趙俊年，武懌達(dá)，詹元杰，陳宇陽，陳 彬，金 周，張 華，起文斌，俞海龍，賁留斌，劉燕燕，黃學(xué)杰

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鋰電池百篇論文點(diǎn)評（2017.8.1—2017.9.30）

趙俊年，武懌達(dá)，詹元杰，陳宇陽，陳 彬，金 周，張 華，起文斌，俞海龍，賁留斌，劉燕燕，黃學(xué)杰

（中國科學(xué)院物理研究所，北京 100190）

該文是一篇近兩個(gè)月的鋰電池文獻(xiàn)評述，以“l(fā)ithium”和“batter*”為關(guān)鍵詞檢索了Web of Science從2017年8月1日至2017年9月30日上線的鋰電池研究論文，共有2609篇，選擇其中100篇加以評論。正極材料主要研究了層狀、尖晶石和磷酸鹽正極材料的結(jié)構(gòu)演變以及表面包覆和摻雜作用。高容量的硅、錫基和氧化物負(fù)極材料側(cè)重于研究材料合成和應(yīng)用條件與循環(huán)性能的關(guān)系以及容量隨循環(huán)損失的機(jī)理。金屬鋰負(fù)極的研究側(cè)重于通過集流體和表面覆蓋層的設(shè)計(jì)來提高其循環(huán)性能。固態(tài)電解質(zhì)方面制備方法和離子輸運(yùn)機(jī)理是研究重點(diǎn)，電解液添加劑的研究目標(biāo)是提高電池的高溫穩(wěn)定性。鋰空電池、鋰硫電池側(cè)重于改進(jìn)電池的循環(huán)性能。理論模擬工作包括材料體相、界面結(jié)構(gòu)和輸運(yùn)性質(zhì)，除了以材料為主的研究之外，針對電池的原位分析的研究論文也有多篇。

鋰電池；正極材料；負(fù)極材料；電解質(zhì)；電池技術(shù)

1 正極材料

1.1 層狀氧化物正極材料

CHEN等[1]在三元材料LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2中引入Ca摻雜來提高其陽離子有序度，Ca占據(jù)具有相似離子半徑的Ni的位置，發(fā)現(xiàn)6%摻雜的樣品能夠最大程度減小Li/Ni混排，從而獲得最好的性能，認(rèn)為離子半徑更大的低價(jià)元素?fù)诫s是減小LMO2材料中Li/Ni混排的好辦法。HU等[2]在納米LiCoO2表面生長了超薄的Al2O3，通過不同溫度的燒結(jié)來獲得不同的核-殼結(jié)構(gòu)的材料。用TEM和ED分析了界面層的厚度以及各元素的濃度分布，600 ℃處理后界面處元素分布梯度較小的樣品性能最好。WANG等[3]利用時(shí)間分辨的高能X射線原位地觀察了富Ni層狀材料LiNi0.7Mn0.15Co0.15O2（NMC71515）分別在800 ℃、850 ℃、900 ℃合成過程中的結(jié)構(gòu)演化，以及過渡金屬氧化態(tài)的變化。成功合成了陽離子混排度小、Li層間距大，晶粒尺寸適中的樣品，比容量為200 mA·h/g。MA等[4]在富Li富Mn的層狀正極材料Li1.15Mn0.54Ni0.23Co0.08O2中加入BPO4并使其形成LiBPO4+x/2來作為包覆層。形成的包覆層不僅可以保護(hù)活性物質(zhì)，防止HF的攻擊，高鋰離子電導(dǎo)率更是改善了材料的倍率性能。HE等[5]在富鋰材料Li2MnO3的納米線中引入尖晶石相Li2MnO4來改善其倍率性能，由于尖晶石較高的電子電導(dǎo)率和離子電導(dǎo)率，復(fù)合材料在高倍率下還能有較高的容量（10 C下還能保持123.9 mA·h/g）。CHEN等[6]先用磷酸二氫銨處理富鎳材料表面殘余的氫氧化鋰與氧化鋰得到磷酸鋰包覆的富鎳材料，提高了正極材料的離子電導(dǎo)，又用PPy對材料進(jìn)行二次包覆，提高了材料的電子電導(dǎo)率，包覆后的材料在0.1 C的倍率下循環(huán)50周容量保持率由86%提高到95%，以10 C的倍率進(jìn)行充放電，容量由125.7 mA·h/g提高到159.7 mA·h/g。DING等[7]用PVP輔助的濕化學(xué)的方法合成了PrPO4包覆的富鋰材料，經(jīng)過表面修飾的材料初始庫侖效率由81.8 %提升到90%，100周循環(huán)的容量保持率由71.7%提高到89.3%。進(jìn)一步分析表明在包覆PrPO4納米層的過程中，富鋰材料的體相結(jié)構(gòu)丟失了部分的鋰和氧，從而形成了具有3D快離子通道的結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致了Li2MnO3化學(xué)活化，同時(shí)表面的這種尖晶石結(jié)構(gòu)能夠有效阻擋有害的界面反應(yīng)。PARK等[8]制備了LiMn2O4、LiNi0.5Mn1.5O4、LiCo0.5Mn1.5O4三種尖晶石摻雜的富鋰相復(fù)合正極，這些復(fù)合正極都表現(xiàn)出更多的容量，以及在循環(huán)中保持電壓衰減更慢。在3種尖晶石相中，LiCo0.5Mn1.5O4的提升效果最好。HARRIS等[9]研究了Li[NiMnCo]O2系列正極材料的過渡金屬原子排列和結(jié)構(gòu)，基于電中性原則，簡單的總能量固定，結(jié)合模擬退火算法生成模型結(jié)構(gòu)。該方法重現(xiàn)了Li[Li1/3Mn2/3]O2結(jié)構(gòu)，而且構(gòu)建了Li[NiMnCo1?2x]O2（=0.02、0.1、0.33），后者從7Li核磁共振譜被證實(shí)。該結(jié)構(gòu)是固溶體，有著高度的無序性，并且有明顯的離子配對。KATO等[10]用PLD在LiCoO2電極表面分別沉積非晶LiTaO3和LiNbO3層，厚度約300 nm。SIMS測得非晶的LiTaO3和LiNbO3鋰離子擴(kuò)散系數(shù)分別為8.0×10-13cm2/s和5.0×10-13cm2/s，且LiNbO3包覆的材料經(jīng)過循環(huán)其表面碳酸鋰成分少，同時(shí)LiNbO3性能沒有衰退，具有更好的穩(wěn)定性。KIM等[11]合成了2%（摩爾分?jǐn)?shù)）Al摻雜的Li[Ni0.76Co0.09Mn0.15]O2成分梯度分布的材料，即表面富集Mn，貧Ni。Al摻雜穩(wěn)定了體相結(jié)構(gòu)，Ni和Mn的梯度分布穩(wěn)定了表面結(jié)構(gòu)。TAI等[12]采用剪切剝離的方法得到LiCoO2、LiMn2O4和LiFePO4納米片狀結(jié)構(gòu)材料。這些納米片狀結(jié)構(gòu)材料展示出較高的倍率性能和長循環(huán)性能，且當(dāng)LiCoO2納米片厚度減小到2～3個(gè)原子層（1.7 nm）時(shí)，會(huì)變?yōu)榱銘?yīng)變響應(yīng)。CHANG等[13]研究了超分支結(jié)構(gòu)的低聚物（STOBA）作為添加劑與正極材料的相互作用，X射線光電子能譜的數(shù)據(jù)表明STOBA中的N原子與正極材料中的金屬原子之間能形成穩(wěn)定的化學(xué)鍵，這種化學(xué)鍵能確保STOBA均勻地覆蓋在正極材料表面，同時(shí)正極材料表面的STOBA層能使PVDF均勻地覆蓋在正極材料表面，并減少正極表面氟化鋰的形成。MOHANTY等[14]研究了高容量富鋰錳基材料的衰減特性，第一周即發(fā)生成分和結(jié)構(gòu)的變化增加了離子輸運(yùn)的阻力，觀察到四面體位的Mn3+、層間陽離子互占位、結(jié)構(gòu)重排的條紋相、高電壓態(tài)陽離子的聚集、鋰離子缺失和結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變條紋相等。

1.2 尖晶石正極材料

LIU等[15]用3D-TXM研究了LMO正極在循環(huán)中裂紋的形成與其容量衰減的關(guān)系，并且認(rèn)為Mn的溶解也是容量衰減的原因之一。VU等[16]用水熱法制備了(1-)Li1.2Mn0.6Ni0.2O2·LiMn1.5Ni0.5O4（0.15 <<0.3）材料，并考察了不同燒結(jié)溫度（650 ℃、750 ℃、850 ℃）對于最終復(fù)合材料的組成、結(jié)構(gòu)和性能的影響。發(fā)現(xiàn)所有材料都由4種不同空間群的物質(zhì)組成，只不過比例不同。650 ℃燒結(jié)的材料中陽離子無序度很高，具有320 mA·h/g的容量。而850 ℃燒結(jié)的樣品，陽離子無序度較小，具有更好的容量保持率（55周循環(huán)后99%）。KAN等[17]合成了固溶體形式的LiNi0.5Mn1.5O4（0.71<<1）的尖晶石正極，并對其結(jié)構(gòu)和電化學(xué)性能進(jìn)行了詳細(xì)考察。XAS（射線吸收譜）和BVS（鍵價(jià)求和）分析表明材料中只有Ni具有氧化還原活性，而材料中大量的Li空位是低荷電狀態(tài)下還能發(fā)生氧化還原反應(yīng)的關(guān)鍵。TANG等[18]用蠶絲絲膠蛋白質(zhì)作為LiNi0.5Mn1.5O4尖晶石正極黏結(jié)劑，該黏結(jié)劑機(jī)械強(qiáng)度高，可穩(wěn)定正極表面固體電解質(zhì)界面層和抑制電極的自放電行為，同時(shí)鋰離子界面擴(kuò)散阻抗也明顯降低。DARUL等[19]研究了熱分解檸檬酸鹽合成高電壓尖晶石LiNi0.5Mn1.5O4材料在高壓下的性能。XRD結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn)在6 GPa高壓下，立方相尖晶石的結(jié)構(gòu)依然穩(wěn)定。壓力在增加的過程中，作者通過分析體相模量得出材料的耐壓性隨著四面體位置的鋰含量的增加而增加。

