高温锂空气电池
阅读说明：本技术 高温锂空气电池 (High temperature lithium air battery ) 是由 L·G·约翰逊 于 2020-04-02 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种可再充电锂空气电池,包含：锂基阳极,该锂基阳极包含形成包封锂金属的第一室的锂离子导电电解质；氧电极；形成第二室的固体氧离子导电电解质；和熔融电解质,该熔融电解质被容纳在该第二室中并且耦接在该氧离子导电电解质和该锂离子导电电解质之间,并且该熔融盐电解质不与空气接触。(The invention discloses a rechargeable lithium air battery, comprising: a lithium-based anode comprising a lithium ion conducting electrolyte forming a first chamber encapsulating lithium metal; an oxygen electrode; a solid oxygen ion conducting electrolyte forming a second chamber; and a molten electrolyte contained in the second chamber and coupled between the oxygen ion conducting electrolyte and the lithium ion conducting electrolyte, and the molten salt electrolyte is not in contact with air.)
相关申请的交叉引用
本申请要求于2019年4月4日提交的共同未决的美国临时申请第62/829,108号的优先权，该临时申请的公开内容以引用方式并入本文。
背景技术
现代社会对高性能和可靠的能量存储的需求是有目共睹的。由于其优异的能量密度和高性能，锂电池代表了对这些能量需求的非常有吸引力的解决方案。然而，可用的Li离子存储材料限制了传统Li离子电池的比能量。虽然有任何阳极中锂具有最高的比容量(3861mAh/g)，但典型的阴极材料诸如MnO2、V2O5、LiCoO2和(CF)n具有的比容量小于200mAh/g。
最近，已经提出将锂/氧(Li/O2)或锂空气电池作为避免目前锂离子电池的局限的手段。在这些电池中，锂金属阳极用于最大化阳极容量，并且通过不将阴极活性材料储存在电池中来最大化锂空气电池的阴极容量。相反，环境O2在催化空气电极上被还原形成O2 2-，在此处O2 2-与从阳极传导的Li+离子发生反应。已经发现，水性锂空气电池遭受水对Li阳极的腐蚀，并且由于有效工作所需的过量水而导致容量低于最佳容量。
Abraham和Jiang(J.Electrochem.Soc.,143(1),1-5(1996))报告了一种非水性Li/O2电池，其开路电压接近3V，工作电压为2.0V至2.8V，具有良好的库仑效率和一定的可再充电性，但具有严重的容量衰减，从而将寿命限制为仅几个循环。此外，在非水性电池中，电解质必须润湿锂氧反应产物，以便在再充电期间对该产物进行电解。已经发现，由于反应产物在可用有机电解质中的有限溶解度，因此必须使用过量的电解质以充分润湿在阴极中产生的极高表面积的纳米级放电沉积物。因此，所需的过量电解质显著降低了锂氧电池中原本可获得的高能量密度。
