張 華，田 豐，起文斌，金 周，趙俊年，武懌達，詹元杰，俞海龍，賁留斌，劉燕燕，黃學杰

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鋰電池百篇論文點評（2018.12.1—2019.1.31）

張 華，田 豐，起文斌，金 周，趙俊年，武懌達，詹元杰，俞海龍，賁留斌，劉燕燕，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(guān)鍵詞檢索了Web of Science從2018年12月1日至2019年1月31日上線的鋰電池研究論文，共有2472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(jié)構(gòu)和表面結(jié)構(gòu)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。硅基和錫基復(fù)合負極材料研究側(cè)重于嵌脫鋰機理以及SEI界面層，金屬鋰負極的研究側(cè)重于通過集流體和表面覆蓋層的設(shè)計以及電解液添加劑來提高其循環(huán)性能。固態(tài)電解質(zhì)、電解液添加劑、固態(tài)電池、鋰硫電池的論文也有多篇。原位分析偏重于界面SEI和電極反應(yīng)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，還有多篇針對電池分析、電池管理系統(tǒng)技術(shù)的研究論文。

鋰電池；正極材料；負極材料；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

TATARA等[1]用三電極研究了鈷酸鋰在不同電壓下循環(huán)的電化學阻抗譜，發(fā)現(xiàn)在高壓下電化學阻抗譜低頻部分的界面轉(zhuǎn)移電阻會顯著提高，而電化學阻抗譜的高頻部分鋰離子吸附和解離電阻幾乎不變。TSUKASAKI等[2]對鋰離子電池正極材料LiNi1/3Mn1/3Co1/3O2（NMC）的熱行為進行了研究，差示掃描量熱儀對混合后的材料加熱分析發(fā)現(xiàn)在大約255 ℃和306 ℃時有放熱反應(yīng)，加熱到290 ℃時，部分LiPF6會分解產(chǎn)生LiF，而加熱到330 ℃時，會在NMC材料內(nèi)部產(chǎn)生納米尺寸的堆垛層錯，意味著有O2的釋放，說明LiPF6和NMC材料的內(nèi)部結(jié)構(gòu)變化直接與其熱反應(yīng)峰有關(guān)。QIAN等[3]用Al(NO3)3·9H2O、LiNO3和NH4F的混合物包覆了LiCoO2正極材料，發(fā)現(xiàn)表面包覆層不但阻止了電解液的分解，還減少了Co的溶解，從而使材料在4.55 V電壓下也有很好的循環(huán)性能。YU等[4]用掃描透射電鏡研究了富鋰錳基材料在不同溫度下充放電的結(jié)構(gòu)變化，發(fā)現(xiàn)材料充放電時呈現(xiàn)核殼結(jié)構(gòu)—內(nèi)部為層狀結(jié)構(gòu)，表面為尖晶石/鹽巖結(jié)構(gòu)。這種表面結(jié)構(gòu)隨著溫度的升高而不斷加速產(chǎn)生。DUAN等[5]采用同步輻射X射線衍射研究了富鎳三元正極材料NCM-71515在不同合成溫度和燒結(jié)時間中的結(jié)構(gòu)有序度和表面Li2CO3的分解過程。在某個溫度下，隨著燒結(jié)時間的延長，材料都經(jīng)歷了先有序后無序化的過程，這意味著存在一個能夠?qū)崿F(xiàn)最大有序程度的最佳時間，同時表面Li2CO3含量和氧空位也會隨著燒結(jié)溫度和時間變化，兩者是高度相關(guān)的。MUKHERJEE等[6]研究了NCA電極在高溫高壓下表面結(jié)構(gòu)的變化，發(fā)現(xiàn)在高溫高壓下NCA電極阻抗的增加是由于NCA表面結(jié)構(gòu)從層狀向巖鹽相轉(zhuǎn)變引起的，即NCA表面與電解液反應(yīng)導(dǎo)致過渡金屬從3a遷移至3b位置。MU等[7]用同步輻射成像法研究了Li0.4Ni0.4Mn0.4Co0.2O2層狀材料在熱力學下的氧化還原機理，除了材料發(fā)生宏觀上三維不均勻的相變，材料局部區(qū)域存在過渡金屬化合價扭曲。

