　焼成温度を上記の範囲とすることにより、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率を５～１５％とすることができる。
　リチウム化合物としては、水酸化リチウム、炭酸リチウム、硝酸リチウム、酢酸リチウム等を用いることができる。但し、リチウム化合物の量については、焼成中にリチウム化合物の一部が消失することを見込んで、１～５モル％程度過剰に仕込むことが好ましい。
　焼成温度は、活物質の可逆容量に影響を与える。
　焼成温度が高すぎると、得られた活物質が酸素放出反応を伴って崩壊すると共に、主相の六方晶に加えて単斜晶のＬｉ［Ｌｉ１／３Ｍｎ２／３］Ｏ２型に規定される相が、固溶相としてではなく、分相して観察される傾向がある。このような分相が多く含まれすぎると、活物質の可逆容量の減少を導くので好ましくない。このような材料では、エックス線回折図上３５°付近及び４５°付近に不純物ピークが観察される。したがって、焼成温度は、活物質の酸素放出反応の影響する温度未満とすることが好ましい。活物質の酸素放出温度は、活物質の組成によって若干の差があり、第二の実施形態に係る前駆体を用いてリチウム過剰型活物質を製造する場合、概ね１０００℃以上であるが、あらかじめ活物質の酸素放出温度を確認しておくことが好ましい。特に試料に含まれるＣｏ量が多いほど水酸化物前駆体の酸素放出温度は低温側にシフトすることが確認されているので注意が必要である。活物質の酸素放出温度を確認する方法としては、焼成反応過程をシミュレートするために、水酸化物前駆体とリチウム化合物を混合したものを熱質量分析（ＴＧ－ＤＴＡ測定）に供してもよいが、この方法では測定機器の試料室に用いている白金が揮発したＬｉ成分により腐食されて機器を傷めるおそれがあるので、あらかじめ５００℃程度の焼成温度を採用してある程度結晶化を進行させた組成物を熱質量分析に供するのが良い。
　一方、焼成温度が低すぎると、結晶化が十分に進まず、電極特性が低下する傾向がある。十分に結晶化させることにより、結晶粒界の抵抗を軽減し、円滑なリチウムイオン輸送を促すことができる。
　発明者らは、リチウム過剰型活物質の回折ピークの半値幅を詳細に解析した結果、７５０℃未満の温度で合成した試料においては格子内にひずみが残存しており、７５０℃以上の温度で合成することでほとんどひずみを除去することができることがわかった。また、結晶子のサイズは合成温度が上昇するに比例して大きくなることがわかった。よって、第二の実施形態に係る前駆体を用いた場合も同様に、系内に格子のひずみがほとんどなく、かつ結晶子サイズが十分成長した粒子とすることができる焼成温度、具体的には、格子定数に及ぼすひずみ量が２％以下、かつ結晶子サイズが５０ｎｍ以上に成長する焼成温度を採用して活物質を製造することが好ましい。この活物質を用いた電極について充放電を行うと、膨張収縮により変化するものの、充放電過程においても結晶子サイズは３０ｎｍ以上を保っていることがわかった。即ち、焼成温度を上記した活物質の酸素放出温度にできるだけ近付けるように選択することにより、はじめて可逆容量が顕著に大きい活物質を得ることができる。
　上記のように、好ましい焼成温度は、活物質の組成による酸素放出温度により異なるが、本発明が前提とする使用条件下での放電容量が十分な活物質を得るためには、焼成温度を７５０～１０００℃とすることが好ましく、７５０～９５０℃とすることがより好ましい。
　＜非水電解質二次電池用正極、及び非水電解質二次電池＞
　本発明の第三の実施形態は、第一の実施態様の正極活物質を含有する非水電解質二次電池用正極、及びその正極を備えた非水電解質二次電池である。この正極を備えることにより、安全性が高く、電位変化が平坦な領域より低い電位範囲の使用において、放電容量が大きな非水電解質二次電池を提供することができる。
　活物質の容量確認は以下の手順で試験セルを作製し、充放電試験を行う。
　電池を解体して取り出した正極の容量を評価する場合には、電池を解体する前に、当該電池の公称容量（Ａｈ）の１０分の１となる電流値（Ａ）で、指定される電圧の下限となる電池電圧に至るまで定電流放電を行い、完全放電状態とする。その後、電池を解体して電極を取り出した後に、極板の洗浄、乾燥作業を行う。得られた正極を作用極、リチウム金属を対極とする試験セルを作製する。なお、上記の工程はすべて、露点－６０℃以下のアルゴン雰囲気中で行う。
　一方で、正極作製前のリチウム遷移金属複合酸化物粉末（充放電前粉末）であれば、導電助剤とバインダー及び分散媒と混練することで得られたペーストを、集電箔に塗布、乾燥し、正極を作製する。得られた正極を作用極、リチウム金属を対極とする試験セルを作製する。
　上記の手順で得られた試験セルは２５℃の恒温槽中で容量確認試験を行う。正極合剤１ｇ当たり２０ｍＡの電流値で、充電終止電圧４．６Ｖとなるまで定電流充電をおこない、４．６Ｖに到達した後は電流が設定の１／６となるときを充電終了とする。１０分の休止を行った後、同じ電流で、放電終止電圧２．０Ｖとして放電を行う。１０分の休止をはさみ上限電圧を４．４５Ｖとした以外は同様の条件にて２回目の充放電を行う。ここで、得られた放電容量（ｍＡｈ）を正極が含む活物質の質量で除算することで、放電容量（ｍＡｈ／ｇ）を得る。
　≪正極≫