1.3 聚陰離子正極材料

CHERKASHININ等[20]通過在LiCoPO4中引入LiCo2P3O10提高了LiCoPO4的電子電導(dǎo)率，這是由于比有更具局域的電子結(jié)構(gòu)。還將LiCoO2與LiCoPO4進(jìn)行對比，結(jié)果發(fā)現(xiàn)的存在減弱了Co—O共價(jià)鍵的強(qiáng)度，從而降低Co2+電子的能級，使得LiCoPO4與LiCoO2相比具有更高的電位。HU等[21]通過改變合成條件合成了1#和2#兩種橄欖石α-LiMn0.5Fe0.5PO4材料，XRD精修結(jié)果表明兩種材料都存在約5%的Fe2+-Li+互占位，但是卻具有不同的倍率性能。通過STEM觀察發(fā)現(xiàn)對于樣品2#，小于10 nm的β-LiMn0.5Fe0.5PO4鑲嵌在100 nm左右的α-LiMn0.5Fe0.5PO4晶格當(dāng)中，從而阻擋了Li+沿[100]方向的擴(kuò)散，因此具有較差的倍率性能。

1.4 其它正極材料

2 負(fù)極材料

2.1 硅基負(fù)極材料

2.2 其它負(fù)極材料

HUANG等[34]利用溶膠-凝膠法合成了NaEuTiO4，并接著用離子交換法將其轉(zhuǎn)化成了LiEuTiO4。研究表明，LiEuTiO4具有0.8 V 的嵌鋰電位，同時(shí)具有優(yōu)異的循環(huán)性能和倍率性能，在100 mA/g的速率下第二周放電容量高達(dá)219.2 mA·h/g，并且循環(huán)500周后放電容量保持在217 mA·h/g左右，庫侖效率為99.2%。與傳統(tǒng)的鈦基負(fù)極材料不同，LiEuTiO4在嵌鋰時(shí)的變價(jià)元素為Eu，從+3價(jià)還原為+2價(jià)。HAN等[35]在納米ZnO、MnO2表面生長了一層金屬有機(jī)框架ZIF-8來幫助Li+進(jìn)行傳導(dǎo)。結(jié)果表明，在相同的電流密度下，表面修飾后的材料相對于原始材料分別有了28%和31%的容量提升。通過進(jìn)一步把這個(gè)表面層在700 ℃進(jìn)行裂解，得到了54%和69%的容量提升。HWANG等[36]制備并研究了一種Li-Cu復(fù)合電極，電極采用微米級金屬鋰粉和金屬銅粉混合制備而成，在電化學(xué)循環(huán)過程中金屬銅粉當(dāng)導(dǎo)電骨架可以有效地緩沖金屬鋰的體積形變。使用這種復(fù)合電極組裝的Li-Cu電池在3 C倍率下可以穩(wěn)定循環(huán)200次，復(fù)合電極的比容量可以達(dá)到1158 mA·h/g。XU等[37]研究了二維層狀有機(jī)聚合物C3N和C2N-450的電化學(xué)性能。其中C2N-450具有933.2 mA·h/g的比容量和0.15 V（. Li/Li+）的還原電位，由于具有穩(wěn)定的類聚苯胺結(jié)構(gòu)C2N-450材料能夠有效的循環(huán)長達(dá)500次不產(chǎn)生容量衰減。雖然該材料在倍率性能上還存在巨大的優(yōu)化空間，但對于有機(jī)物負(fù)極材料而言具有一定的意義。BECKING等[38]研究了滾壓對金屬鋰界面的影響和循環(huán)過程中枝晶的生長情況。發(fā)現(xiàn)通過對鋰帶進(jìn)行簡單的滾壓加工可以減薄金屬鋰帶表面的自鈍化層（Li2CO3），從而改善金屬鋰沉積均勻度，延長金屬鋰負(fù)極的循環(huán)壽命。CHOUDHURY等[39]使用Li-In合金方法構(gòu)筑了一種具有高離子電導(dǎo)率金屬鋰負(fù)極SEI層。由于銦具有較低的表面擴(kuò)散勢壘，同時(shí)由于與金屬鋰沉積脫嵌的電位差，銦在金屬鋰負(fù)極界面的銦并不參與電化學(xué)循環(huán)過程。所有由銦構(gòu)成的界面層可以有效地阻隔金屬鋰與電解液之間的反應(yīng)，并實(shí)現(xiàn)快速Li+遷移通道。LIANG等[40]報(bào)道了醌類化合物可以作為水性可充電電池的負(fù)極材料。無論水性電池中介質(zhì)的pH值（-1～15）、荷電離子種類、溫度或者氣體成分如何，醌型化合物均可以被設(shè)計(jì)成穩(wěn)定的負(fù)極材料。而且這類化合物可以跟多種正極/電解液聯(lián)合使用作為水性可充電電池的負(fù)極材料，可以讓水性電池具有長循環(huán)壽命、高容量、快速的動(dòng)力學(xué)性能以及優(yōu)良的能量密度。AUSDERAU等[41]用透射X射線顯微鏡技術(shù)研究了合金負(fù)極Cu6Sn5脫嵌鋰過程，通過對納米級的X射線圖像的分割，最終他們發(fā)現(xiàn)合金負(fù)極Cu6Sn5在脫嵌鋰過程會(huì)生成Li2CuSn、Sn、Cu相。將按Ga∶Sn為88∶12 的質(zhì)量比得到一種常溫下的液態(tài)合金負(fù)極，這種液態(tài)合金具有流動(dòng)性和強(qiáng)表面張力，因此其有自修復(fù)能力，就可以解決電極在充放電過程中由于體積變化而使電極粉化的問題，從而提高其電化學(xué)性能。這種合金電極在4000 mA/g密度下循環(huán)4000周后仍保持400 mA·h/g的容量。GU等[42]用高壓輥壓和刻蝕等方法合成了一種具有高延展性的多原子層鋁薄膜，將鋁薄膜和石墨烯做成混合薄膜作為負(fù)極，石墨烯能緩解鋁在鋰化過程中的體積膨脹，同時(shí)提高電極的能量密度。因此該混合電極具有1089 mA·h/cm3的高體積比容量，良好的大倍率充放電性能和長循環(huán)壽命。LI等[43]用鎳納米管構(gòu)筑三維集流體，負(fù)載納米Fe3O4活性材料，并在其上覆蓋MnO2納米層，這個(gè)呼吸式混合電極1 C循環(huán)1000周后容量保持為1450 mA·h/g，保持率96%。HAN等[44]通過MnOOH納米線、C2O42+和Sn2+氧化還原反應(yīng)得到薄層碳包覆的SnO2納米管負(fù)極材料SnO2@C，相比于一般的SnO2納米管，其具有更高的電導(dǎo)率和更低的電阻率。而且其中空結(jié)構(gòu)可以緩解SnO2在充放電過程中的體積變化，因此其具有更優(yōu)異的電化學(xué)性能。LIU等[45]使用功能化碳納米管涂布在隔膜表面來實(shí)現(xiàn)金屬鋰枝晶抑制，發(fā)現(xiàn)功能化碳納米管涂層可以有效改變金屬鋰枝晶的生長方向，認(rèn)為導(dǎo)致這一現(xiàn)象的主要原因在于碳納米管涂層能夠有效地改變界面電場分布，形成更為均勻的金屬鋰沉積。使用功能化碳納米管涂層的隔膜制備了LFP-Li電池，電池經(jīng)歷800次循環(huán)后容量保持依舊能達(dá)到初始容量的80%。ZHANG等[46]研究了集流體表面LiF層對形成柱狀金屬鋰沉積的影響，通過第一性原理計(jì)算發(fā)現(xiàn)LiF（100）晶面結(jié)合能為-0.14 eV小于Cu（100），Li在LiF（100）晶面的擴(kuò)散勢壘，低于Cu（100）的擴(kuò)散勢壘，從而認(rèn)為Li更容易穿過表面的LiF層，可以在襯底表面上形成更致密的沉積層，并形成這種柱狀結(jié)構(gòu)鋰沉積。該負(fù)極在碳酸脂類電解液中循環(huán)庫侖效率約為83%。WANG等[47]提出可以將小分子有機(jī)物馬來酸作為鋰離子電池的負(fù)極，后續(xù)通過電化學(xué)測試表明材料具有超高的可逆容量，46.2 mA/g的電流密度下的可逆容量為1500 mA·h/g，甚至在電流密度為 46.2 A/g時(shí)仍有570.8 mA·h/g的可逆容量，同時(shí)在2.31 A/g電流密度下循環(huán)500周后容量保持98.1%。進(jìn)一步對充放電機(jī)理進(jìn)行了研究指出，馬來酸作為負(fù)極具有優(yōu)良的電化學(xué)性能主要?dú)w因于其很小的體積形變和獨(dú)特的鋰離子存儲(chǔ)機(jī)理，材料在電化學(xué)反應(yīng)時(shí)以共軛的羧酸基團(tuán)為活性位點(diǎn)，整個(gè)反應(yīng)過程進(jìn)行了12個(gè)電子的傳遞。WANG等[48]通過優(yōu)化脫水誘導(dǎo)納米結(jié)構(gòu)的方法合成了鈦酸鋰水合物，后續(xù)研究表明將其作為鋰離子電池負(fù)極時(shí)具有優(yōu)越的倍率性能和循環(huán)穩(wěn)定性，大約35 C倍率下比容量為130 mA·h/g，并且每周容量衰減僅為0.001%的情況下能夠循環(huán)超過10000周，通過原位同步X射線衍射分析表明，材料在充放電過程中并未發(fā)生兩相轉(zhuǎn)變。指出在水熱法和溶膠-凝膠法進(jìn)行材料合成時(shí)，后續(xù)熱處理過程應(yīng)該尋找一個(gè)最佳脫水溫度來保證材料的最優(yōu)性能。