1.2 尖晶石正極材料

SHIIBA等[8]研究了少量Cu摻雜對LiNi0.5Mn1.5O4局域?qū)ΨQ性的影響，結(jié)果表明少量的Cu摻雜到錳位能夠促使LiNi0.5Mn1.5O4從Fd-3m相轉(zhuǎn)變?yōu)镻4332相，并且摻銅之后循環(huán)穩(wěn)定性和倍率性能得到提高。CHEN等[9]用第一性原理計算研究了Ti/Ta的表面摻雜對LiNi0.5Mn1.5O4表面結(jié)構(gòu)的影響，發(fā)現(xiàn)Ti/Ta在摻雜過程中容易占據(jù)過渡金屬位置并且降低過渡金屬尤其是Ni的遷移勢壘，導(dǎo)致鎳遷移至空八面體位置從而形成巖鹽相。HENDRIKS等[10]研究了LiMn2O4薄膜電極的晶格取向?qū)﹄娀瘜W性能的影響，結(jié)果表明（100）面相比于（110）和（111）具有最高的容量和最好的放電倍率性能。IDEMOTO等[11]利用中子和同步輻射X射線研究了LiMn2-AlO4在充放電過程中局域電子結(jié)構(gòu)的變化，結(jié)果表明Al摻雜LiMn2O4后，LiMn2O4結(jié)構(gòu)中16d和32e位置在充放電過程中的電子結(jié)構(gòu)改變被顯著抑制，并且AlO6八面體比MnO6八面體更加穩(wěn)定。

1.3 其他正極材料

OTTENY等[12]通過使PVMPT交聯(lián)，使其氧化態(tài)的基團更不易移動，獲得了額外的充放電容量。相比于未交聯(lián)的聚合物，新的材料在保持原有的倍率和循環(huán)性能的基礎(chǔ)上，容量翻倍，且自放電大大減少，3天只有2%。相應(yīng)極片的質(zhì)量百分數(shù)可達70%。WANG等[13]用電化學石英天平研究了自由基聚合物正極PTMA在不同CV掃速下的鋰離子解離過程，先用一種電解液確定質(zhì)量變化信號與電壓信號的一致性，然后對不同電解液進行測試發(fā)現(xiàn)其行為各不相同。定量評估了不同解離機制對質(zhì)量變化的貢獻。