Li/O2电池的工作取决于氧气向空气阴极的扩散。因此，电池期望电解质中的氧气溶解度高以在高速率放电条件下工作。J.Read(J.Electrochem.Soc.,149(9)A1190-A1195(2002))在研究锂空气电池的阴极时，证明了阴极容量对氧气吸收的依赖性。氧气吸收是电解质本生系数(α)、电解质电导率(σ)和粘度(η)的函数。在Read的数据中，随着粘度的增加和本生系数的降低，阴极锂反应容量降低的趋势很明显。已知随着溶剂粘度的增加，锂反应容量和本生系数降低。另外，由于溶解反应产物的能力至关重要，因此电解质对总电池容量具有甚至更直接的影响。这个问题在已知电池中始终以这样或那样的形式存在。
实际上，高容量衰减速率仍然是非水性可再充电锂空气电池的问题，并且已经成为这些非水性可再充电锂空气电池商业化的显著障碍。该高衰减主要归因于电解质和苔状锂粉之间发生的寄生反应，以及在电池再充电期间在阳极-电解质界面处形成的枝晶，以及在再充电期间电解质和LiO2自由基之间作为还原Li2O2的中间步骤发生的钝化反应。
在再充电期间，锂离子跨电解质隔板传导，同时锂被镀覆在阳极处。与致密锂金属膜相反，低密度锂枝晶和锂粉的形成会使再充电过程变得复杂。除了与电解质的钝化反应之外，在再充电期间形成的苔状锂可在氧气存在下被氧化成苔状氧化锂。阳极上的较厚的氧化锂层和/或电解质钝化反应产物层会增加电池的阻抗，从而降低性能。随着循环形成的苔状锂也可导致大量锂在电池内断开连接，从而变得无效。锂枝晶可穿透隔板，在电池内导致内部短路。除了还原涂覆在阳极表面上的氧钝化材料之外，重复循环还会导致电解质分解。这导致在金属阳极表面处形成由苔状锂、氧化锂和锂电解质反应产物组成的层，这提高了电池阻抗并消耗电解质，从而导致电池变干。
由于阳极和阴极结构的相似性，使用活性(非锂金属)阳极来消除枝晶锂镀层的尝试尚未成功。在这种锂空气“离子”电池中，阳极和阴极两者都包含碳或另一种电子导体作为用于提供电子连续性的介质。阴极中的碳黑提供电子连续性和氧化锂形成的反应位点。为了形成活性阳极，在阳极中包括石墨碳以用于锂的嵌入，并且包括碳黑以用于电子连续性。不幸的是，在阳极中使用石墨碳和碳黑也可提供氧化锂形成的反应位点。在相对于锂嵌入到石墨的低电压大约3伏的反应电势下，氧反应将在阳极和阴极中占主导地位。将现有的锂离子电池构造技术应用于锂氧电池将允许氧气扩散遍及电池结构的所有元素。在锂/氧反应发生在阳极和阴极两者中的情况下，难以在两者之间产生电势差。在两个电极内将存在相等的氧化反应电势，从而导致无电压。
作为对枝晶锂镀层和不受控的氧气扩散问题的解决方案，已知的水性和非水性锂空气电池已经包括了屏障电解质隔板，该屏障电解质隔板通常为陶瓷材料，以保护锂阳极并提供硬表面，在再充电期间锂可被镀覆到该硬表面上。然而，形成可靠的、有成本效益的屏障是困难的。Johnson的美国专利第7,691,536号中描述了一种锂空气电池，其采用保护性固态锂离子导电屏障作为隔板来保护锂空气电池中的锂。薄膜屏障在承受与在阳极处剥离和镀覆锂相关联的机械应力或在循环期间阴极的膨胀和收缩方面具有的效力有限。此外，较厚的锂离子导电陶瓷板虽然提供优异的保护性屏障性能，但制造极其困难，显著增加了电池的质量，并且制造相当昂贵。
另外，已经采用了较厚的锂离子导电陶瓷板，特别是在锂水电池中。当厚度在150μm范围内时，这些板提供优异的保护性屏障性能，然而，它们难以制造又昂贵。此外，这些陶瓷板显著增加了电池的质量，从而导致比能量存储能力的降低。这种降低可足以抵消原本使用锂-空气技术可获得的高能量密度性能。
由于它与阴极有关，所以随着放电速率的增加，电池容量的急剧下降归因于反应产物在阴极中的积聚。在高放电速率下，从其表面处进入阴极的氧气没有机会扩散或以其他方式转移到阴极内更深处的反应位点。放电反应发生在阴极表面处，从而导致形成了密封阴极表面并防止额外的氧气进入的反应产物外壳。缺氧，则放电过程不能持续。