3 電解質(zhì)及添加劑

RUSTOMJI等[49]分別采用CH2F2和CH3F來作為超級電容器和金屬鋰電池的液化氣電解質(zhì)，其優(yōu)點(diǎn)在于低熔點(diǎn)和低黏度的特性。從而具有較寬的工作溫度區(qū)間，并且當(dāng)溫度升高到超臨界點(diǎn)附近時(shí)其電導(dǎo)率急劇下降，從而有效切斷內(nèi)部電路，提高安全性。SUN等[50]根據(jù)三元相圖Li3PS4-Li4SnS4- Li4SiS4，使用固相反應(yīng)合成類LGPS（Li10GeP2S12）結(jié)構(gòu)的超離子導(dǎo)體Li10+δ[SnSi1?]1+δP2?S12{Li4?[SnSi1?]1?PS4}。認(rèn)為常溫下Li10.35[Sn0.27Si1.08]P1.65S12{Li3.45[Sn0.09Si0.36]P0.55S4}具有該體系中最高的離子電導(dǎo)率（1.1×10?2S/cm）。經(jīng)CV測試該新固態(tài)電解質(zhì)的穩(wěn)定電壓可高達(dá)5 V，組裝了電池LiCoO2/Li10.35[Sn0.27Si1.08]-P1.65S12{Li3.45[Sn0.09Si0.36] P0.55S4}/In-Li可穩(wěn)定的可逆循環(huán)。HE 等[51]報(bào)道了一種由1 mol/L LiPF6、FEC/HFDEC和1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）LiDFOB組成的氟化電解液，這種電解液能顯著提高NMC532/石墨全電池在4.6 V高壓下的循環(huán)穩(wěn)定性。通過一系列表征，他們發(fā)現(xiàn)這種電解液具有高的離子電導(dǎo)率、耐氧化、易浸潤并且能在負(fù)極表面形成穩(wěn)定的鈍化膜，具體表現(xiàn)為能使NMC532中的Ni和Co在相同的截止電壓下充電到更高的價(jià)態(tài)，同時(shí)在石墨負(fù)極表面形成不含過渡金屬M(fèi)n的鈍化膜。更進(jìn)一步，同步輻射XRD的數(shù)據(jù)顯示，該電解液有助于保持正極的晶格完整性。LIU等[52]用離子交換法由Na2Mg2P3O9N合成了Li2Mg2P3O9N。研究表明，Li2Mg2P3O9N所屬空間群為P213，室溫下的離子電導(dǎo)率約為10?6S/cm。此外作者通過原位中子衍射研究了采用非熔融鋰鹽離子交換合成Li2Mg2P3O9N過程中的相變機(jī)理，分析表明，離子交換過程中通過兩相反應(yīng)從固溶體Na2?xLiMg2P3O9N 最終轉(zhuǎn)化為Li2Mg2P3O9N，同時(shí)通過結(jié)構(gòu)精修指明了相變過程中缺鋰態(tài)時(shí)Li占據(jù)Li1位，并在富鋰態(tài)時(shí)遷移到Li3位。KWON等[53]報(bào)道了一種高離子電導(dǎo)率的固態(tài)聚合物電解質(zhì)薄膜。這種電解質(zhì)薄膜的設(shè)計(jì)關(guān)鍵在于功能性的無機(jī)納米顆粒，它們的內(nèi)部含有連通的介孔，而這些介孔的表面包含腈基。薄膜在5.2 V高的電壓下顯示了電化學(xué)穩(wěn)定性，在室溫下的離子電導(dǎo)率為2×10?3S/cm，在低于0℃的時(shí)候離子電導(dǎo)率大于10?4S/cm，使用混合電解質(zhì)薄膜和鈦酸鋰負(fù)極的電池在低于?10 ℃時(shí)展示了151 mA·h/g的放電容量。CHOI 等[54]將離子液體(LiTFSI/Pyr14TFSI)和BaTiO3納米陶瓷粉復(fù)合形成一種準(zhǔn)固態(tài)的電解質(zhì)，該電解質(zhì)具有較高的熱穩(wěn)定性、寬的電化學(xué)窗口和離子電導(dǎo)率（30 ℃下僅1.3×10?3S/cm），且其鋰離子遷移數(shù)高達(dá)0.35。DIETRICH等[55]研究了非晶態(tài)(Li2S)(P2S5)(100-)固體電解質(zhì)材料，拉曼光譜和魔角旋轉(zhuǎn)核磁共振譜研究表明，隨著Li2S含量的增加，非晶態(tài)材料中陰離子的含量會(huì)減少，而的含量會(huì)增加，使材料的離子電導(dǎo)率增大，但是當(dāng)>75后，陰離子基團(tuán)對離子電導(dǎo)率的影響變得很小。KRAFT等[56]用超離子導(dǎo)體Li6PS5X（X = Cl、Br、I）研究了晶格極化率對離子電導(dǎo)率的影響。實(shí)驗(yàn)中通過控制鹵素離子的占比來改變陰離子極化率，采用超聲波聲速測量法確定晶格剛度和德拜頻率的變化，同時(shí)結(jié)合了電化學(xué)阻抗譜和中子衍射譜，結(jié)果表明晶格柔韌性對離子電導(dǎo)率具有重要的影響，更柔和的化學(xué)鍵能夠降低活化能和離子運(yùn)動(dòng)的前置因子。SU等[57]提出了一種原位方法模擬了電池在充放電過程中固態(tài)電解質(zhì)與電極材料間的界面機(jī)械形變。將這種方法用在了包含聚合物電解質(zhì)和V2O5-薄膜電極的電池系統(tǒng)中，并通過有限元模型分析了在應(yīng)力下的撓度，結(jié)果表明，電解質(zhì)對電極材料的依從性與應(yīng)變率有關(guān)，并且因聚合物分子質(zhì)量的不同而不同，電化學(xué)循環(huán)過程中的界面化學(xué)變化導(dǎo)致了電解質(zhì)和電極間吸附能的顯著衰減。KIREEVA等[58]采用化學(xué)信息學(xué)對設(shè)計(jì)全固態(tài)電池電解質(zhì)材料提出合理的方法。該方法著重于幾個(gè)方面：① 找出影響石榴石結(jié)構(gòu)的氧化物材料鋰離子電導(dǎo)的參數(shù)響應(yīng)；② 基于已有實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)建立定量模型描述組分-結(jié)構(gòu)-離子電導(dǎo)之間的關(guān)系；③ 劃分材料作為石榴石型固態(tài)電解質(zhì)的化學(xué)工作空間用于虛擬篩選。WU等[59]探究了鈣鈦礦Li3xLa0.67xTiO3鋰離子固態(tài)電解質(zhì)的晶界處具有低離子電導(dǎo)的原因，合成了不同晶界尺寸從25 nm到3.11 μm的樣品。通過SEM和TEM的研究發(fā)現(xiàn)，邊界并沒有二次相，而晶界離子電導(dǎo)隨著尺寸的減小而降低。認(rèn)為晶界的離子電導(dǎo)不止受晶體學(xué)相邊界的影響，還與邊界吸附的電子有關(guān)。造成晶界低鋰離子電導(dǎo)的原因是鋰離子在空間電荷界面層的消耗。HU等[60]研究了La(1-)/3LiNbO3（LLNbO）固態(tài)電解質(zhì)在不同退火條件下對于結(jié)構(gòu)引起的變化，使用高分辨暗場透射電鏡和結(jié)構(gòu)建模共同研究了單晶LLNbO固態(tài)電解質(zhì)界面的結(jié)構(gòu)。發(fā)現(xiàn)當(dāng)進(jìn)行高溫退火之后La元素在層狀鈣鈦礦結(jié)構(gòu)中會(huì)出現(xiàn)顯著的擴(kuò)散行為，結(jié)構(gòu)中La元素會(huì)占據(jù)A位，導(dǎo)致O原子出現(xiàn)無序化現(xiàn)象。同時(shí)在結(jié)構(gòu)中會(huì)出現(xiàn)隨機(jī)分布的正八面體NbO6，因此在高溫退火后會(huì)顯著降低LLNbO的離子電導(dǎo)率。CHENG等[61]在常規(guī)電解液中添加納米金剛石來實(shí)現(xiàn)金屬鋰枝晶生長抑制，發(fā)現(xiàn)使用普通電解液1 mol/L LiPF6EC/DEC（1∶1）組裝的Li-Cu電池，以0.5 mA/cm2電流密度沉積6 h后在Cu箔集流體表面會(huì)形成直徑約為1.2 μm的組裝金屬鋰陣列。而當(dāng)在電解液中添加直徑小于5 nm的納米金剛石后，所沉積的金屬鋰陣列直徑會(huì)增長至310 nm，并經(jīng)歷3次循環(huán)后不產(chǎn)生顯著枝晶。認(rèn)為在電解液中的納米金剛石會(huì)吸附鋰離子，使金屬鋰在集流體界面更為均勻的成核，從而降低了金屬鋰枝晶產(chǎn)率。KOZEN等[62]設(shè)計(jì)了一種有機(jī)-無機(jī)復(fù)合電解質(zhì)層用于金屬鋰枝晶生長的抑制。先使用含有DOL成分的電解液在金屬鋰負(fù)極界面上進(jìn)行預(yù)沉積，形成約800 nm厚度的有機(jī)聚合物層后，在電極外側(cè)使用ALD沉積LiPON。在這種具有有機(jī)-無機(jī)復(fù)合電解質(zhì)層的金屬鋰負(fù)極循環(huán)200次后依舊不產(chǎn)生任何金屬鋰枝晶。但在長循環(huán)后外側(cè)的無機(jī)電解質(zhì)（LiPON）層會(huì)發(fā)生破裂，但底層的有機(jī)電解質(zhì)可以穩(wěn)定無機(jī)電解液層避免無機(jī)層剝離。同時(shí)在裂縫處形成的SEI的電導(dǎo)率較低，鋰離子依舊擇優(yōu)選擇電導(dǎo)率更高的位點(diǎn)進(jìn)行遷移和沉積，因此避免了裂縫處出現(xiàn)金屬鋰枝晶。WANG等[63]研究了苯并咪唑鋰鹽作為電解液添加劑的作用，它可以通過路易斯酸堿反應(yīng)穩(wěn)定LiPF6，引入拉電子基團(tuán)—CF3可穩(wěn)定咪唑環(huán)使之可滿足高電壓體系的應(yīng)用，同時(shí)它可觸發(fā)碳酸烷基酯的聚合在正極表面形成穩(wěn)定的界面層，提高高壓材料的循環(huán)性能。SAHORE等[64]研究了VC和TMSPi作為電解液添加劑對Li1.03(Ni0.5Mn0.3Co0.2)0.97O2循環(huán)性能的影響，1/10 C容量、1 C容量和60%的電阻與循環(huán)次數(shù)呈線性關(guān)系，但添加劑的協(xié)同作用是明顯的，優(yōu)化電解液和添加劑的比例可以最大限度地降低1/10 C容量衰減和內(nèi)阻的提升。SU等[65]研究了1.0%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）TFEOP添加于電解液中對NMC532/石墨電池在3.0～4.6 V范圍循環(huán)性能的影響，XPS和NMR分析表明容量保持能力的提升來自于添加劑正極表面的聚合，選擇該類具有可打開聚合的環(huán)狀結(jié)構(gòu)和氟代烷基拉電子基團(tuán)的磷酸酯化合物是一個(gè)尋找正極成膜添加劑的 方向。