2 負極材料

2.1 硅基負極材料

KIM等[14]對Si-C負極在循環(huán)前后的表面進行了電導(dǎo)的掃描成像，發(fā)現(xiàn)在容量衰減17%左右的時候，已經(jīng)有較厚的SEI在活性物質(zhì)顆粒之間生成，且其電子電導(dǎo)比活性物質(zhì)差很多，說明這種方法可以廣泛用于負極的SEI研究。AGHAJAMALI等[15]將不同尺寸的納米硅與導(dǎo)電介孔石墨烯氣凝膠結(jié)合，合成了硅納米晶/石墨烯氣凝膠納米復(fù)合材料，硅納米晶均勻分布在石墨烯氣凝膠中。納米復(fù)合材料的電化學性能對嵌入硅納米晶體的尺寸有明顯的依賴性，較大的硅納米晶體組成的復(fù)合材料具有較高的初始容量，但在100個周期內(nèi)容量迅速衰減，較小的硅納米晶體組成的復(fù)合材料具有較高的穩(wěn)定性，容量保持率超過90%。CAO等[16]將硅粉在空氣中進行球磨，制備出含氧量可變的無定形SiO。隨著球磨時間的增加，氧含量也增加，在SiO0.37的組成下達到最大值，該材料具有良好的循環(huán)性能和熱穩(wěn)定性。其微觀結(jié)構(gòu)保護了硅與電解質(zhì)的反應(yīng)，抑制了硅相的斷裂，以及循環(huán)和熱退火過程中硅的團聚。熱退火可以使循環(huán)性能進一步提高，初始庫侖效率高，倍率性能好。WANG等[17]在納米硅顆粒上設(shè)計了一種致密的硅殼涂層，從而制造了一種耐壓硅結(jié)構(gòu)。硅表皮層顯著提高了機械穩(wěn)定性，而內(nèi)部多孔結(jié)構(gòu)有效地適應(yīng)了體積膨脹。這種結(jié)構(gòu)能抵抗超過100 MPa的高壓，此外，致密的硅殼減小了表面積，從而提高了初始庫侖效率。采用石墨烯籠進一步封裝，使硅在保持良好的電接觸的同時在籠內(nèi)膨脹，這種結(jié)構(gòu)具有更高的初始庫侖效率，后期庫侖效率迅速提高到>99.5%，在全電池中也具有較好的穩(wěn)定性。WEI等[18]制備了聚苯乙烯-聚(甲基丙烯酸酯)-聚苯乙烯三元共聚物彈性黏結(jié)劑，同時以Ag納米線作為導(dǎo)電添加劑，并以層層噴涂的方法形成層壓導(dǎo)電結(jié)構(gòu)，使Si負極的面密度負載和倍率性能均得到了提高。BATMAZ等[19]使用流體誘導(dǎo)斷裂來使硅納米化，并采用熱裂解工藝來環(huán)化聚丙烯腈（cPAN）黏接劑，形成具有微通道的3D導(dǎo)電負極。這種負極具有非常高的機械穩(wěn)健性，可以適應(yīng)電池充放電過程中發(fā)生的巨大體積變化，表現(xiàn)出良好的電化學性能。LI等[20]將硅納米顆粒均勻分散并固定在片狀石墨上，然后在高溫高壓下通過縮聚和瀝青的表面張力自組裝成微球。其獲得的Si/C微球不僅能耐高壓而且具有很高的振實密度，首周庫侖效率非常高（90.5%），而且循環(huán)穩(wěn)定性也很好。此外，將其和LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2組裝的全電池也表現(xiàn)出良好的循環(huán)性能和倍率性能。