锂空气电池的另一个重要挑战是阴极内的电解质稳定性。锂氧电池中的主要放电产物是Li2O2。在再充电期间，所得的锂氧自由基LiO2，一种在电解Li2O2时产生的中间产物，侵蚀并分解阴极内的电解质使其失去其效力。
已经提出将高温熔融盐作为非水性锂-空气电池中的有机电解质的替代物。Sammells的美国专利第4,803,134号描述了一种高锂-氧二次电池，其中采用了陶瓷氧离子导体。该电池包括与锂离子导电熔融盐电解质LiF-LiCl-Li2O接触的含锂负电极，该锂离子导电熔融盐电解质通过氧离子导电固体电解质与正电极隔开。可用的固体氧化物电解质的离子电导率限制要求这种电池在700℃或更高的范围内工作，以便具有合理的充电/放电循环速率。电池的几何形状使得放电反应产物在阳极和固体氧化物电解质之间的熔融盐内积聚。所需空间是电池内的附加阻抗源。
熔融硝酸盐也提供了一种可行的解决方案，并且熔融硝酸盐电解质的物理特性总结在表1中(摘自Melvin H.Miles的Lithium Batteries Using Molten NitrateElectrolytes；(1999))。
表1.熔融硝酸盐电解质的物理特性
熔融LiNO3的电化学氧化在约1.1V(相对于Ag+/Ag)或4.5V(相对于Li+/Li)时发生。LiNO3的电化学还原在约-0.9V(相对于Ag+/Ag)时发生，并且因此这两个反应为300℃下的熔融LiNO3限定2.0V电化学稳定区域，并且这两个反应被定义如下：
LiNO3→Li++NO2+1/2O2+e- (方程1)
LiNO3+2e-→LiNO2+O-- (方程2)
使用熔融硝酸盐的工作未考虑与锂空气电池一起进行；然而，电解质的有效工作电压窗口适用于此类应用。如方案1中的反应电势线所指示，以锂阳极为基准施加4.5V的再充电电压可使硝酸锂分解成亚硝酸锂，从而释放出氧气。另一方面，锂可将LiNO3还原为Li2O和LiNO2。当LiNO3电压相对于锂降至低于2.5V时，发生该反应。只要在电解质中存在溶解氧气，反应动力学就将有利于锂氧反应而不是LiNO3还原。在NaNO3和KNO3熔体中，氧化物离子易于转化为过氧化物(O2 2-)离子和腐蚀性超氧化物(O2 -)离子(M.H.Miles等人，J.Electrochem.Soc.,127,1761(1980))。
方案1
2015年，Liox Power股份有限公司的Vincent Giordani报告了使用硝酸盐的高温熔融盐系统。硝酸盐和卤化物盐具有锂氧环境所需的稳定性、高离子电导率和溶解锂氧和碳酸锂反应产物的能力。这些系统面临的挑战主要与反应产物的处理相关联。与非水性有机电解质电池类似，放电反应产物在电池内的积聚往往干扰反应物向反应位点的迁移，从而限制电池性能。
仍然需要一种克服与现有技术相关联的问题的锂空气电池。
发明内容
根据本公开的实施方案的可再充电锂空气电池，包含：锂基阳极，该锂基阳极包含形成包封锂金属的第一室的固体锂离子导电电解质；氧电极；形成第二室的固体氧离子导电电解质；和熔融电解质，该熔融电解质被包含在该第二室中并且耦接在该氧离子导电电解质和该锂离子导电电解质之间，并且该熔融盐电解质不与空气接触。
附图说明
当结合附图阅读时，将更好地理解前述发明内容以及以下对本发明的详细描述。出于解释本发明的目的，在附图中示出了目前优选的实施方案。然而，应当理解，本发明不限于所示的精确布置和机构。
在附图中：
图1是根据本公开的一个实施方案的电池单元经历放电的示意图；
图2是根据本公开的一个实施方案的电池单元经历再充电的示意图；
图3是示出几种固体陶瓷电解质的锂离子电导率的阿雷尼乌斯图；
图4是示出几种固体陶瓷电解质的氧离子电导率的阿雷尼乌斯图；
图5是示出几种碱共熔盐电解质的离子电导率的图；
图6是氧化锂的锂离子电导率的阿雷尼乌斯图；
