陳 彬，武懌達，詹元杰，陳宇陽，王 昊，趙俊年，金 周，張 華，俞海龍，賁留斌，黃學杰

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鋰電池百篇論文點評（2017.2.1—2017.3.31）

陳 彬，武懌達，詹元杰，陳宇陽，王 昊，趙俊年，金 周，張 華，俞海龍，賁留斌，黃學杰

（中國科學院物理研究所，北京 100190）

該文是一篇近兩個月的鋰電池文獻評述，以“l(fā)ithium”和“batter*”為關鍵詞檢索了Web of Science從2017年2月1日至2017年3月31日上線的鋰電池研究論文，共有2196篇，選擇其中100篇加以評論。正極材料主要研究了三元材料、富鋰相材料和尖晶石材料的結構和表面結構隨電化學脫嵌鋰變化以及摻雜和表面包覆及界面層改進對其循環(huán)壽命的影響。負極材料研究側(cè)重于硅基負極和金屬鋰負極，電解液添加劑、黏結劑、固態(tài)電解質(zhì)、固體鋰電池、鋰硫電池、鋰空氣電池的論文也有多篇。原位分析偏重于界面SEI和電極反應機理，理論模擬工作涵蓋儲鋰機理、動力學、界面SEI形成機理分析和固體電解質(zhì)等。除了以材料為主的研究之外，還有多篇針對電池、電極結構進行分析的研究論文。

鋰電池；正極材料；負極材料；電解質(zhì)；電池技術

1 正極材料

1.1 層狀氧化物正極材料

KALLURI等[1]總結了最近對于LiCoO2表面包覆的最新進展。其中Mg、P包覆的LiCoO2全電池表現(xiàn)出高熱穩(wěn)定性、較好的高溫循環(huán)性能以及室溫高倍率性能（10 C倍率）。電化學性能的提高主要歸結于混合表面包覆層可以抑制副反應的發(fā)生以及減少在極端條件下LiCoO2顆粒表面形成的微裂紋。ZHAO等[2]對LiNiO2和LiNi0.8Co0.2O2的合成過程進行了原位的XRD測試，在兩個樣品中都觀察到了巖鹽到層狀的結構變化，但含Co樣品在低溫形成了富Co的層狀結構，并且高溫時可以減少因為鋰和氧流失帶來的結構不穩(wěn)定，說明不同的陽離子在合成過程所經(jīng)歷的相變是不同的。基于以上認識，合成的陽離子高度有序，因而具有很高的容量（達到200 mA·h/g）和循環(huán)穩(wěn)定的LiNi0.8Co0.2O2。SHARIFI-ASL等[3]用STEM研究LiCoO2發(fā)現(xiàn)氧氣從材料的表面脫出，并且材料表面發(fā)生層狀從尖晶石到巖鹽相的轉(zhuǎn)變，同時用計算機模擬發(fā)現(xiàn)材料(001)面比較穩(wěn)定。氧氣從(012)和(104)面脫出。ZHANG等[4]用STEM研究了LiNi0.8Co0.15Al0.05O2材料，發(fā)現(xiàn)其發(fā)生了層狀到尖晶石轉(zhuǎn)變伴隨著過度金屬原子遷移到Li+的位置。CHEN等[5]在富鋰Li1.2Mn0.6Ni0.2O2材料表面修飾了一層尖晶石結構層和無序Fe2O3，提高表面Li+擴散并有效抑制HF的攻擊。

1.2 尖晶石結構正極材料

MANSOUR等[6]分別用鎂（1253.6 eV）和同步輻射（2493 eV，3498 eV）X射線光電子能譜對循環(huán)5周和10周后的鎳錳酸鋰表面不同深度進行了分析，結果發(fā)現(xiàn)在電解液與電極界面首先形成了5～10 nm的富鋰層，這層富鋰層主要是由LiPFO、有機C—O和C==O雙鍵組成，產(chǎn)生的原因為電解液的分解。而在靠近電解液的界面觀察到過渡金屬氟化物層，這證明了電解液分解對循環(huán)過程中鎳錳酸鋰的容量損失起很大作用。MICHALAK等[7]用微分電化學質(zhì)譜法研究了鎳錳酸鋰與石墨組成的全電池的容量衰減機制，發(fā)現(xiàn)對于高壓體系將經(jīng)歷由電勢引起的SEI重構，這種SEI隨著電勢變化的形成與分解不僅導致氣體的產(chǎn)生，如氫氣，并且會造成鋰的損失，同時鋰的損失將進一步導致正負極電位的增加。提出可以通過使石墨表面預先生成更加穩(wěn)定的SEI或者用添加劑進行補鋰來降低由缺鋰引起的正負極電位的增加，從而提高高壓體系全電池的循環(huán)壽命。TANABE等[8]在高電壓LiNi0.5Mn1.5O4的表面分別進行了碳、Al2O3和Nb2O5的包覆，來阻止水對材料表面產(chǎn)生的不利影響。TEM和EELS用于證明包覆層的存在以及表征其厚度。與沒有包覆的原始材料相比，在水中浸泡12 h后，包覆后的材料都表現(xiàn)出更好的循環(huán)性能。YANG等[9]通過溶膠-凝膠法合成了表面富鋁的截角尖晶石Li1.08Al0.08Mn1.85Co0.05O3.9F0.1正極材料。發(fā)現(xiàn)Mn4+的含量從表面到內(nèi)部逐步增加，材料的初始容量為111.1 mA·h/g，在55℃、1 C倍率下循環(huán)850周后容量保持率為70.5%，在55 ℃和5 C倍率下循環(huán)850周后容量保持率為80%。LIM等[10]通過第一性原理多維度擬合和實驗，研究了高電壓尖晶石正極LiNi0.5Mn1.5O4的功率特性與其在納米區(qū)域內(nèi)的彈性伸縮和相變之間的關系，構建了LiNi0.5Mn1.5O4和LiNi0.5Mn1.5-TiO4的原子尺度模型。結果表明在LiNi0.5Mn1.5O4中摻雜Ti可以有效提高其熱力學穩(wěn)定性，主要是由于Ti4+—O鍵之間的結合更強。相比于LiNi0.5Mn1.5O4，LiNi0.5Mn1.5-TiO4在Li+脫出和嵌入的時候，在納米區(qū)域內(nèi)表現(xiàn)出更好的彈性伸縮性能和較慢的相分離特點，這些特點使得其在高電流密度下循環(huán)時的電化學性能提高。LIU等[11]用水熱法合成了磷酸鈷鋰包覆的鎳錳酸鋰，包覆后表面Mn3+含量增加，同時表面的磷酸鈷鋰能有效阻止Mn3+發(fā)生歧化反應。電化學測試表明，5 %（質(zhì)量分數(shù)）磷酸鈷鋰包覆的材料在0.5 C的倍率下仍有137 mA·h/g的容量，循環(huán)100周之后，容量保持率仍達到98.5 %。HOEWELING等[12]研究了Li1.0Ni0.5Mn1.4M0.1Ti0.027O4（M=Fe/Ru）在2.0～5.0 V內(nèi)的電化學行為，F(xiàn)e3+摻雜更容易占據(jù)8位，形成較多的巖鹽相。且通過二次熱處理的比較，無序相的LNMO具有更好的容量保持率，且過渡金屬離子的有序度不同會影響3.5 V以下的相變行為。LI等[13]研究了0.02 mol/L和0.05 mol/L的LiBMFMB作為電解液添加劑對尖晶石LiNi0.5Mn1.5O4半電池和石墨半電池以及兩者組合的全電池的循環(huán)性能的影響，可有效阻止電解液和鋰鹽的分解，穩(wěn)定正負極表面的SEI。MANCINI等[14]研究了有序相LiNi0.5Mn1.5O4半電池在1.5～4.9 V循環(huán)時的相變過程，并且從結構的角度對比了電化學和化學嵌Li+轉(zhuǎn)變?yōu)樗姆较郘i2Ni0.5Mn1.5O4的區(qū)別，認為材料形貌會減小低電位循環(huán)時體積變化所帶來的危害。BANERJEE等[15]通過電子自旋共振，ICP和XRD吸收譜分析LiMn2O4材料發(fā)現(xiàn)主要是Mn3+溶解于LiFP6電解液中，而不是通常認為的Mn2+，發(fā)現(xiàn)全充電和全放電儲存狀態(tài)下溶解的錳80%是Mn3+，循環(huán)中溶解的錳60%是Mn3+。KUPPAN等[16]通過單晶XRD研究LiNi0.5Mn1.5O4材料發(fā)現(xiàn)富鋰和貧鋰區(qū)域在脫鋰的材料中共存。還發(fā)現(xiàn)鋰優(yōu)先從晶體的(100) 面脫出。LIU等[17]通過溶液噴霧干燥的方法制備了Zr、La共摻雜的LiNi0.5Mn1.5O4尖晶石材料，并且當Zr、La比例增加時會形成LLZO超鋰離子導體相，表征分析陽離子的引入降低了Mn3+的含量，提高了LNMO的有序度。YANG等[18]用共沉淀的方法合成了LiNi0.5Co4Mn1.5-3O4，CO3+替代了Mn4+，晶格參數(shù)變大，且LiNi1-O雜相減少，Mn3+變少，球型堆積的顆粒形貌具有較好的倍率性能。WANG等[19]用TiO2表面修飾LiNi0.5Mn1.5O4，并研究了改性后的材料的表面結構以及在室溫和高溫下的電化學性能。少量的Ti4+會擴散至LiNi0.5Mn1.5O4的表面和次表面中，導致在表面區(qū)域形成類巖鹽結構，在次表面區(qū)域形成準巖鹽結構，作為一層保護層，將LiNi0.5Mn1.5O4材料的體相材料和電解液之間隔離開，抑制二者之間的副反應。

