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

?

鋰電池百篇論文點評（2018.6.1—2018.7.31）

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

（中國科學(xué)院物理研究所，北京 100190）

該文是一篇近兩個月的鋰電池文獻(xiàn)評述，我們以“l(fā)ithium”和“batter*”為關(guān)鍵詞檢索了Web of Science從2018年6月1日至2018年7月31日上線的鋰電池研究論文，共1706篇，選擇其中100篇加以評論。正極材料主要研究了層狀材料的結(jié)構(gòu)演變及表面包覆對層狀和尖晶石材料循環(huán)壽命的影響。高容量的硅、錫基負(fù)極材料研究側(cè)重于納米材料、復(fù)合材料、黏結(jié)劑及反應(yīng)機(jī)理研究，金屬鋰負(fù)極、固態(tài)電解質(zhì)、鋰空電池、鋰硫電池的論文也有多篇。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、電池模型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

HE等[1]在共沉淀的過程中將鋯離子摻雜在Ni0.8Co0.1Mn0.1(OH)2表面，最終合成了Zr元素梯度摻雜的三元材料。摻雜后的鋯離子不僅分布在鋰層，也分布在過渡金屬層，同時表面過量的鋯還能形成鋯酸鋰。摻雜后材料的電化學(xué)穩(wěn)定性和倍率性能都有顯著提高。ZHAO等[2]用溶膠凝膠的方法合成了不同濃度Nb摻雜的富鋰材料，發(fā)現(xiàn)Nb摻雜并沒有顯著改變材料的形貌，但是能夠提高材料的循環(huán)和倍率性能。1.5%Nb摻雜后的材料在5 C的循環(huán)測試中循環(huán)100周，容量保持率為95.4%，而未經(jīng)摻雜的材料只有84.9%。LIANG等[3]在三元正極（NCM622）表面包覆了納米的LATP電解質(zhì)。由于正極和電解質(zhì)界面的變化，改進(jìn)后的正極具有更小的極化和更優(yōu)良的動力學(xué)性能。AFM的電勢成像證實，性能的改善是由于電解質(zhì)弱化了空間電荷層，使得電勢下降趨于平緩，從而減少了副反應(yīng)。LI等[4]研究了高Ni層狀LiNi0.8Co0.15Al0.05O2和LiNi0.7Co0.15Mn0.15O2正極材料，發(fā)現(xiàn)后者循環(huán)1500周后的性能比前者要低很多。Mn在材料中對于降低過渡金屬離子的溶解和層狀結(jié)構(gòu)的相變作用遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于Al。YOU等[5]對高Ni含量的層狀氧化物的正極材料進(jìn)行了研究，因為這種正極材料中的Ni含量高達(dá)70%，它們在空氣中容易跟水氣和二氧化碳反應(yīng)，生成LiOH、Li2CO3和LiHCO3附著在表面，而這些形成了“殘留鋰”，暴露空氣不僅會明顯降低容量，而且會阻礙電極的制備，妨礙它們的實際應(yīng)用。使用少量的Al在晶格中替代Ni，可以顯著地提高表面化學(xué)穩(wěn)定性，在空氣中限制LiOH、Li2CO3、LiHCO3以及NiO在表面的形成。CAMBAZ等[6]研究了含鎳的陽離子無序的層狀正極材料LiNi0.5M0.5O2（M=V、TI、Zr），發(fā)現(xiàn)摻雜的正極材料的電壓平臺為2.55 V，比容量達(dá)264 mA/g。ZHANG 等[7]用尖晶石Li4Mn5O12包覆了富鋰層狀Li1.2Mn0.54Co0.13Ni0.13O2正極材料，發(fā)現(xiàn)包覆后的材料在循環(huán)時表面的陽離子丟失明顯減少，同時正極的結(jié)構(gòu)相變和對電解液的氧化也得到了抑制。

1.2 尖晶石正極材料

BI等[8]用溶膠-凝膠的方法將LATP均勻地包覆在鎳錳酸鋰表面，包覆后的材料在低溫下具有更高的放電容量、更高的放電中壓和更小的極化，這是由于LATP包覆能增強(qiáng)鎳錳酸鋰表面的鋰離子擴(kuò)散和電荷轉(zhuǎn)移速度。FENG等[9]研究了鋯摻雜有序和無序尖晶石LiNi0.5Mn1.5O4高電壓正極材料，發(fā)現(xiàn)有序尖晶石LiNi0.5Mn1.49Zr0.01O4的循環(huán)性能和倍率性能均比無序的材料高。認(rèn)為有序尖晶石摻雜鋯以后性能提高是因為材料有更好的結(jié)晶性、高的離子傳輸系數(shù)和低的極化。BINI等[10]用固相法合成了LiNi0.5Mn1.5?xSiO4（0￡￡0.35），XRD精修結(jié)果表明當(dāng)30.1時，多余的硅將不能摻雜進(jìn)LiNi0.5Mn1.5?xSiO4晶格，而對于摻雜進(jìn)去的Si則更容易占據(jù)LiNi0.5Mn1.5O4的8a位。通過控制摻雜Si的含量能夠提高LiNi0.5Mn1.5O4的循環(huán)性能，這種提高來源于硅在合成過程中對LiNi0.5Mn1.5O4顆粒尺寸和離子混排的優(yōu)化。DENG等[11]用液相沉淀法合成了四氧化三鈷包覆的鎳錳酸鋰，發(fā)現(xiàn)四氧化三鈷包覆能夠顯著地提高鎳錳酸鋰的循環(huán)性能和倍率性能。由5%的四氧化三鈷包覆的鎳錳酸鋰在1 C電流下?lián)碛?26 mA·h/g的放電比容量，在循環(huán)300周后仍有96.8%的容量保持率。CHAE等[12]在高電壓尖晶石正極（LNMO）表面沉積了單層的五氟苯基丙基三甲氧基硅烷（PFPPS）來改善其性能。PFPPS能夠在LNMO的工作電壓范圍內(nèi)（3.5～4.9 V）保持穩(wěn)定，從而防止電解液的氧化分解，減少氫氟酸產(chǎn)生，抑制過渡金屬的溶解，提升電池的庫侖效率。

1.3 聚陰離子正極材料

XIANG等[13]系統(tǒng)地研究了由50～200 nm多晶磷酸鐵鋰、磷酸鐵錳鋰和鈦酸鋰顆粒聚集而成的二次顆粒在恒電勢驅(qū)動下的相轉(zhuǎn)變動力學(xué)，結(jié)果表明在電場驅(qū)動下，一次顆粒表面先進(jìn)行異相成核，然后通過表面快速傳播到其它顆粒，同時也緩慢地向顆粒內(nèi)部進(jìn)行相轉(zhuǎn)變擴(kuò)散。

1.4 其它正極材料

FAN等[14]針對氟化鐵中因重復(fù)地打破和形成金屬與氟間的鍵，而造成的差的電化學(xué)可逆性現(xiàn)象，采用在氟化鐵中鈷和氧共摻雜的策略，減少了轉(zhuǎn)換反應(yīng)的反應(yīng)電位，使得氟化鐵中低可逆性的嵌入-轉(zhuǎn)換反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)閾诫s材料中的高可逆性嵌入-脫出反應(yīng)，合成出的Fe0.9Co0.1OF正極材料實現(xiàn)了1000 W·h/kg的高能量密度（在70 mA/g和330次循環(huán)下）和超過1000次循環(huán)的高度可逆性，500 mA/g充放電時1000個循環(huán)下可表現(xiàn)出350 mA·h/g的比容量。GAO等[15]在探索穩(wěn)定的和容易獲得的卟啉化合物電極材料時，成功合成了新的卟啉類化合物CuDEPP。其可用作充電儲能系統(tǒng)的電極材料，兼有出色的儲存容量、倍率性能以及循環(huán)穩(wěn)定性。與傳統(tǒng)的鋰離子電池相比，具有更快的氧化還原轉(zhuǎn)換速度；在鋰基電池中，CuDEPP電極實現(xiàn)了210 mA·h/g的初始容量，且在高電流下，8000周后仍有好的容量保持；高功率系數(shù)下，具有穩(wěn)定的容量和高的能量密度。多功能電極材料CuDEPP的合成及其出色性能的探索為有機(jī)電極材料的設(shè)計研究開辟了新的途徑。GORDON等[16]采用液相法合成了固溶混合金屬二氟化物（m-MF2）多壁碳納米管（MWCNT）復(fù)合材料。研究表明該材料和單金屬二氟化物一樣，還原過程為一步反應(yīng)，無中間還原產(chǎn)物的存在，此外在充電過程中生成固溶體，并在循環(huán)過程中有金屬三氟化物慢慢形成。進(jìn)一步通過系統(tǒng)的電化學(xué)測量和失效分析后指出，該正極的穩(wěn)定性很大程度上取決于正極固體電解質(zhì)界面層的形成和生長能力，而這又很大程度上取決于其中金屬的組成。MENG 等[17]提出將PVP-I2復(fù)合物用作液態(tài)Li/I2電池的正極材料，0.2 C倍率下的放電比容量達(dá)278 mA·h/g； 2 C倍率循環(huán)1100周，平均每周的容量衰減僅為0.019%。PVP和多碘化物之間的化學(xué)相互作用很好地抑制了多碘化物在有機(jī)電解液中的溶解，降低了自放電速率，提高了電池的庫侖效率和循環(huán)穩(wěn)定性。BHARGAV等[18]提出使用苯基聚硫C6H5SC6H5（4￡￡6）作為液態(tài)正極材料，該苯基聚硫具有較高的能量密度，其中苯基六硫在1 C下具有650 mA·h/g的比容量，且500周后仍有80%的容量保持率。CAI等[19]通過飽和水溶液吸附法制備了I2/β-環(huán)糊精（I2/β-CD）復(fù)合物。由于具有截錐形疏水中心腔結(jié)構(gòu)，I2/β-CD能夠有效地固定碘單質(zhì)，抑制其在電解液中的溶解，同時保證了碘單質(zhì)在材料中的良好分散性。因此材料獲得了一個較好的電化學(xué)性能， 0.1 C倍率下的初始放電比容量為175 mA·h/g，循環(huán)300周后保持在164 mA·h/g。

