〇、￥、511、￥、〇1、4旨、化等，优选为1'1、2'、抓、胖、？、41、]\%、￥、化、5'、化，更优选 为1'1、2'、？、41、1旨、化，从提高循环特性的观点来看，进一步优选为1'1、2'、41、1旨、化。
[004引 NMC复合氧化物由于理论放电容量高，因此，优选具有由通式（1): LiaNibMncC0dMx02 (式中，a、b、c、d、x满足0.9 <a< 1.2、0<b<l、0<0<0.5、0<d<0.5、0<x<0.3、b+c+d = I cM为选自Ti、Z;r、Nb、W、P、Al、]\^、￥、化、51'、化中的至少一种元素）表示的组成。在此，a表示 Li的原子比，b表示Ni的原子比，C表示Mn的原子比，d表示Co的原子比，X表示M的原子比。从 循环特性的观点来看，在通式（1)中，优选0.4 <b< 0.6。需要说明的是，各元素的组成例如 可W通过电感禪合等离子体(ICP)发光分析法进行测定。
[0049]通常来说，从提高材料的纯度和提高电子传导性运样的观点来看，已知儀(Ni)、钻 (Co)及儘(Mn)有助于容量及输出特性。Ti等是用于取代晶格中的过渡金属的一部分的元 素。从循环特性的观点来看，优选过渡元素的一部分被其它金属元素取代，特别优选在通式 (1)中〇<x<0.3。认为通过固溶有选自1'1、2'、抓、胖、口、41、]\%、￥、(：曰、5'及化中的至少1种元 素，可使晶体结构稳定化，因此，其结果，即使重复充放电，仍可防止电池的容量下降，可W 实现优异的循环特性。
[0化0] 醒C复合氧化物中，本发明人等发现:例如，像LiNio.sMno.sCoo.2化运样儀、儘及钻的 金属组成不均匀时，上述充放电时的复合氧化物的应变/裂纹的影响变大。认为运是由于， 由于金属组成不均匀，因此膨胀收缩时施加于粒子内部的应力产生应变，复合氧化物中更 容易产生裂纹。因此，例如Ni的存在比例较高的复合氧化物（例如，LiNio.8Mno.iCoo.i02)与 化、111及(：0的存在比例均匀的复合氧化物（例如山化日.33111日.33(：0日.33〇2)相比，长期循环特性 的降低变得显著。另一方面，通过采用本实施方式的结构，即使在像LiNiQ.sMnQ.sCoQ.s化运样 金属组成不均匀的复合氧化物中，也出乎意料地发现了可改善循环特性。
[0化。因此，通式（1)中，优选6、。及(1为0.44<6<0.51、0.27<0<0.31、0.19<(1<0.26 的复合氧化物的正极活性物质。通过采用运种结构，可提供容量特性和输出特性的平衡优 异的电池。
[0052] 裡儀类复合氧化物还具有一次粒子凝聚而成的二次粒子结构。而且，该一次粒子 的平均粒径(平均一次粒径)优选为0.9wiiW下，更优选为0.20~0.6WI1，进一步优选为0.25 ~0.5WI1。另外，二次粒子的平均粒径(平均二次粒径)优选为5~20WI1，更优选为5~15WI1。另 夕h它们的比值(平均二次粒径/平均一次粒径)更优选比11大，更优选为15~50,进一步优 选为25~40。需要说明的是，构成裡儀类复合氧化物的一次粒子通常具有具备层状结构的 六方晶系的晶体结构，但其微晶粒径的大小与平均一次粒径的大小具有相关性。在此，"微 晶"是指能够被看作单晶的最大的集合，可W根据粉末X射线衍射测定等得到的衍射强度， 通过使晶体的结构参数精密化的方法来进行测定。构成裡儀类复合氧化物的一次粒子的微 晶粒径的具体的值没有特别限制，从寿命特性的观点来看，优选为IMiW下，更优选为360nm W下，进一步优选为310nmW下。通过采用运种结构，可W减小活性物质的膨胀收缩时的位 移量，抑制伴随重复充放电而产生的二次粒子的微细化(裂纹），可有助于循环特性的提高。 需要说明的是，微晶粒径的值的下限值没有特别限制，通常为20nmW上。在此，本说明书中， 正极活性物质粒子中的微晶粒径的值采用Rietveld法测定的值，Rietveld法中，根据粉末X 射线衍射测定得到的衍射峰强度，算出微晶粒径。
[0053] 裡儀类复合氧化物的振实密度优选为2.3g/cm3 W上，更优选为2.4~2.9g/cm3。通 过采用运种结构，可充分确保构成正极活性物质的二次粒子的一次粒子较高的致密性，还 可维持循环特性的改善效果。
[0化4]另外，裡儀类复合氧化物的BET比表面积优选为0.1~1. OmVg，更优选为0.3~ 1.OmVg,特别优选为0.3~0.7m2/g。通过活性物质的比表面积处于运种范围，可确保活性物 质的反应面积，电池的内部电阻变小，因此，可W将电极反应时发生极化抑制在最小限度。