1.3 聚陰離子型正極材料

HU等[20]成功制備了單粒子納米晶磷酸鐵鋰電極并提出了一種新的理論模型去模擬磷酸鐵鋰納米晶的本質(zhì)電化學性質(zhì)。結果表明磷酸鐵鋰的Li+擴散系數(shù)在水溶液或者有機溶劑中幾乎相同，但是在水中的界面速率常數(shù)比在有機溶劑中高一個數(shù)量級。這是由于Li+在水中的去溶劑過程相比于在有機溶劑中更容易發(fā)生。ZOU等[21]用質(zhì)子化的海藻酸纖維制備了具有較低Fe-Li互占位的磷酸鐵鋰材料，研究表明質(zhì)子化的海藻酸纖維能有效地絡合三價鐵離子從而減少在高溫煅燒初期由于晶化不完全導致的鐵鋰互占位。同時這種碳水化合物海藻酸纖維結構在高溫下形成多孔碳質(zhì)混合微管進一步提高了磷酸鐵鋰的導電性，最終所得的材料具有優(yōu)異的電化學性能。

2 負極材料

2.1 硅基負極材料

XU等[22]研究黏結劑對Si性能的影響，分別對比了PVDF、海藻酸鈉、全氟磺酸及全氟磺酸鋰作為黏結劑時對Si性能的影響，認為海藻酸鈉和全氟磺酸鋰作為黏結劑時，Si的電化學性能較好，使用部分充放電模式時，可以獲得超過100周1200 mA·h/g的容量。GAO等[23]證明了c-Li15Si4相對硅納米顆粒作為負極的循環(huán)特性有不利影響，通過控制硅納米顆粒的形態(tài)大小和電解液的成分發(fā)現(xiàn)在鋰化過程中c-Li15Si4相會消失，但硅納米顆粒負極的容量會有一些損失。HOELTGEN等[24]合成了一種碳包覆的Si/SiO核殼式結構復合納米材料，通過不同碳包覆時間得到一個最佳包碳條件，此時在0.5 A/g倍率下容量達2167 mA·h/g，首周庫侖效率達76%，微觀結構下發(fā)現(xiàn)此時硅納米結構的體積膨脹也得到了抑制。SHEN等[25]通過原位和非原位透射電子顯微鏡的對比研究了多孔的和普通的硅納米顆粒及納米管的嵌Li+行為。通過原位的透射電子顯微鏡觀察，發(fā)現(xiàn)多孔硅顆粒的臨界破裂直徑達1.52 μm，而晶體硅納米顆粒的臨界破裂直徑是870 nm，非晶硅顆粒的臨界破裂直徑低至150 nm。完全鋰化后普通硅納米顆粒和納米線轉(zhuǎn)變成了Li15Si4相，而多孔硅納米顆粒和納米線轉(zhuǎn)變成了LiSi相。ARAI等[26]通過核磁共振光譜法研究了Li-Si 合金的形成過程和鋰嵌入C的過程，以及C的嵌鋰和脫鋰過程。而且在充電態(tài)時80%的鋰在Li-Si 合金中。通過電化學阻抗譜研究了電池的阻抗，發(fā)現(xiàn)在充電態(tài)時其阻抗急劇增加，這說明Li-Si 合金有可能影響電池的電極電阻。CHEN等[27]合成了一種雙碳層包覆硅納米顆粒的復合材料，內(nèi)碳層提供了多孔空間緩解硅的體積膨脹和機械應力，外碳層能促進形成穩(wěn)定的SEI。該電池在0.2 C的倍率下循環(huán)1000周后還有1802 mA·h/g的容量。它對LiNi0.45Co0.1Mn1.45O4全電池的能量密度可達473.6 W·h/kg。LEE等[28]用高速噴霧熱解的方法合成了一種表面被碳包覆的Si-SiO復合材料，其中納米硅顆粒分散在SiO網(wǎng)絡中，而工藝控制其材料的最終形貌和Si-O比例是具有較好性能的關鍵因素。

2.2 氧化物類負極材料

WANG等[29]使用不同于傳統(tǒng)的陰離子吸附到陽離子上的方法合成了一系列的多層殼的金屬氧化物：V2O5、MnO2、MoO3、Cr2O3和WO3。掃描電子顯微鏡證實了其多層殼結構的存在，殼層數(shù)最多的3層殼的樣品在容量、循環(huán)穩(wěn)定性和高倍率容量這3個指標上都是最好的。

2.3 其它負極材料

CAMACHO-FORERO等[30]在以LiPF6和LiClO4為基礎的電解液中，通過原位拉曼光譜觀察石墨負極表面結晶度在高電勢區(qū)域（1.5～3V. Li+/Li）的變化。拉曼光譜的變化表明一些插入反應和表面結晶度的降低發(fā)生在Li+沒有插入石墨時，此時電勢為1.5 V。當電勢恢復到3 V時，拉曼光譜恢復到原始狀態(tài)。石墨表面的不可逆結構退化發(fā)生在低于1 V的電勢，此時Li+插入到石墨中。結果顯示主導的化合物與石墨結構退化以及表面形成的薄膜有關。ZENG 等[31]利用氣相生長的碳納米纖維與MgH2球磨組成了具有良好導電性的納米負極，該負極與LiBH4和鋰片組成的全固態(tài)半電池具有超過1200 mA·h/g的可逆容量，并且該固態(tài)電池能在1000 mA/g的電流密度下持續(xù)循環(huán)50周，在8000 mA/g的電流密度下得到了超過1100 mA·h/g的比容量。

COOK等[32]通過合金腐蝕的方法合成了一種多孔分層結構的錫單質(zhì)，350周循環(huán)后，保持有72%的容量，達693 mA·h/g。在鋰化過程中它的多孔分層結構有效地調(diào)節(jié)了錫巨大的體積膨脹，因此才表現(xiàn)出較好的電化學性能。FANG等[33]使用3mol/L的Li[(FSO2)(-C4F9SO2)N(LiFNFSI)DOL/DME質(zhì)量比為1∶1的電解液用于抑制金屬鋰電池循環(huán)中的鋰枝晶生長。使用該種電解液組裝的Li-Cu電池循環(huán)庫侖效率可達到97%，且Li-Li對稱電池能穩(wěn)定循環(huán)1000 h不出現(xiàn)顯著的極化現(xiàn)象。使用正極負載量為9.2 mg/cm2的磷酸鐵鋰正極組裝金屬鋰電池，循環(huán)150次后負極表面依舊保持高度平整。作者認為金屬鋰枝晶生長抑制源自于負極SEI形成過程中LiFNFSI的分解，分解的LiFNFSI會形成—C4F9官能團，能協(xié)同提高負極SEI的穩(wěn)定性和均勻性，從而抑制鋰枝晶。QIN等[34]合成了一種具有氣泡狀結構的中空鋁/碳復合電極，復合電極在2 C倍率下循環(huán)1500次后還能保持初始容量的99%，能量密度可達到2113 W·h/kg。復合電極步驟是使用化學修飾后鋁箔均勻吸附聚苯乙烯微球，再通過磁控濺射將金屬鋁沉積到聚苯乙烯微球外側(cè)。通過高溫退火分解電極結構內(nèi)的聚苯乙烯微球形成氣泡狀空腔，同時在鋁復合結構表面形成碳包覆，最終形成具有氣泡狀結構的中空鋁/碳復合電極。結構中的碳包覆層穩(wěn)定了負極的SEI層，同時也增加了電極的整體機械強度。此外，中空氣泡結構提升了中空鋁/碳復合電極抗體積膨脹能力。因此相比于未處理的鋁箔，這種具有氣泡狀結構的中空鋁/碳復合電極大幅度提升了循環(huán)性能。BARAI等[35]研究了錫活性粒子的微裂紋形成存在的兩種原因，即兩相界面高濃度梯度引起的壓力和粒子的大體積膨脹。作者猜測是在粒子的殼區(qū)域更顯著的蠕變松弛導致的。通過不同大小粒子進行實驗和計算驗證，發(fā)現(xiàn)結合應變率和粒子大小與活性粒子的微小破裂有關。JIANG等[36]合成一種有贗電容性能的Fe/Sn/Li2O 納米復合材料，它有著優(yōu)異的高倍率性能，在1A/g電流密度下循環(huán)1200周后仍有420 mA·h/g的容量，在80A/g電流密度下仍有350 mA·h/g的容量，這相當于它完成充放電過程僅在15 s內(nèi)。LIN等[37]基于金屬鋰與電解液之間存在化學反應造成金屬鋰負極在電池循環(huán)中的不斷退化，對比了原始鋰片、清除表面鈍化層的鋰片和ALD沉積氧化鋁后的鋰片分別在碳酸丙烯酯溶劑中浸泡后的表面AFM和SEM&EDS結果，發(fā)現(xiàn)ALD沉積氧化鋁后的鋰片在經(jīng)過長時間浸泡后表面粗糙度和增加的氧含量幾乎不發(fā)生變化，認為超薄氧化鋁能夠有效的減緩電解液和金屬鋰之間的反應。LIU等[38]使用橡皮泥的主要成分聚二甲基硅氧烷作為阻擋層，用于阻擋金屬鋰電池負極在電解液中的枝晶生長，認為聚二甲基硅氧烷這種非牛頓性流體有助于調(diào)節(jié)金屬鋰負極表面的平整度和Li+擴散速率，同時能夠兼顧金屬鋰枝晶生長抑制和金屬鋰負極循環(huán)壽命。LIU等[39]使用Cu3N和聚丁苯橡膠混合制備了一種復合人造SEI層，用于抑制金屬鋰電池負極的枝晶生長，這層人造SEI具有高的離子電導率和機械強度，不易在電化學循環(huán)中發(fā)生破裂。Cu3N復合人造SEI層可以有效的提高Li+的擴散均勻度，因此能增強對金屬鋰枝晶生長的抑制。PEI等[40]研究了金屬鋰電化學沉積在銅襯底表面成核和沉積生長過程，從而更好的理解金屬鋰電池中鋰枝晶的生長過程?；谥皩τ诮饘黉囋阢~襯底表面沉積過程中存在過電位的問題，進一步深化了實驗設計。通過調(diào)整沉積時的面電流，可以改變鋰沉積的過電位。當電流增大時，過電位顯著上升，沉積的金屬鋰體積尺寸也隨著減小，但沉積均勻性有顯著提高。作者還驗證了通過對銅襯底表面在大電流下預沉積金屬鋰種晶層可以顯著提高金屬在后續(xù)小電流沉積的均勻性。