2 負(fù)極材料

2.1 硅基負(fù)極材料

XU等[20]將SiO納米粒子填充到導(dǎo)電泡沫石墨烯中，得到一種硅和石墨烯復(fù)合物。SiO納米粒子被多層石墨烯包裹，SiO在石墨烯中均勻無團(tuán)聚分布，使這種復(fù)合材料具有高的機(jī)械強(qiáng)度和高的振實密度。該復(fù)合材料擁有優(yōu)異的循環(huán)穩(wěn)定性，在1 A/g倍率下循環(huán)1000周后仍有780 mA·h/g的比容量。HAN等[21]合成了一種三維新型液態(tài)金屬和硅的納米復(fù)合物。液態(tài)金屬具有流動性和自我修復(fù)能力，硅在循環(huán)過程中相當(dāng)于一直處于一個三維導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)中，因此這種材料具有優(yōu)異的電化學(xué)性能。在8 A/g的倍率下循環(huán)1500周后仍有968 mA·h/g的比容量，容量保持率高達(dá)81.3%，且首周庫侖效率高達(dá)95.92%。HATCHARD等[22]研究了碳化后的黏結(jié)劑對硅合金負(fù)極的影響。碳化后聚偏氟乙烯黏結(jié)劑對電極的循環(huán)性能有較大改善，但仍存在容量衰減問題。采用碳化聚酰亞胺黏結(jié)劑的電極具有優(yōu)異的性能，在100次循環(huán)后沒有出現(xiàn)容量衰減。認(rèn)為碳化聚酰亞胺電極的優(yōu)越性能與聚酰亞胺在加熱時的高碳產(chǎn)率有關(guān)，從而在合金表面形成均勻的碳涂層。通過對高碳產(chǎn)率聚合物進(jìn)行碳化，可以在合金顆粒上形成均勻的碳涂層，從而獲得新型高性能合金電極黏合劑。HE等[23]合成了一種Zn2(GeO4)0.8(SiO4)0.2納米線，這種硅材料可以有效地抑制體積膨脹，因此表現(xiàn)出優(yōu)異的電化學(xué)性能，在 0.2 A/g的倍率下循環(huán)700周仍有1274 mA·h/g的比容量，在5 A/g倍率下循環(huán)2000周容量衰減率僅為0.008%。這種納米線不僅具有高的反應(yīng)活性和可逆性，而且具有應(yīng)力釋放特性。KIM等[24]合成了一種用于硅和硅石墨復(fù)合電極的兩性藻酸鹽黏結(jié)劑。這種結(jié)構(gòu)由疏水和親水兩部分結(jié)構(gòu)組成，具有三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)。這種藻酸鹽黏結(jié)劑能促進(jìn)電極成分在電極中的均勻分布，增強(qiáng)對集流體的附著力，因此提高了硅和硅石墨混合電極的循環(huán)性。KIM等[25]將納米硅顆粒嵌入在惰性的Al4Cu9、AlFe和TiFeSi2基體中作為復(fù)合負(fù)極材料。硅復(fù)合材料表現(xiàn)出良好的電化學(xué)性能，在300 mA/g倍率下循環(huán)200周后容量保持率高達(dá)85.7%。在這種復(fù)合結(jié)構(gòu)里，納米硅顆粒減小了離子擴(kuò)散路徑和巖化過程中的體積膨脹，而非活性基體相在重復(fù)循環(huán)過程中則調(diào)節(jié)了體積變化，為硅納米顆粒提供了連續(xù)的電子傳導(dǎo)通路，因此提高了其性能。LIU等[26]制備出了一種高品質(zhì)硅烯納米片。所得硅烯納米片有很好的分散性，只有單層或幾層，結(jié)晶度優(yōu)良。這種硅烯納米片表現(xiàn)出優(yōu)異的電化學(xué)性能，在0.1 A/g倍率下循環(huán)1800周后仍有721 mA·h/g的比容量，接近其理論容量。

2.2 金屬鋰負(fù)極和其它負(fù)極材料

BERTOLINI等[27]觀察了鋰金屬和電解質(zhì)的界面演變及具有不同密度和氧化態(tài)Li的區(qū)域形成，電解質(zhì)分子的滲透和電子轉(zhuǎn)移驅(qū)動的分解導(dǎo)致固體電解質(zhì)膜的初始形成。模擬在沒有偏置電壓的情況下進(jìn)行，并使用各種電解質(zhì)組合物，包括高反應(yīng)性溶劑（如碳酸亞乙酯）和低反應(yīng)性溶劑（如1,3-二氧戊環(huán)）與1 mol/L濃度的鋰鹽混合。Li的結(jié)構(gòu)和氧化態(tài)遵循金屬溶解過程。SHI等[28]通過將LiNO3緩慢釋放到電解質(zhì)中并隨后分解形成Li3N和含有氮氧化鋰（LiNO）的保護(hù)層，從而產(chǎn)生可逆的、無枝晶和高密度的Li金屬沉積，可以在10 mA·h/cm2和20 mA·h/cm2的高容量下深度循環(huán)，在商業(yè)LiPF6/碳酸酯電解液中平均庫侖效率398%。DENG等[29]用具有多孔蜂窩結(jié)構(gòu)的氧化石墨烯負(fù)載金屬鋰作為負(fù)極。為了增強(qiáng)與鋰的附著力，先在石墨烯表面吸附乙酸鋅，燒結(jié)后變成氧化鋅，利用金屬鋰與氧化鋅的反應(yīng)使鋰進(jìn)入到多孔結(jié)構(gòu)中。相較于傳統(tǒng)的鋰箔，新型負(fù)極可以為鋰的脫出和生長提供更多的反應(yīng)位點，減少枝晶生長和死鋰的產(chǎn)生，同時三維骨架可以為電極的體積膨脹提供一定的支撐。以新型負(fù)極裝成的對稱電池，可以在5 mA/cm2的電流密度下循環(huán)200周，10 mA/cm2下70周。在電容器中也能以3.75 A/g循環(huán)4000周保持穩(wěn)定。ZOLLER 等[30]利用微波輔助叔丁醇原位合成了一種銻摻雜氧化錫/石墨烯混合納米復(fù)合材料。通過這種合成方法在石墨烯表面生長了小于3 nm的銻摻雜氧化錫納米顆粒，形成一種具有高導(dǎo)電性和高結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性的復(fù)合負(fù)極材料。銻的摻雜會大大增加鋰的脫嵌速率，提高其倍率性能，并改善循環(huán)穩(wěn)定性。在1 C倍率下循環(huán)有1226 mA·h/g的比容量，在60 C倍率下循環(huán)有577 mA·h/g的比容量。HAN等[31]在Li2S-P2S5固體電解質(zhì)中引入LiI，用于抑制鋰負(fù)極的鋰支晶生長。認(rèn)為引入LiI后會在鋰負(fù)極的表面形成高離子導(dǎo)電但電子絕緣的LiI，同時可有效地提高鋰負(fù)極表面的鋰離子遷移率，從而抑制鋰枝晶的生長。DENG等[32]提出了一種將Li摻入商業(yè)碳纖維布（CFC）中的簡單方法，通過在ZnO修飾的CFC（CFC/ZnO）的微通道中限制Li的剝離/沉積并通過導(dǎo)電碳纖維網(wǎng)絡(luò)消散高電流密度來實現(xiàn)高倍率且穩(wěn)定的金屬Li負(fù)極。使用這種新型負(fù)極的對稱電池可以在1 mA/cm2下穩(wěn)定循環(huán)超過1800 h（900次循環(huán)），甚至在5 mA/cm2下循環(huán)320 h（800次循環(huán)）。XU等[33]報告了一種基于多孔致密三層石榴石結(jié)構(gòu)的三維（3D）混合電子/離子傳導(dǎo)框架（3D-MCF），通過帶式澆鑄產(chǎn)生，以便使用3D固態(tài)鋰金屬負(fù)極。3D-MCF通過在多孔石榴石結(jié)構(gòu)上的碳納米管（CNT）的薄形涂層實現(xiàn)，產(chǎn)生混合電子/離子導(dǎo)體，充當(dāng)鋰金屬的3D主體。通過緩慢的電化學(xué)沉積將鋰金屬引入3D-MCF，形成3D鋰金屬負(fù)極。緩慢的鋰化使鋰金屬陽極和石榴石電解質(zhì)之間的接觸有所改善。ZHAO等[34]使用電化學(xué)蝕刻方法，精確地刻蝕出3D的Cu結(jié)構(gòu)，具有均勻、光滑和致密的多孔網(wǎng)絡(luò)。這種連續(xù)結(jié)構(gòu)使得3D的Cu具有優(yōu)異的力學(xué)性能和導(dǎo)電性。由于電流均勻分布，使得Li金屬均勻沉積，形成平整且穩(wěn)定的固體電解質(zhì)層，同時有效地抑制鋰枝晶和死鋰。BAI等[35]使用噴涂法將氧化石墨烯噴涂在金屬鋰箔表面原位形成石墨烯，從而抑制電化學(xué)循環(huán)過程中金屬鋰枝晶生長。覆蓋石墨烯的金屬鋰電化學(xué)循環(huán)40周所形成的“死鋰”層厚度僅為未經(jīng)處理的金屬鋰的約25%，并有效地抑制了金屬鋰枝晶的形成。CHOUDHURY等[36]使用含有硅納米顆粒的PEO和PPO聚合物制備了聚合物電解質(zhì)隔膜，在這種聚合物電解質(zhì)隔膜中由于硅納米顆粒對金屬鋰沉積行為的改變導(dǎo)致金屬鋰沉積尺寸，形成小于500 nm的苔蘚狀沉積，從而實現(xiàn)對金屬鋰枝晶生長的抑制。WEN等[37]使用有機(jī)官能團(tuán)修飾的雙通孔陽極氧化鋁作為隔膜，通過改變鋰離子和陰離子基團(tuán)的遷移路徑，部分阻擋陰離子基團(tuán)和溶劑分子與金屬鋰負(fù)極界面接觸，從而實現(xiàn)對金屬鋰枝晶生長的抑制。使用該種隔膜制備的金屬鋰對稱電池在0.05 mA/cm2電流密度下可穩(wěn)定循環(huán)6000次。ZHANG等[38]報道了一種無枝晶的堿金屬負(fù)極，通過將熔融的Li或Na注入到具有高堿潤濕性的3D骨架中而制成金屬負(fù)極。在3D框架中，碳纖維（CF）為氧化還原反應(yīng)提供快速電荷轉(zhuǎn)移通道。并使用SnO2涂層以改變碳骨架的潤濕性能，顯著改善了電化學(xué)性能和穩(wěn)定性。