　第三の実施形態に係る正極は、第一の実施形態に係る正極活物質を主成分とする粉体を含む。その他の成分として、導電剤、結着剤、増粘剤、フィラー等を含有していてもよい。
　正極活物質の粉体は、平均粒子サイズ１００μｍ以下であることが好ましい。特に、正極活物質の粉体は、非水電解質二次電池の高出力特性を向上する目的で１５μｍ以下であることが好ましい。粉体を所定の形状で得るためには、所定の大きさの前駆体を作製する方法や、粉砕機、分級機などを用いる方法がある。例えば乳鉢、ボールミル、サンドミル、振動ボールミル、遊星ボールミル、ジェットミル、カウンタージェトミル、旋回気流型ジェットミルや篩などが用いられる。粉砕時には水、あるいはヘキサン等の有機溶剤を共存させた湿式粉砕を用いることもできる。分級方法としては、特に限定はなく、篩や風力分級機などが、乾式、湿式ともに必要に応じて用いられる。
　導電剤としては、電池性能に悪影響を及ぼさない電子伝導性材料であれば限定されないが、通常、天然黒鉛（鱗状黒鉛，鱗片状黒鉛，土状黒鉛等）、人造黒鉛、カーボンブラック、アセチレンブラック、ケッチェンブラック、カーボンウイスカー、炭素繊維、金属（銅，ニッケル，アルミニウム，銀，金等）粉、金属繊維、導電性セラミックス材料等の導電性材料を１種又はそれらの混合物として含ませることができる。
　これらの中で、導電剤としては、電子伝導性及び塗工性の観点よりアセチレンブラックが好ましい。導電剤の添加量は、正極又は負極の総質量に対して０．１質量％～５０質量％が好ましく、特に０．５質量％～３０質量％が好ましい。特にアセチレンブラックを０．１～０．５μｍの超微粒子に粉砕して用いると、必要炭素量を削減できるため好ましい。これらの混合方法は、物理的な混合であり、その理想とするところは均一混合である。そのため、Ｖ型混合機、Ｓ型混合機、擂かい機、ボールミル、遊星ボールミルといったような粉体混合機を用いて、乾式、あるいは湿式で混合することが可能である。
　前記結着剤としては、通常、ポリテトラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ），ポリフッ化ビニリデン（ＰＶＤＦ），ポリエチレン，ポリプロピレン等の熱可塑性樹脂、エチレン－プロピレン－ジエンターポリマー（ＥＰＤＭ），スルホン化ＥＰＤＭ，スチレンブタジエンゴム（ＳＢＲ）、フッ素ゴム等のゴム弾性を有するポリマーを１種又は２種以上の混合物として用いることができる。結着剤の添加量は、正極又は負極の総質量に対して１～５０質量％が好ましく、特に２～３０質量％が好ましい。
　フィラーとしては、電池性能に悪影響を及ぼさない材料であれば限定されない。通常、ポリプロピレン，ポリエチレン等のオレフィン系ポリマー、無定形シリカ、アルミナ、ゼオライト、ガラス、炭素等が用いられる。フィラーの添加量は、正極又は負極の総質量に対して添加量は３０質量％以下が好ましい。
　≪負極≫
　非水電解質二次電池の負極に用いる負極活物質としては、限定されない。リチウムイオンを吸蔵及び放出することのできる形態のものであればどれを選択してもよい。例えば、Ｌｉ［Ｌｉ１／３Ｔｉ５／３］Ｏ４に代表されるスピネル型結晶構造を有するチタン酸リチウム等のチタン系材料、ＳｉやＳｂ，Ｓｎ系などの合金系材料リチウム金属、リチウム合金（リチウム－シリコン、リチウム－アルミニウム，リチウム－鉛，リチウム－スズ，リチウム－アルミニウム－スズ，リチウム－ガリウム，及びウッド合金等のリチウム金属含有合金）、リチウム複合酸化物（リチウム－チタン）、酸化珪素の他、リチウムを吸蔵・放出可能な合金、炭素材料（例えばグラファイト、ハードカーボン、低温焼成炭素、非晶質カーボン等）等が挙げられる。
　負極活物質は、正極活物質と同様、粉体として用いられ、負極は正極と同様、その他の成分を含んでいてよい。
　≪正極及び負極の作製≫
　正極及び負極は、前記主成分（各活物質）及びその他の材料を混練し合剤とし、Ｎ－メチルピロリドン，トルエン等の有機溶媒又は水に混合させた後、得られた混合液を下記に詳述する集電体の上に塗布し、又は圧着して５０℃～２５０℃程度の温度で、２時間程度加熱処理することにより好適に作製される。前記塗布方法については、例えば、アプリケーターロールなどのローラーコーティング、スクリーンコーティング、ドクターブレード方式、スピンコーティング、バーコータ等の手段を用いて任意の厚さ及び任意の形状に塗布することが好ましいが、これらに限定されるものではない。
　集電体としては、Ａｌ箔、Ｃｕ箔等の集電箔を用いることができる。正極の集電箔としてはＡｌ箔が好ましく、負極の集電箔としてはＣｕ箔が好ましい。集電箔の厚みは１０～３０μｍが好ましい。また、合剤層の厚みはプレス後において、４０～１５０μｍ（集電箔厚みを除く）が好ましい。
　≪非水電解質≫
　非水電解質二次電池に用いる非水電解質は、限定されるものではなく、一般に非水電解質二次電池等への使用が提案されているものが使用可能である。非水電解質に用いる非水溶媒としては、プロピレンカーボネート、エチレンカーボネート、ブチレンカーボネート、クロロエチレンカーボネート、ビニレンカーボネート等の環状炭酸エステル類；γ－ブチロラクトン、γ－バレロラクトン等の環状エステル類；ジメチルカーボネート、ジエチルカーボネート、エチルメチルカーボネート等の鎖状カーボネート類；ギ酸メチル、酢酸メチル、酪酸メチル等の鎖状エステル類；テトラヒドロフラン又はその誘導体；１，３－ジオキサン、１，４－ジオキサン、１，２－ジメトキシエタン、１，４－ジブトキシエタン、メチルジグライム等のエーテル類；アセトニトリル、ベンゾニトリル等のニトリル類；ジオキソラン又はその誘導体；エチレンスルフィド、スルホラン、スルトン又はその誘導体等の単独又はそれら２種以上の混合物等を挙げることができるが、これらに限定されるものではない。