4 電池技術(shù)

4.1 鋰空電池

ZHOU等[66]研究了以六甲基磷酸酰胺（HMPA）為電解液，LPON保護(hù)的金屬Li為負(fù)極的鋰氧氣電池，取得了較好的循環(huán)可逆性，分析得到主要基于HMPA對于放電產(chǎn)物過氧化鋰、碳酸鋰和氫氧化鋰等副產(chǎn)物具有較高的溶解度。LUO等[67]通過使用環(huán)境透射電子顯微鏡研究了Li-O2電池的反應(yīng)機(jī)理。研究表明，在放電開始時(shí)，由于具有充足的氧氣，正極反應(yīng)產(chǎn)物為LiO2，隨之通過歧化反應(yīng)產(chǎn)生Li2O2和O2，氧氣的釋放促使內(nèi)層為Li2O2而外殼為Li2O的核殼結(jié)構(gòu)的形成，并且充電過程中核殼結(jié)構(gòu)發(fā)生分解皺縮。作者進(jìn)一步指出通過鋰離子擴(kuò)散、電子傳遞、反應(yīng)位點(diǎn)的緊密耦合，以及氧氣釋放過程的調(diào)節(jié)，使得Li-O2電池在放電過程中產(chǎn)生形貌復(fù)雜的產(chǎn)物。針對Li-O2電池中LiTFSI-DMSO（二甲亞砜）電解液與金屬鋰之間的化學(xué)反應(yīng)問題，LIU等[68]采用一種高鹽濃度LiTFSI-DMSO電解液（1∶3摩爾比）實(shí)現(xiàn)抑制電解液對金屬鋰的副反應(yīng)。當(dāng)電解液中鋰鹽濃度上升后所有的DMSO分子會(huì)被鋰鹽中陰離子集團(tuán)絡(luò)合，從而提升了活化能勢壘，進(jìn)而降低與金屬鋰的反應(yīng)速率。因此，使用這種高鹽濃度的電解液可以有效地增加空氣電極和金屬鋰負(fù)極的穩(wěn)定性，提升Li-O2電池的循環(huán)壽命。

4.2 鋰硫電池

CONDER等[69]使用原位XRD技術(shù)在Li-S電池中直接觀測到了多硫離子，觀察到多硫離子會(huì)吸附在玻璃纖維隔膜的表面，并以此原位地觀察循環(huán)過程中多硫離子的演變，隨著S的脫嵌鋰，只有長鏈的多硫離子會(huì)吸附在玻璃纖維隔膜的表面。玻璃纖維的成分SiO2對多硫離子具有吸附作用，抑制多硫離子的穿梭效應(yīng)，從而提高Li-S的電化學(xué)性能。FAN等[70]制備了氨基官能團(tuán)化的碳化硼納米片/石墨烯薄膜并置于正極表面用作阻隔層。該導(dǎo)電的且具有離子選擇結(jié)構(gòu)的阻隔層不僅可以降低電池的電荷轉(zhuǎn)移電阻，且可以抑制多硫離子的穿梭效應(yīng)。具有該阻隔層的Li-S電池具有較為優(yōu)異的電化學(xué)性能，在S的含量達(dá)60%、3 C下，其首周比容量高達(dá)1100 mA·h/g，且在1000周內(nèi)其容量衰減率每周僅0.0037%。ZHANG等[71]制備了納米的Li2S顆粒，并使用原位的X射線吸收光譜（XAS）研究其前兩周的充電機(jī)制。Li2S的首周充電包括兩個(gè)相轉(zhuǎn)變過程：先被氧化形成多硫離子，接著轉(zhuǎn)變?yōu)镾。在第一周的放電末態(tài)會(huì)有多硫離子殘留，該多硫離子不僅可以促進(jìn)Li2S/電解液之間的電荷轉(zhuǎn)移過程，且可以同Li2S發(fā)生化學(xué)反應(yīng)促進(jìn)Li2S的氧化。CHUNG等[72]設(shè)計(jì)一種貝殼狀的電極Li2S（中心）-CNF-CNT紙（殼），該貝殼狀的電極結(jié)構(gòu)可以將Li2S的氧化還原產(chǎn)物包裹在導(dǎo)電殼中，有利于電子和離子的傳輸。由此制備了Li2S負(fù)載量高達(dá)8 mg/cm2的電極，且在電解液/Li2S比例僅9/1的情況下，具有較好的電化學(xué)性能。MENG等[73]首先使用手磨和球磨S漿料的方式制備S正極并進(jìn)行對比，認(rèn)為球磨得到的S正極具有更好的電化學(xué)性能。使用低溫（50 ℃）ALD的方法在球磨S正極的表面包覆一層Al2O3，經(jīng)Al2O3包覆后S正極的循環(huán)性能和庫容效率都得到了提高，這是因?yàn)锳l2O3包覆層不僅可以吸附多硫離子且可以抑制多硫離子的溶解。ZENG等[74]將S共聚于聚間氨基苯硫酚（PMAT）上形成高度交聯(lián)共聚物cp(S-PMAT)。該cp(S-PMAT)電極具有較為優(yōu)異的電化學(xué)性能，在0.1 C下放電比容量高達(dá)1240 mA·h/g，在1 C和5 C下分別有比容量880 mA·h/g和600 mA·h/g，且在2 C下1000周后仍有比容量495 mA·h/g。認(rèn)為PMAT中具有高導(dǎo)電通道，而PMAT中的硫醇官能團(tuán)與S之間的化學(xué)結(jié)合可以抑制多硫離子的溶解。

5 電池表征、電池模型和測量技術(shù)