3 電解質(zhì)及添加劑

3.1 固態(tài)電解質(zhì)

LI等[39]在700 ℃下將Li7La3Zr2O12與碳進(jìn)行反應(yīng)處理，他們認(rèn)為高溫碳處理可以消除Li7La3Zr2O12表面的Li2CO3和玻璃相的Li—Al—O，從而提高與鋰負(fù)極的界面浸潤性，降低界面電阻。DONG等[40]首次將超強(qiáng)細(xì)菌纖維素支持的聚(甲基乙烯基醚- alt-馬來酸酐)作為4.45 V LiCoO2鋰金屬電池的多功能聚合物電解質(zhì)。這種基于LiCoO2鋰金屬電池的聚合物電解質(zhì)在60 ℃下具有良好的容量保持率（在700次循環(huán)后仍有85％）。更深入的研究表明，它在提高LiCoO2鋰金屬電池的抗氧化性和可逆鋰沉積/剝離方面發(fā)揮了重要作用。YOON等[41]研究了全固態(tài)電池正極材料中固態(tài)電解質(zhì)Li10GeP2S12和導(dǎo)電碳之間的界面穩(wěn)定性以及其對電化學(xué)性能的影響。研究表明，導(dǎo)電碳的加入非但沒有如預(yù)期提高材料的導(dǎo)電性能，反而使正極的動力學(xué)性能變得更差，究其原因主要是導(dǎo)電碳的加入加速了Li10GeP2S12的電化學(xué)分解，在表面生成高阻抗的化合物，使正極的性能變差。GARBAYO等[42]對Li-石榴石薄膜的不同無定形結(jié)構(gòu)到結(jié)晶結(jié)構(gòu)間微結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變進(jìn)行了仔細(xì)地研究，證明了對薄膜Li-石榴石固態(tài)電池電解質(zhì)除了結(jié)晶態(tài)存在，還具有“多型性”，存在不同的玻璃態(tài)，最大的Li傳導(dǎo)率存在于一個特定的無定形玻璃態(tài)。這些發(fā)現(xiàn)表明，玻璃態(tài)薄膜Li-石榴石導(dǎo)體可以用于調(diào)節(jié)Li傳導(dǎo)率，避免Li枝晶形成，有可能成為新的固態(tài)電解質(zhì)相，用于未來的微型電池以及大規(guī)模固態(tài)電池。SHAO等[43]針對石榴石結(jié)構(gòu)氧化物固態(tài)電解質(zhì)與金屬鋰負(fù)極之間的界面還原反應(yīng)問題，在界面處通過石墨層修飾形成穩(wěn)定過渡層，顯著降低固體電解質(zhì)-金屬鋰的界面阻抗，并實現(xiàn)1000 h的長循環(huán)穩(wěn)定。作者認(rèn)為這種穩(wěn)定性提升行為源自于石墨緩沖層降低了對氧化物固體電解質(zhì)界面的化學(xué)反應(yīng)，從而提升電池的循環(huán)性能。HAO等[44]使用高能球磨并經(jīng)后續(xù)的固相反應(yīng)將LiBr引入Li6.25La3Zr2Al0.25O12石榴型陣列中。認(rèn)為可在體相形成陰離子摻雜和在晶界形成鋰化界面，可提高電解質(zhì)的鋰離子電導(dǎo)率、遷移動力學(xué)和界面接觸。NOH等[45]探討組分的混合順序?qū)θ虘B(tài)電池性能的影響。認(rèn)為先將一半的導(dǎo)電碳與固體電解質(zhì)進(jìn)行混合，另一半導(dǎo)電碳在最終混合時加入效果最好。LI等[46]制備了不與水反應(yīng)的鈣鈦礦固體電解質(zhì)Li0.38Sr0.44Ta0.7Hf0.3O2.95F0.05，室溫鋰離子電導(dǎo)達(dá)4.8×10-4S/cm。通過聚合物電解質(zhì)在與負(fù)極的界面上進(jìn)行保護(hù)，可實現(xiàn)與鋰金屬負(fù)極兼容。同樣用聚合物電解質(zhì)在正極側(cè)進(jìn)行保護(hù)，可以實現(xiàn)全固態(tài)的Li/LiFePO4、Li-S電池和鋰離子電容器優(yōu)異的循環(huán)性能。HE等[47]用Nb作為結(jié)構(gòu)穩(wěn)定劑合成出石榴石固態(tài)電解質(zhì)（Li6.375La3Zr1.375Nb0.625O12，LLZNO），并用Sn薄膜修飾LLZNO，通過Sn的修飾，鋰金屬和固態(tài)電解質(zhì)間形成了自限穩(wěn)定且具有導(dǎo)電性的Li-Sn合金界面層，使鋰金屬和石榴石固體電解質(zhì)間能夠獲得快速且穩(wěn)定的鋰離子傳輸性能。實現(xiàn)了高電流密度下快速可逆的鋰離子電鍍/剝離，以及Li/Sn-LLZNO/LiFePO4全電池的優(yōu)異電化學(xué)性能。KATAOKA等[48]針對在多晶石榴石型氧化物全固態(tài)電解質(zhì)中，金屬鋰枝晶易于在燒結(jié)體內(nèi)空隙以及晶界雜質(zhì)處生長，進(jìn)而導(dǎo)致電池系統(tǒng)嚴(yán)重的內(nèi)部短路現(xiàn)象，提出在全固態(tài)電池系統(tǒng)中應(yīng)用單晶氧化物電解質(zhì)，并通過浮區(qū)法首次成功生長出厘米尺寸石榴石型單晶Li6.5La3Zr1.5Nb0.5O12（LLZNb05），獲得了極高的鋰離子傳導(dǎo)率1.39×10-3S/cm（298 K），并且用對稱電池Li/LLZNb05/Li（以LLZNb05單晶片作為固態(tài)電解質(zhì)）進(jìn)行短路測試，確認(rèn)無內(nèi)部短路。LIU等[49]針對NASCION型固態(tài)電解質(zhì)LAGP（Li1.5Al0.5Ge0.5P3O12）對金屬Li的不穩(wěn)定性，采用在LAGP表面濺射Ge無定形薄膜的方法，成功抑制了Ge4+還原為Ge0和Ge2+，并且通過產(chǎn)生一個界面層，在金屬Li與LAGP固態(tài)電解質(zhì)間形成了一個緊密的連接。由Ge包覆的LAGP固態(tài)電解質(zhì)構(gòu)成的對稱電池，在0.1 mA/cm2，100個循環(huán)下表現(xiàn)出很好的穩(wěn)定性與循環(huán)性能，進(jìn)一步組成的準(zhǔn)固態(tài)鋰空電池，在空氣中30個循環(huán)下表現(xiàn)出穩(wěn)定的循環(huán)性能。CULVER等[50]從硫化物固體電解質(zhì)的缺陷和鋰離子傳輸空穴形成的熱熵晗角度對離子電導(dǎo)率進(jìn)行分析。摻雜元素所引起的晶格畸變會改變鋰離子遷移路徑，同時隨摻雜量的變化結(jié)構(gòu)骨架元素的電負(fù)性也隨之改變，對于固體電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率差異依然是一個復(fù)雜的問題。此外，作者發(fā)現(xiàn)當(dāng)在不同壓力下，固體電解質(zhì)會發(fā)生機(jī)械化學(xué)反應(yīng)導(dǎo)致材料界面局域結(jié)構(gòu)的變化，進(jìn)而引起進(jìn)一步的電導(dǎo)率變化。MEESALA等[51]制備了玻璃相結(jié)構(gòu)的Li1.5Al0.5Ge1.5(PO4)3（LAGP），該電解質(zhì)室溫離子電導(dǎo)率達(dá)0.5 mS/cm，且具有良好的機(jī)械強(qiáng)度和金屬鋰兼容性，使用該電解質(zhì)制備的固態(tài)金屬鋰電池展現(xiàn)出穩(wěn)定的室溫循環(huán)性能。WANG等[52]使用混合離子導(dǎo)體修飾固態(tài)電池的正極-固體電解質(zhì)界面，使固態(tài)電池的轉(zhuǎn)移阻抗下降20倍。這種混合離子導(dǎo)體界面修飾后的固態(tài)電池能在150 ℃下穩(wěn)定循環(huán)400次，這種界面修飾方法對解決固態(tài)電池界面和未來固態(tài)電池設(shè)計具有啟發(fā)意義。WEI等[53]使用紫外固化法制備了一種PEGDA和PETMP共聚合的新型聚合物電解質(zhì)，這種聚合物具有較好的機(jī)械強(qiáng)度和寬電化學(xué)窗口（0～5.1 V）。使用這種聚合物電解質(zhì)制備的磷酸鐵鋰金屬鋰電池經(jīng)過200次循環(huán)后依舊可保持80.55%比容量。使用該種聚合物電解質(zhì)制備的磷酸鐵鋰雙極性疊層電池可達(dá)到6.33 V電壓，且循環(huán)穩(wěn)定。