图7是示出本公开的示例性实施方案的粗略尺寸的图；并且
图8是本公开的示例性实施方案的质量和体积分配的表。
具体实施方式
本公开整体涉及一种能量存储装置，并且更具体地涉及一种锂空气电化学电池。出于本公开的目的，术语锂空气电池单元、锂空气电池、锂空气电化学引擎、可再充电锂空气电池和锂氧电池可互换使用。
在以下描述中使用的某些术语只是为了方便而非限制。字词“近”、“远”、“上”、“下”“底”和“顶”表示所参考的附图中的方向。根据本发明，字词“向内”和“向外”分别指朝向和远离装置的几何中心及其指定部分的方向。除非本文特别提出，术语“一个”、“一种”和“该”不限于一个元件，而是应当被理解为表示“至少一个”。术语包括上述字词、它们的派生词和具有类似含义的字词。
还将理解，提供术语诸如“第一”、“第二”等仅是为了清楚起见。由这些术语标识的元件或组分及它们的工作可容易地转换。
本公开的方面涉及锂空气电池，该锂空气电池表现出具有有限的容量衰减的高电池充电/放电速率、高能量密度、高功率密度和依靠来自环境空气的氧气工作的能力。因此，它消除了阻碍锂空气电池商业化的显著障碍。例如，通过使用作为流动反应物供应到稳定的固态陶瓷电解质的阳极侧的熔融锂，消除了在电池再充电期间在阳极-电解质界面处形成的苔状锂粉和枝晶。还描述了用于从阴极去除反应产物的流动系统。
锂与氧气的反应如下：
2Li+O2→Li2O2 Eo＝3.10V
4Li+O2→2Li2O Eo＝2.91V
为了避免与过去的锂空气电池的方法相关联的问题，本公开的方面包括在升高的温度下工作的锂空气电池，所述升高的温度在约250℃至650℃、更优选地约250℃至400℃或约400℃至650℃的宽范围内，这取决于包含在电池中的具体电解质。具体地讲，如以下进一步详细描述的，当熔融电解质包含硅氧烷时，优选较低的工作温度范围，并且当电解质仅包含无机熔融盐时，优选较高的工作温度范围。在升高的温度下工作能够实现更高功率密度的更快动力学，从而消除与锂空气技术相关联的主要问题。此外，在升高的温度下工作还允许使用具有高电化学稳定性的高温有机电解质和无机熔融盐电解质溶液，从而避免困扰锂空气电池的传统方法的另一个主要问题。所选的无机熔融盐具有对锂/氧反应产物的良好溶解度，从而允许更好地控制电池动力学。
根据本公开的方面的可再充电锂空气电池，包含：锂基阳极，该锂基阳极包含形成包封锂金属的第一室的锂离子导电电解质；氧电极；形成第二室的固体氧离子导电电解质；和熔融电解质，该熔融电解质被包含在该第二室中并且耦接在该氧离子导电电解质和该锂离子导电电解质之间，其中该熔融电解质不与空气接触。这些组分中的每一者将在下面更详细地描述。
图1所示的本公开的实施方案包括电解质/反应产物外壳2和锂外壳4。锂外壳4由锂离子导电陶瓷电解质16和扩展贮存器20组成。固体锂离子导电电解质16延伸到反应产物外壳2中。外壳4容纳熔融锂24和负电极集电器28。容纳在外壳4内的熔融锂延伸到锂离子导电电解质部分16中，参见26。电解质外壳2由氧离子导电固体电解质6和扩展贮存器8组成。氧电极12耦接到氧离子导电电解质6的外表面，并充当电池的正电极。负电极28和正电极12电耦接到端子30。熔融盐电解质18被容纳在电解质外壳2内，并且将氧离子导电电解质6耦接到固体锂离子导电电解质16的外表面。
图1示出了处于充电状态并正在经历放电的电池。贮存器20内的锂24的液位很高，并且如箭头31所指示锂正在被消耗，因为锂沿电解质16的内表面被氧化。所得的电子由电极28传导到端子30，同时如箭头34所指示锂离子传导通过电解质16并继续进入熔融盐电解质18。电子在端子30处传导通过负载40，然后传导到氧电极12。氧气在氧电极12与氧离子导电电解质6的界面处被氧化。所得的氧离子传导通过电解质6并进入熔融盐电解质18，从而与通过电解质16进入的锂完成反应以形成氧化锂。随着锂反应产物在电解质外壳2内积聚，所得的熔融盐/锂氧反应产物的混合物的液位上升，如箭头32所指示。