3 電解質(zhì)及添加劑

LI等[41]合成了含有2%氟化鋰的Li6.5La3Zr2O12(LLZT-2LiF)，引入氟化鋰之后LLZT體相電阻和晶界電阻沒有明顯的改變。但是留在LLZT晶界處的氟化鋰能夠有效地阻止水和二氧化碳與LLZT的反應，從而減少Li+絕緣體氫氧化鋰和碳酸鋰在表面的生成。將LLZT-2LIF用于磷酸鐵鋰半電池和鋰硫電池后發(fā)現(xiàn)電化學性能有明顯提高，這表明摻雜氟化鋰有助于提高LLZT與聚合物、電解液和正極材料的兼容性。HARUTA等[42]發(fā)現(xiàn)硅納米片在30 ℃時有優(yōu)異的循環(huán)特性，這時SEI上的成分是碳酸亞乙烯酯（VC），一氟代碳酸乙烯酯（FEC）和二氟代碳酸乙烯酯。在60 ℃時容量就會衰減，而此時SEI上的成分大部分是碳酸亞乙烯酯，離子電導和電子電導都很弱。在溫度-5～60 ℃范圍內(nèi)，在電解液中加入FEC后硅納米片的循環(huán)性能要比在電解液中加入VC時的性能好，這是因為加入FEC時SEI會有更好的離子和電子電導。LU等[43]在不使用引發(fā)劑的前提下通過一步開環(huán)聚合法制備具有3D結構的聚合物電解質(zhì)隔膜。聚合物電解質(zhì)隔膜含有3種主要成分：雙酚-A縮水甘油醚（增加結構強度）、二氨基聚氧化丙烯（提供快離子通道）、聚乙二醇二甲醚（提供快離子通道）和聚偏氟乙烯-六氟丙烯（增加柔韌性）。使用該種隔膜組裝的金屬鋰電池在2.5 mA/cm2電流密度下循環(huán)200次，金屬鋰負極表面依舊保持光滑平整，不產(chǎn)生任何鋰枝晶。FARHAT等[44]以LiTFSI作為鋰鹽，以己二腈（AND）作為單一的電解液溶劑制備了電解液（AND-LiTFSI），作為安全電解液用于鋰離子電池。此電解液允許鋁箔集流體在4.2 V時仍然不會被腐蝕，LiTFSI在AND中的溶解度較高，可制備高鹽濃度的電解液，同時AND-LiTFSI電解液在較寬的溫度范圍內(nèi)具有良好的穩(wěn)定性。AND-LiTFSI電解液用于LTO/NMC電池中，電池在0.05 C的低倍率下的放電比容量為170 mA·h/g，即使是在2 C的大倍率下，放電容量仍保持初始容量的75%。AND-LiTFSI電解液具有優(yōu)異的穩(wěn)定性，使得該電池循環(huán)200周之后，庫侖效率仍接近100%。CHEN等[22]將二(2，2，2三氟代乙酯)醚（BTFE）與1, 3二氧戊烷（DOL）混合并作為預嵌鋰石墨與硫全電池電解液的溶劑，認為該電解液可以極大地減少多硫離子的溶解，該電解液還具有較低的黏度和較好的浸潤性，可以極大地提高硫的反應動力學，另外該BTFE可以在石墨的表面形成穩(wěn)定的SEI。GAO等[45]研究Si納米顆粒表面亞穩(wěn)相C-Li15Si4的寄生反應，認為氟代碳酸乙烯酯（FEC）對Si納米顆粒的寄生反應起很重要的作用，以FEC作為添加劑時，亞穩(wěn)相C-Li15Si4會在Si鋰化末端消失，從而提高Si的循環(huán)性能。BUSS等[46]在電解液溶劑中，嘗試用聚陰離子代替TFSI、PF6等小分子陰離子，使得電解液中陰離子的自擴散系數(shù)顯著降低，但不影響Li離子的擴散系數(shù)。依據(jù)該原理，合成了以Li離子磺酸基團溶于極性質(zhì)子惰性溶劑的電解質(zhì)，并通過PFG-NMR測量到其具有較高的Li+自擴散系數(shù)和Li+傳輸系數(shù)。HAN等[47]提出了一種新的電解液添加劑LiDFBP（二氟雙草酸合磷酸鋰）來改善富鋰正極的高溫和高倍率性能。電化學測試表明，室溫（25 ℃）和高溫（60 ℃）下的循環(huán)壽命和庫侖效率都有所提高，倍率性能也優(yōu)于原始樣品。透射電鏡表明，加了添加劑的樣品表面的SEI和巖鹽相層厚度減少，認為這是倍率性能變好的原因。循環(huán)性能的改善則是由于新的SEI不會氧化電解液使其分解，從而阻止了過渡金屬離子的溶解。

DOMI等[48]研究了電解液中的過渡金屬離子Fe2+、Co2+、Ni2+、Mn2+對石墨負極側(cè)脫嵌Li+的影響，并且引入特殊的環(huán)醚作為電解液添加劑可以有效抑制過渡金屬離子在負極的沉積，從而穩(wěn)定負極SEI，減小了負極與電解液之間的阻抗。KANG等[49]研究了四硫富瓦烯（TTF）作為電解液添加劑對Li1.17Mn0.50Co0.17Ni0.17O2/Li半電池電化學性能的影響，TTF氧化電壓窗口在2.90V相對于Li/Li+，還原電壓窗口在0.26 V，因此在充電態(tài)TTF會先于碳酸酯電解液分解形成正極保護層，而在全電池中由于其還原電位低于FEC，因此不會影響負極石墨表面的SEI成分。TTF的加入，抑制了電解液的進一步分解，從而減少了正極表面LiF等絕緣物質(zhì)的形成，提高了半電池的容量保持率。SUN等[50]研究了3種鋰鹽LiDFMFMB、LiDFEFMB和LiDFPFMB在LiNi0.5Mn1.5O4和石墨半電池及全電池中的性能。結果表明具有較好的兼容性，循環(huán)和倍率性能都比較好。AGUESSE等[51]使用SEM和固態(tài)核磁研究全固態(tài)金屬鋰電池中固態(tài)電解質(zhì)Li7La3Zr2O12內(nèi)部微孔、縫隙和電極接觸界面對于電池鋰沉積的影響。在試驗中添加了少量電解液于正極側(cè)，用于提升正極片的內(nèi)部離子電導率。使用暗場SEM電鏡在循環(huán)后的固態(tài)電解質(zhì)片的縫隙和微孔中發(fā)現(xiàn)了連續(xù)和不連續(xù)的兩種輕元素枝晶，并使用固態(tài)核磁證實均為金屬鋰枝晶?；谝陨蠈嶒灲Y果認為在非致密的固態(tài)電解質(zhì)內(nèi)部的微孔中也會存在金屬鋰沉積，這種沉積可能由固態(tài)電解質(zhì)中微量的氧負離子官能團捕獲，亦或者被電解質(zhì)內(nèi)部積累的少量電子捕獲從而形成鋰枝晶。BRAGA等[52]研究了一種基于新型A2.99Ba0.005O1+xCl1-2x（A=Li、Na）玻璃態(tài)電解質(zhì)的全固態(tài)堿金屬電池充放電機制。該種電解質(zhì)室溫離子電導率達到10-2S/cm，且禁帶寬度大于9 eV，在電化學循環(huán)過程中在正負極界面均不形成SEI層。這種固態(tài)電解質(zhì)組裝的Li-S電池在首次放電過程中于2.34 V以上的窗口會產(chǎn)生遠大于所使用的S正極容量的電池容量，認為在這個過程中硫起到催化Li+還原的作用，使得金屬鋰在正極表面形成沉積鍍層而非與硫形成化合物。通過控電位可以使得金屬鋰在正負極之間往復沉積，且不與正負極材料和電解質(zhì)發(fā)生反應，保持大約2 V的電壓。LIN等[53]利用熱原子層沉積法（ALD）沉積鋰磷氧氮化物（LiPON）膜以改善薄膜鋰電池的固態(tài)電解質(zhì)性能，增加其應用于能量存儲的可行性。所得膜的離子活度為3.2×10-7S/cm，激活能為0.57 eV，其值大致等于濺射的LiPON膜。膜的表征結果顯示基于熱ALD的膜沉積是高度保形的，因為LiPON膜在鈷酸鋰的晶界中沉積得很深（幾百納米），并且該膜中的孔直徑為幾十納米。KIM等[54]研究了EC基和FEC基電解液對LiCoO2（LCO）-LiNi0.5Co0.2Mn0.3O2（NCM）/石油焦包覆硅合金-石墨（Si-C）全電池高溫循環(huán)性能的影響，超過形成SEI需求的過量的FEC在出現(xiàn)路易斯酸如PF5時脫氟形成HF和H3OPF6、HPO2F2、H2PO3F、H3PO4，導致過度金屬離子溶解并沉積于負極。KOBAYASHI等[55]通過界面設計成功地將酯基聚合物固體電解質(zhì)成功地應用于4V正極/碳材料負極電池中，引入硼基鋰鹽可以阻止酯基聚合物在正極界面的進一步氧化，用聚氯乙烯修飾石墨負極表面可以抑制活性鋰的持續(xù)損耗。KATO等[56]以鈷酸鋰為正極，分別以鈦酸鋰 和石墨為負極制作了低壓和高壓全固態(tài)電池，固 體電解質(zhì)Li9.54Si1.74P1.44S11.7Cl0.3室溫電導率高達 25 mS/cm，超過液體電解質(zhì)，Li9.6P3S12與金屬鋰界面穩(wěn)定，制作的電池具有低內(nèi)阻和高倍率性能，特別是在100 ℃條件下。TAKAMI等[57]制備了Li4T5O12/LiMn0.85Fe0.1Mg0.05PO4雙極性12 V電池，以鋁為雙極性集流體，電解質(zhì)由Li7La3Zr2O12與膠體聚合物復合而成，電池比能量90 W·h/kg，10 s放電比功率達到 1500 W/kg。