3.2 其它電解液/添加劑

ALVARADO等[54]提出使用單一砜類作為電解液溶劑，并應(yīng)用于全電池LiNi0.5Mn1.5O4/graphite中。經(jīng)實驗測試、量子化學(xué)計算和分子動力學(xué)模擬，認(rèn)為該砜類溶劑對高壓正極LiNi0.5Mn1.5O4和石墨負(fù)極均適用，且具有快的離子導(dǎo)電性、寬的溫度適用范圍和不燃性等優(yōu)點。CHANG等[55]報道了一種LiFSI和PC組成的電解液，其可以改善硅納米顆粒的循環(huán)性能。硅的首周比容量可達(dá)3000 mA·h/g，循環(huán)100周后仍有2000 mA·h/g的比容量。拉曼光譜研究表明，大多數(shù)PC溶劑和FSI陰離子被Li+絡(luò)合，形成了聚合物網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，這有助于形成穩(wěn)定的SEI層。穩(wěn)定的SEI膜可以有效抑制硅顆粒的體積膨脹，從而減緩硅負(fù)極裂紋的擴(kuò)展和動力學(xué)的惡化。HAN等[56]研究了二氟丙酸硼酸鋰和FEC雙添加劑對富鋰和硅石墨復(fù)合電極的作用，發(fā)現(xiàn)二氟丙酸硼酸鋰可以緩解晶間開裂，減緩富鋰電極從層狀到尖晶石狀的相變。雖然這種添加劑沒有阻止硅石墨復(fù)合負(fù)極的體積變化，但通過FEC和二氟丙酸硼酸鋰相結(jié)合的界面結(jié)構(gòu)使SEI膜能夠承受體積膨脹引起的體積應(yīng)力，使得電極并不會發(fā)生破碎。PARK等[57]使用碳酸甲乙酯（EMC）、氟化碳酸乙烯酯（FEC）和LiPF6制備了一種可形成高LiF含量的電解液，在該電解液下組裝的NCM622的金屬鋰電池可穩(wěn)定循環(huán)500次，其中FEC分解形成的LiF可顯著抑制金屬鋰枝晶的生長情況。LIAO等[58]提出了一種新型的高壓電解液添加劑1-(2-氰基乙基)吡咯（CEP），這種電解液添加劑一方面在高壓能夠優(yōu)先分解形成界面膜從而抑制電解液的副反應(yīng)；另一方面它含有的路易斯堿性基團(tuán)能夠有效地結(jié)合PF5從而抑制HF的產(chǎn)生。ZHANG等[59]研究了鋰鹽對不含EC的環(huán)丁砜基高電壓電解液性能的影響，環(huán)丁砜與DMC混合溶劑的電解液具有與混合碳酸酯溶劑電解液相近的電導(dǎo)率和更寬的電化學(xué)窗口，與石墨負(fù)極的相容性取決于鋰鹽，LIDFOB作為溶質(zhì)時具有高達(dá)5 V的工作電壓，與石墨負(fù)極相容。ZHAO等[60]研究了電解液對LiNi0.76Mn0.14Co0.10O2（NMC76）為正極的鋰金屬電池循環(huán)性能的影響，選用0.6 mol/L LiTFSI + 0.4 mol/L LiBOB + 0.05 mol/L LiPF6溶于EC∶EMC（質(zhì)量比為4∶6）作為電解液，充電至4.5 V時NMC76容量＞220 mA·h/g（846 W·h/kg），以2 C循環(huán)1000周后容量保持率大于80%。

4 電池技術(shù)

4.1 固態(tài)電池

GOCKELN等[61]用磁控濺射在聚酰亞胺基底制備了納米顆粒組成的LTO(Li4Ti5O12)薄膜，用作柔性電極，克服了其它沉積方法需要高溫?zé)Y(jié)才能得到高結(jié)晶樣品的缺點。以LiPON為電解質(zhì)，金屬鋰為另一極裝成圓盤電池，可在高倍率下實現(xiàn)較好的循環(huán)穩(wěn)定性。不同速率下的CV掃描都證明了電極反應(yīng)高度可逆。對電池進(jìn)行彎曲測試，可以觀察到部分容量衰減，彎曲后回復(fù)循環(huán)穩(wěn)定性依然很好。IRIYAMA 等[62]用氣相凝膠的方法制備了鎳錳酸鋰和磷酸鈦鋁鋰的復(fù)合電極并研究了不同溫度下這種復(fù)合電極的熱穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)當(dāng)溫度高于500 ℃時該電極開始丟氧。將在500 ℃退火后的電極與LIPON和金屬鋰組成全固態(tài)電池，在100 ℃下有100 mA·h/g的放電比容量。通過對該電池的容量衰減過程進(jìn)行研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)復(fù)合電極在循環(huán)過程中的體積變化（約6%）導(dǎo)致了復(fù)合電極的失效。ZHOU等[63]針對金屬鋰與LAGP固態(tài)電解質(zhì)之間的不穩(wěn)定的還原反應(yīng)，導(dǎo)致固態(tài)電池出現(xiàn)明顯的循環(huán)惡化現(xiàn)象，采用原位形成的富LiF-Li3N的金屬鋰SEI和LAGP-PEO復(fù)合電解質(zhì)制備了一種LFP-Li固態(tài)電池。電池可以在0.05 C倍率下，在40 ℃環(huán)境下循環(huán)200次后可逆容量保持率依舊可以達(dá)到96%。BALOGUN等[64]針對在柔性鋰離子電池中，由于柔性基底低容量貢獻(xiàn)以及柔性基底與活性電極材料之間差的相互作用，而導(dǎo)致低容量、低能量密度的現(xiàn)象，通過在碳布上包覆被剝落的N摻雜多孔碳?xì)雍投嗫譔iCo2O4納米線殼層，設(shè)計構(gòu)建了一種單片的芯-雙殼層電極，應(yīng)用于柔性鋰離子電池中獲得了高的質(zhì)量能量密度，得到的全柔性鋰離子電池質(zhì)量能量密度可達(dá)314 W·h/kg，功率密度可達(dá)215 W/kg。LUO等[65]將羧酸鹽偶氮化合物4-苯偶氮基-苯甲酸鋰（PBALS）用作全固態(tài)電池的電化學(xué)活性材料，其中固態(tài)電解質(zhì)選用了Li3PS4（LPS）。研究指出，PBALS和LPS具有很好的兼容性，同時PBALS中的氧能夠和LPS中的鋰形成離子鍵，穩(wěn)定了接觸界面，減小了界面阻抗，緩沖了充放電過程中的體積形變，因此PBALS在全固態(tài)電池中表現(xiàn)出了優(yōu)越的循環(huán)穩(wěn)定性和倍率性能，10 mA/g電流密度下的初始比容量為120 mA·h/g，循環(huán)120周后比容量保持為83 mA·h/g，80 mA/g電流密度下的可逆比容量達(dá)到80 mA·h/g。WU等[66]針對固態(tài)電解質(zhì)中高電流下容易形成鋰枝晶現(xiàn)象，通過分別使用石榴石型LLZO和NASICON型LATP作為固態(tài)電池的分隔，研究了在固態(tài)電解質(zhì)中鋰枝晶生長的起源與演化，并進(jìn)行對比分析，發(fā)現(xiàn)了Li與固態(tài)電解質(zhì)之間形成的類似于SEI的界面層在緩解Li枝晶生長方面起著重要的作用；另外還發(fā)現(xiàn)，使用液體電解質(zhì)或Si納米顆粒填充LLZO顆粒表面微孔都可以有效延長固態(tài)電池的循環(huán)。

4.2 鋰空/鋰硫及其它電池技術(shù)

LIN等[67]首次報道了具有劍麻形態(tài)的開放結(jié)構(gòu)的Co9S8基質(zhì)作為Li-O2電池的氧正極，能夠催化氧化還原，得到了良好的Li2O2/正極接觸界面。同時成功地實現(xiàn)了Li2O2的存儲矩陣，從而顯著改善了Li-O2電池的電化學(xué)性能?？梢栽?0 mA/g下提供約6875 mA·h/g的高放電比容量，并且在1000 mA·h/g的截止比容量下表現(xiàn)出0.57 V的低過電位。LIANG等[68]通過二硫化碳與氫化鋰/CNT的復(fù)合物的反應(yīng)制備出了多孔碳包覆的硫化鋰/CNT復(fù)合物（Li2S@PC-CNT）。該Li2S@PC-CNT復(fù)合物具有3D的CNT骨架，認(rèn)為該納米結(jié)構(gòu)不僅可以抑制多硫離子的溶解，且可以極大地促進(jìn)電子和離子的傳輸。ZHAN等[69]將Li2S、KB和PVP在乙醇中混合形成均勻的補(bǔ)鋰漿料，該補(bǔ)鋰漿料首周可釋放出高達(dá)1084 mA·h/g的比容量，可用于補(bǔ)償負(fù)極的首周不可逆容量損失。將該補(bǔ)鋰漿料直接涂覆于LiFePO4極片表面，用于補(bǔ)償Si-C負(fù)極的活性鋰損失。經(jīng)補(bǔ)鋰后LiFePO4（Li2S）/Si-C全電池的能量密度在第1周、第10周、第100周和第200周分別有約13.4%、26.7%、65.0%和110.2%的提升。ZUBAIR等[70]制備了負(fù)載TiO2n-1納米顆粒的微孔碳材料，并作為Li-S電池的電極。電極在長循環(huán)中沒有出現(xiàn)龜裂等形貌，且具有較好的電化學(xué)性能。該微孔碳材料可以有效地抑制多硫離子的溶解，認(rèn)為這是因為負(fù)載的TiO2n-1納米顆?？膳c多硫離子形成化學(xué)鍵結(jié)合。LIU等[71]提出將可脫嵌鋰的TiS2作為鋰硫電池正極的骨架結(jié)構(gòu)，電池獲得了優(yōu)越的電化學(xué)性能，0.3 C循環(huán)200周后比容量為 1120 mA·h/g，容量保持率達(dá)到97.0%；1.0 C循環(huán)200周和1000周后的比容量分別為886 mA·h/g和613 mA·h/g。用原位X射線衍射和冷凍掃描透射電子顯微電鏡（cryo-STEM）對動力學(xué)機(jī)理進(jìn)行了研究，結(jié)果指出，循環(huán)過程中起到固定多硫化物并催化硫化鋰分解的物質(zhì)并非TiS2，而是LiTiS2（0<￡1）。ZHENG等[72]配了 12 mol/L LiFSI/DME高鹽電解液并研究其對Li-S電池的影響。ZHANG等[73]提出由介孔二氧化硅納米片和液體電解質(zhì)組成的雙功能混合電解質(zhì)，并用于Li-S電池中。該混合電解質(zhì)具有豐富的中孔（2.8 nm）、薄特征（20 μm）和高離子電導(dǎo)率（1.17×10-1mS/cm）以及與電極的低界面電阻。這種獨特的性能不僅能夠有效抑制鋰枝晶的生長，而且還能顯著防止多硫化物穿梭。因此，具有該混合電解質(zhì)的Li-S電池表現(xiàn)出相對高的可逆容量和良好的容量保持率。ELANGO等[74]以NaCl為中間介質(zhì)結(jié)合放電等離子體燒結(jié)技術(shù)，制備了多孔的1 mm厚LFP和LTO電極。先把電極材料顆粒與NaCl微米顆粒混合均勻，加壓燒結(jié)，然后用水把NaCl洗去，即得到互相連接在一起又具有多孔結(jié)構(gòu)的整體化電極。采用微米CT對電極的孔隙率、孔徑分布、連通性進(jìn)行了測量，并研究它們對電極的電化學(xué)性能的影響。新型電極可以實現(xiàn)高達(dá)1 mm的厚電極，4倍于商業(yè)電池的面負(fù)載（20 mA·h/cm2）。