图2示出了处于放电状态并正在经历再充电的电池。可看出，在熔融盐电解质18内积聚的锂-氧反应产物的液位高得多，并且混合物现在延伸到贮存器8中。现在，贮存器20内的熔融锂金属24的液位较低。当施加的电压电解分散在电解质18内的氧化锂时，电池由电源42再充电。锂离子传导通过电解质16并被来自电源42的电极28提供的电子还原。随着还原的锂在锂外壳4内部中积聚，熔融锂的液位上升，如箭头35所指示。同时，当电子被电源42提取时，电源42还原氧离子导电电解质6-电极12界面处的氧离子。在再充电期间，熔融盐和锂氧反应产物的混合物的体积减小，如箭头36所指示。在再充电期间，电池最终返回到图1中所示的其初始状态。
固体锂离子导电电解质16
固体锂离子导电电解质优选地为陶瓷材料，其与锂金属接触稳定并形成用于容纳锂金属的室或外壳。固体锂离子导电电解质与锂金属一起形成电池的阳极。
图3是包括来自Li Gaoran等人(Front.Energy Res.,11(2015))和M Kotobuki等人(Journal of Power Sources 196 7750–7754(2011))的数据的阿雷尼乌斯图，并且提供了可被选择用作锂离子导电电解质的几种固态锂离子导电电解质材料的电导率。
用于固体锂离子导电电解质的优选材料包括锂离子导电玻璃，诸如锂β氧化铝、磷酸锂玻璃、锂镧锆氧化物(LLZO)、掺杂氧化铝的LLZO(Al2O3:Li7La3Zr2O12)、硅磷酸锂(Li7SiPO8)、锂铝锗磷酸盐(LAGP)和锂铝磷酸钛(LATP)。最优选的材料是磷酸硅锂。
在优选的实施方案中，由固体锂离子导电电解质形成的阳极室保持在相对均匀的温度下。
固体氧离子导电电解质6
固体氧离子导电电解质形成用于熔融盐电解质的室。用于固体氧离子导电电解质的优选材料包括由3摩尔％Y2O3(3YSZ)或8摩尔％Y2O3(8YSZ)稳定的陶瓷，诸如但不限于钪稳定氧化锆(SSZ)和氧化钇稳定氧化锆(YSZ)。图4复制自Ma等人(博士论文，Stockholm，2012)，示出了适于用作本文所述的锂空气电池中的固体氧离子导电电解质的几种材料的氧离子电导率。
虽然在图1和图2中示出，固体离子导电电解质不必与熔融电解质直接接触。
空气阴极/氧电极12
空气阴极或氧电极是多孔的，使得氧气可通过孔流向反应位点和从反应位点流出，在这些反应位点处，当电池放电或充电时，氧气分别被氧化或还原。在放电期间，氧气通过流到氧化位点而进入电池，在这些氧化位点处氧气被氧化成氧离子和电子。电子传导通过负载40到达阳极电极端子28。氧离子传导通过固体电解质6进入熔融电解质18。在充电期间发生相反的情况。氧离子从熔融电解质通过固体电解质6传导到阴极中的反应位点，在这些反应位点处氧离子被还原成氧气并释放到外部空气中。
阴极可由导电的烧结金属氧化物构成，诸如镧锶铁氧化物、镧锶铁钴氧化物(LSCF)、镨锶铁氧化物(PSF)、钡锶钴铁氧化物(BSCF)、镧锶铜氧化物(LSC)和镧锶锰氧化物(LSM)。优选的阴极材料是LSM。阴极包括银或其他合适的电子导电材料也在本公开的范围内。
熔融电解质18
熔融电解质优选地为无机熔融盐共熔物。图5复制自Masset等人(Journal ofPower Sources 164；397–414(2007))，是适用于本发明的几种无机熔融盐的图。在图中所示的共熔盐熔体中，LiF-LiCl-LiBr(9.6-22-68.4)具有最高的电导率，在500℃下为3.5S/cm。熔融盐诸如LiF-LiCl-LiBr具有溶解锂-氧(Li2O和Li2O2)反应产物的优点，当电池充电和放电时具有显著的益处。当盐中的放电产物饱和时，随着放电产物继续在熔融盐18内积聚，放电产物将从溶液中沉淀析出。