　非水電解質に用いる電解質塩としては、例えば、ＬｉＣｌＯ４、ＬｉＢＦ４、ＬｉＡｓＦ６、ＬｉＰＦ６、ＬｉＳＣＮ、ＬｉＢｒ、ＬｉＩ、Ｌｉ２ＳＯ４、Ｌｉ２Ｂ１０Ｃｌ１０、ＮａＣｌＯ４、ＮａＩ、ＮａＳＣＮ、ＮａＢｒ、ＫＣｌＯ４、ＫＳＣＮ等のリチウム（Ｌｉ）、ナトリウム（Ｎａ）又はカリウム（Ｋ）の１種を含む無機イオン塩、ＬｉＣＦ３ＳＯ３、ＬｉＮ（ＣＦ３ＳＯ２）２、ＬｉＮ（Ｃ２Ｆ５ＳＯ２）２、ＬｉＮ（ＣＦ３ＳＯ２）（Ｃ４Ｆ９ＳＯ２）、ＬｉＣ（ＣＦ３ＳＯ２）３、ＬｉＣ（Ｃ２Ｆ５ＳＯ２）３、（ＣＨ３）４ＮＢＦ４、（ＣＨ３）４ＮＢｒ、（Ｃ２Ｈ５）４ＮＣｌＯ４、（Ｃ２Ｈ５）４ＮＩ、（Ｃ３Ｈ７）４ＮＢｒ、（ｎ－Ｃ４Ｈ９）４ＮＣｌＯ４、（ｎ－Ｃ４Ｈ９）４ＮＩ、（Ｃ２Ｈ５）４Ｎ－ｍａｌｅａｔｅ、（Ｃ２Ｈ５）４Ｎ－ｂｅｎｚｏａｔｅ、（Ｃ２Ｈ５）４Ｎ－ｐｈｔｈａｌａｔｅ、ステアリルスルホン酸リチウム、オクチルスルホン酸リチウム、ドデシルベンゼンスルホン酸リチウム等の有機イオン塩等が挙げられ、これらのイオン性化合物を単独、あるいは２種類以上混合して用いることが可能である。
　さらに、ＬｉＰＦ６又はＬｉＢＦ４と、ＬｉＮ（Ｃ２Ｆ５ＳＯ２）２のようなパーフルオロアルキル基を有するリチウム塩とを混合して用いることにより、さらに電解質の粘度を下げることができるので、低温特性をさらに高めることができ、また、自己放電を抑制することができ、より好ましい。
　また、非水電解質として常温溶融塩やイオン液体を用いてもよい。
　非水電解質における電解質塩の濃度としては、高い電池特性を有する非水電解質二次電池を確実に得るために、０．１ｍｏｌ／Ｌ～５ｍｏｌ／Ｌが好ましく、さらに好ましくは、０．５ｍｏｌ／Ｌ～２．５ｍｏｌ／Ｌである。
　≪セパレータ≫
　非水電解質二次電池のセパレータとしては、優れた高率放電性能を示す多孔膜や不織布等を、単独あるいは併用することが好ましい。非水電解質二次電池用セパレータを構成する材料としては、例えばポリエチレン，ポリプロピレン等に代表されるポリオレフィン系樹脂、ポリエチレンテレフタレート，ポリブチレンテレフタレート等に代表されるポリエステル系樹脂、ポリフッ化ビニリデン、フッ化ビニリデン－ヘキサフルオロプロピレン共重合体、フッ化ビニリデン－パーフルオロビニルエーテル共重合体、フッ化ビニリデン－テトラフルオロエチレン共重合体、フッ化ビニリデン－トリフルオロエチレン共重合体、フッ化ビニリデン－フルオロエチレン共重合体、フッ化ビニリデン－ヘキサフルオロアセトン共重合体、フッ化ビニリデン－エチレン共重合体、フッ化ビニリデン－プロピレン共重合体、フッ化ビニリデン－トリフルオロプロピレン共重合体、フッ化ビニリデン－テトラフルオロエチレン－ヘキサフルオロプロピレン共重合体、フッ化ビニリデン－エチレン－テトラフルオロエチレン共重合体等を挙げることができる。
　セパレータの空孔率は強度の観点から９８体積％以下が好ましい。また、充放電特性の観点から空孔率は２０体積％以上が好ましい。
　また、セパレータは、例えばアクリロニトリル、エチレンオキシド、プロピレンオキシド、メチルメタアクリレート、ビニルアセテート、ビニルピロリドン、ポリフッ化ビニリデン等のポリマーと電解質とで構成されるポリマーゲルを用いてもよい。非水電解質を上記のようにゲル状態で用いると、漏液を防止する効果がある点で好ましい。
　さらに、セパレータは、上述したような多孔膜や不織布等とポリマーゲルを併用して用いると、電解質の保液性が向上するため好ましい。即ち、ポリエチレン微孔膜の表面及び微孔壁面に厚さ数μｍ以下の親溶媒性ポリマーを被覆したフィルムを形成し、前記フィルムの微孔内に電解質を保持させることで、前記親溶媒性ポリマーがゲル化する。
　前記親溶媒性ポリマーとしては、ポリフッ化ビニリデンの他、エチレンオキシド基やエステル基等を有するアクリレートモノマー、エポキシモノマー、イソシアナート基を有するモノマー等が架橋したポリマー等が挙げられる。該モノマーは、電子線（ＥＢ）照射、又は、ラジカル開始剤を添加して加熱若しくは紫外線（ＵＶ）照射を行うこと等により、架橋反応を行わせることが可能である。
　≪非水電解質二次電池の構成≫
　第三の実施形態に係る非水電解質二次電池の構成については特に限定されるものではなく、正極、負極及びロール状のセパレータを有する円筒型電池、角型電池（矩形状の電池）、扁平型電池等が一例として挙げられる。
　図５に、本発明の一実施形態に係る矩形状の非水電解質二次電池１の外観斜視図を示す。なお、同図は、容器内部を透視した図としている。図５に示す非水電解質二次電池１は、電極群２が電池容器３に収納されている。電極群２は、正極活物質を備える正極と、負極活物質を備える負極とが、セパレータを介して捲回されることにより形成されている。正極は、正極リード４’を介して正極端子４と電気的に接続され、負極は、負極リード５’を介して負極端子５と電気的に接続されている。