KOERVER等[75]以LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2為正極、β-Li3PS4為硫基固態(tài)電解質(zhì)，用EIS和XPS研究了正極側(cè)NCM和硫基電解質(zhì)之間的副反應(yīng)以及隨著循環(huán)的變化。在首周充電過程中，硫基電解質(zhì)的氧化分解產(chǎn)物會(huì)增加阻抗，降低首周庫侖效率。而且NCM在脫鋰的過程中晶格會(huì)收縮，導(dǎo)致與電解質(zhì)的機(jī)械接觸變差，從而失去活性。BIE等[76]使用Li2O2作為補(bǔ)鋰劑用以補(bǔ)償NCM/graphite全電池的首周活性鋰損失，球磨6 h后的NCM對Li2O2的分解具有催化作用，在4.6 V下其首周充電比容量高達(dá)1098.8 mA·h/g，通過添加2% Li2O2，NCM/graphite全電池的比容量從160.0 mA·h/g增加到179.4 mA·h/g（高12%），但Li2O2分解形成Li+和O2后會(huì)形成空位，導(dǎo)致極片容量衰減。HAFIZ等[77]利用高能X射線對正極材料（以磷酸鐵鋰LFP為例）照射后的非彈性散射效應(yīng)（康普頓散射）來探測其中過渡金屬的氧化還原軌道在動(dòng)量空間的圖像，并靠這個(gè)手段發(fā)現(xiàn)電極電勢與過渡金屬3D電子軌道的局域化有很大關(guān)系，而電勢在循環(huán)過程中的下降與過渡金屬和氧原子之間的成鍵發(fā)生變化有關(guān)。STEINHAUER等[78]使用原位的中子反射（NR）和原子力顯微鏡（AFM）研究碳表面SEI結(jié)構(gòu)和形貌的演變，觀測到在開路電壓下，碳表面就會(huì)形成富鋰吸附層，且在該電位附近，第一分解產(chǎn)物開始在碳表面沉積。在負(fù)電位掃描時(shí)NR數(shù)據(jù)顯示在低截止電位（0.02 V. Li/Li+）下，碳表面SEI厚度最大可達(dá)192 ?，而在正電位掃描時(shí)，該SEI層厚度有輕微的減少，NR的散射長度密度同樣可以為SEI的化學(xué)特性和結(jié)構(gòu)演變提供額外的信息。WI 等[79]用原位的電化學(xué)阻抗譜、GITT和X射線衍射譜研究了LiMn0.8Fe0.2PO4的相轉(zhuǎn)變和動(dòng)力學(xué)，結(jié)果表明磷酸鐵錳鋰在脫嵌鋰過程中的反應(yīng)路徑是不同的，同時(shí)他們發(fā)現(xiàn)磷酸鐵錳鋰在電化學(xué)中表現(xiàn)出來的緩慢動(dòng)力學(xué)是由Mn的氧化還原反應(yīng)引起的。GIEU等[80]采用XPS、SAM/SEM及飛行時(shí)間二次離子質(zhì)譜等表面分析手段仔細(xì)研究了LMO/Li4Ti5O12電池正負(fù)極表面膜成分隨循環(huán)周數(shù)的變化。LMO正極側(cè)CEI厚度相較于負(fù)極Li4Ti5O12側(cè)較薄，且正極CEI厚度、成分基本不隨周數(shù)和SOC變化；但在負(fù)極側(cè)，充電態(tài)的SEI較厚，放電態(tài)隨著MnF2等的溶解會(huì)變薄。MASCARO 等[81]利用基于AFM的靜電力顯微技術(shù)去探測磷酸鐵鋰表面局域離子擴(kuò)散性質(zhì)，通過這種技術(shù)測得的磷酸鐵鋰[010]方向鋰離子傳輸?shù)幕罨芎蛦坞x子輸運(yùn)跳躍勢壘與通過DFT計(jì)算的結(jié)果相一致。這種基于AFM的探測方法能將局域結(jié)構(gòu)和傳輸性質(zhì)直接聯(lián)系起來，對理解離子輸運(yùn)有重要意義。CHEN等[82]采用三維的木質(zhì)結(jié)構(gòu)作為鋰離子電池的集流體框架，提高了活性物質(zhì)的負(fù)載密度。在其多通道結(jié)構(gòu)中注入活性物質(zhì)磷酸鐵鋰后，可以得到800 μm厚的電極，并且其垂直通道的構(gòu)架保證了低的彎曲度，從而保證了離子和電子的快速傳輸。LIU等[83]采用高溫快速燒結(jié)法將石榴石結(jié)構(gòu)的Li7La2.75Ca0.25Zr1.75Nb0.25O12（LLCZNO）和V2O5正極材料制備成連續(xù)相分布電極。相比于普通電極制備方法，獲得的連續(xù)相分布電極室溫下的界面電阻從2.5×104Ω·cm2下降到71 Ω·cm2，在100 ℃下電阻率進(jìn)一步下降到31 Ω·cm2。認(rèn)為這種電阻率下降的原因在于高溫?zé)Y(jié)時(shí)可以將V2O5材料界面熔化并與固態(tài)電解質(zhì)具有更好的結(jié)合界面。SCHULZ等[84]使用核磁共振技術(shù)定量地研究了鋰離子電池在不同充放電態(tài)下碳負(fù)極界面SEI和碳負(fù)極中鋰離子含量的關(guān)系，并依據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)對鋰離子電池容量衰減建模。通過調(diào)節(jié)伽瑪射線強(qiáng)度可以有效地實(shí)現(xiàn)對負(fù)極不同深度的鋰元素含量的檢測，從而實(shí)現(xiàn)對SEI和負(fù)極內(nèi)鋰含量的區(qū)別。這種方法有助于更好地配合其它檢測手段，應(yīng)用于鋰離子商用電池壽命預(yù)測研究。TAIWO等[85]使用微米CT和同步輻射三維成像技術(shù)對液態(tài)金屬鋰負(fù)極粉化現(xiàn)象進(jìn)行了研究，通過兩種三維成像技術(shù)分別研究了在不同循環(huán)次數(shù)下，金屬鋰負(fù)極形貌演變。并觀察到隨循環(huán)次數(shù)延長金屬鋰負(fù)極粉化程度增加，并獲得粉化后的金屬鋰枝晶生長進(jìn)入隔膜微孔中的直接證據(jù)。除常規(guī)認(rèn)為的樹枝狀金屬鋰枝晶對電池的短路造成極大危險(xiǎn)，苔蘚狀的沉積金屬鋰也可能造成電池內(nèi)部短路。WANG等[86]使用原位中子深度剖析研究鋰脫離和沉積過程中石榴石型固體電解質(zhì)與鋰的界面，分別研究了Li/電解質(zhì)/Li（LGL）和Li/電解質(zhì)/碳管（LGC）兩種電池，觀察到在LGC電池的碳管與電解質(zhì)的界面處會(huì)形成具有各種形貌的鋰，他們認(rèn)為這是因?yàn)槠漭^差的界面接觸引起的，而LGL電池則較好。SONG等[87]用原位的電化學(xué)質(zhì)譜結(jié)合電化學(xué)石英晶體微量天平研究了磷酸鐵鋰和磷酸鐵鈉的界面化學(xué)反應(yīng)和表面還原電勢。發(fā)現(xiàn)對于傳統(tǒng)電解質(zhì)，磷酸鐵鋰和磷酸鈉鋰正極的質(zhì)量在充電時(shí)減少，放電時(shí)增加。但對于水溶液電解質(zhì)，磷酸鐵鋰展示了不同的性質(zhì)，即充電時(shí)質(zhì)量增加，放電時(shí)質(zhì)量能夠減少。這是由于在水溶液中循環(huán)的磷酸鐵鋰，表面的還原氧化電勢低于體相的還原氧化電勢，并且表面鋰離子溶劑化和去溶劑化的速率小于體相。LEE等[88]用中子衍射、TEM、NMR等研究了Li摻雜高電壓尖晶石LiNi0.5Mn1.5O4材料，發(fā)現(xiàn)鋰在有序相變前摻入了尖晶石中的16c的位置。在有序相變后鋰移動(dòng)進(jìn)入了16d（4b）位置，說明鋰的移動(dòng)和有序-無序相變有緊密的聯(lián)系。LE?TICHE等[89]成功地在Si/Al2O3/Pt功能性集流體上生長了高電壓正極LiMn1.5Ni0.5O4薄膜。他們發(fā)現(xiàn)沉積氣壓是決定樣品中Ni-Mn有序度的重要因素，10-2mbar（1bar=105Pa）下700 ℃煅燒的樣品具有65 μA·h/(cm2·μm)的容量，容量保持率也不錯(cuò)。庫侖效率則與膜的厚度緊密相關(guān)。他們的工作是相關(guān)集流體上LNMO正極薄膜的研究中最系統(tǒng)的。