4 電池技術

4.1 鋰空電池

ZHU等[58]用不同的方法對鋰空電池中的熱失控現(xiàn)象進行了研究，通過研究所涉及的化合物和反應來呈現(xiàn)熱事件。動力學參數(shù)計算使用差示掃描量熱法（DSC）數(shù)據(jù)，并通過分子模擬來理解相關機制和路徑。LI等[59]用原位XRD研究了鋰空電池中LiOH和Li2O2在充放電過程中的結構演化。以DME為電解液的電池中，Li2O2能夠以法線在軸的圓盤形態(tài)可逆地產(chǎn)生和分解。放電過程中，晶粒變得更加具有各項同性；充電過程中，其分解則是按照無定形和小晶粒、大晶粒的順序進行的。如果在電解液中添加作為氧化還原媒介的LiI，會有LiOH產(chǎn)生。LiOH在充放電過程中不會有形狀和晶粒尺寸的變化，表明它是一顆一顆成核生長的。晶格沿軸變長，根據(jù)DFT計算，這是由于晶格中OH空位產(chǎn)生的，表明此時電解液中的水已經(jīng)耗盡了。充電過程中，OH空位越多的晶粒越容易分解。LIM等[60]根據(jù)DFT計算和實驗數(shù)據(jù)庫，提出離子化能量和最高占據(jù)分子軌道能級可以作為鋰空電池中挑選氧化還原中間催化劑的重要標準，認為離子化能量在5.8～6.8 eV的催化劑是可溶的，且其最高占據(jù)分子軌道能級最好與Li2O2的生成能、電解液的最高占據(jù)分子軌道能級具有可比性。基于這個認識，他們提出二甲基吩嗪（DMPZ）是比較合適的鋰空電池催 化劑。

4.2 鋰硫電池

CHEN等[61]設計了一種海膽狀的碳材料用于負載硫，該海膽狀的碳材料為納米Co顆粒嵌入N摻雜的CNT-納米多面體中。S可以負載于該材料的里面，該材料可以有效限制多硫離子的溶出，且N摻雜可以吸附多硫離子，從而進一步抑制其溶解。該材料用于負載硫具有很好的電化學性能。CHEN等[62]通過己二異氰酸酯（HDI）和聚乙烯亞胺（PEI）的共聚反應制備出了含大量氨基官能團的聚合物（AFG），并將其作為硫的黏結劑。氨基官能團和強的黏結強度可以有效抑制多硫離子的溶解，且其較好的力學性能可以有效地抵抗硫電極循環(huán)過程的膨脹。使用該黏結劑可以實現(xiàn)高硫的極片負載，在 8 mg/cm2的極片負載下，比容量可達 987.6 mA·h/g，且600周容量保持仍高達91.3%。CHEN等[63]先制備出了Li2S與海綿狀氧化石墨烯的復合物（Li2S- GS），再使用ALD的方法對該復合物進行Al2O3包覆，認為氧化石墨烯可以提高Li2S的電子電導，而Al2O3可以抑制多硫離子的溶解，從而提高其電化學性能。BAI等[64]制備了一種金屬-有機網(wǎng)絡結構材料（MOF）并用于Li-S電池的隔膜，認為MOF是一種離子選擇膜，可以允許Li+的透過，而阻礙多硫離子。使用該隔膜Li-S電池的電化學性能得到了極大的提高。MAO等[65]使用CNT貫穿金屬-有機基薄膜（MOFS）形成分層多孔的結構，并用于負載硫，認為該CNT-MOFS可以提高硫的導電性，抑制多硫離子的溶解，且可以適應硫循環(huán)過程中的膨脹與收縮。PENG等[66]以多硫離子溶液作為電解液添加劑，以微米硫為電極，認為多硫離子對硫電極具有類似生物自愈合的效果。當添加多硫離子添加劑時，在5.6 g/cm2高硫負載下，2000周內(nèi)硫電極的容量基本沒有損失，多硫離子可以活化微米硫電極，且其空間異質(zhì)性可以調(diào)解硫循環(huán)過程中形成的不穩(wěn)相。SUZUKI等[67]使用具有三維有序中孔的碳復體作為硫的載體，經(jīng)TG分析，認為硫在碳復體中存在三種狀態(tài)：在中孔外面、在中孔里面及與碳相互作用。硫負載于碳復體的中孔里面時，具有最好的電化學活性和穩(wěn)定性，而與碳復體結合的硫會減少中孔的壁厚，從而導致較差的電化學活性和穩(wěn)定性。