5 電池表征、電池模型和測量技術(shù)

BARENO等[75]對1.5 A·h軟包鋰離子電池在不同過充程度進(jìn)行了研究。在超過140%的過充狀態(tài)下，形成了富C和富O的正極-電解液界面層，并且Li的缺失更加嚴(yán)重。但是在所有的充電態(tài)下，正極材料可以保留完整的大的晶體結(jié)構(gòu)。GIEL等[76]研究了鋰離子電池的熱行為，使用了類似于DSC的新型量熱儀來測量用LiCoO2和石墨組成的扣式電池的熱特性。使用標(biāo)準(zhǔn)電池通過熔點來校準(zhǔn)測量儀器，他們得到了精準(zhǔn)的測量數(shù)據(jù)。使用0.23 C到 0.9 C對電池進(jìn)行充放電，并在絕熱狀態(tài)下從30 ℃到50 ℃之間對電池溫度測量，測量間隔為5 K。在測量到的熱流信號處，化學(xué)和物理變化是明顯的，基于溫度和循環(huán)倍率計算了能量效率，并展示了電池老化對熱產(chǎn)生的影響。考慮到在不同的倍率下在很大的溫度范圍內(nèi)均可以產(chǎn)生熱量。ZHANG等[77]通過失效分析研究了全固態(tài)鋰離子電池中Li10GeP2S12/LiCoO2界面的衰降機(jī)理。長時間循環(huán)后LiCoO2顆粒遭受破壞，同時LiCoO2和LGPS之間的電化學(xué)反應(yīng)導(dǎo)致界面含鈷層的生成，而PS4基團(tuán)間形成—S—S—鍵，界面阻抗增加，電池性能變差。HISCHIER等[78]對兩種新的納米尺度的正極鋰離子電池材料的可持續(xù)性進(jìn)行了評估。一種是使用新合成方法合成的LiCoO2，另一種新材料LiMnPO4。作者使用單一源前驅(qū)體在低溫下合成的納米LiCoO2，反應(yīng)時間越短，形成的顆粒越小，因此更有利于鋰離子的擴(kuò)散。使用化學(xué)濕選法合成了納米LiMnPO4。研究發(fā)現(xiàn)納米LiMnPO4對于環(huán)境的影響在幾個方面要比其它的納米材料小。相比較于商業(yè)化的材料，這種新的材料在能量和容量上與LiMn2O4在相同的數(shù)量級上，而與LiFePO4相比略高，但是明顯低于高溫制備的LiCoO2。KAFLE 等[79]通過計算和實驗分析發(fā)現(xiàn)降低電解液中環(huán)狀碳酸酯的量可以改進(jìn)三元正極石墨負(fù)極電池的低溫性能，XPS分析表明低溫性能得到改進(jìn)的電池SEI中LiF含量較高而碳酸鹽含量較低。AKTEKIN等[80]研究了LiNi0.5Mn1.5O4/Li4Ti5O12全電池在常溫下和高溫下的容量損失機(jī)理。使用了3種不同的全電池構(gòu)型用于研究容量衰減機(jī)理，該3種電池構(gòu)型分別為常規(guī)全電池、LiNi0.5Mn1.5O4/Li-Li/Li4Ti5O12背靠背全電池和三電極全電池。HONG等[81]通過結(jié)合各種原位成像技術(shù)、氣相分析技術(shù)以及電化學(xué)方法，對Li2O2的氧化分解進(jìn)行了研究。結(jié)果指出，較薄的過氧化鋰在電壓＜3.7 V時就發(fā)生分解，并伴隨有氧氣和超氧化物的生成，但是較厚的過氧化鋰在電壓＞4 V時才發(fā)生分解，主要是電荷傳遞受限所致，甚至大約3 nm的厚度都會嚴(yán)重制約電荷在過氧化鋰表面的傳遞。作者進(jìn)一步表明，通過使用可溶的氧化還原媒介可以使電荷傳遞過程在電解液中發(fā)生，從而加速過氧化鋰的分解。JUNG等[82]使用SEM、TEM和ToF-SIMS分析技術(shù)，研究了石墨負(fù)極在各種環(huán)境溫度下快速充放電時的性能衰降機(jī)理。通過分析結(jié)構(gòu)變化和元素分布，低溫（0 ℃）下快速充放電時，石墨負(fù)極表面向無定向化轉(zhuǎn)變，出現(xiàn)大約10 μm厚的裂紋；同時，來自六氟磷酸鋰的Li、F和P元素在石墨負(fù)極表面也出現(xiàn)分布不均勻的現(xiàn)象，而對于常溫下循環(huán)的極片并沒有發(fā)生這種現(xiàn)象。CONNELL等[83]構(gòu)建了一種穩(wěn)定平整的二維固體電解質(zhì)平面，研究了氧化物固體電解質(zhì)前驅(qū)體薄膜（Nb摻雜的SrTiO3）和金屬鋰接觸界面的化學(xué)和電化學(xué)穩(wěn)定性。通過對Nb-SrTiO3進(jìn)行預(yù)嵌鋰形成Li6.5La3Zr1.5Nb0.5O12固體電介質(zhì)，通過對界面進(jìn)行原位電化學(xué)嵌脫鋰后對固體電介質(zhì)界面進(jìn)行XPS、界面X射線吸收譜和AFM測試建立界面反應(yīng)模型，從而實現(xiàn)跟蹤Nb元素在界面處的還原過程。LANG等[84]使用原位的原子力顯微鏡實時的研究Li-S電池中鋰鹽對硫化物界面演變和動力學(xué)傳輸?shù)挠绊憽AE等[85]用原位的差分電化學(xué)質(zhì)譜研究了氧化鋅包覆的13C和原始13C電極在Li-O2電極中的衰減機(jī)制，他們發(fā)現(xiàn)對于氧化鋅包覆的13C電極，在循環(huán)過程中有更少的13CO2和12CO2，這說明氧化鋅能有效地保護(hù)碳電極并減緩碳電極與電解液的界面反應(yīng)。通過對長循環(huán)的氧化鋅包覆碳電極進(jìn)行表征，過長循環(huán)后，氧化鋅和碳會分離，從而使保護(hù)作用減弱。JONES等[86]開發(fā)了一種原位檢測多硫離子的方法，發(fā)現(xiàn)對不同多硫離子含量的電解液進(jìn)行CV掃描時，放電過程中的電流峰值與多硫離子基團(tuán)的數(shù)量相對應(yīng)。通過這種表征得出在正極添加硫化物金屬、使用高鹽濃度的電解液和對隔膜進(jìn)行表面包覆能夠減少多硫離子的濃度，提高循環(huán)性能。ILOTT等[87]用7Li的核磁共振光譜法研究了電解質(zhì)和金屬鋰之間交換Li+的過程。測量量化了液-固交換過程，以及固體電解質(zhì)層（SEI）的生長。通過原子跳躍在固相中的擴(kuò)散、趨膚效應(yīng)的射頻穿透以及表面交換的數(shù)值模型解釋了實驗趨勢。HAYAMIZU等[88]用Li7的核磁共振研究了3種石榴石電解質(zhì)和一種NASICON電解質(zhì)中鋰離子的擴(kuò)散問題。結(jié)果依賴于儀器的兩個參數(shù)，通過對其優(yōu)化，選擇適當(dāng)?shù)膬x器參數(shù)測得的結(jié)果作為最終選擇。由于材料結(jié)構(gòu)的結(jié)構(gòu)變化和弛豫，這種實驗的重復(fù)性不是很好，但他們保證發(fā)表出來的數(shù)據(jù)都是經(jīng)過詳細(xì)檢查和重復(fù)的，液態(tài)電解質(zhì)的測試則不會有這個問題。NGUYEN等[89]用二次離子質(zhì)譜對LiCoO2納米電池進(jìn)行三維成像來研究其絕緣性和金屬性相變與鋰離子脫出的相關(guān)性。他們發(fā)現(xiàn)隨著電池尺寸變小，電阻的這種開關(guān)效應(yīng)的反應(yīng)時間變短，寫出和讀取的精確度也有所提高，這表明鈷酸鋰在微電子中作為存儲器是有可能的。WOOD等[90]用原位X射線光電子能譜和實時原位俄歇電子能譜研究了Li和Li2S-P2S5間固體電解質(zhì)界面層的產(chǎn)生和演化過程，以及其中各組分所導(dǎo)致的過電勢。電化學(xué)驅(qū)動力使Li2S-P2S5中的鋰離子向表面遷移，從而導(dǎo)致相分解產(chǎn)生Li2S和Li3P。而Li2S-P2S5相內(nèi)的氧污染導(dǎo)致Li3PO4和Li2O的生成。界面層中Li2S和Li-P組分所導(dǎo)致的極化較小，Li2O次之，Li3PO4最大。同時Li3PO4會在后續(xù)的放電過程中由于Li2O2和Li3-P之間的反應(yīng)而繼續(xù)生長，阻礙了Li+遷移，可能會對電池性能、循環(huán)穩(wěn)定性和Li均勻沉積造成不利影響。HABTE等[91]研究LiCoO2、LiMn2O4和LiFePO4正極材料的微結(jié)構(gòu)和阻抗，發(fā)現(xiàn)材料的電子和離子導(dǎo)電率和材料的微結(jié)構(gòu)緊密相關(guān)。高孔隙的正極材料有著高的SEI，從而降低了迂曲度，提高了離子的導(dǎo)電性能。KLEINER等[92]用原位同步輻射研究了高容量但低循環(huán)性能的富鋰層狀Li1.17Ni0.19Co0.10Mn0.54O2正極材料，發(fā)現(xiàn)該材料的循環(huán)性能跟體相結(jié)構(gòu)十分相關(guān)。同步輻射研究發(fā)現(xiàn)長時間循環(huán)后正極材料發(fā)生不可逆的過渡金屬體相遷移。FINSTERBUSCH等[93]簡單的將LiCoO2和鉭摻雜的Li7La3Zr2O12（LLZ:Ta）物理混合并作為正極，與鋰負(fù)極組裝成全固態(tài)電池，并使用三維重構(gòu)模擬的方法分析高低溫性能的差異。CHOI等[94]通過恒電流充放電實驗和原子模擬研究了Si和Sb負(fù)極巨大的能量差異的原因。通過分析電池循環(huán)過程中中相變行為的作用來解釋鋰離子電池中的能量損失原因，同時他們提出了Li-Si和Li-Sb循環(huán)周期相關(guān)的電壓（極化）曲線的熱力學(xué)模型，且可以通過吉布斯自由能和中間相的電阻率來判斷Si和Sb的相變行為及其對能量損失的貢獻(xiàn)。BRAUN等[95]針對無機(jī)固體電解質(zhì)全固態(tài)電池提出了一個模型對其阻抗進(jìn)行了預(yù)測分析，并與已報道的LiCoO2-Li10GeP2S12/Li10GeP2S12/ Li4Ti5O12-Li10GeP2S12電池測試數(shù)據(jù)進(jìn)行了對比，電解質(zhì)厚度、電極厚度、電極中電極電解質(zhì)材料比、接觸面積、材料顆粒大小、迂曲率、SOC等均作為變量考慮，一個簡單的結(jié)果是電解質(zhì)厚度從240 μm降至10 μm，比功率提升5倍，比能量提升3倍，但繼續(xù)降到1 μm則因為其它速度控制步驟導(dǎo)致改進(jìn)不再明顯。BRYDEN等[96]提出了一個簡單的基于熱模型估算鋰離子電池比熱容的方法，測量電池1 C工作時的表面多點的溫度變化即可通過擬合獲得電池的比熱容值，適用于研制、方形和軟包電池，與量熱儀測試結(jié)果相比誤差可低至3.9%。