2.2 其他負極材料

JUAREZ-ROBLES等[21]通過電化學和微觀結(jié)構(gòu)分析研究了銅?錫負極材料，在不同的電壓、倍率和短期和長期循環(huán)條件下檢測了電極的電化學性能。采用顯微技術(shù)和光譜技術(shù)對原始電極和循環(huán)電極進行了形貌和成分分析，結(jié)果表明，電極的力學性能退化是導(dǎo)致電容快速衰減的主要原因。電極在較低電壓下（≈0.2 V,Li/Li+）完全形成Li-Sn合金并提供大容量。然而，這導(dǎo)致了大的體積膨脹和活性粒子的開裂和崩解，容量快速衰減。LEE 等[22]采用靜電紡絲法制備了金屬錫納米顆粒的均勻分布多孔碳纖維的復(fù)合材料（Sn/C），并對其進行了簡單的熱處理。Sn@C多孔纖維復(fù)合材料具有良好的長期循環(huán)性能和速率性能，在3.0 A/g電流密度下循環(huán)1000周后仍有675 mA·h/g的容量。納米錫顆粒周圍有大量的空隙，周圍的C可以有效的調(diào)節(jié)納米錫顆粒的體積變化，提高導(dǎo)電性，使液體電解質(zhì)高效的滲透到結(jié)構(gòu)中，因此其能表現(xiàn)出優(yōu)異的電化學性能。NITA等[23]合成了一種表面覆蓋著一層SnO2的小Sn金屬顆粒均勻分散在多孔碳上的復(fù)合材料，并系統(tǒng)研究了其中的錫金屬含量對材料性能的影響，20%負載時Sn金屬顆粒約5 nm，80%負載時Sn金屬顆粒約200 nm。將錫負載從20%提高到80%，成功地降低了不可逆容量，提高了可逆容量。這可能主要與C/Sn復(fù)合材料比表面積的減少和Sn活性種類的增加有關(guān)。DUAN等[24]通過CuBr-和Br-摻雜的石墨烯類薄膜的兩步協(xié)同過程，實現(xiàn)了導(dǎo)電骨架中Li的均勻成核。改性電極調(diào)節(jié)Li成核并生長成粒狀Li金屬，這歸因于CuBr-和Br-摻雜位點的優(yōu)異的親嗜性以及在LiBr表面上的低Li擴散勢壘。ADAIR等[25]使用泡沫銅為原材料在界面生長銅納米纖維，通過熱熔法構(gòu)建3D結(jié)構(gòu)金屬鋰/銅復(fù)合負極，該負極可承受在10 mA/cm2電流密度下循環(huán)200次不產(chǎn)生顯著枝晶。LI等[26]構(gòu)建了聚酰亞胺三維結(jié)構(gòu)金屬鋰負極，區(qū)別于傳統(tǒng)導(dǎo)電三維金屬鋰負極，認為實現(xiàn)金屬鋰在三維結(jié)構(gòu)中的均勻沉積源自于多孔結(jié)構(gòu)可提升鋰離子濃度，并提升離子電導(dǎo)率實現(xiàn)金屬鋰枝晶抑制。JI等[27]提出了一種具有良好的貝納爾堆積結(jié)構(gòu)和少量缺陷的三維雙層石墨烯泡沫，并對其儲鋰容量、過程、動力學和電阻進行了系統(tǒng)的研究。指出鋰原子只能存儲在石墨烯夾層中，并首次提出了石墨碳的平面鋰夾層模型。同時通過理論計算驗證了各階段鋰雙層石墨烯產(chǎn)物的物化性質(zhì)，進一步揭示了規(guī)則的鋰嵌入現(xiàn)象，從而充分說明了這種二維材料的基本儲鋰模式。FAN等[28]將金屬鋰和Al2O3納米顆粒在高溫下反應(yīng)，制成復(fù)合電極。顆粒之間的空隙能夠作為金屬鋰的沉積空間，從而減少電極的體積膨脹。顆粒表面與金屬鋰反應(yīng)形成的Li-Al-O界面可以進行快速的鋰離子傳輸，從而實現(xiàn)鋰快速而均勻的沉積。復(fù)合電極制成的對稱電池可以8 mA/cm2的大電流循環(huán)480周。全電池中，可以使磷酸鐵鋰200周容量保持率從78.4%提升到93.6%，可以使鈦酸鋰循環(huán)超過1200周。SUN等[29]用分子層沉積在金屬鋰表面沉積了聚脲薄膜來抑制鋰枝晶生長。由于其豐富的官能團，10周的聚脲生長就可以使得電極表面的鋰離子流動和沉積更加均勻，在3 mA/cm2的電流密度下，能夠獲得3倍于普通金屬鋰電極的循環(huán)壽命。XPS和TOF-SIMS結(jié)果表明，新電極的SEI中LiF成分較多而Li2O和Li2CO3較少。ZOU等[30]在金屬銅兩面貼上PI膜，在一側(cè)用激光對膜打孔然后對銅進行刻蝕，得到具有超大容納空間的銅箔。由于PI膜的絕緣性，銅箔周邊的電場分布由原先垂直銅箔外表面變成平行，從而使得金屬鋰橫向生長填滿孔洞。這種狀況下即使發(fā)生枝晶生長也不會直接刺穿隔膜造成電池短路。SHI等[31]通過一步軋制方法在Li/CF復(fù)合負極中的碳纖維（CF）和金屬Li之間形成薄的親鋰LiC6層。在Li嵌入LiC6之后，Li與碳的電子偏離提高了碳原子的負性，這使得碳骨架和Li離子之間的結(jié)合更強。Li/CF|Li/CF電池可在90%放電深度下以120 mV的小極化電壓工作90 h以上。ASSEGIE等[32]使用CVD方法生長多層石墨烯和氮化硼對銅表面修飾，從而實現(xiàn)金屬鋰枝晶生長抑制。在醚類電解液下用Li-Cu電池測試，發(fā)現(xiàn)修飾后首周可逆循環(huán)容量可達到46%～61%水平，同時調(diào)節(jié)了鋰在銅界面的沉積過電位。CUI等[33]使用強酸處理碳纖維構(gòu)建多孔碳纖維網(wǎng)絡(luò)，并用于制備金屬鋰負極三維集流體。這種結(jié)構(gòu)能夠有效的抑制金屬鋰負極在高倍率下枝晶生長情況，但過多的界面官能團一定程度地影響負極中可循環(huán)金屬鋰含量。DUAN等[34]使用泡沫銅為基底在表面生長溴化銅，從而改變界面的鋰離子沉積電位和成核效應(yīng)，使三維金屬鋰負極展現(xiàn)出良好的循環(huán)特性和金屬鋰枝晶抑制性能。SALVATIERRA等[35]使用多壁碳納米管界面涂層與金屬鋰負極混合，實現(xiàn)金屬鋰枝晶生長抑制，認為碳納米管界面涂層中的多孔結(jié)構(gòu)可增加鋰離子的傳輸速度從而抑制枝晶生長。CHANG等[36]發(fā)展了一種在銅箔表面生長LiF納米涂層的方法，相較于ALD和其他復(fù)雜的添加劑誘導(dǎo)，新的方法簡單實用，適合大規(guī)模生產(chǎn)。過程及原理如下：在用酸洗掉銅箔表面的氧化層時，銅箔表面會吸附去離子水，這時候再把銅箔放入含LiPF5的DMC溶液中，將會反應(yīng)生成LiF。將這樣的銅箔進行電化學沉積，發(fā)現(xiàn)金屬鋰會垂直表面進行緊致的柱狀生長，且放電容量和庫侖效率有較大提高。FAN等[37]通過在固態(tài)電解質(zhì)和Li金屬之間原位形成富含LiF的固態(tài)電解質(zhì)中間相（SEI）成功地抑制了Li枝晶生長，并阻斷了固態(tài)電解質(zhì)和Li之間的副反應(yīng)，將Li3PS4的室溫臨界電流密度提高到>2 mA/cm2。LIN等[38]研究了金屬鋰在電化學過程中對銅集流體的腐蝕作用，通過計算和實驗發(fā)現(xiàn)金屬鋰與銅在電子的引導(dǎo)下發(fā)生合金化的現(xiàn)象，該過程隨電流增加會有顯著惡化。