　≪蓄電装置の構成≫
　上記の非水電解質二次電池を複数個集合した蓄電装置も、本発明の実施形態に含まれる。図６に示す蓄電装置３０は、複数の蓄電ユニット２０を備えている。それぞれの蓄電ユニット２０は、複数の非水電解質二次電池１を備えている。前記蓄電装置３０は、電気自動車（ＥＶ）、ハイブリッド自動車（ＨＥＶ）、プラグインハイブリッド自動車（ＰＨＥＶ）等の自動車用電源として搭載することができる。
　まず、組成が同じリチウム遷移金属複合酸化物の製造条件を変化させた実施例及び比較例を示す。
　＜正極活物質（リチウム遷移金属複合酸化物）の作製＞
　（実施例１）
　実施例活物質の作製にあたって、反応晶析法を用いて遷移金属水酸化物前駆体を作製した。まず、硫酸ニッケル６水和物３１５．４ｇ、硫酸コバルト７水和物１６８．６ｇ、硫酸マンガン５水和物５３０．４ｇを秤量し、これらの全量をイオン交換水４Ｌに溶解させ、Ｎｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比が３０：１５：５５となる１．０Ｍの硫酸塩水溶液を作製した。次に、５Ｌの反応槽に２Ｌのイオン交換水を注ぎ、Ｎ２ガスを３０ｍｉｎバブリングさせることにより、イオン交換水中に含まれる酸素を除去した。反応槽の温度は５０℃（±２℃）に設定し、攪拌モーターを備えたパドル翼を用いて反応槽内を１５００ｒｐｍの回転速度で攪拌しながら、反応槽内に対流が十分おこるように設定した。前記硫酸塩原液を１．３ｍＬ／ｍｉｎの速度で反応槽に５０ｈ滴下した。ここで、滴下の開始から終了までの間、４．０Ｍの水酸化ナトリウム、１．２５Ｍのアンモニア、及び０．１Ｍのヒドラジンからなる混合アルカリ溶液を適宜滴下することにより、反応槽中のｐＨが常に９．８（±０．１）を保つように制御すると共に、反応液の一部をオーバーフローにより排出することにより、反応液の総量が常に２Ｌを超えないように制御した。滴下終了後、反応槽内の攪拌をさらに１ｈ継続した。攪拌の停止後、室温で１２ｈ以上静置した。
　次に、吸引ろ過装置を用いて、反応槽内に生成した水酸化物前駆体粒子を分離し、さらにイオン交換水を用いて粒子に付着しているナトリウムイオンを洗浄除去し、電気炉を用いて、空気雰囲気中、常圧下、８０℃にて２０ｈ乾燥させた。その後、粒径を揃えるために、瑪瑙製自動乳鉢で数分間粉砕した。このようにして、遷移金属水酸化物前駆体を作製した。
　前記遷移金属水酸化物前駆体２．２６２ｇに、水酸化リチウム１水和物１．２９４ｇを加え、瑪瑙製自動乳鉢を用いてよく混合し、Ｌｉ：（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ）のモル比が１２０：１００である混合粉体を調製した。ペレット成型機を用いて、６ＭＰａの圧力で成型し、直径２５ｍｍのペレットとした。ペレット成型に供した混合粉体の量は、想定する最終生成物の質量が２．５ｇとなるように換算して決定した。前記ペレット１個を全長約１００ｍｍのアルミナ製ボートに載置し、箱型電気炉（型番：ＡＭＦ２０）に設置し、空気雰囲気中、常圧下、常温から８００℃まで１０時間かけて昇温し、８００℃で４ｈ焼成した。前記箱型電気炉の内部寸法は、縦１０ｃｍ、幅２０ｃｍ、奥行き３０ｃｍであり、幅方向２０ｃｍ間隔に電熱線が入っている。焼成後、ヒーターのスイッチを切り、アルミナ製ボートを炉内に置いたまま自然放冷した。この結果、炉の温度は５時間後には約２００℃程度にまで低下するが、その後の降温速度はやや緩やかである。一昼夜経過後、炉の温度が１００℃以下となっていることを確認してから、ペレットを取り出し、粒径を揃えるために、瑪瑙製自動乳鉢で数分間粉砕した。このようにして実施例１に係るリチウム遷移金属複合酸化物Ｌｉ１.０９Ｎｉ０．２７Ｃｏ０．１４Ｍｎ０．５０Ｏ２を作製した。
　（実施例２～４）
　遷移金属水酸化物前駆体と水酸化リチウム１水和物の混合粉体を、それぞれ８５０℃、９００℃、及び７５０℃で焼成したこと以外は実施例１と同様にして、実施例２～４に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（実施例５，６）
　遷移金属水酸化物前駆体の作製において、反応槽のｐＨを１０．０及び１０．２としたこと以外は実施例１と同様にして、実施例５，６に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例１～４）
　遷移金属水酸化物前駆体と水酸化リチウム１水和物の混合粉体を、それぞれ７００℃、６５０℃、１０５０℃、１２００℃で焼成したこと以外は実施例１と同様にして比較例１～４に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例５～８、１６）
　遷移金属水酸化物前駆体の作製において、反応槽のｐＨを１０．５、１０．７、１１．０及び、９．０としたこと以外は実施例１と同様にして、比較例５～７、比較例１６に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　さらに、遷移金属水酸化物前駆体と水酸化リチウム１水和物との焼成温度を６５０℃に変えたこと以外は比較例７と同様にして、比較例８に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例９）