6 理論計算、界面反應(yīng)及其它

XIAO等[97]用第一性原理研究了鋰適量和過量的尖晶石LiMn2O4的鋰離子遷移率發(fā)現(xiàn)鋰過量的材料中鋰離子遷移速率比較高，這是因為六個Mn形成了一個陽離子環(huán)能促進(jìn)鋰離子的移動。過量的鋰離子摻雜入Mn3+的位置，導(dǎo)致Mn陽離子和鋰離子之間的排斥力減少。CORTES等[98]通過第一性原理計算研究了不同鹵素（F、Cl、Br、I）作為取代缺陷對Li2O2電子輸運(yùn)性能的影響，計算了不同缺陷和雜質(zhì)的形成能，分析了它們對活化能和擴(kuò)散系數(shù)的影響。研究指出，氯在鹵素系列中不存在任何特殊的行為，不支持任何增強(qiáng)電導(dǎo)率的機(jī)制，所有與鹵素缺陷相關(guān)的研究構(gòu)型都沒有得到金屬態(tài)或額外的極化子，而這些極化子會大大增加電子導(dǎo)電性。HANNAH等[99]構(gòu)建了一個熱力學(xué)框架，在化學(xué)和結(jié)構(gòu)空間中考察和對比正極主體中轉(zhuǎn)化和插層反應(yīng)的能量，研究了A(MX2)化合物（A=Na、Li、Mg、Ca、Zn；M=3d過渡金屬，X=O、S、Se）中插層與轉(zhuǎn)化反應(yīng)的熱力學(xué)，得到了硫化物和硒化物比氧化物有更高的驅(qū)動力進(jìn)行轉(zhuǎn)化反應(yīng)；發(fā)現(xiàn)了包含Cr的正極比包含其他過渡金屬的正極更傾向于進(jìn)行插層反應(yīng)以及對于A(MX2)化合物，兩電子還原的過渡金屬總是更傾向進(jìn)行轉(zhuǎn)化反應(yīng)。CHEN 等[100]用第一性計算原理研究了Ti/Ta摻雜的尖晶石LiNi0.5Mn1.5O4正極材料，發(fā)現(xiàn)摻雜有利于Ni/Mn的在正極表明的移動而產(chǎn)生巖鹽相。摻雜后，材料表面的Ni在充電態(tài)時價態(tài)有所降低，從而降低了對電解液的氧化而提高循環(huán)性能。Ti/Ta摻雜不但穩(wěn)定了尖晶石的結(jié)構(gòu)，同時抑制了在氧離子循環(huán)時從正極的脫離。

[1] HE T, LU Y, SU Y F, et al. Sufficient utilization of zirconium ions to improve the structure and surface properties of nickel-rich cathode materials for lithium-ion batteries[J]. ChemSusChem, 2018, 11(10): 1639-1648.

[2] ZHAO Q, QIN X L, ZHAO H B, et al. A novel prediction method based on the support vector regression for the remaining useful life of lithium-ion batteries[J]. Microelectronics Reliability, 2018, 85: 99-108.

[3] LIANG J Y, ZENG X X, ZHANG X D, et al. Mitigating interfacial potential drop of cathode-solid electrolyte via ionic conductor layer to enhance interface dynamics for solid batteries[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(22): 6767-6770.

[4] LI W D, LIU X M, CELIO H, et al. Mn versus Al in layered oxide cathodes in lithium-ion batteries: A comprehensive evaluation on long-term cyclability[J]. Advanced Energy Materials, 2008, 8(15): doi:10.1002/aenm.201703154.

[5] YOU Y, CELIO H, LI J Y, et al. Modified high-nickel cathodes with stable surface chemistry against ambient air for lithium-ion batteries[J]. Angewandte Chemie-International Edition, 2018, 57(22): 6480-6485.

[6] CAMBAZ M A, VINAYAN B P, EUCHNER H, et al. Design of nickel-based cation-disordered rock-salt oxides: The effect of transition metal (M=V, Ti, Zr) substitution in LiNi0.5M0.5O2binary systems[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(26): 21957-21964.

[7] ZHANG X D, SHI J L, LIANG J Y, et al. Suppressing surface lacttice oxygen release of Li-rich cathode materials via heterostructure spinel Li4Mn5O12coating[J]. Advanced Materials, 2018, 30(29): doi: 10.1002/adma.201801751.

[8] BI K, ZHAO S X, HUANG C, et al. Improving low-temperature performance of spinel LiNi0.5Mn1.5O4electrode and LiNi0.5Mn1.5O4/Li4Ti5O12full-cell by coating solid-state electrolyte for Li-Al-Ti-P-O[J]. Journal of Power Sources, 2018, 389: 240-248.

[9] FENG S P, KONG X, SUN H Y, et al. Effect of Zr doping on LiNi0.5Mn1.5O4with ordered or disordered structures[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 749: 1009-1018.

[10] BINI M, BONI P, MUSTARELLI P, et al. Silicon-doped LiNi0.5Mn1.5O4as a high-voltage cathode for Li-ion batteries[J]. Solid State Ionics, 2018, 320: 1-6.

[11] DENG M M, TANG Z F, SHAO Y, et al. Enhancing the electrochemical performances of LiNi0.5Mn1.5O4by Co3O4surface coating[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 762: 163-170.

[12] CHAE S, SOON J, JEONG H, et al. Passivating film artificially built on LiNi0.5Mn1.5O4by molecular layer deposition of (pentafluorophenylpropyl)trimethoxysilane[J]. Journal of Power Sources, 2018, 392: 159-167.

[13] XIANG K, YANG K Q, CARTER W C, et al. Mesoscopic phase transition kinetics in secondary particles of electrode-active materials in lithium-ion batteries[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(13): 4216-4225.

[14] FAN X L, HU E Y, JI X, et al. High energy-density and reversibility of iron fluoride cathode enabled via an intercalation-extrusion reaction[J]. Nature Communications, 2018, 9: doi: https://doi.org/10.1038/ s41467-018-04476-2.

[15] GAO P, CHEN Z, ZHAO-KARGER Z, et al. A porphyrin complex as a self-conditioned electrode material for high-performance energy storage[J]. Angewandte Chemie-International Edition, 2017, 56(35): 10341-10346.

[16] GORDON D, HUANG Q, MAGASINSKI A, et al. Mixed metal difluorides as high capacity conversion-type cathodes: Impact of composition on stability and performance[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(19): doi: 10.1002/aemn.201800213.

[17] MENG Z, TIAN H J, ZHANG S L, et al. Polyiodide-shuttle restricting polymer cathode for rechargeable lithium/iodine battery with ultralong cycle life[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(21): 17933-17941.