3 電解質(zhì)及添加劑

3.1 固態(tài)電解質(zhì)

DIXIT等[39]考慮到在固態(tài)電池中，電極材料以及固態(tài)電解質(zhì)中彎曲度的研究、理解都具有重要意義這一現(xiàn)象，評估了孔洞和空隙對石榴石型Li7La3Zr2O12固態(tài)電解質(zhì)中彎曲度的影響。同步輻射X-ray斷層成像用于獲得不同燒結(jié)溫度（從1050～1150 ℃）下得到的電解質(zhì)的三維重構(gòu)。結(jié)果表明，電解質(zhì)中彎曲度的量級以及彎曲方向各向異性都會隨著燒結(jié)溫度的增加而增長；具有高度非等軸彎曲的電解質(zhì)擁有更低的臨界電流密度。對于全固態(tài)電池，在電解質(zhì)或復(fù)合正極材料中對齊孔洞或消除孔洞將可能實現(xiàn)更高的臨界電流密度和功率密度。ZHOU等[40]為提供一種擁有足夠大的能隙，足以對Li金屬負極沉積和在高電壓可充電電池中從正極氧化物主體中脫出Li離子而不被氧化都穩(wěn)定的固態(tài)聚合物電解質(zhì)，采用了低成本的雙層聚合物固態(tài)電解質(zhì)的策略，使用聚(環(huán)氧乙烷)聚合物（PEO）和Li金屬負極一側(cè)接觸、聚(-甲基-丙二酰胺)（PMA）與正極連接。通過獲得的具有長充放電循環(huán)壽命的全固態(tài)Li/LiCoO2電池，證實了PEO連接的負極一側(cè)可以實現(xiàn)無枝晶、低阻抗的Li金屬負極沉積。PMA與正極連接一側(cè)可以獲得在4 V可充電電池中穩(wěn)定的聚合物/氧化物界面，Li離子脫出時不發(fā)生聚合物的氧化。另外，該工作還證明了鋰離子在電解質(zhì)中的傳輸不受聚合物/聚合物界面的阻礙。PHILIP等[41]將雙(三氟甲烷磺酰)亞胺鋰和一種高度氟化的醚類溶劑逐滴添加到Li7P3S11（LPS）和Li10GeP2S12（LGPS）電解質(zhì)片表面。時間分辨電化學阻抗譜、掃描電子顯微鏡和X射線能量色散譜表明溶劑能夠完全滲透到LGPS的體相中，從而減小了阻抗。但是由于LPS在TTE溶劑中具有較高的溶解度，導(dǎo)致在電解質(zhì)片表面形成LPS-TTE界面層，因此總阻抗反而有所增加。通過Li-Li對稱電池研究了電解質(zhì)的性能，經(jīng)過改性后，LGPS為電解質(zhì)的對稱電池電流密度增大了一個數(shù)量級，以原始的LPS為電解質(zhì)的對稱電池循環(huán)兩周即短路，經(jīng)過改性后循環(huán)100周未出現(xiàn)短路。XU等[42]提出通過碳退火去除石榴石型固體電解質(zhì)表面的Li2CO3，并用等離子增強化學氣相沉積（PECVD）在電解質(zhì)表面引入Li3N層，相比于Li2CO3鈍化層，Li3N不僅是一種良好的Li+導(dǎo)體，而且與石榴石型電解質(zhì)表面和鋰金屬負極都具有良好的潤濕性。此外，Li3N層的引入不僅使鋰負極與石榴石型電解質(zhì)具有穩(wěn)定的接觸，而且在較長的循環(huán)壽命內(nèi)防止了鋰金屬直接還原電解質(zhì)。用全固態(tài)Li/LiFePO4電池進行電化學性能測試表明，對電解質(zhì)進行Li3N表面修飾后，電池在40 ℃下表現(xiàn)出較高的循環(huán)效率和較好的穩(wěn)定性。LIM等[43]提出了一種液相合成硫化物電解質(zhì)的新方法。通過引入中間體LiSC2H5，可以讓P2S5溶解在四氫呋喃中，然后加入Li2S，即可反應(yīng)生成不溶的Li3PS4，且顆粒的尺寸一致性很好。