熔融电解质的另选示例包括偏硼酸锂、原硼酸锂、四硼酸锂、块状LiPON、掺杂氟化锂的偏硼酸锂、掺杂硅的四硼酸锂、掺杂偏硼酸锂的碳酸锂(LiBO2—Li2CO3)、掺杂原硼酸锂的碳酸锂(Li3BO3—Li2CO3)、掺杂碳酸锂的原硼酸锂(Li2CO3—Li3BO3)、掺杂二氧化硅的Li3BO3—Li2CO3(SiO2—Li3BO3—Li2CO3)和掺杂氟化锂的Li3BO3—Li2CO3(LiF—Li3BO3—Li2CO3)。电解质的其他示例包括熔融无机盐，例如碱金属硝酸盐诸如硝酸锂和硝酸钠，碱金属氯化物和溴化物诸如氯化锂、溴化锂、氯化钾、溴化钾、氯化钠和溴化钠，碱金属碳酸盐诸如碳酸钠和碳酸锂，以及共熔混合物诸如用于在400℃至650℃温度范围内工作的硝酸钠-硝酸钾(NaNO3-KNO3)和氯化锂-氯化钾(LiCl-KCl)共熔物，以及硅烷和硅氧烷基化合物，包括例如用于在250℃至400℃温度范围内工作的具有或不具有聚环氧乙烷基团的六甲基环三硅氧烷、八甲基环四硅氧烷、十甲基环五硅氧烷和十二甲基六硅氧烷。特别优选的材料包括掺杂的Li9.3C3BO12.5(LCBO)，诸如LCBFO(掺杂有氟的LCBO)、LCBSO(掺杂有硫的LCBO)、LBCSiO(掺杂有硅的LCBO)、LBCSiFO(掺杂有氟的LBCSiO)和LBCGeO(掺杂有锗的LCBO)，以及用于在400℃至650℃温度范围内工作的LBCSO(掺杂有硫的LBCO)。
图6是氧化锂的离子电导率的图。该数据由Annamareddy等人(Entropy,19,227(2017))提供。假定工作温度为500℃，氧化锂在500℃下将具有离子电导率10-1.5。该离子电导率将是熔融盐和固体氧化锂反应产物混合物的混合值。
选择非水性电解质以获得与锂接触的稳定性。因此，锂导电外壳中的裂口将不会导致快速反应，特别是因为进入电池的氧气将受到控制。
阳极
锂基阳极由被容纳在由固体锂离子导电电解质形成的密封陶瓷外壳或室中的锂组成。阳极包含熔融状态的金属锂；锂具有约180℃的熔点。锂金属在与熔融盐电解质直接接触时是稳定的，因为在熔融盐外壳内没有氧气或空气。熔融锂阳极在离子导电外壳内的益处在于其限制电池中的不期望的枝晶生长和短路。固体锂电解质外壳将锂保持为连续状态，使得所有熔融锂保持与阳极端子电接触。在放电期间，锂在固体电解质界面处被氧化成锂离子和电子。电子传导通过负载40到达阴极电极端子30。锂离子传导通过固体电解质16进入熔融电解质18，同时氧离子传导通过氧离子导电外壳。在充电期间发生相反的情况。锂离子从熔融盐传导通过熔融电解质18，并在贮存器20内被还原为锂金属，因为电子从正电极12耦合到端子28。
氧离子通过氧离子导电的熔融盐外壳的壁传导进入熔融盐中，并且熔融盐不接触空气。熔融盐和空气之间没有直接接触，使得熔融盐不会从电池中蒸发。氧气在外壳室的外表面处被氧化成离子，并传导通过固体外壳壁进入熔融盐。
示例性设计
一种示例性设计是1875kWh电池，其被设计用于在1C放电速率下达到最大功率输出，即，电池在1小时内完全放电。锂的比能量为11,580Wh/kg。对于1.875kWh电池，需要162g锂。锂具有的放电电流容量为3.86Ah/g，使得电池的安培-小时容量将为625Ah，(162g*3.86Ah/g/1hr)。
由于其工作温度，电池的主要反应产物是Li2O。锂的原子质量为6.9克/摩尔。对于4Li+O2>2Li2O放电反应产物，每摩尔锂需要0.5摩尔氧气。假定162g(23.48摩尔)锂，需要11.74摩尔(187.82g)氧气来使反应平衡。如果包括氧气的质量，则作为反应产物的氧化锂(Li2O)的净能量密度为5,385Wh/kg。