6 理論計(jì)算、界面反應(yīng)及其它

YANG等[90]把富鋰層狀正極材料Li2MnO3表面的一部分Li用Ni來取代，構(gòu)建了一個(gè)Ni有序的表面模型，針對這個(gè)表面模型進(jìn)行了電子結(jié)構(gòu)、氧的穩(wěn)定性和陽離子遷移勢壘的計(jì)算來考察Ni在其中起到的作用。計(jì)算結(jié)果表明，Ni的存在可以使氧更穩(wěn)定，而且可以提高脫Li后Li的遷移勢壘，防止層狀結(jié)構(gòu)變?yōu)榧饩蛘邘r鹽相。GIORDANO等[91]對EC在層狀氧化物（LiMO2）和巖鹽相氧化物（MO）表面可能發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)進(jìn)行了計(jì)算模擬研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在層狀氧化物表面，EC的解離是比另外3個(gè)過程（親核反應(yīng)、親電和解離同時(shí)帶走一個(gè)氧原子）在能量上更有利的。而在巖鹽相氧化物（MO）表面，隨著過渡金屬價(jià)態(tài)的升高，EC的解離也變得更加容易發(fā)生。HIRAYAMA等[92]提出了幾個(gè)方法來解決電子全息實(shí)驗(yàn)中存在的3個(gè)問題：①用計(jì)算模擬的分布和實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行比對的方法來減少樣品中的電場對相分布的影響；②用低能氬離子束去除聚焦離子束方法中產(chǎn)生的高電子電導(dǎo)的有害層；③開發(fā)一種新的隔絕空氣的樣品臺(tái)來阻止樣品與空氣反應(yīng)。AHMAD等[93]研究了金屬電極與固態(tài)電解質(zhì)的固-固界面的電學(xué)沉積穩(wěn)定性，穩(wěn)定性相圖顯示兩個(gè)影響穩(wěn)定性的固有因素：壓力驅(qū)動(dòng)的機(jī)制和相對金屬密度驅(qū)動(dòng)的機(jī)制。前者在高摩爾體積分?jǐn)?shù)時(shí)起主導(dǎo)，而后者在低摩爾體積分?jǐn)?shù)時(shí)起主導(dǎo)作用。BEDROV等[94]通過分子動(dòng)力學(xué)模擬研究了SEI的兩種模型組分Li2EDC和Li2BDC的力學(xué)和傳輸特性。這兩種材料的有序和無序也被分別考慮，其中有序相具有更高的導(dǎo)電性。Li2BDC相比于Li2EDC具有更緩和的、低溫度下起始的陰離子移動(dòng)性。在120 ℃以下，兩種材料都具有單離子電導(dǎo)行為。有序的Li2EDC和Li2BDC具有高度的各向異性機(jī)械特性，而后者具有更小的剪切彈性系數(shù)。DAS等[95]采用第一性原理計(jì)算研究了B摻雜石墨烯BC作為高容量負(fù)極材料的特性。結(jié)果表明B摻雜含量提高達(dá)到=2時(shí)，質(zhì)量容量具有最顯著的提高。認(rèn)為這種提高是由于BC2比其它的BC具有更多的費(fèi)米能級以上的空電子態(tài)。還發(fā)現(xiàn)BC2的鋰離子擴(kuò)散勢壘和開路電壓都有所降低，具有更好的Li動(dòng)力學(xué)性能。MAYO等[96]通過第一性原理隨機(jī)結(jié)構(gòu)搜索（AIRSS）和種類交換方法，篩選多種Li-Sn和Li-Sb的金屬互化物作為鋰離子電池負(fù)極材料。Li-Sn的理論電壓曲線和實(shí)驗(yàn)具有很好的吻合。計(jì)算結(jié)果顯示Li2Sn具有最穩(wěn)定的生成能，它的機(jī)械穩(wěn)定性通過聲子譜態(tài)密度很好的給出。這個(gè)通過AIRSS得到的新結(jié)構(gòu)隨著Li濃度的增加具有連續(xù)的結(jié)構(gòu)演變。還通過第一性原理核磁共振計(jì)算研究了Li3Sb的結(jié)構(gòu)。WANG等[97]計(jì)算研究了鋰硅電極在嵌鋰過程中SEI的破裂機(jī)制，模擬了LiSi的應(yīng)力傳輸?shù)絻蓚€(gè)主要的非有機(jī)SEI組分：LiF和Li2O。結(jié)果表明，LiF在>1時(shí)有效的結(jié)合，使得整個(gè)界面結(jié)構(gòu)產(chǎn)生可逆的形變，形成非局域穩(wěn)定的孔洞。而Li2O與LiSi的結(jié)合更加堅(jiān)固，在所有情況下，都具有明顯的畸變，從理論上解釋了SEI具有較高的LiF/Li2O含量比，可以有更好的延展性。PASCAL等[98]通過第一性原理分子動(dòng)力學(xué)計(jì)算研究了孤立鋰離子多硫化物的溶解性，研究了其溶解的自由能，焓和熵從兩個(gè)方面：液相單配位基在DMF中的溶解，在雙(2-甲氧基乙基)醚的螯合作用。結(jié)果表明，多硫化物的溶解伴隨著明顯的熵降低，歸因于對鋰-溶劑的靜電相互作用增強(qiáng)進(jìn)行補(bǔ)償。熵的丟失降低了溶解的鋰離子多硫化物的穩(wěn)定性，尤其是在基于聚醚原子團(tuán)的溶劑。認(rèn)為聚醚溶劑作為Li-S電池的電解液組分可以很好地降低多硫化物的溶解通過形成類溶劑化物。KIM等[99]通過實(shí)驗(yàn)和計(jì)算機(jī)模擬研究了Ti摻雜LiCoO2材料。作者發(fā)現(xiàn)Ti摻雜到Co的位置，同時(shí)生成Li空位是最有可能的摻雜模式。但是這種摻雜模式下的Ti的固溶度很低，導(dǎo)致大部分Ti形成第二相。作者利用這個(gè)結(jié)論合成了性能提高了的表面富Ti的少量Ti摻雜的LiCoO2材料。LIU等[100]發(fā)現(xiàn)原子尺度的氧空位能夠極大地提高鋰電池的倍率性能。作者在CuGeO3表面合成了原子尺度的氧空位，發(fā)現(xiàn)表面電荷的不均勻分布造成局部地區(qū)的電場，這個(gè)電場產(chǎn)生的哥倫布力提高了Li+的移動(dòng)速度，從而提高材料倍率性能。

[1] CHEN M, ZHAO E, CHEN D, et al. Decreasing Li/Ni disorder and improving the electrochemical performances of Ni-rich LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2by Ca doping[J]. Inorganic Chemistry, 2017, 56(14): 8355-8362.

[2] HU L, BRUENER P, GREHL T, et al. Control of chemical structure in core-shell nanocrystals for the stabilization of battery electrode/electrolyte interfaces[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(14): 5896-5905.

[3] WANG D, KOU R, REN Y, et al. Synthetic control of kinetic reaction pathway and cationic ordering in high-Ni layered oxide cathodes[J]. Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma.201606715.

[4] MA L, LI Y, CHEN Z, et al. Improved rate capability of Li-rich cathode materials by building a Li+-conductive LiBPO4+x/2nanolayer from residual Li2CO3on the surface[J]. Chemelectrochem, 2017, 4(6): 1443-1449.

[5] HE H, CONG H, SUN Y, et al. Spinel-layered integrate structured nanorods with both high capacity and superior high-rate capability as cathode material for lithium-ion batteries[J]. Nano Research, 2017, 10(2): 556-569.

[6] CHEN S, HE T, SU Y, et al. Ni-rich LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2oxide coated by dual-conductive layers as high performance cathode material for lithium-ion batteries[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(35): 29732-29743.

[7] DING F, LI J, DENG F, et al. Surface heterostructure induced by PrPO4modification in Li1.2Mn0.54Ni0.13Co0.13O2cathode material for high-performance lithium-ion batteries with mitigating voltage decay[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(33): 27936-27945.

[8] PARK K, YEON D, KIM J H, et al. Spinel-embedded lithium-rich oxide composites for Li-ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2017, 360: 453-459.

[9] HARRIS K J, FOSTER J M, TESSARO M Z, et al. Structure solution of metal-oxide Li battery cathodes from simulated annealing and lithium NMR spectroscopy[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(13): 5550-5557.

[10] KATO M, HAYASHI T, HASEGAWA G, et al. Electrochemical properties of LiCoO2thin film surface modified by lithium tantalate and lithium niobate coatings[J]. Solid State Ionics, 2017, 308: 54-60.

[11] KIM U H, MYUNG S T, YOON C S, et al. Extending the battery life using an Al-doped LiNi0.76Co0.09Mn0.15O2cathode with concentration gradients for lithium ion batteries[J]. Acs Energy Letters, 2017, 2(8): 1848-1854.

[12] TAI Z, SUBRAMANIYAM C M, CHOU S L, et al. Few atomic layered lithium cathode materials to achieve ultrahigh rate capability in lithium-ion batteries[J]. Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma.201700605.

[13] CHANG L S, WU H C, LIN Y C, et al. XPS study on the STOBA coverage on Li(Ni0.4Co0.2Mn0.4)O2oxide in pristine electrodes[J]. Surface and Interface Analysis, 2017, 49(10): 1017-1022.

[14] MOHANTY D, MAZUMDER B, DEVARAJ A, et al. Resolving the degradation pathways in high-voltage oxides for high-energy-density lithium-ion batteries; Alternation in chemistry, composition and crystal structures[J]. Nano Energy, 2017, 36: 76-84.

[15] LIU Z, HAN K, CHEN-WIEGART Y C K, et al. X-ray nanotomography analysis of the microstructural evolution of LiMn2O4electrodes[J]. Journal of Power Sources, 2017, 360: 460-469.

[16] VU N H, ARUNKUMAR P, IM J C, et al. Effect of synthesis temperature on the structural defects of integrated spinel-layered Li1.2Mn0.75Ni0.25O2+δ: A strategy to develop high-capacity cathode materials for Li-ion batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5(30): 15730-15742.

[17] KAN W H, KUPPAN S, CHENG L, et al. Crystal chemistry and electrochemistry of LiMn1.5Ni0.5O4solid solution cathode materials[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(16): 6818-6828.

[18] TANG Y, DENG J, LI W, et al. Water-soluble sericin protein enabling stable solid-electrolyte interphase for fast charging high voltage battery electrode[J]. Advanced Materials, 2017, 29(33): doi: 10.1002/adma.201701828.

[19] DARUL J, PISZORA P. Li0.5Ni0.5Mn2O4spinel: Its synthesis, structure and high pressure properties[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 722: 452-457.

[20] CHERKASHININ G, SHARATH S U, JAEGERMANN W. Toward enhanced electronic and ionic conductivity in olivine LiCoPO4thin film electrode material for 5 V lithium batteries: Effect of LiCo2P3O10impurity phase[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(13): doi: 10.1002/aenm.201602321.

[21] HU J, XIAO Y, TANG H, et al. Tuning Li-ion diffusion in alpha-LiMn1-FePO4nanocrystals by antisite defects and embedded beta-phase for advanced Li-ion batteries[J]. Nano Letters, 2017, doi: 10.1021/acs.nanolett.7b01978.

[22] LAI K T, ANTONYSHYN I, PROTS Y, et al. Anti-perovskite Li-battery cathode materials[J]. Journal of the American Chemical Society, 2017, 139(28): 9645-9649.

[23] JUNG S K, KIM H, CHO M G, et al. Lithium-free transition metal monoxides for positive electrodes in lithium-ion batteries[J]. Nature Energy, 2017, 2(2): doi: 10.1038/nenergy.2016.208.

[24] GOMEZ-BALLESTEROS J L, BALBUENA P B. Reduction of electrolyte components on a coated Si anode of lithium-ion batteries[J]. Journal of Physical Chemistry Letters, 2017, 8(14): 3404-3408.

[25] KIM K J, WORTMAN J, KIM S Y, et al. Atomistic simulation derived insight on the irreversible structural changes of Si electrode during fast and slow delithiation[J]. Nano Letters, 2017, 17(7): 4330-4338.