[18] BHARGAV A, BELL M E, KARTY J, et al. A class of organopolysulfides as liquid cathode materials for high energy-density lithium batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(25): 21084-21090.

[19] CAI F S, DUAN Y Q, YUAN Z H. Iodine/beta-cyclodextrin composite cathode for rechargeable lithium-iodine batteries[J]. Journal of Materials Science-Materials in Electronics, 2018, 29(13): 11540-11545.

[20] XU Q, SUN J K, YU Z L, et al. SiOEncapsulated in graphene bubble film: An ultrastable Li-ion battery anode[J]. Advanced Materials, 2018, 30(25): doi: 10.1002/adma.201707430.

[21] HAN B, YANG Y, SHI X B, et al. Spontaneous repairing liquid metal/Si nanocomposite as a smart conductive-additive-free anode for lithium-ion battery[J]. Nano Energy, 2018, 50: 359-366.

[22] HATCHARD T D, FIELDEN R A, OBROVAC M N. Sintered polymeric binders for Li-ion battery alloy anodes[J]. Canadian Journal of Chemistry, 2018, 96(7): 765-770.

[23] HE T, FENG J R, ZHANG Y, et al. Stress-relieved nanowires by silicon substitution for high-capacity and stable lithium storage[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(14): doi: 10.1002/aemn.201702805.

[24] KIM S, JEONG Y K, WANG Y, et al. A "Sticky" mucin-inspired DNA-polysaccharide binder for silicon and silicon-graphite blended anodes in lithium-ion batteries[J]. Advanced Materials, 2018, 30(26): doi: 10.1002/adma.201707594.

[25] KIM S H, LEE D H, PARK C, et al. Nanocrystalline silicon embedded in an alloy matrix as an anode material for high energy density lithium-ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2018, 395: 328-335.

[26] LIU J J, YANG Y, LYU P B, et al. Few-layer silicene nanosheets with superior lithium-storage properties[J]. Advanced Materials, 2018, 30(26): doi: 10.1002/adma.201800838.

[27] BERTOLINI S, BALBUENA P B. Buildup of the solid electrolyte interphase on lithium-metal anodes: Reactive molecular dynamics study[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2018, 122(20): 10783-10791.

[28] SHI Q W, ZHONG Y R, WU M, et al. High-capacity rechargeable batteries based on deeply cyclable lithium metal anodes[J]. Proceedings of the National Academy of Sciences of the United States of America, 2018, 115(22): 5676-5680.

[29] DENG W, ZHOU X F, FANG Q L, et al. Microscale lithium metal stored inside cellular graphene scaffold toward advanced metallic lithium anodes[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(12): doi: 10.1002/aemn.201703152.

[30] ZOLLER F, PETERS K, ZEHETMAIER P M, et al. Making ultrafast high-capacity anodes for lithium-ion batteries via antimony doping of nanosized tin oxide/graphene composites[J]. Advanced Functional Materials, 2018, 28(23): doi: 10.1002/adfm.201706529.

[31] HAN F D, YUE J, ZHU X Y, et al. Suppressing Li dendrite formation in Li2S-P2S5solid electrolyte by LiI incorporation[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(18): doi: 10.1002/aenm.201703644.

[32] DENG W, ZHU W H, ZHOU X F, et al. Highly reversible Li plating confined in three-dimensional interconnected microchannels toward high-rate and stable metallic lithium anodes[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(24): 20387-20395.

[33] XU S M, MCOWEN D W, WANG C W, et al. Three-dimensional, solid-state mixed electron-ion conductive framework for lithium metal anode[J]. Nano Letters, 2018, 18(6): 3926-3933.

[34] ZHAO H, LEI D N, HE Y B, et al. Compact 3D copper with uniform porous structure derived by electrochemical dealloying as dendrite-free lithium metal anode current collector[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(19): doi: 10.1002/aemn.201800266.

[35] BAI M H, XIE K Y, YUAN K, et al. A scalable approach to dendrite-free lithium anodes via spontaneous reduction of spray-coated graphene oxide layers[J]. Advanced Materials, 2018, 30(29): doi: 10.1002/adma.201801213.

[36] CHOUDHURY S, VU D, WARREN A, et al. Confining electrodeposition of metals in structured electrolytes[J]. Proceedings of the National Academy of Sciences of the United States of America, 2018, 115(26): 6620-6625.

[37] WEN K H, WANG Y L, CHEN S M, et al. Solid-liquid electrolyte as a nanoion modulator for dendrite-free lithium anodes[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(24): 20412-20421.

[38] ZHANG Y, WANG C W, PASTEL G, et al. 3D wettable framework for dendrite-free alkali metal anodes[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(18): doi: 10.1002/aemn.201800635.

[39] LI Y T, CHEN X, DOLOCAN A, et al. Garnet electrolyte with an ultralow interfacial resistance for Li-metal batteries[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(20): 6448-6455.

[40] DONG T T, ZHANG J J, XU G J, et al. A multifunctional polymer electrolyte enables ultra-long cycle-life in a high-voltage lithium metal battery[J]. Energy & Environmental Science, 2018, 11(5): 1197-1203.

[41] YOON K, KIM J J, SEONG W M, et al. Investigation on the interface between Li10GeP2S12electrolyte and carbon conductive agents in all-solid-state lithium battery[J]. Scientific Reports, 2018, 8: doi: 10.1038/S41598-018-26101-4.

[42] GARBAYO I, STRUZIK M, BOWMAN W J, et al. Glass-type polyamorphism in Li-garnet thin film solid state battery conductors[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(12): doi: 10.1002/aemn.201702265.

[43] SHAO Y J, WANG H C, GONG Z L, et al. Drawing a soft interface: An effective interfacial modification strategy for garnet type solid-state Li batteries[J]. ACS Energy Letters, 2018, 3(6): 1212-1218.

[44] HAO S M, ZHANG H, YAO W, et al. Solid-state lithium battery chemistries achieving high cycle performance at room temperature by a new garnet-based composite electrolyte[J]. Journal of Power Sources, 2018, 393: 128-134.

[45] NOH S, NICHOLS W T, CHO M, et al. Importance of mixing protocol for enhanced performance of composite cathodes in all-solid-state batteries using sulfide solid electrolyte[J]. Journal of Electroceramics, 2018, 40(4): 293-299.

[46] LI Y T, XU H H, CHIEN P H, et al. A perovskite electrolyte that is stable in moist air for lithium-ion batteries[J]. Angewandte Chemie- International Edition, 2018, 57(28): 8587-8591.

[47] HE M H, CUI Z H, CHEN C, et al. Formation of self-limited, stable and conductive interfaces between garnet electrolytes and lithium anodes for reversible lithium cycling in solid-state batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(24): 11463-11470.

[48] KATAOKA K, NAGATA H, AKIMOTO J. Lithium-ion conducting oxide single crystal as solid electrolyte for advanced lithium battery application[J]. Scientific Reports, 2018, 8: doi: 10.1038/s41598-018-2785-x.

[49] LIU Y J, LI C, LI B J, et al. Germanium thin film protected lithium aluminum germanium phosphate for solid-state Li batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(16): doi: 10.1002/aemn.201702374.

[50] CULVER S P, KOERVER R, KRAUSKOPF T, et al. Designing ionic conductors: The interplay between structural phenomena and interfaces in thiophosphate-based solid-state batteries[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(13): 4179-4192.

[51] MEESALA Y, CHEN C Y, JENA A, et al. All-solid-state Li-ion battery using Li1.5Al0.5Ge1.5(PO4)3as electrolyte without polymer interfacial adhesion[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2018, 122(26): 14383-14389.

[52] WANG C W, ZHANG L, XIE H, et al. Mixed ionic-electronic conductor enabled effective cathode-electrolyte interface in all solid state batteries[J]. Nano Energy, 2018, 50: 393-400.

[53] WEI Z Y, CHEN S J, WANG J Y, et al. A large-size, bipolar-stacked and high-safety solid-state lithium battery with integrated electrolyte and cathode[J]. Journal of Power Sources, 2018, 394: 57-66.

[54] ALVARADO J, SCHROEDER M A, ZHANG M H, et al. A carbonate-free, sulfone-based electrolyte for high-voltage Li-ion batteries[J]. Materials Today, 2018, 21(4): 341-353.

[55] CHANG Z H, WANG J T, WU Z H, et al. The electrochemical performance of silicon nanoparticles in concentrated electrolyte[J]. ChemSusChem, 2018, 11(11): 1787-1796.

[56] HAN J G, BIN LEE J, CHA A, et al. Unsymmetrical fluorinated malonatoborate as an amphoteric additive for high-energy-density lithium-ion batteries[J]. Energy & Environmental Science, 2018, 11(6): 1552-1562.

[57] PARK S J, HWANG J Y, YOON C S, et al. Stabilization of lithium-metal batteries based on the in situ formation of a stable solid electrolyte interphase layer[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(21): 17985-17993.

[58] LIAO B, HU X L, XU M Q, et al. Constructing unique cathode interface by manipulating functional groups of electrolyte additive for graphite/LiNi0.6Co0.2Mn0.2O2cells at high voltage[J]. Journal of Physical Chemistry Letters, 2018, 9(12): 3434-3445.

[59] ZHANG T, PORCHER W, PAILLARD E. Towards practical sulfolane based electrolytes: Choice of Li salt for graphite electrode operation[J]. Journal of Power Sources, 2018, 395: 212-220.

[60] ZHAO W G, ZHENG J M, ZOU L F, et al. High voltage operation of Ni-rich NMC cathodes enabled by stable electrode/electrolyte interphases[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(19): doi: 10.1002/aemn.201800297.

[61] GOCKELN M, GLENNEBERG J, BUSSE M, et al. Flame aerosol deposited Li4Ti5O12layers for flexible, thin film all-solid-state Li-ion batteries[J]. Nano Energy, 2018, 49: 564-573.