维持1C放电速率所需的空气流量可由所需的氧气流量确定。空气中的氧气含量为23质量％，使得反应所需的空气总量为816.6g(187.82g O2/(0.23gO2/g空气)。对于1C放电，空气质量流速为816.6g/hr或0.23g/sec，并且使用0.00123g/cm3的空气密度产生187cm3/sec的体积流速。
参考图7，作为粗略估计，并假定平均有效高度为22cm的固体锂电解质容器/隔板16的半径为0.8cm，平均有效表面积将为55cm2。施加在110cm2隔板上的最大功率输出电流将导致5.6A/cm2的净电流密度(625Ah/1h/110cm2)。如图3所示，在600℃下Li3.6Si0.6P0.4O4的锂离子电导率σ大约为1x10-0.3S/cm。由这种材料制成的厚度t为200微米的隔板将具有0.04Ohm-cm2(1/σ*t，1/10-0.3*0.02cm)的阻抗。最大功率输出电流将具有跨电解质16的0.22伏(5.6A*0.04Ohms)的最大电压降。
如图5所示，熔融盐电解质18在600℃下的电导率为4S/cm。其平均电流密度可使用其平均直径来确定。参考图7，电解质16和电解质6的半径之间的差为1.29cm。该厚度的一半将为0.645cm，这给出了熔融电解质中点半径为1.445cm。该半径处的等效表面积为200cm2(2π*1.445cm*22cm)。在熔融盐的中点半径为1.445cm时，最大功率电流密度将为3.13A/cm2(625Ah/1h/200cm2)。对于厚度为1.29cm、电导率为4S/cm的熔融盐电解质，其电阻为0.32Ohm.cm2(1.29cm ohm/4/cm)。在电流密度为3.13A/cm2时，跨熔融盐的最大功率电压降将为1伏。
使用钪稳定氧化锆[(Zr2)0.9(Sc2O3)0.1，SSZ]作为氧离子传导电解质6，在半径为2.09cm时的表面积为288cm2(2π*2.09cm*22cm)，并且在该半径下的最大输出电流密度为2.17A/cm2(625Ah/1h/288cm2)。根据图4，SSZ在600℃下的电导率为10-1.69S/cm。对于0.004cm的厚度，氧导电外壳的电阻将为0.2Ohms.cm2。在电流密度为2.17A/cm2时，电压降将为0.434伏。
对于该示例，在高速率、1小时完全放电期间相对于开路电压的总电压降将为1.65伏。
可通过考虑构建电池所需的组分的质量来近似估计能量密度。图8示出了图1、图2和图7中所示电池的各种组分的材料和质量分配，其中主要组分由组分表中的附图参考标号标识。可看出，582克熔融盐电解质的质量影响是确定比能量的最大因素。为了将Li2O反应产物保持为浆悬浮液，需要过量的电解质使得贮存器6内的产物液位可分别随着放电和充电自由上升和下降。
影响体积能量密度最大的单一材料是300cm3的锂。已在电解质贮存器6和8内分配437cm3的体积以容纳200cm3的熔融盐加上173cm3的完全放电的锂-氧反应产物。该评估分配了200克用于平衡设备组件，这些设备组件可在包括鼓风机和导管、热绝缘件、回热式热交换器、电极和端子互连件的整个电池系统内与其他电池共享。
基于该示例性分析，近似体积能量密度为3.1kWh/l(1,875Wh/604cm3)，并且完全放电比能量为1.29kWh/kg。应当注意，将熔融盐分配减少到300克将导致完全放电比能量为1.6kWh/kg。
本领域的技术人员将理解，在不脱离本发明的广义发明构思的情况下，可对上述实施方案进行改变。因此，应当理解，本发明不限于所公开的具体实施方案，但本发明旨在覆盖由所附权利要求书限定的本发明的实质和范围内的修改。
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