　遷移金属水酸化物前駆体の代わりに、以下の方法で遷移金属炭酸塩前駆体を作製としたこと以外は実施例１と同様にして、比較例９に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　硫酸塩原液の滴下の開始から終了までの間、１．０Ｍの炭酸ナトリウム、０．５Ｍのアンモニア、及び０．２Ｍのヒドラジンからなる混合アルカリ溶液を適宜滴下することにより、反応槽中のｐＨが常に７．９（±０．１）を保つように制御した。
　（比較例１０）
　水酸化リチウム１水和物（ＬｉＯＨ・Ｈ２Ｏ）、水酸化ニッケル（Ｎｉ（ＯＨ）２）、水酸化コバルト（Ｃｏ（ＯＨ）２）、及びオキシ水酸化マンガン（ＭｎＯＯＨ）のそれぞれの粉体をＬｉ：Ｎｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比が１２０：３０：１５：５５となるように混合し、８００℃で焼成した。このようにして、比較例１０に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　＜前駆体の結晶相の確認＞
　上記の実施例、比較例、及び後述する実施例、比較例において作製した遷移金属水酸化物前駆体の結晶相をエックス線回折測定によって確認した。
　参考として、前駆体のエックス線回折測定の結果を図１に示す。反応槽のｐＨを１１．０として合成した比較例７に係る前駆体では、βＮｉ（ＯＨ）２型結晶構造に由来する回折線が見られた。反応槽のｐＨを９．８として合成した実施例１に係る前駆体では、αＮｉ（ＯＨ）２型結晶構造とβＮｉ（ＯＨ）２型結晶構造の混合相が観察された。反応槽のｐＨを９．０として合成した比較例１６に係る前駆体では、αＮｉ（ＯＨ）２型結晶構造に由来する回折線が見られた。
　＜リチウム遷移金属複合酸化物の結晶構造の確認＞
　上記の実施例、比較例、及び後述する実施例、比較例に係るリチウム遷移金属複合酸化物が、α－ＮａＦｅＯ２型結晶構造を有することを、エックス線回折測定における構造モデルと回折パターンが一致したことにより確認した。
　実施例１～１９、比較例１～１０及び比較例１４～１６では、２θ＝２０～２２°の範囲にリチウム過剰型正極活物質特有の超格子ピークが見られた。
　＜リチウム遷移金属酸化物の空隙率の測定＞
　上記の実施例、比較例、及び後述する実施例、比較例に係るリチウム遷移金属複合酸化物の空隙率を、上述した条件及び手順に従って、測定した。
　＜非水電解質二次電池用正極の作製＞
　上記の実施例、比較例、及び後述する実施例、比較例に係るリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いて、以下の手順で実施例及び比較例に係る非水電解質二次電池用正極を作製した。
　Ｎ－メチルピロリドンを分散媒とし、正極活物質、アセチレンブラック（ＡＢ）及びポリフッ化ビニリデン（ＰＶｄＦ）が質量比９０：５：５の割合で混練分散されている塗布用ペーストを作製した。該塗布ペーストを厚さ２０μｍのアルミニウム箔集電体の片方の面に塗布、乾燥したのち、プレスすることで、正極板を作製した。なお、全ての実施例及び比較例に係る正極で、単位面積当たりの塗布重量及び多孔度をあわせた。
　＜非水電解質二次電池の作製＞
　上記のようにして作製した非水電解質二次電池用正極は、一部を切り出し、以下の手順で非水電解質二次電池である試験電池を作製した。正極の単独挙動を正確に観察する目的のため、対極、即ち負極には金属リチウムをニッケル箔集電体に密着させて用いた。ここで、非水電解質二次電池の容量が負極によって制限されないよう、負極には十分な量の金属リチウムを配置した。
　非水電解質として、エチレンカーボネート（ＥＣ）／エチルメチルカーボネート（ＥＭＣ）／ジメチルカーボネート（ＤＭＣ）が体積比６：７：７である混合溶媒に濃度が１ｍｏｌ／ＬとなるようにＬｉＰＦ６を溶解させた溶液を用いた。セパレータとして、ポリアクリレートで表面改質したポリプロピレン製の微孔膜を用いた。外装体には、ポリエチレンテレフタレート（１５μｍ）／アルミニウム箔（５０μｍ）／金属接着性ポリプロピレンフィルム（５０μｍ）からなる金属樹脂複合フィルムを用いた。正極端子及び負極端子の開放端部が外部露出するように電極を収納し、前記金属樹脂複合フィルムの内面同士が向かい合った融着代を注液孔となる部分を除いて気密封止し、前記非水電解質を注液後、注液孔を封止した。
　＜初期充放電工程＞
　以上の手順にて作製された非水電解質二次電池は、２５℃の下、初期充放電工程に供した。充電は、電流０．１Ｃ、電圧４．６Ｖの定電流定電圧充電とし、充電終止条件は電流値が１／６に減衰した時点とした。放電は、電流０．１Ｃ、終止電圧２．０Ｖの定電流放電とした。この充放電を２サイクル行った。ここで、充電後及び放電後にそれぞれ３０分の休止過程を設けた。以上の工程を経て、非水電解質二次電池を完成した。
　＜充放電試験＞
　次に、非水電解質二次電池の使用時の条件にて、１サイクルの充放電試験を行った。充電は、電流０．１Ｃ、電圧４．４５Ｖの定電流定電圧充電とし、充電終止条件は電流値が１／６に減衰した時点とした。放電は、電流０．１Ｃ、終止電圧２．０Ｖの定電流放電とした。ここで、充電後及び放電後にそれぞれ１０分の休止過程を設けた。このサイクルによって得られた放電容量（ｍＡｈ）を、正極が含む正極活物質の質量で除算することで、「放電容量（ｍＡｈ／ｇ）」を得た。