[62] IRIYAMA Y, WADAGUCHI M, YOSHIDA K, et al. 5 V-class bulk-type all-solid-state rechargeable lithium batteries with electrode-solid electrolyte composite electrodes prepared by aerosol deposition[J]. Journal of Power Sources, 2018, 385: 55-61.

[63] ZHOU X Y, CHEN S, ZHOU H C, et al. Enhanced lithium ion battery performance of nano/micro-size Si via combination of metal-assisted chemical etching method and ball-milling[J]. Microporous and Mesoporous Materials, 2018, 268: 9-15.

[64] BALOGUN M S, YANG H, LUO Y, et al. Achieving high gravimetric energy density for flexible lithium-ion batteries facilitated by core-double-shell electrodes[J]. Energy & Environmental Science, 2018, 11(7): 1859-1869.

[65] LUO C, JI X, CHEN J, et al. Solid-state electrolyte anchored with a carboxylated azo compound for all-solid-state lithium batteries[J]. Angewandte Chemie-International Edition, 2018, 57(28): 8567-8571.

[66] WU B B, WANG S Y, LOCHALA J, et al. The role of the solid electrolyte interphase layer in preventing Li dendrite growth in solid-state batteries[J]. Energy & Environmental Science, 2018, 11(7): 1803-1810.

[67] LIN X D, YUAN R M, CAI S R, et al. An open-structured matrix as oxygen cathode with high catalytic activity and large Li2O2accommodations for lithium-oxygen batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(18): doi: 10.1002/aemn.201800089.

[68] LIANG S, XIA Y, LIANG C, et al. A green and facile strategy for the low-temperature and rapid synthesis of Li2S@PC-CNT cathodes with high Li2S content for advanced Li-S batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(21): 9906-9914.

[69] ZHAN Y J, YU H L, BEN L B, et al. Application of Li2S to compensate for loss of active lithium in a Si-C anode[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(15): 6206-6211.

[70] ZUBAIR U, AMICI J, FRANCIA C, et al. Polysulfide binding to several nanoscale magneli phases synthesized in carbon for long-life lithium-sulfur battery cathodes[J]. ChemSusChem, 2018, 11(11): 1838-1848.

[71] LIU X C, YANG Y, WU J J, et al. Dynamic hosts for high-performance Li-S batteries studied by cryogenic transmission electron microscopy and in situ X-ray diffraction[J]. ACS Energy Letters, 2018, 3(6): 1325-1330.

[72] ZHENG J, FAN X L, JI G B, et al. Manipulating electrolyte and solid electrolyte interphase to enable safe and efficient Li-S batteries[J]. Nano Energy, 2018, 50: 431-440.

[73] ZHANG N, LI B, LI S M, et al. Mesoporous hybrid electrolyte for simultaneously inhibiting lithium dendrites and polysulfide shuttle in Li-S batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(16): doi: 10.1002/aemn.201703124.

[74] ELANGO R, DEMORTIERE A, DE ANDRADE V, et al. Thick binder-free electrodes for Li-ion battery fabricated using templating approach and spark plasma sintering reveals high areal capacity[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(15): doi: 10.1002/aenm.201703031.

[75] BARENO J, RAGO N D, DOGAN F, et al. Effect of overcharge on Li(Ni0.5Mn0.3Co0.2)O-2/graphite lithium ion cells with poly(vinylidene fluoride) binder. III-Chemical changes in the cathode[J]. Journal of Power Sources, 2018, 385: 165-171.

[76] GIEL H, HENRIQUES D, BOURNE G, et al. Investigation of the heat generation of a commercial 2032(LiCoO2) coin cell with a novel differential scanning battery calorimeter[J]. Journal of Power Sources, 2018, 390: 116-126.

[77] ZHANG W B, RICHTER F H, CULVER S P, et al. Degradation mechanisms at the Li10GeP2S12/LiCoO2cathode interface in an all-solid-state lithium-ion battery[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(26): 22226-22236.

[78] HISCHIER R, KWON N H, BROG J P, et al. Early-stage sustainability evaluation of nanoscale cathode materials for lithium ion batteries[J]. ChemSusChem, 2018, 11(13): 2068-2076.

[79] KAFLE J, HARRIS J, CHANG J, et al. Development of wide temperature electrolyte for graphite/ LiNiMnCoO2Li-ion cells: High throughput screening[J]. Journal of Power Sources, 2018, 392: 60-68.

[80] AKTEKIN B, LACEY M J, NORDH T, et al. Understanding the capacity loss in LiNi0.5Mn1.5O4-Li4Ti5O12lithium-ion cells at ambient and elevated temperatures[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2018, 122(21): 11234-11248.

[81] HONG M S, YANG C Z, WONG R A, et al. Determining the facile routes for oxygen evolution reaction by in situ probing of Li-O2cells with conformal Li2O2films[J]. Joural of the American Chemical Society, 2018, 140(20): 6190-6193.

[82] JUNG E Y, PARK C S, LEE J C, et al. Influences of graphite electrode on degradation induced by accelerated charging-discharging cycling in lithium-ion battery[J]. Molecular Crystals and Liquid Crystals, 2018, 663(1): 90-98.

[83] CONNELL J G, ZHU Y S, ZAPOL P, et al. Crystal orientation-dependent reactivity of oxide surfaces in contact with lithium metal[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(20): 17471-17479.

[84] LANG S Y, XIAO R J, GU L, et al. Interfacial mechanism in lithium-sulfur batteries: How salts mediate the structure evolution and dynamics[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(26): 8147-8155.

[85] BAE Y, KO D H, LEE S, et al. Enhanced stability of coated carbon electrode for Li-O-2 batteries and its limitations[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(16): doi: 10.1002/aenm.201702661.

[86] JONES J P, JONES S C, KRAUSE F C, et al. In situ polysulfide detection in lithium sulfur cells[J]. Journal of Physical Chemistry Letters, 2018, 9(13): 3751-3755.

[87] ILOTT A J, JERSCHOW A. Probing solid-electrolyte interphase(SEI) growth and ion permeability at undriven electrolyte-metal interfaces using Li-7 NMR[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2018, 122(24): 12598-12604.

[88] HAYAMIZU K, SEKI S, HAISHI T. Non-uniform lithium-ion migration on micrometre scale for garnet- and NASICON-type solid electrolytes studied by Li-7 PGSE-NMR diffusion spectroscopy[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2018, 20(26): 17615-17623.

[89] NGUYEN V S, MAI V H, SENZIER P A, et al. Direct evidence of lithium ion migration in resistive switching of lithium cobalt oxide nanobatteries[J]. Small, 2018, 14(24): doi: 10.1002/smll.201801038.

[90] WOOD K N, STEIRER K X, HAFNER S E, et al. Operando X-ray photoelectron spectroscopy of solid electrolyte interphase formation and evolution in Li2S-P2S5solid-state electrolytes[J]. Nature Communications, 2018, 9: doi: 10.1038/s41467-018-04762-82490.

[91] HABTE B T, JIANG F M. Microstructure reconstruction and impedance spectroscopy study of LiCoO2, LiMn2O4and LiFePO4Li-ion battery cathodes[J]. Microporous and Mesoporous Materials, 2018, 268: 69-76.

[92] KLEINER K, STREHLE B, BAKER A R, et al. Origin of high capacity and poor cycling stability of Li-rich layered oxides: A long-duration in situ synchrotron powder diffraction study[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(11): 3656-3667.

[93] FINSTERBUSCH M, DANNER T, TSAI C L, et al. High capacity garnet-based all-solid-state lithium batteries: Fabrication and 3D-microstructure resolved modeling[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(26): 22329-22339.

[94] CHOI Y S, LEE J C. Phase transition behaviors and formation of electrically resistive phases at the anode: Major factors determining the energy efficiency of Li-ion batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(24): 11531-11541.

[95] BRAUN P, UHLMANN C, WEISS M, et al. Assessment of all-solid-state lithium-ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2018, 393: 119-127.

[96] BRYDEN T S, DIMITROV B, HILTON G, et al. Methodology to determine the heat capacity of lithium-ion cells[J]. Journal of Power Sources, 2018, 395: 369-378.

[97] XIAO W J, XIN C, LI S B, et al. Insight into fast Li diffusion in Li-excess spinel lithium manganese oxide[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(21): 9893-9898.

[98] CORTES H A, VILDOSOLA V L, BARRAL M A, et al. Effect of halogen dopants on the properties of Li2O2: Is chloride special?[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2018, 20(25): 16924-16931.

[99] HANNAH D C, GAUTAM G S, CANEPA P, et al. On the balance of intercalation and conversion reactions in battery cathodes[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(20): doi: 10.1002/aenm.201800379.

[100] CHEN Y Y, BEN L B, CHEN B, et al. Impact of high valence state cation Ti/Ta surface doping on the stabilization of spinel LiNi0.5Mn1.5O4cathode materials: A systematic density functional theory investigation[J]. Advanced Materials Interfaces, 2018, 5(12): doi: 10.1002/adml.201800077.

Reviews of selected 100 recent papers for lithium batteries（Jun. 1, 2018 to Jul. 31, 2018）

ZHAN Yuanjie, WU Yida, ZHAO Junnian, JIN Zhou, ZHANG Hua, QI Wenbin, TIAN Feng, BEN Liubin, YU Hailong, 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 1706 papers online from Jun. 1，2018 to Jul. 31，2018. 100 of them were selected to be highlighted. Layered oxide and high voltage spinel cathode materials are still under extensive investigations for the structure evolution and modifications. Large efforts were devoted to Si based anode material. There are a few papers related to solid state electrolyte, Li/S battery, Li-air battery, all solid state batteries analyses, theoretical simulations, and modeling.

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

10.12028/j.issn.2095-4239.2018.0152

TM 911

A

2095-4239（2018）05-869-12

2018-08-16。

詹元杰（1988—），男，博士研究生，研究方向為鋰離子電池正極材料及其改性，E-mail：zhanyuanjie13@mails.ucas.ac.cn；

黃學(xué)杰，研究員，研究方向為鋰離子電池相關(guān)性能及材料，E-mail：xjhuang@jphy.ac.cn。