5 電池表征和測量技術

HARMS等[68]利用局部電化學阻抗譜原位測試Li+電池電極在充電過程中的阻抗變化，測試結果表明，在不同充電狀態(tài)，電極表面的阻抗譜由一個清晰的半圓以及一條傾斜的直線（對應擴散過程）組成。其中的半圓對應的是嵌入反應中的電荷轉(zhuǎn)移阻抗，半圓在軸的截距對應的是歐姆阻抗。且在電極不同的充電狀態(tài)，電荷轉(zhuǎn)移阻抗不同。LONG 等[69]為了得到有價值的、可靠的、可重復的扣式電池的測試數(shù)據(jù)，將電極質(zhì)量、電極面積、電解液體積和扣式電池裝配過程以及化成和電化學測試過程等所有物理過程參數(shù)進行標準化，并統(tǒng)一按照此標準制作和測試扣式電池，從而得到更加準確可靠的數(shù)據(jù)。YOSHIDA等[70]報道了半電池中Si上的固態(tài)電解質(zhì)（SEI）膜生長的原位測量和Li+誘導的體積變化。將薄膜非晶硅電極組裝成電池，并與原子力顯微鏡結合。實驗用兩種電解質(zhì)-1.2 mol/L的LiPF6碳酸乙烯酯（EC）溶液和1.2 mol/L的LiPF6碳酸丙烯酯（PC）溶液來研究電解液組成對SEI演變的影響。據(jù)觀察，SEI形成主要發(fā)生在首周鋰化過程中，對于EC和PC電解質(zhì)，最大SEI厚度分別約為17 nm和10 nm。這項研究得出了硅的膨脹系數(shù)與平衡電位、充電容量與平衡電位的關系，兩者均顯示出 滯后，可以用硅的應力-電位耦合來解釋。TAKATA 等[71]利用掃描探針顯微鏡對石墨負極在充放電過程進行原位的成像，通過對脫嵌鋰過程中掃描探針顯微鏡的電流變化進行收集能夠得到單顆粒石墨在充放電過程中的體積變化。這種高分辨率成像對于研究電池變化有價值。HEINS等[72]基于溫度依賴的電化學阻抗譜，發(fā)展了一種用來觀察SEI生成的新方法。根據(jù)不同過程的阻抗對溫度的依賴關系不同，可以把阻抗圖上的半圓與具體化學過程對應起來。觀察特定半圓在不同電荷轉(zhuǎn)移狀態(tài)的大小，計算其活化能，揭示了SEI形成過程中的三個相，這與一般的理解是一致的，從而證明這種方法的有效性。ZAMPARDI等[73]用循環(huán)伏安、計時電流等方法研究了納米LiMn2O4在水環(huán)境中的Li+遷移動力學。結果表明，在高過電位下，限制材料中Li+遷移的主要過程是Li+在材料和電解液界面處的轉(zhuǎn)移。他們的方法最重要的特征在于，可以排除黏結劑、集流體、添加劑等因素對實驗結果的干擾，從而得到只屬于材料本身的本征信息。GONG等[74]在原子尺度原位觀察全固態(tài)電池（LiCoO2為正極，LLZO為固態(tài)電解質(zhì)，Au為負極）的電化學脫鋰過程，電池在高電壓下脫鋰之后，原始的LiCoO2單晶變成納米尺寸的多晶，通過共晶格孿晶界和反相疇界相連。理論計算的結果表明兩種晶界在脫鋰時能量更低。KEIL等[75]研究了處于不同充電態(tài)、不同溫度的NCA/石墨18650商用電池的儲存性能，并通過微分電壓分析（DVA）和電量分析方法研究了儲存過程中容量衰減的原因。DVA的結果表明容量衰減主要是由于可循環(huán)的鋰減少，導致電極匹配失衡；并且容量衰減與負極電位密切相關。負極一側(cè)的副反應，主要與電解液的還原和鈍化膜的生長相關，是容量衰減的主要原因，而正極副反應加劇可以減少不可逆的容量衰減，特別是在很高的充電態(tài)下儲存時。SINA等[76]通過STEM和EELS對Si負極表面SEI形成過程進行直接觀察。其中電解液添加劑為EC/DMC/FEC，主要考察FEC對Si負極循環(huán)性能增強的原因。首周循環(huán)，負極表面形成多孔不均勻的Li2CO3。在接下來的循環(huán)里，表面被致密均一的LiF覆蓋，而LiSiO并沒有出現(xiàn)。當減少FEC時，LiSiO顯現(xiàn)出來，Si負極被侵蝕。ZAMPARDI等[77]采用納米沖擊方法研究單個200 nm的LiMn2O4顆粒在水系環(huán)境中、過電壓時的離子動力學特性。無電極設計可以只研究活性材料的電化學性能而排除黏結劑和導電添加劑的影響。作者研究發(fā)現(xiàn)，在這種環(huán)境下，鋰離子動力學性能限制Li+在界面遷移，即顆粒/電解液界面的Li+遷移，這也給出了該材料Li+遷移的最大限制。BILLAUD等[78]對石墨片包覆了超順磁納米氧化鐵顆粒，并通過控制磁場調(diào)節(jié)了石墨片的排列方向。調(diào)整后的石墨片垂直于集流體，這種排列縮短了Li+的傳輸路徑。在1 C倍率的電化學測試中，有序排列的石墨片獲得了高于原始極片3倍的容量。BITON等[79]利用Br-環(huán)氧基樹脂處理了碳基鋰離子電池材料，處理后的樣品在進行聚焦離子束掃描電子顯微成像時有更高的對比度和更少的偽影，并且能夠達到10 nm的側(cè)向分辨率和進行高質(zhì)量的三維成像，這對鑒定顆粒尺寸分布有重要意義。BHAWAY等[80]通過掠入射小角X射線散射和掠入射X射線衍射的方法研究了有序介孔的NiCo2O4正極材料，他們發(fā)現(xiàn)有序介孔結構的材料有著更優(yōu)異的電化學性能，并觀察到它在前兩周充放電過程中的微觀有序多孔結構仍存在，也正是這種能保持存在的結構使得其有更好的電化學性能。COOK等[81]通過X射線顯微鏡對比觀察了多孔納米錫和致密的錫，嵌鋰及脫鋰的過程，發(fā)現(xiàn)多孔納米錫經(jīng)歷了6個小的緩慢的體積膨脹過程，首周嵌鋰和脫鋰過程中多孔納米結構一直都存在。他們通過這部分解釋了納米結構有更優(yōu)異的電化學性能的原因。MARIE等[82]采用原子探針層析成像和TEM手段研究了LiMn2O4和LiNi0.5Mn1.5O4材料的三維微觀結構，包括晶界處雜質(zhì)/缺陷的富集，富Ni相的出現(xiàn)以及由于局域Li含量的不同形成的微觀區(qū)域等。SUN等[83]采用X射線照相術和中子照相術實時研究了Si負極放電嵌入Li+的過程，觀察到 首次嵌Li+伴隨著的體積變化以及整個合金化 的過程，而且觀察到部分Si顆粒并沒用參與電化學反應。

6 理論計算、界面反應及其它

ALEXANDER等[84]運用基于第一性原理的計算研究了鋰離子電池固態(tài)電解質(zhì)Li3xLa2/3?xTiO3的顆粒邊界穩(wěn)定性和對離子電導的影響。計算證實了實驗觀察到的現(xiàn)象——I型邊界比II型邊界更穩(wěn)定。邊界穩(wěn)定性表現(xiàn)出與電場強度和空間電荷層的空間分布有著強烈的反關聯(lián)。在II型邊界上，平行方向的離子遷移比垂直方向的離子遷移更快。DENG 等[85]展示第一性原理計算用于研究和設計堿鹽超離子導體的具體方法，通過現(xiàn)代信息技術和軟件工具評估材料作為堿性超離子導體的關鍵性質(zhì)——電化學穩(wěn)定性和離子電導，并開發(fā)了一套完善的可重復分析的流程算法用于直接篩選材料。以Li6PS5Cl為例，間隙Li+的引入促進長程離子遷移，是增強離子電導的關鍵。KANEKO等[86]計算研究了電解質(zhì)添加劑LiBOB和LiDFOB在LiCoO2表面生成正極固態(tài)電解質(zhì)界面的形成機制，含三價硼或草酸根的分子基團容易在正極表面形成保護界面，這層SEI保持特有的平面性，并且存在極化的氧指向外面。在這一區(qū)域，Li+具有更容易的堆積和選擇性易位。SHI等[87]基于第一性原理計算，研究了2D h-BN作為金屬鋰電池的Li負極-電解質(zhì)中間層抑制鋰枝晶生長的原因。計算表明h-BN與金屬鋰靠范德瓦爾斯作用力弱結合，而2個原子厚度的h-BN也足夠阻止金屬Li到電解質(zhì)的電子隧穿效益，抑制電解質(zhì)的沉積。h-BN與金屬Li之間的間隙也使得Li原子傾向于吸附在負極表面而不是裸露，使得所有Li穩(wěn)定的在負極表面分布。SUN等[88]計算研究了電解液添加劑[(ES)Li+(PC)](PC)與PC共同作用下的SEI生成過程。計算結果表明，ES相比PC具有更高的垂直方向電子吸引力和還原電位，更早被還原，開環(huán)形成沉積所需要的陰離子基團。隨后作者對沉積過程分成4種可能路徑ABCD，詳細分析它們的過程和能量勢壘。HECKMANN等[89]用磁控濺射在鋁箔上鍍上了一層CrN，來減少Al在以LiTFSI為鋰鹽的電解液中的溶解。他們制備了兩種分別有純CrN、CrN和Cr2N混合物為保護膜的鋁箔，分別放入含1 mol/L LiTFSI的EMS和EC/DMC電解液，保持5 V電壓72 h，測量其電流。結果發(fā)現(xiàn)，除了EC/DMC電解液中的CrN和Cr2N混合物鍍層出現(xiàn)較大電流，兩種鍍層都能較好地保護鋁箔。時間電位法測量后的鋁箔中，出現(xiàn)較大電流的表面都觀察到了孔洞。LéTICHE等[90]在傳統(tǒng)的二維平面微型電池上引入三維結構，通過增加電池的表面積從而大大提高其比容量。他們采用原子層沉積技術，首次制備了TiO2為負極、Li3PO4為固態(tài)電解質(zhì)的全固態(tài)電池，透射電鏡和同步輻射X射線成像表明沉積層很平整均勻，沒有穿透現(xiàn)象。通過電化學阻抗測試挑選出最好的固態(tài)電解質(zhì)的沉積溫度和厚度，電池比表面積容量達到0.37 mA·h/cm2。CHAPMAN等[91]對電解液中常見鋰鹽（LiTFSI、LiPF6、LiBF4和LiClO4）與EC、DMC的溶劑化結構進行研究。通過紅外光譜研究C—O鍵、EC或DMC的配位與未配位的數(shù)量，推測出溶劑化配位數(shù)在2～5之間。而第一性原理計算則用來研究Li-陰離子形成的溶劑化物的穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)LiPF6在四者中具有最弱的結合能，而LiBF4則具有較少的去溶劑化過程。CHEN等[92]通過分子動力學計算研究poly(N1222)Li1-[AMPS]雙離子交聯(lián)聚合物電解質(zhì)。研究發(fā)現(xiàn)，聚合陽離子N1222+對結構穩(wěn)定起作用，而局域環(huán)境卻會影響鋰離子動力學性能。在體系中增加氨根離子，可以減少離子之間的交叉關聯(lián)，增強聚合物動力學性能，但鋰離子動力學性能也會受到影響。作者發(fā)現(xiàn)鋰離子動力學性能增強的真正原因在于低氨根離子環(huán)境下，Li+與聚合物的非耦合，Li+活躍的跳躍過程。CHEN等[93]針對鋰離子電池正極材料LiNi0.5Mn1.5O4提出晶胞朝向無序模型LCOD進行第一性原理計算，認為LNMO宏觀的不均一性和微觀的均一性的矛盾，就在于晶胞局域有序，而有序晶胞亂序朝向從而構成宏觀的不均一性。DATHAR等[94]對全固態(tài)鋰離子電池的超離子導體電解質(zhì)β-Li3PS4進行第一性原理計算。作者總結多種超離子導體的特征，提出兩個原則：①對于給定拓撲結構的晶格，讓結構中可以被占據(jù)的位置最大化，具有相似的Li+吸收能，可以提高結構的熵優(yōu)化離子電導；②對于給定的拓撲結構和Li+可占據(jù)位濃度，當Li+的濃度與空位濃度相等時，離子電導最大化。同時在β-Li3PS4材料的計算和合成上印證了這兩個原則。DIXIT等[95]以第一性原理計算研究了Al摻雜對富Ni三元材料NCM-532的影響。利用VASP軟件，分別計算了摻雜產(chǎn)物的晶格參數(shù)、生成能、電子結構、脫鋰態(tài)的電壓以及Li+遷移勢壘。結果發(fā)現(xiàn)，Al—O之間的成鍵，可以穩(wěn)定脫鋰態(tài)的結構。摻雜后的脫鋰態(tài)電壓略有升高，少于5%原子比的摻雜并不會對Li+的擴散產(chǎn)生影響。SANDER等[96]把具有磁性的尼龍棒和乳膠顆粒放入LiCoO2的漿料中，通過外加磁場并使其固化后，制備了具有不同半徑的、與集流體平面垂直的疏松孔洞的正極。2 C倍率下的可用放電容量提高了3倍多，而在反映電動車實際工作環(huán)境的非恒流放電下，也還保持傳統(tǒng)鋰離子電池2倍的容量。他們還分析了這兩種方法的優(yōu)缺點，認為這是一種新穎的正極制造工藝。BANERJEE等[97]采用水解的方法制備得到 PE-alt-MALi2雙Li+聚合物填充物，再將其與PVDF-HFP共聚物的溶液以一定比例混合，最后溶劑蒸發(fā)后得到50 μm厚的多功能隔膜，對比組采用普通的聚烯烴隔膜。分別通過測試LMO/Li和LMO/石墨的半/全電池的性能，分析后認為多功能隔膜有效吸附了溶解的Mn離子并且同時消除了HF，且可以部分彌補副反應消耗的Li+。BANERJEE等[98]研究了含3種氮官能團Mn離子捕獲劑的功能性隔膜對LiMn2O4/石墨電池在55 ℃以C/5循環(huán)30天后容量保持率的影響，添加劑可以讓容量保持率提升75%～125%，石墨負極中Mn的含量降低13～21倍，而且基本沒有LiMn2O4的晶格收縮問題。FAN等[99]通過磁控濺射在鋰負極上形成人造SEI層來進行均勻鋰沉積，并通過密度泛函理論（DFT）模擬來顯示富含氟化鋰（LiF）鹽的人造SEI提供低能量勢壘（b= 0.19 eV）用于Li+的擴散，還計算了Li吸附在LiF上的電子局域函數(shù)（ELF），在這個基礎上制備了基于LiF的人造SEI，發(fā)現(xiàn)電極具有優(yōu)異的性能。SALIAN等[100]演示了在納米結構電極中電沉積聚合物電解質(zhì)可明顯改進固態(tài)微電池的電化學性質(zhì)，用循環(huán)伏安法將PMMA-PEG 沉積于自支撐二氧化鈦納米管負極和多孔LiNi0.5Mn1.5O4正極中，倍率放電容量可提升一倍。