　上記充放電試験時の、実施例１及び比較例１の充放電曲線を図２に示す。
　＜エネルギー効率の算出＞
　上記１サイクルの充放電試験において、充電時の充電電気量（ｍＡｈ/ｇ）に充電平均電圧（Ｖ）を乗じて充電エネルギー（ｍＷｈ/ｇ）を算出し、上記放電容量（ｍＡｈ/ｇ）に放電平均電圧（Ｖ）を乗じて放電エネルギー（ｍＷｈ/ｇ）を算出し、上記充電エネルギー（ｍＷｈ/ｇ）に対する上記放電エネルギー（ｍＷｈ/ｇ）の百分率をエネルギー効率（％）として算出した。
　即ち、充放電ヒステリシスの大きさは、概念的には、図２に示した充電曲線及び放電曲線、並びにグラフの縦軸及び横軸で囲まれる閉曲面の面積に対応する。上記閉曲面の面積が０であれば、エネルギー効率は１００％である。
　Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４の範囲の１．２であり、遷移金属（Ｍｅ）としてＮｉ、Ｃｏ及びＭｎを含むリチウム遷移金属複合酸化物について、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率が５～１５％の範囲の８．７％である実施例１の正極活物質は、空隙率が上記の範囲を外れる１５．５％の比較例１の正極活物質と比較して、充放電ヒステリシスが小さく、優れたエネルギー効率を示すことが分かる。
　以上の実施例及び比較例に係るリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いた非水電解質二次電池の充放電試験の結果を、以下の表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示す正極活物質は、全て組成が同一である。実施例１～４と比較例１～４とは、遷移金属水酸化物前駆体を作製する際の反応ｐＨも同一の９．８であって、前駆体は、α型及びβ型の結晶相を含有する。
　しかし、前駆体とリチウム化合物の焼成を、７５０～９００℃で行った実施例１～４では、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率が５～１５％の範囲内であるのに対して、焼成温度が７５０～１０００℃を外れる比較例１～４では、焼成温度が７５０℃未満の場合には、空隙率が１５％を超えるリチウム遷移金属複合酸化物が得られ、焼成温度が１０００℃を超える場合には、空隙率が５％未満のリチウム遷移金属複合酸化物が得られる。そして、本発明の製造条件を満たし、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率が５～１５％の範囲内の実施例１～４は、エネルギー効率及び放電容量が比較例１～４に比べて大きいことがわかる。
　実施例５，６と比較例５～７、比較例１６は、遷移金属水酸化物前駆体の作製において、反応槽のｐＨを実施例１の９．８に対して、それぞれ１０．０、１０．２、１０．５、１０．７、１１．０、及び９．０とした例であり、比較例８は、反応槽のｐＨを１１．０とするとともに焼成温度を６５０℃とした例である。実施例５，６では、前駆体はα型及びβ型の結晶相を含有し、この前駆体を用いて作製したリチウム遷移金属複合酸化物は空隙率が１５％以下である。
　反応槽のｐＨが１０．２を超える比較例５～８に係る前駆体は、β型の単相であり、この前駆体を用いて作製したリチウム遷移金属複合酸化物は、空隙率が１５％を超える。そして、比較例５～８では、エネルギー効率及び放電容量が実施例１～６を上回ることはないことがわかる。
　反応槽のｐＨが９．０である比較例１６に係る前駆体は、α型の単相であり、この前駆体を用いて作製したリチウム遷移金属複合酸化物は、空隙率が１５％を超える。比較例１６では、エネルギー効率及び放電容量が実施例１～６を上回ることはないことがわかる。
　前駆体が遷移金属炭酸塩である比較例９では、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率が１５％を大きく超えた。焼成の過程で、二酸化炭素などのガスが発生し、正極活物質には空孔が多く発生したため、空隙率は高くなったと考えられる。比較例９では放電容量は大きいが、エネルギー効率は、遷移金属水酸化物前駆体を用いた空隙率が１５％以下の実施例１～６の正極活物質と比較して低い。
　前駆体を固相法により作製した比較例１０では、リチウム遷移金属複合酸化物は空隙率が１５％を超え、エネルギー効率、放電容量が、空隙率が１５％以下の実施例１～６の正極活物質と比較して低い。
　次に、リチウム遷移金属複合酸化物の組成及び／又は製造条件を変化させた実施例及び比較例を示す。
　（実施例７）
　遷移金属水酸化物前駆体の組成がＮｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比で４０：５：５５となるように調製し、前記遷移金属水酸化物前駆体とリチウム化合物の混合粉体のＬｉ：（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ）のモル比が１１０：１００となるように調製したこと以外は実施例１と同様にして、実施例７に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（実施例８）