除了具有相較于固態(tài)方法的、無需高溫和球磨等漫長等待過程的優(yōu)點以外，新的合成方法對于其他液相方法也有優(yōu)勢：其副產(chǎn)物溶于溶劑，易于去除。拉曼和XRD確認了產(chǎn)物為純相，而電導(dǎo)率也與其他液相方法的產(chǎn)物類似，甚至更好。SWAMY等[44]在單晶Li6La3ZrTaO12（石榴石）上進行鋰電極枝晶生長穿透實驗，來考察鋰枝晶刺穿易碎的電解質(zhì)的控制因素。使用單晶上是為了避免晶界作為鋰金屬生長的途徑。作者使用維氏顯微壓痕儀在Li6La3ZrTaO12單晶表面產(chǎn)生一定尺寸的壓痕。鋰金屬電極位于壓痕一面，單晶另一面使用金做為電流收集電極。施加不同電流后，產(chǎn)生的鋰枝晶穿透單晶石榴石而造成短路。使用光學顯微鏡對枝晶產(chǎn)生的位置進行觀察，顯示鋰枝晶的生長并不從大的維氏裂縫開始。作者對實驗電池進行電場分布模擬發(fā)現(xiàn)，在電極邊緣10mm范圍內(nèi)會產(chǎn)生強度很高的電場，因此會產(chǎn)生很強的局部電化學機械應(yīng)力，這說明鋰枝晶生長位置有可能是與局部電化學機械應(yīng)力的強度有關(guān)。CALPA等[45]為研究通過液相法合成的Li7P3S11固態(tài)電解質(zhì)應(yīng)用于全固態(tài)電池中的電化學表現(xiàn)，分別采用液相法以及傳統(tǒng)球磨法制備了Li7P3S11固態(tài)電解質(zhì)，將兩種方法制備的Li7P3S11固態(tài)電解質(zhì)應(yīng)用于全固態(tài)電池復(fù)合正極合成中，并分別與LiNi1/3Co1/3Mn1/3O2正極材料裝配成全固態(tài)電池研究了其電化學性能。結(jié)果表明，相比于球磨法，液相法制備的更小顆粒尺寸的固態(tài)電解質(zhì)可以使在復(fù)合正極中固態(tài)電解質(zhì)在活性物質(zhì)顆粒間分布更好；使用小尺寸固態(tài)電解質(zhì)有利于在復(fù)合正極中獲得更好的Li離子傳輸通道，從而在全固態(tài)電池中實現(xiàn)更好的電化學性能。另外，通過對液相法合成的固態(tài)電解質(zhì)充放電測試后結(jié)構(gòu)的研究，表明Li7P3S11是對充放電測試穩(wěn)定的。CHOI等[46]考慮到相比于機械球磨法，使用液相法可以制備出更小尺寸的固態(tài)電解質(zhì)，從而促進在復(fù)合正極中固態(tài)電解質(zhì)與活性材料更緊密地連接這一情況，首次直接通過液相法制備得到了棒狀的Li6PS5Cl固態(tài)電解質(zhì)（具有室溫下1.1× 10-3S/cm的高離子傳導(dǎo)率），并將其應(yīng)用于復(fù)合正極中，對其電池性能進行了研究。結(jié)果表明，通過液相法制得的該電解質(zhì)可以在復(fù)合正極中形成更有利的鋰離子傳輸通道以及更好的活性材料與固態(tài)電解質(zhì)間的固固界面，使得復(fù)合正極表現(xiàn)出更好的電化學性能。KRAFT等[47]為探索更好的離子導(dǎo)體，系統(tǒng)地研究了異價取代在Li6+xP1-GeS5I中的影響。結(jié)果表明，隨著Ge含量增長，陰離子位無序被誘導(dǎo)，離子運動的活化能壘明顯下降，從而實現(xiàn)了至今為止鋰硫銀鍺礦最快的傳導(dǎo)率[冷壓態(tài)下（5.4± 0.8）mS/cm，燒結(jié)下（18.4 ± 2.7）mS/cm]，這樣的高離子傳導(dǎo)率實現(xiàn)了厚電極固態(tài)電池的成功應(yīng)用（150個循環(huán)下幾乎沒有容量衰減）。該工作為設(shè)計性能更優(yōu)的固態(tài)電解質(zhì)提供了一個新的思路。