[1] KALLURI S, YOON M, JO M, et al. Surface engineering strategies of layered LiCoO2cathode material to realize high-energy and high-voltage Li-ion cells[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm.201601507.

[2] ZHAO J, ZHANG W, HUQ A, et al.probing and synthetic control of cationic ordering in Ni-rich layered oxide cathodes[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm.201601266.

[3] SHARIFI-ASL S, SOTO Y, NIE A, et al. Facet-dependent thermal instability in LiCoO2[J]Nano Letters, 2017, doi: 10.1021/acs.nanolett.6b04502.

[4] ZHANG H, KARKI K, HUANG Y, et al. Atomic insight into the layered/spinel phase transformation in charged LiNi0.80Co0.15Al0.05O2cathode particles[J]Journal of Physical Chemistry C, 2017, 121: 1421-1430.

[5] CHEN S, ZHENG Y, LU Y, et al. Enhanced electrochemical performance of layered lithium-rich cathode materials by constructing spinel-structure skin and ferric oxide islands[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017: doi: 10.1021/acsami.6b14862.

[6] MANSOUR A N, KWABI D G, QUINLAN R A, et al. Probing the electrode-electrolyte interface in cycled LiNi0.5Mn1.5O4by XPS using Mg and synchrotron X-rays[J]Journal of the Electrochemical Society, 2016, 163: A2911-A2918.

[7] MICHALAK B, BERKES B B, SOMMER H, et al. Electrochemical cross-talk leading to gas evolution and capacity fade in LiNi0.5Mn1.5O4/graphite full-cells[J]Journal of Physical Chemistry C, 2017, 121: 211-216.

[8] TANABE T, GUNJI T, HONMA Y, et al. Preparation of water-resistant surface coated high-voltage LiNi0.5Mn1.5O4cathode and its cathode performance to apply a water-based hybrid polymer binder to Li-ion batteries[J]Electrochimica Acta, 2017, 224: 429-438.

[9] ZHANG W, LI J, XU L, et al. Optimization for a fuel cell/battery/capacity tram with equivalent consumption minimization strategy[J]Energy Conversion and Management, 2017, 134: 59-69.

[10] LIM J M, OH R G, CHO W, et al. Power characteristics of spinel cathodes correlated with elastic softness and phase transformation for high-power lithium-ion batteries[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 3404-3411.

[11] LIU Y, LU Z, DENG C, et al. A novel LiCoPO4-coated core-shell structure for spinel LiNi0.5Mn1.5O4as a high-performance cathode material for lithium-ion batteries[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 996-1004.

[12] HOEWELING A, STOLL A, SCHMIDT D O, et al. Influence of synthesis, dopants and cycling conditions on the cycling stability of doped LiNi0.5Mn1.5O4spinels[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6349-A6358.

[13] LI Y, WAN S, EITH G M, et al. A novel electrolyte salt additive for lithium-ion batteries with voltages greater than 4.7 V[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm.201601397.

[14] MANCINI M, GABRIELLI G, AXMANN P, et al. Electrochemical performance and phase transitions between 1.5 and 4.9 V of highly-ordered LiNi0.5Mn1.5O4with tailored morphology: Influence of the lithiation method[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6229-A6235.

[15] BANERJEE A, SHILINA Y, ZIV B, et al. On the oxidation state of manganese ions in Li-ion battery electrolyte solutions[J]Journal of the American Chemical Society, 2017, 139: 1738-1741.

[16] KUPPAN S, XU Y, LIU Y, et al. Phase transformation mechanism in lithium manganese nickel oxide revealed by single-crystal hard X-ray microscopy[J]Nature Communications, 2017, 8: doi: 10.1038/ncomms14309.

[17] LIU W, SHI Q, QU Q, et al. Improved Li-ion diffusion and stability of a LiNi0.5Mn1.5O4cathode throughco-doping with dual-metal cations and incorporation of a superionic conductor[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 145-154.

[18] YANG Y, LI S S, ZHANG S, et al. Spherical agglomeration of octahedral LiNi0.5Co4xMn1.5-3xO4cathode material prepared by a continuous coprecipitation method for 5 V lithium-ion batteries[J]Industrial & Engineering Chemistry Research, 2017, 56: 175-182.

[19] WANG H, BEN L, YU H, et al. Understanding the effects of surface reconstruction on the electrochemical cycling performance of the spinel LiNi0.5Mn1.5O4cathode material at elevated temperatures[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 822-834.

[20] HU J, LI W, DUAN Y, et al. Single-particle performances and properties of LiFePO4nanocrystals for Li-ion batteries[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm.201601894.

[21] ZOU Y, CHEN S, YANG X, et al. Suppressing Fe-Li antisite defects in LiFePO4/carbon hybrid microtube to enhance the lithium ion storage[J]Advanced Energy Materials, 2016, 6: 1549-1549.

[22] CHEN S, YU Z, GORDIN M L, et al. A fluorinated ether electrolyte enabled high performance prelithiated graphite/sulfur batteries[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 6959-6966.

[23] GAO H, XIAO L, PLUMEL I, et al. Parasitic reactions in nanosized silicon anodes for lithium-ion batteries[J]Nano Letters, 2017: doi: 10.1021/acs.nanolett.6b04551.

[24] HOELTGEN C, LEE J E, JANG B Y. Stepwise carbon growth on Si/SiOx core-shell nanoparticles and its effects on the microstructures and electrochemical properties for high-performance lithium-ion battery's anode[J]Electrochimica Acta, 2016, 222: 535-542.