　遷移金属水酸化物前駆体の組成をＮｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比で４５：５：５０となるように調製し、遷移金属水酸化物前駆体の作製において、反応槽のｐＨを１０．０としたこと、及び前記遷移金属水酸化物前駆体とリチウム化合物の混合粉体のＬｉ：（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ）のモル比を１１０：１００となるように調製し、８５０℃で焼成したこと以外は実施例１と同様にして、実施例８に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（実施例９～１９）
　遷移金属水酸化物前駆体のＮｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比、反応槽のｐＨ、前記前駆体の遷移金属とリチウム化合物のモル比Ｌｉ／Ｍｅ、及び前記前駆体とリチウム化合物の焼成温度を後掲の表２に示す条件としたこと以外は実施例１と同様にして、実施例９～１９に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例１１）
　遷移金属水酸化物前駆体とリチウム化合物の混合粉体のモル比Ｌｉ／Ｍｅを１．０となるように調製したこと以外は実施例１と同様にして、比較例１１に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例１２，１３）
　遷移金属水酸化物前駆体の組成がＮｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比で３３：３３：３３（１：１：１）となるように調製し、反応槽のｐＨを１０．０としたこと、及び前記遷移金属水酸化物前駆体とリチウム化合物のモル比Ｌｉ／Ｍｅを１．０又は１．１とし、９００℃で焼成したこと以外は実施例１と同様にして、比較例１２，１３に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例１４）
　遷移金属水酸化物前駆体とリチウム化合物の混合粉体のモル比Ｌｉ／Ｍｅを１．４５となるように調製したこと以外は実施例１と同様にして、比較例１４に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　（比較例１５）
　Ｌｉ：Ｎｉ：Ｃｏ：Ｍｎのモル比が１４５：３０：１５：５５となるように混合したこと以外は比較例１０と同様にして、比較例１５に係るリチウム遷移金属複合酸化物を作製した。
　以上の実施例及び比較例に係るリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いた非水電解質二次電池の充放電試験の結果を、以下の表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例７～１９によると、遷移金属水酸化物前駆体の作製において、反応槽のｐＨを１０．２以下としてαＭｅ（ＯＨ）２及びβＭｅ（ＯＨ）２を含有する水酸化物前駆体を作製し、この前駆体とリチウム化合物とを、Ｍｅに対するＬｉのモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．１～１．４となるように混合し、１０００℃以下の温度で焼成して得られたリチウム遷移金属複合酸化物は、空隙率が５～１５％の範囲内である。このリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いた電池は、エネルギー効率が高く、放電容量が大きいことがわかる。
　比較例１１に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、モル比Ｌｉ／Ｍｅが１である（リチウム過剰型でない）点で本発明の組成範囲を満たしていない。実施例１と同じ製造条件であるにもかかわらず、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率は１５％を超え、これを正極活物質に用いた電池は、エネルギー効率が低く、放電容量が小さい。
　比較例１３に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、Ｌｉ／Ｍｅが１．１であるが、Ｍｎ／Ｍｅが０．４より小さい０．３３である。比較例１３に係るリチウム遷移金属複合酸化物の空隙率は５％未満であり、エネルギー効率は高いが放電容量が小さい。
　比較例１２に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、Ｎｉ：Ｃｏ：Ｍｎが１：１：１であり、Ｌｉ／Ｍｅが１のＬｉＭｅＯ２型活物質の例である。比較例１２に係るリチウム遷移金属複合酸化物の空隙率は５％未満であり、エネルギー効率は高いが放電容量が小さい。