[0055]另外，关于裡儀类复合氧化物，利用粉末X射线衍射测定得到的（104)面的衍射峰 和(003)面的衍射峰作为衍射峰强度比（（003)/(104))优选为1.28W上，更优选为1.35~ 2.1。另外，作为衍射峰积分强度比（（003)/(104))优选为1.08W上，更优选为1.10~1.45。 运些规定优选的理由如下。即，裡儀类复合氧化物具有在氧层之间存在Li+层、Ni 3+层的层状 岩盐结构。但是，Ni3+容易被还原成Ni2+,并且Ni 2+的离子半径(0.巧A)和Li +的离子半径 (0.90 大致相等，因此，在合成活性物质时产生的Li+缺陷部容易混入M2+。若在Li+位点 混入Ni2+,则局部形成电化学惰性的结构，并且会妨碍Li+的扩散。因此，使用结晶性低的活 性物质时，存在电池充放电容量的减少或持久性下降的可能性。作为该结晶性的高度的指 标，可W使用上述规定。在此，作为对结晶性进行定量的方法，可W采用上述通过使用了 X射 线衍射的晶体结构分析而得到的（003)面与（104)面的衍射峰的强度之比和衍射峰的积分 强度之比。通过使运些参数满足上述规定，晶体内的缺陷变少，可W抑制电池充放电容量的 减少、持久性的下降。需要说明的是，运种结晶性的参数可W通过原料、组成、烧成条件等进 行控制。
[0056] NMC复合氧化物等的裡儀类复合氧化物可W选择共沉淀法、喷雾干燥法等各种公 知的方法进行制备。从本方式的复合氧化物的制备容易的方面来看，优选使用共沉淀法。具 体而言，作为醒C复合氧化物的合成方法，例如如特开2011-105588号中的方法那样，通过共 沉淀法制造儀-钻-儘复合氧化物后，将儀-钻-儘复合氧化物和裡化合物混合并进行烧成， 由此可W得到裡儀类复合氧化物。
[0057] 需要说明的是，在正极活性物质含有尖晶石类裡儘复合氧化物及裡儀类复合氧化 物的情况下，它们的混合比没有特别限制，但从寿命特性及成本的观点来看，尖晶石类裡儘 复合氧化物的含量相对于裡儀类复合氧化物的含量100质量％，优选为15~40质量％，更优 选为30~40质量％。
[0化引 ?导电助剂
[0059] 本方式的非水电解质二次电池中，正极活性物质层还必须含有导电助剂。在此， "导电助剂"是指为了提高活性物质层的导电性而添加的添加物。作为导电助剂，可W举出 科琴黑、乙烘黑等炭黑、石墨、碳纤维等碳材料。正极活性物质层含有导电助剂时，有效地形 成正极活性物质层的内部的电子网络，能有助于电池的输出特性的提高。
[0060] 本方式的非水电解质二次电池的特征的之一在于，正极活性物质层所含有的导电 助剂含有平均粒径不同的两种W上的导电助剂。运里，将平均粒径比其它导电助剂的平均 粒径小的导电助剂称为"第一导电助剂"，且将平均粒径比其它导电助剂大的导电助剂称为 "第二导电助剂"。而且，本方式的非水电解质二次电池的其它特征在于，正极活性物质层中 第一导电助剂的含量比第二导电助剂的含量多。需要说明的是，在正极活性物质层中含有 平均粒径不同的巧巾W上的导电助剂的情况下，只要它们中的任意两种导电助剂满足上述 规定，就包含于本发明的技术范围中。
[0061] 导电助剂的平均粒径的具体的值没有特别限制，可适当参照目前公知的知识，但 作为一例，第一导电助剂的平均粒径优选为1.8~2.5WH，更优选为1.3~4.5WIi。另外，第二 导电助剂的平均粒径优选为2.0~5.祉m，更优选为3.1~3.8皿。另外，第一导电助剂的平均 粒径和第二导电助剂的平均粒径的比也没有特别限制，但第一导电助剂的平均粒径/第二 导电助剂的平均粒径的比值优选为0.25W上且低于1，更优选为0.47~0.8。需要说明的是， 导电助剂的平均粒径的值是通过激光衍射法测定的值。
[0062] 导电助剂的BET比表面积的值也没有特别限制，但第一导电助剂及第二导电助剂 的BE化k表面积均为25~SOcmVg时，可显著实现本发明的作用效果，在运一点上优选。
[0063] 另外，如上所述，正极活性物质层中的第一导电助剂的含量比第二导电助剂的含 量多，但它们的比值(第一导电助剂的含量/第二导电助剂的含量的质量比）优选为1.5~ 4.0,更优选为2.0~3.0。另外，上述正极活性物质层中上述第一导电助剂的含量优选为2~ 4质量％。另外，上述正极活性物质层中上述第二导电助剂的含量优选为1~2质量％。通过 采用运种范围的值，具有可显著实现本发明的作用效果的优点。
[0064] 另外，本方式的非水电解质二次电池的又一特征在于，正极活性物质层的BET比表 面积为1~3mVg。该肥化k表面积的值优选为1.0~2.〇111^邑，更优选为1.2~1.8111^邑，进一步 优选为1.2~1.7m^g。通过采用运种范围的值，具有可显著实现本发明的作用效果的优点。
[0065] 如特开平7-122262号公报所记载的技术，当增大电极的比表面积时，可有助于提 高电池的寿命特性，故优选。但是，根据本发明人的研讨发现，当使用比表面积较大的电极 (特别是正极)构成非水电解质二次电池时，电池到达过充电状态时，存在电池的溫度上升 的问题。
[0066] 本发明人深入探索了产生上述溫度上升的原因。而且，发现产生运种溫度上升的 原因如下：在电池达到过充电状态时，由于正极的比表面积较大，而导致正极的表面电位变 高引起的电解液的分解反应加速。上述的本实施方式的结构是基于运种知识发现的技术方 案。
[0067] 根据具有上述结构的本实施方式的正极，将正极活性物质层的肥T比表面积控制 为规定的范围，而且含有平均粒径较大的导电助剂，由此，电解液和正极活性物质层的构成 材料的接触面积不会过大。因此，即使在电池的过充电状态下，也可抑制电池溫度的上升。 另一方面，通过含有更多的平均粒径较小的导电助剂，可确保正极活性物质层中的导