[26] CHAE S, KIM N, MA J, et al. One-to-one comparison of graphite-blended negative electrodes using silicon nanolayer-embedded graphite versus commercial benchmarking materials for high-energy lithium-ion batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(15): doi: 10.1002/aenm.201700071.

[27] KUMAR R, LU P, XIAO X, et al. Strain-induced lithium losses in the solid electrolyte interphase on silicon electrodes[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(34): 28406-28417.

[28] CHOI S, KWON T W, COSKUN A, et al. Highly elastic binders integrating polyrotaxanes for silicon microparticle anodes in lithium ion batteries[J]. Science, 2017, 357(6348): doi: 10.1126/science. aal4373.

[29] LANG J, DING B, ZHANG S, et al. Scalable synthesis of 2D Si nanosheets[J]. Advanced Materials, 2017, 29(31): doi: 10.1002/adma.201701777.

[30] SHI F, ROSS P N, SOMORJAI G A, et al. The chemistry of electrolyte reduction on silicon electrodes revealed byATR-FTIR spectroscopy[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2017, 121(27): 14476-14483.

[31] SU H, BARRAGAN A A, GENG L, et al. Colloidal synthesis of silicon@carbon composite materials for lithium-ion batteries[J]. Angewandte Chemie (International ed. in English), 2017, doi: 10.1002/ange.201705200 .

[32] HIROSE T, MORISHITA M, YOSHITAKE H, et al. Study of structural changes that occurred during charge/discharge of carbon-coated SiO anode by nuclear magnetic resonance[J]. Solid State Ionics, 2017, 303: 154-160.

33] WANG H, CHEW H B. Nanoscale mechanics of the solid electrolyte interphase on lithiated-silicon electrodes[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(31): 25662-25667.

[34] HUANG J, YANG K, ZHANG Z, et al. Layered perovskite LiEuTiO4as a 0.8 V lithium intercalation electrode[J]. Chemical Communications (Cambridge, England), 2017, 53(55): 7800-7803.

[35] HAN Y, YU D, ZHOU J, et al. Lithium ion highway by surface coordination polymerization:growth of metal-organic framework thin layers on metal oxides for exceptional rate and cycling performances[J]. Chemistry (Weinheim an der Bergstrasse, Germany), 2017, doi: 10.1002/chem.201703016.

[36] HWANG S W, YOM J H, CHO S M, et al. Electrochemical behavior of Li-Cu composite powder electrodes in lithium metal secondary batteries[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(27): 22530-22538.

[37] XU J, MAHMOOD J, DOU Y, et al. 2D frameworks of C2N and C3N as new anode materials for lithium-ion batteries[J]. Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma. 201702007.

[38] BECKING J, GROEBMEYER A, KOLEK M, et al. Lithium-metal foil surface modification: An effective method to improve the cycling performance of lithium-metal batteries[J]. Advanced Materials Interfaces, 2017, 4(16): doi: 10.1002/admi.201700166.

[39] CHOUDHURY S, TU Z, STALIN S, et al. Electroless formation of hybrid lithium anodes for fast interfacial ion transport[J]. Angewandte Chemie (International ed. in English), 2017, doi: 10.1002/anie.201707754.

[40] LIANG Y, JING Y, GHEYTANI S, et al. Universal quinone electrodes for long cycle life aqueous rechargeable batteries[J]. Nature Materials, 2017, 16(8): doi: 10.1038/nmat4919.

[41] AUSDERAU L J, GONZALEZ MALABET H J, BUCKLEY J R, et al. Elemental and chemical mapping of high capacity intermetallic Li-ion anodes with transmission X-ray microscopy[J]. JOM, 2017, 69(9): 1478-1483.

[42] GU J, LI B, DU Z, et al. Multi-atomic layers of metallic aluminum for ultralong life lithium storage with high volumetric capacity[J]. Advanced Functional Materials, 2017, 27(27): doi: 10.1002/adfm.201700840.

[43] LI Y Q, LI J C, LANG X Y, et al. Lithium ion breathable electrodes with 3D hierarchical architecture for ultrastable and high-capacity lithium storage[J]. Advanced Functional Materials, 2017, 27(29): doi: 10.1002/adfm.201700447.

[44] HAN C, ZHANG B, ZHAO K, et al. Oxalate-assisted formation of uniform carbon-confined SnO2nanotubes with enhanced lithium storage[J]. Chemical Communications (Cambridge, England), 2017, 53(69): 9542-9545.

[45] LIU Y, LIU Q, XIN L, et al. Making Li-metal electrodes rechargeable by controlling the dendrite growth direction[J]. Nature Energy, 2017, 2(7): doi: 10.1038/nenergy.2017.83.

[46] ZHANG X Q, CHEN X, XU R, et al. Columnar lithium metal anodes[J]. Angewandte Chemie (International ed. in English), 2017, doi: 10.1002/anie.201707093.

[47] WANG Y, DENG Y, QU Q, et al. Ultrahigh-capacity organic anode with high-rate capability and long cycle life for lithium-ion batteries[J]. Acs Energy Letters, 2017, 2(9): 2140-2148.

[48] WANG S, QUAN W, ZHU Z, et al. Lithium titanate hydrates with superfast and stable cycling in lithium ion batteries[J]. Nat. Commun., 2017, 8(1): 627.

[49] RUSTOMJI C S, YANG Y, KIM T K, et al. Liquefied gas electrolytes for electrochemical energy storage devices[J]. Science, 2017, 356(6345): doi: 10.1126/science.aal4263.

[50] SUN Y, SUZUKI K, HORI S, et al. Superionic conductors: Li10+[SnySi1]1+δP2-S12with a Li10GeP2S12-type structure in the Li3PS4-Li4SnS4-Li4SiS4quasi-ternary system[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(14): 5858-5864.

[51] HE M, SU C C, FENG Z, et al. High voltage LiNi0.5Mn0.3Co0.2O2/graphite cell cycled at 4.6 V with a FEC/HFDEC-based electrolyte[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(15): doi: 10.1002/aenm.201700109.

[52] LIU J, WHITFIELD P S, SACCOMANNO M R, et al.neutron diffraction studies of the ion exchange synthesis mechanism of Li2Mg2P3O9N: Evidence for a hidden phase transition[J]. Journal of the American Chemical Society, 2017, 139(27): 9192-9202.

[53] KWON T, CHOI I, PARK M J. Highly conductive solid-state hybrid electrolytes operating at subzero temperatures[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(28): 24250-24258.

[54] CHOI H, KIM H W, KIM J K, et al. Nanocomposite quasi-solid-state electrolyte for high-safety lithium batteries[J]. Nano Research, 2017, 10(9): 3092-3102.

[55] DIETRICH C, WEBER D A, SEDLMAIER S J, et al. Lithium ion conductivity in Li2S-P2S5glasses - building units and local structure evolution during the crystallization of superionic conductors Li3PS4, Li7P3S11and Li4P2S7[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5(34): 18111-18119.

[56] KRAFT M A, CULVER S P, CALDERON M, et al. Influence of lattice polarizability on the ionic conductivity in the lithium superionic argyrodites Li6PS5X (X = Cl, Br, I)[J]. Journal of the American Chemical Society, 2017, doi: 10.1021/jacs.7b06327.

[57] SU X, GUO K, MA T, et al. Deformation and chemomechanical degradation at solid electrolyte-electrode interfaces[J]. Acs Energy Letters, 2017, 2(8): 1729-1733.

[58] KIREEVA N, PERVOV V S. Materials space of solid-state electrolytes: Unraveling chemical composition-structure-ionic conductivity relationships in garnet-type metal oxides using cheminformatics virtual screening approaches[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2017, 19(31): 20904-20918.

[59] WU J F, GUO X. Origin of the low grain boundary conductivity in lithium ion conducting perovskites: Li3xLa0.67-TiO3[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2017, 19(8): 5880-5887.

[60] HU X, FISHER C A J, KOBAYASHI S, et al. Atomic scale imaging of structural changes in solid electrolyte lanthanum lithium niobate upon annealing[J]. Acta Materialia, 2017, 127: 211-219.

[61] CHENG X B, ZHAO M Q, CHEN C, et al. Nanodiamonds suppress the growth of lithium dendrites[J]. Nature Communications, 2017, 8: doi: 10.1038/s41467-017-00519-2.

[62] KOZEN A C, LIN C F, ZHAO O, et al. Stabilization of lithium metal anodes by hybrid artificial solid electrolyte interphase[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(15): 6298-6307.

[63] WANG F M, PRADANAWATI S A, YEH N H, et al. Robust benzimidazole-based electrolyte overcomes high-voltage and high-temperature applications in 5 V class lithium ion batteries[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(13): 5537-5549.

[64] SAHORE R, PEEBLES C, ABRAHAM D P, et al. Additive effects in high-voltage layered-oxide cells: A statistics of mixtures approach[J]. Journal of Power Sources, 2017, 362: 342-348.

[65] SU C C, HE M, PEEBLES C, et al. Functionality selection principle for high voltage lithium-ion battery electrolyte additives[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, doi: 10.1021/acsami.7b08953.

[66] ZHOU B, GUO L, ZHANG Y, et al. A high-performance Li-O2battery with a strongly solvating hexamethylphosphoramide electrolyte and a LiPON-protected lithium anode[J]. Advanced Materials, 2017, 29(30): doi: 10.1002/adma.201701568.

[67] LUO L, LIU B, SONG S, et al. Revealing the reaction mechanisms of Li-O2batteries using environmental transmission electron microscopy[J]. Nature Nanotechnology, 2017, 12(6): doi: 10.1038/nnano.2017.27.