　比較例１４に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、モル比Ｌｉ／Ｍｅが１．４５である点で本発明の組成範囲を満たしていない。実施例１と同じ製造条件であるにもかかわらず、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率が５％未満であり、これを正極活物質に用いた電池は、空隙率が５％以上の実施例７～１９のリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いた電池と比較して、エネルギー効率が低く、放電容量が小さい。
　比較例１５に係るリチウム遷移金属複合酸化物は、特許文献１と同様の固相法で作製したモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．４５であるリチウム遷移金属複合酸化物であるが、これを正極活物質に用いた電池は、エネルギー効率が低く、放電容量が小さい。
　以上の実施例、比較例について、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率と、これを正極活物質に用いた電池のエネルギー効率の関係を図３に示し、リチウム遷移金属複合酸化物の空隙率と、これを正極活物質に用いた電池の放電容量の関係を図４に示す。いずれの図も、●が実施例、△が比較例を示す。
　図３及び図４からみて、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％であるリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いた電池は、空隙率が５％未満、１５％を超えるリチウム遷移金属複合酸化物を正極活物質に用いた電池と比較して、高いエネルギー効率と、大きな放電容量を両立していることがわかる。
　図４に示されるように、第三の実施形態に係る非水電解質二次電池は、対極をリチウム金属として、４．５～５．０Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）の正極電位範囲内に観察される充電電気量に対する電位変化が比較的平坦な領域が終了するまでの充電及び放電工程を経た後に、４．４５Ｖ（ｖｓ．Ｌｉ／Ｌｉ＋）まで充電した場合、放電可能な電気量（放電容量）が２００ｍＡｈ／ｇ以上となる。上記放電容量は、２１０ｍＡｈ／ｇ以上となることが好ましい。
　本発明に係るリチウム遷移金属複合酸化物を含む正極活物質を用いると、エネルギー効率が高く、放電容量が大きい非水電解質二次電池を提供することができる。したがって、この非水電解質二次電池は、ハイブリッド自動車用、電気自動車用、プラグインハイブリッド自動車用等の非水電解質二次電池として有用である。
　１　　非水電解質二次電池
　２　　電極群
　３　　電池容器
　４　　正極端子
　４’　正極リード
　５　　負極端子
　５’　負極リード
２０　　蓄電ユニット
３０　　蓄電装置　
 
 

Claims (7)

  1. 　リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質であって、
    　前記リチウム遷移金属複合酸化物は、
    　α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、
    　Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、
    　空隙率が５～１５％である、非水電解質二次電池用正極活物質。
  2. 　前記リチウム遷移金属複合酸化物は、遷移金属（Ｍｅ）としてＮｉ及びＭｎ、又はＮｉ、Ｃｏ及びＭｎを含む、請求項１に記載の非水電解質二次電池用正極活物質。
  3. 　リチウム金属を対極として、
    （ｉ）充電終止電圧４．６Ｖ、放電終止電圧２．０Ｖとした充放電
    （ｉｉ）充電終止電圧４．４５Ｖ、放電終止電圧２．０Ｖとした充放電
    をこの順番で行い、上記（ｉｉ）の放電において電気量が２００ｍＡｈ／ｇ以上となる、請求項１又は２に記載の非水電解質二次電池用正極活物質。
  4. 　リチウム遷移金属複合酸化物を含有する非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法であって、
    　遷移金属水酸化物前駆体に、リチウム化合物を混合し、７５０～１０００℃で焼成することにより、
    　α－ＮａＦｅＯ２構造を有し、Ｌｉと遷移金属（Ｍｅ）のモル比Ｌｉ／Ｍｅが１．０５≦Ｌｉ／Ｍｅ≦１．４であり、空隙率が５～１５％であるリチウム遷移金属複合酸化物を製造する、非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法。
  5. 　前記遷移金属水酸化物前駆体は、遷移金属（Ｍｅ）としてＮｉ及びＭｎ、又はＮｉ、Ｃｏ及びＭｎを含み、αＭｅ（ＯＨ）２とβＭｅ（ＯＨ）２の混合物である、請求項４に記載の非水電解質二次電池用正極活物質の製造方法。
  6. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の正極活物質を含有する、非水電解質二次電池用正極。
  7. 　請求項６に記載の非水電解質二次電池用正極を備えた非水電解質二次電池。
     
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