[25] SHEN C, GE M, LUO L, et al.andtem study of lithiation behaviours of porous silicon nanostructures[J]Scientific Reports, 2016, 6: doi: 10.1038/srep31334.

[26] ARAI J, GOTOH K, SAYAMA R, et al. Slow stabilization of Si-Li alloys formed during charge and discharge of a Si-C mixed electrode studied by in situ solid-state Li-7 nuclear magnetic resonance spectroscopy[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6334-A6340.

[27] CHEN S, SHEN L, VAN AKEN P A, et al. Dual-functionalized double carbon shells coated silicon nanoparticles for high performance lithium-ion batteries[J]Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma.201605650.

[28] LEE S J, KIM H J, HWANG T H, et al. Delicate structural control of Si-SiO-C compositehigh-speed spray pyrolysis for Li-ion battery anodes[J]Nano Letters, 2017, doi: 10.1021/acs.nanolett. 6b05191.

[29] WANG J, TANG H, ZHANG L, et al. Multi-shelled metal oxides preparedan anion-adsorption mechanism for lithium-ion batteries[J]Nature Energy, 2016, 1: doi: 10.1038/nenergy.201650.

[30] CAMACHO-FORERO L E, SMITH T W, BALBUENA P B. Effects of high and low salt concentration in electrolytes at lithium-metal anode surfaces[J]Journal of Physical Chemistry C, 2017, 121: 182-194.

[31] ZENG L, ICHIKAWA T, KAWAHITO K, et al. Bulk-type all-solid-state lithium-ion batteries: Remarkable performances of a carbon nanofiber-supported MgH2composite electrode[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 2261-2266.

[32] COOK J B, DETSI E, LIU Y, et al. Nanoporous tin with a granular hierarchical ligament morphology as a highly stable Li-ion battery anode[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 293-303.

[33] FANG Z, MA Q, LIU P, et al. Novel concentrated Li (FSO2)(-C4F9SO2)N -based ether electrolyte for superior stability of metallic lithium anode[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 4282-4289.

[34] QIN P, WANG M, LI N, et al. Bubble-sheet-like interface design with an ultrastable solid electrolyte layer for high-performance dual-ion batteries[J]Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma.201606805.

[35] BARAI P, HUANG B, DILLON S J, et al. Mechano-electrochemical interaction gives rise to strain relaxation in Sn electrodes[J]Journal of the Electrochemical Society, 2016, 163: A3022-A3035.

[36] JIANG Y, LI Y, ZHOU P, et al. Ultrafast, highly reversible, and cycle-stable lithium storage boosted by pseudocapacitance in Sn-based alloying anodes[J]Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma.201606499.

[37] LIN C F, KOZEN A C, NOKED M, et al. ALD protection of Li-metal anode surfaces-quantifying and preventing chemical and electrochemical corrosion in organic solvent[J]Advanced Materials Interfaces, 2016, 3: doi: 10.1002/admi.201600426.

[38] LIU K, PEI A, LEE H R, et al. Lithium metal anodes with an adaptive "solid-liquid" interfacial protective layer[J]Journal of the American Chemical Society, 2017, doi: 10.1021/jacs.6b13314.

[39] LIU Y, LIN D, YUEN P Y, et al. An artificial solid electrolyte interphase with high Li-ion conductivity, mechanical strength, and flexibility for stable lithium metal anodes[J]Advanced Materials, 2017, 29: doi: 10.1002/adma.201605531.

[40] PEI A, ZHENG G, SHI F, et al. Nanoscale nucleation and growth of electrodeposited lithium metal[J]Nano Letters, 2017, 17: 1132-1139.

[41] XIE K, YOU Y, YUAN K, et al. Ferroelectric-enhanced polysulfide trapping for lithium-sulfur battery improvement[J]Advanced Materials, 2017, 29: doi: 10.1002/adma.201604724.

[42] HARUTA M, OKUBO T, MASUO Y, et al. Temperature effects on SEI formation and cyclability of Si nanoflake powder anode in the presence of SEI-forming additives[J]Electrochimica Acta, 2017, 224: 186-193.

[43] LU Q, HE Y B, YU Q, et al. Dendrite-free, high-rate, long-life lithium metal batteries with a 3D cross-linked network polymer electrolyte[J]Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017, doi: 10.1002/adma.201604460.

[44] FARHAT D, GHAMOUSS F, MAIBACH J, et al. Adiponitrile-LiTFSI solution as alkylcarbonate free electrolyte for LTO/NMC Li-ion batteries[J]Chemphyschem : A European Journal of Chemical Physics and Physical Chemistry, 2017, doi: 10.1002/cphc.201700058.

[45] GAO H, XIAO L, PLUEME I, et al. Parasitic reactions in nanosized silicon anodes for lithium-ion batteries[J]Nano Letters, 2017, 17: 1512-1519.

[46] BUSS H G, CHAN S Y, LYND N A, et al. Nonaqueous polyelectrolyte solutions as liquid electrolytes with high lithium ion transference number and conductivity[J]Acs Energy Letters, 2017, 2, 481-487.

[47] HAN J G, PARK I, CHA J, et al. Interfacial architectures derived by lithium difluoro(bisoxalato) phosphate for lithium-rich cathodes with superior cycling stability and rate capability[J]ChemElectroChem, 2017, 4: 56-65.

[48] DOMI Y, DOI T, OCHIDA M, et al. Intercalation/de-intercalation reactions of lithium ion at graphite in electrolyte solutions containing 3D-transition-metal ions and cyclic ethers[J]Journal of the Electrochemical Society, 2016, 163: A2849-A2853.

[49] KANG Y S, PARK M S, PARK I, et al. Tetrathiafulvalene as a conductive film-making additive on high-voltage cathode[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 3590-3595.

[50] SUN X G, WAN S, GUANG H Y, et al. New promising lithium malonatoborate salts for high voltage lithium ion batteries[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 1233-1241.

[51] AGUESSE F, MANALASTAS W, BUANNIC L, et al. Investigating the dendritic growth during full cell cycling of garnet electrolyte in direct contact with Li metal[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 3808-3816.

[52] BRAGA M H, GRUNDISH N S, MURCHISON A J, et al. Alternative strategy for a safe rechargeable battery[J]Energy & Environmental Science, 2017, 10: 331-336.

[53] LIN C F, KOZEN A C, NOKED M, et al. ALD protection of Li-metal anode surfaces - quantifying and preventing chemical and electrochemical corrosion in organic solvent[J]Advanced Materials Interfaces, 2016, 3: 426-426.

[54] KIM K, PARK I, HA S Y, et al. Understanding the thermal instability of fluoroethylene carbonate in LiPF6-based electrolytes for lithium ion batteries[J]Electrochimica Acta, 2017, 225: 358-368

[55] KOBAYASHI Y, SHONO K, KOBAYASHI T, et al. A long life 4 V class lithium-ion polymer battery with liquid-free polymer electrolyte[J]Journal of Power Sources, 2017, 341: 257-263.

[56] KATO Y, HORI S, SAITO T, et al. High-power all-solid-state batteries using sulfide superionic conductors[J]Nature Energy, 2016, 1: doi: 10.1038/nenergy.201630.

[57] TAKAMI N, YOSHIMA K, HARADA Y. 12 V-class bipolar lithium-ion batteries using Li4Ti5O12anode for low-voltage system applications[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6254-A6259.

[58] ZHU Y G, LIU Q, RONG Y, et al. Proton enhanced dynamic battery chemistry for aprotic lithium-oxygen batteries[J]Nature Communications, 2017, 8: doi: 10.1038/ncomms14308.

[59] LI Z, GANAPATHY S, XU Y, et al. Understanding the electrochemical formation and decomposition of Li2O2and LiOH with operando X-ray diffraction[J]Chemistry of Materials : A Publication of the American Chemical Society, 2017, 29: 1577-1586.

[60] LIM H D, LEE B, ZHENG Y, et al. Rational design of redox mediators for advanced Li-O2batteries[J]Nature Energy, 2016, 1: doi: 10.1038/nenergy.201666.

[61] CHEN T, CHENG B, ZHU G, et al. Highly efficient retention of polysulfides in "sea urchin"-like carbon nanotube/nanopolyhedra superstructures as cathode material for ultralong-life lithium-sulfur batteries[J]Nano Letters, 2017, 17: 437-444.

[62] CHEN W, QIAN T, XIONG J, et al. A new type of multifunctional polar binder: Toward practical application of high energy lithium sulfur batteries[J]Advanced materials (Deerfield Beach, Fla.), 2017: doi: 10.1002/adma.201605160.

[63] CHEN Y, LU S, ZHOU J, et al. 3D graphene framework supported Li2S coated with ultra-thin Al2O3films: Binder-free cathodes for high-performance lithium sulfur batteries[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 102-112.

[64] BAI S, LIU X, ZHU K, et al. Metal-organic framework-based separator for lithium-sulfur batteries[J]Nature Energy, 2016, 1: doi: 10.1038/nenergy.201694.

[65] MAO Y, LI G, GUO Y, et al. Foldable interpenetrated metal-organic frameworks/carbon nanotubes thin film for lithium-sulfur batteries[J]Nature Communications, 2017, 8: doi: 10.1038/ncomms14628.

[66] PENG H J, HUANG J Q, LIU X, et al. Healing high-loading sulfur electrodes with unprecedented long cycling life: The spatial heterogeneity control[J]Journal of the American Chemical Society, 2017, doi: 10.1021/jacs.6b12358.