[68] LIU B, XU W, YAN P, et al. Stabilization of Li metal anode in DMSO-based electrolytes via optimization of salt-solvent coordination for Li-O2batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(14): doi: 10.1002/aenm.201602605.

[69] CONDER J, BOUCHET R, TRABESINGER S, et al. Direct observation of lithium polysulfides in lithium-sulfur batteries using operando X-ray diffraction[J]. Nature Energy, 2017, 2(6): doi:10.1038/nenergy.2017.69.

[70] FAN Y, YANG Z, HUA W, et al. Functionalized boron nitride nanosheets/graphene interlayer for fast and long-life lithium-sulfur batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(13): doi: 10.1002/aenm.201602380.

[71] ZHANG L, SUN D, FENG J, et al. Revealing the electrochemical charging mechanism of nanosized Li2S byand operando X-ray absorption spectroscopy[J]. Nano Letters, 2017, doi: 10.1021/acs.nanolett.7b02381.

[72] CHUNG S H, HAN P, CHANG C H, et al. A shell-shaped carbon architecture with high-loading capability for lithium sulfide cathodes[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(17): doi: 10.1002/aenm.201700537.

[73] MENG X, LIU Y, CAO Y, et al. High-performance high-loading lithium-sulfur batteries by low temperature atomic layer deposition of aluminum oxide on nanophase S cathodes[J]. Advanced Materials Interfaces, 2017, 4(17): doi: 10.1002/admi.201700096.

[74] ZENG S, LI L, XIE L, et al. Conducting polymers crosslinked with sulfur as cathode materials for high-rate, ultralong-life lithium-sulfur batteries[J]. Chemsuschem, 2017, 10(17): 3378-3386.

[75] KOERVER R, AYGUEN I, LEICHTWEISS T, et al. Capacity fade in solid-state batteries: Interphase formation and chemomechanical processes in nickel-rich layered oxide cathodes and lithium thiophosphate solid electrolytes[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(13): 5574-5582.

[76] BIE Y, YANG J, WANG J, et al. Li2O2as a cathode additive for the initial anode irreversibility compensation in lithium-ion batteries[J]. Chemical Communications, 2017, 53(59): 8324-8327.

[77] HAFIZ H, SUZUKI K, BARBIELLINI B, et al. Visualizing redox orbitals and their potentials in advanced lithium-ion battery materials using high-resolution X-ray Compton scattering[J]. Science Advances, 2017, 3(8): e1700971.

[78] STEINHAUER M, STICH M, KURNIAWAN M, et al.studies of solid electrolyte interphase (Sei) formation on crystalline carbon surfaces by neutron reflectometry and atomic force microscopy[J]. Acs Appl. Mater. Interfaces, 2017, doi: 10.1021/ acsami.7b09181.

[79] WI S, PARK J, LEE S, et al. Insights on the delithiation/lithiation reactions of LiMn0.8Fe0.2PO4mesocrystals in Li+batteries bytechniques[J]. Nano Energy, 2017, 39: 371-379.

[80] GIEU J B, WINKLER V, COURREGES C, et al. New insights into the characterization of the electrode/electrolyte interfaces within LiMn2O4/Li4Ti5O12cells, by X-ray photoelectron spectroscopy, scanning Auger microscopy and time-of-flight secondary ion mass spectrometry[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5(29): 15315-15325.

[81] MASCARO A, WANG Z, HOVINGTON P, et al. Measuring spatially resolved collective ionic transport on lithium battery cathodes using atomic force microscopy[J]. Nano Letters, 2017, 17(7): 4489-4496.

[82] CHEN C, ZHANG Y, LI Y, et al. Highly conductive, lightweight, low-tortuosity carbon frameworks as ultrathick 3D current collectors[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7(17): doi: 10.1002/aenm.201700595.

[83] LIU B, FU K, GONG Y, et al. Rapid thermal annealing of cathode-garnet interface toward high-temperature solid state batteries[J]. Nano Letters, 2017, doi: 10.1021/acs.nanolett.7b01934.

[84] SCHULZ A, BAKHRU H, DEROSA D, et al. Quantifying lithium in the solid electrolyte interphase layer and beyond using lithium-nuclear reaction analysis technique[J]. Journal of Power Sources, 2017, 360: 129-135.

[85] TAIWO O O, FINEGAN D P, PAZ-GARCIA J M, et al. Investigating the evolving microstructure of lithium metal electrodes in 3D using X-ray computed tomography[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2017, 19(33): 22111-22120.

[86] WANG C, GONG Y, DAI J, et al.neutron depth profiling of lithium metal-garnet interfaces for solid state batteries[J]. J. Am. Chem. Soc., 2017, doi: 10.1021/jacs.7b07904.

[87] SONG X, LIU T, AMINE J, et al.mass-electrochemical study of surface redox potential and interfacial chemical reactions of Li(Na)FePO4nanocrystals for Li(Na)-ion batteries[J]. Nano Energy, 2017, 37: 90-97.

[88] LEE J, DUPRE N, AVDEEV M, et al. Understanding the cation ordering transition in high-voltage spinel LiNi0.5Mn1.5O4by doping Li instead of Ni[J]. Scientific Reports, 2017, 7, doi: 10.1038/s41598-017-07139-2.

[89] LETICHE M, HALLOT M, HUVE M, et al. Tuning the cation ordering with the deposition pressure in sputtered LiMn1.5Ni0.5O4thin film deposited on functional current collectors for Li-ion microbattery applications[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(14): 6044-6057.

[90] YANG M Y, KIM S, KIM K, et al. Role of ordered Ni atoms in Li layers for Li-rich layered cathode materials[J]. Advanced Functional Materials, 2017, 27(35): 1700982.

[91] GIORDANO L, KARAYAYLALI P, YU Y, et al. Chemical reactivity descriptor for the oxide-electrolyte interface in Li-ion batteries[J]. Journal of Physical Chemistry Letters, 2017, 8(16): 3881-3887.

[92] HIRAYAMA T, AIZAWA Y, YAMAMOTO K, et al. Advanced electron holography techniques forobservation of solid-state lithium ion conductors[J]. Ultramicroscopy, 2017, 176: 86-92.

[93] AHMAD Z, VISWANATHAN V. Stability of electrodeposition at solid-solid interfaces and implications for metal anodes[J]. Physical Review Letters, 2017, 119(5): doi: 10.1103/PhysRevLett.119.056003.

[94] BEDROV D, BORODIN O, HOOPER J B. Li+transport and mechanical properties of model solid electrolyte interphases (SEI): Insight from atomistic molecular dynamics simulations[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2017, 121(30): 16098-16109.

[95] DAS D, HARDIKAR R P, HAN S S, et al. Monolayer BC2: An ultrahigh capacity anode material for Li ion batteries[J]. Physical Chemistry Chemical Physics : PCCP, 2017, doi: 10.1039/C7CP04451H.

[96] MAYO M, MORRIS A J. Structure prediction of Li-Sn and Li-Sb intermetallics for lithium ion batteries anodes[J]. Chemistry of Materials, 2017, 29(14): 5787-5795.

[97] WANG H, CHEW H B. Nanoscale mechanics of the solid electrolyte interphase on lithiated-silicon electrodes[J]. Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, doi: 10.1021/acsami.7b07626.

[98] PASCAL T A, WUJCIK K H, WANG D R, et al. Thermodynamic origins of the solvent-dependent stability of lithium polysulfides from first principles[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2017, 19(2): 1441-1448.

[99] KIM S, CHOI S, LEE K, et al. Self-assembly of core-shell structures driven by low doping limit of Ti in LiCoO2: First-principles thermodynamic and experimental investigation[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2017, 19(5): 4104-4113.

[100] LIU Y, ZHOU T, ZHENG Y, et al. Local electric field facilitates high-performance Li-ion batteries[J]. Acs Nano, 2017, 11(8): 8519-8526.

Reviews of selected 100 recent papers for lithium batteries （Aug. 1，2017 to Sep. 30，2017）

ZHAO Junnian, WU Yida, ZHAN Yuanjie, CHEN Yuyang,CHEN Bin, JIN Zhou, ZHANG Hua, QI Wenbin, YU Hailong, BEN Liubin,LIU Yanyan, HUANG Xuejie

(Institute of Physics, Chinese Academy of Sciences, Beijing 100190, China)

This bimonthly review paper highlights 100 recent published papers on lithium batteries. We searched the Web of Science and found 1880 papers online from Aug. 1, 2017 to Sep. 30, 2017. 100 of them were selected to be highlighted. Layered oxide and spinel cathode materials are still under extensive investigations for the effects of structure evolution and modificationson their cycling property and thermal stability. Large efforts were devoted to Si、Sn and oxides based anode material for improving their cycling propeties with new preparation method. Their capacity fading mechnism is also analyzed. The cycling properties of metallic lithium electrode are improved by designing current collector and surface cover layer. The studies of solid state electrolytes are focus on the method of preparation and the transport mechanism. Additives to liquid electrolyte can help to improve the cell’s stability at elavated temperatures. There are a few papers related to Li/S battery, Li-air battery for improving their cycling performance and more papers related to cell analyses, theoretical simulations, and modeling.

lithium batteries; cathode material; anode material; electrolyte; battery technology

10.12028/j.issn.2095-4239.2017.0151

TM 911

A

2095-4239（2017）06-1175-13

2017-10-18；

2017-10-20。

趙俊年（1992—），男，博士研究生，研究方向?yàn)殇嚱饘匐姵睾弯囏?fù)極保護(hù)，E-mail：13501388124@163.com；

黃學(xué)杰，研究員，研究方向?yàn)殇囯x子電池及其關(guān)鍵材料，E-mail：xjhuang@iphy.ac.cn。