[67] SUZUKI K, TATEISHI M, NAGAO M, et al. Synthesis, structure, and electrochemical properties of a sulfur-carbon replica composite electrode for all-solid-state Li-S batteries[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6178-A6183.

[68] HARMS N, HEINS T P, SCHROEDER U. Application of localized electrochemical impedance spectroscopy to lithium-ion cathodes and in situ monitoring of the charging process[J]Energy Technology, 2016, 4: 1514-1519.

[69] LONG B R, RINALDO S G, GALLAGHER K G, et al. Enabling high-energy, high-voltage lithium-ion cells: Standardization of coin-cell assembly, electrochemical testing, and evaluation of full cells[J]Journal of the Electrochemical Society, 2016, 163: A2999-A3009.

[70] YOSHIDA N, SAKAMOTO T, KUWATA N, et al.Evaluation of mechanical and electrochemical degradation in silicon negative electrode for lithium-ion secondary batteries[C]2016 IEEE 16th International Conference on Nanotechnology (IEEE-Nano), 2016: 974-977.

[71] TAKATA K.imaging of Li intercalation in graphite particles in an Li-ion battery[J]Journal of Microscopy, 2017, doi: 10.1111/jmi.12533.

[72] HEINS T P, HARMS N, SCHRAMM L S, et al. Development of a new electrochemical impedance spectroscopy approach for monitoring the solid electrolyte interphase formation[J]Energy Technology, 2016, 4: 1509-1513.

[73] ZAMPARDI G, BATCHELOR-MCAULEY C, KATELHON E, et al. Lithium-ion-transfer kinetics of single LiMn2O4particles[J]Angewandte Chemie, 2017, 56: 641-644.

[74] GONG Y, ZHANG J, JIANG L, et al.atomic-scale observation of electrochemical delithiation induced structure evolution of LiCoO2cathode in a working all-solid-state battery[J]Journal of the American Chemical Society, 2017, doi: 10.1021/jacs.6b13344.

[75] KEIL P, JOSSEN A. Calendar aging of NCA lithium-ion batteries investigated by differential voltage analysis and coulomb tracking[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6066-A6074.

[76] SINA M, ALVARADO J, SHOBUKAWA H, et al. Direct visualization of the solid electrolyte interphase and its effects on silicon electrochemical performance[J]Advanced Materials Interfaces, 2016, 3: doi: 10.1002/admi.201600438.

[77] ZAMPARDI G, BATCHELOR-MCAULEY C, KATELHON E, et al. Lithium-ion-transfer kinetics of single LiMn2O4particles[J]Angewandte Chemie-International Edition, 2017, 56: 641-644.

[78] BILLAUD J, BOUVILLE F, MAGRINI T, et al. Magnetically aligned graphite electrodes for high-rate performance Li-ion batteries[J]Nature Energy, 2016, 1: doi: 10.1038/nenergy.201697.

[79] BITON M, YUFIT V, TARIQ F, et al. Enhanced imaging of lithium ion battery electrode materials[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6032-A6038.

[80] BHAWAY S M, QIANG Z, XIA Y, et al. Operando grazing incidence small-angle X-ray scattering/X-ray diffraction of model ordered mesoporous lithium-ion battery anodes[J]Acs Nano, 2017, 11: 1443-1454.

[81] COOK J B, LIN T C, DETSI E, et al. Using X-ray microscopy to understand how nanoporous materials can be used to reduce the large volume change in alloy anodes[J]Nano Letters, 2017, 17: 870-877.

[82] MAIER J, PFEIFFER B, VOLKERT C A, et al. Three-dimensional microstructural characterization of lithium manganese oxide with atom probe tomography[J]Energy Technology, 2016, 4: 1565-1574.

[83] Sun F, Markoetter H, Manke I, et al. Complementary X-ray and neutron radiography study of the initial lithiation process in lithium-ion batteries containing silicon electrodes[J]Applied Surface Science, 2017, 399: 359-366.

[84] ALEXANDER K C, GANESH P, CHI M, et al. Grain boundary stability and influence on ionic conductivity in a disordered perovskite-a first-principles investigation of lithium lanthanum titanate[J]Mrs Communications, 2016, 6: 455-463.

[85] DENG L, YANG W H, LYU X, et al.NMR diffusion coefficients assessment of lithium ion conductor using electrochemical priors and Arrhenius constraint-A computational study[J]Chinese Chemical Letters, 2017, 28: 362-366.

[86] KANEKO Y, PARK J, YOKOTSUJI H, et al. Cathode solid electrolyte interface's function originated from salt type additives in lithium ion batteries[J]Electrochimica Acta, 2016, 222: 271-279.

[87] SHI L, XU A, ZHAO T. First-principles investigations of the working mechanism of 2D h-BN as an interfacial layer for the anode of lithium metal batteries[J]Acs Applied Materials & Interfaces, 2017, 9: 1987-1994.

[88] SUN Y, WANG Y. New insights into the electroreduction of ethylene sulfite as an electrolyte additive for facilitating solid electrolyte interphase formation in lithium ion batteries[J]Physical Chemistry Chemical Physics : PCCP, 2017, doi: 10.1039/c6cp07646g.

[89] HECKMANN A, KROTT M, STREIPERT B, et al. Suppression of aluminum current collector dissolution by protective ceramic coatings for better high-voltage battery performance[J]Chemphyschem : A European Journal of Chemical Physics and Physical Chemistry, 2017, 18: 156-163.

[90] LETICHE M, EUSTACHE E, FREIXAS J, et al. Atomic layer deposition of functional layers for on chip 3D Li-ion all solid state microbattery[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm.201601402.

[91] CHAPMAN N, BORODIN O, YOON T, et al. Spectroscopic and density functional theory characterization of common lithium salt solvates in carbonate electrolytes for lithium batteries[J]Journal of Physical Chemistry C, 2017, 121: 2135-2148.

[92] CHEN X, CHEN F, JONSSON E, et al. Molecular dynamics study of a dual-cation ionomer electrolyte[J]ChemPhysChem, 2017, 18: 230-237.

[93] CHEN Y, CHENG Y, LI J, et al. Lattice-cell orientation disorder in complex spinel oxides[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm.201601950.

[94] DATHAR G K P, BALACHANDRAN J, KENT P R C, et al. Li-ion site disorder driven superionic conductivity in solid electrolytes: A first-principles investigation of beta-Li3PS4[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 1153-1159.

[95] DIXIT M, MARKOVSKY B, AURBACH D, et al. Unraveling the effects of Al doping on the electrochemical properties of LiNi0.5Co0.2Mn0.3O2using first principles[J]Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164: A6359-A6365.

[96] SANDER J S, ERB R M, LI L, et al. High-performance battery electrodesmagnetic templating[J]Nature Energy, 2016, 1: doi: 10.1038/nenergy.2016,99.

[97] BANERJEE A, ZIV B, SHILINA Y, et al. Multifunctional manganese ions trapping and hydrofluoric acid scavenging separator for lithium ion batteries based on poly(ethylene-alternate-maleic acid) dilithium salt[J]Advanced Energy Materials, 2017, 7: doi: 10.1002/aenm. 201601556.

[98] BANERJEE A, ZIV B, LUSKI S, et al. Increasing the durability of Li-ion batteries by means of manganese ion trapping materials with nitrogen functionalities[J]Journal of Power Sources, 2017, 341: 457-465.

[99] FAN L, ZHUANG H L, GAO L, et al. Regulating Li deposition at artificial solid electrolyte interphases[J]Journal of Materials Chemistry A, 2017, 5: 3483-3492.

[100] SALIAN G D, LEBOUIN C, DEMOULIN A, et al. Electrodeposition of polymer electrolyte in nanostructured electrodes for enhanced electrochemical performance of thin-film Li-ion microbatteries[J]Journal of Power Sources, 2017, 340: 242-246.

Reviews of selected 100 recent papers for lithium batteries（Feb. 1，2017 to Mar. 31，2017）

CHEN Bin, WU Yida, ZHAN Yuanjie, CHEN Yuyang, WANG Hao, ZHAO Junnian, JIN Zhou, ZHANG Hua, YU Hailong, BEN Liubin, 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 2196 papers online from Feb. 1, 2017 to Mar. 31, 2017. 100 of them were selected to be highlighted. Layered oxide and high voltage spinel cathode materials are still under extensive investigations for studying Li+intercalation-deintercalation mechanism and evolution of surface structure, and the influences of doping, coating and interface modifications on their cycling performances. Large efforts were devoted to Si based composite and metallic lithium anode materials. In-situ technologies are used to analyze the kinetic process and SEI and theoretical work covers the machnism for Li storage, kinetics, SEI and solid state electrolytes. There are a few papers related to electrolyte additives, solid state electrolyte, lithium batteries, Li/S batteries, Li-air batteries, and modeling.

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

10.12028/j.issn.2095-4239.2017.0046

TM 911

A

2095-4239（2017）03-572-12

2017-04-17；

2017-04-19。

陳彬（1989—），男，博士研究生，研究方向為鋰離子正極材料，Email：chenbin20081552@163.com；

黃學杰，研究員，研究方向為鋰離子電池及其關鍵材料，E-mail：xjhuang@iphy.ac.cn。