3.2 其他電解液/添加劑

DAI等[48]將十六烷基三甲基氯化銨（CTAC）作為電解質(zhì)添加劑，可以通過疏硅排斥機制抑制鋰枝晶的生長。在對稱Li|Li電池中可以獲得1.0mA/cm2下300 h的優(yōu)異循環(huán)性能和高達4mA/cm2的倍率性能。YOO等[49]報道了作為鋰金屬負極的碳酸酯類電解質(zhì)的共溶劑甲苯。甲基甲苯的給電子性質(zhì)在通常使用的碳酸酯溶劑之前改變甲苯的還原，導(dǎo)致更均勻和剛性的SEI層。該研究揭示了芳族化合物在改善鋰金屬負極中SEI層穩(wěn)定性方面的有用性，特別是通過調(diào)節(jié)苯環(huán)的電子密度。DOKKO等[50]研究了高濃度的LiBF4和環(huán)丁砜類離子液體離子傳輸性質(zhì)，發(fā)現(xiàn)環(huán)丁砜的砜基團和BF4-能夠為Li離子提供額外配體，Li離子在給配體之間的跳躍傳導(dǎo)能夠增加高濃度砜基電解質(zhì)的鋰離子擴散系數(shù)。PHAM等[51]研發(fā)不可燃的液體電解液，以1 mol/L LiPF6為鹽，以碳酸丙烯酯（PC）、氟化碳酸鹽線性共溶劑為溶劑（DFDEC），F(xiàn)EC為添加劑配置電解液。該電解液不可燃，且耐氧化，可使富鋰層狀正極充電至5 V，電化學性能得到了較大的提高。QIAO 等[52]以離子液體LiTFSI/Pyr13TFSI作為正極電解質(zhì)，以LiTFSI/DEGDME作為負極電解質(zhì)，并以金屬-有機基隔膜進行正負極電解液分離。具有該結(jié)構(gòu)的LiNi0.5Mn1.5O4/graphite全電池顯示出了優(yōu)異的電化學性能，在55 ℃下1000周后仍有83.8%的容量保持率。XU等[53]將氟代碳酸乙烯酯（FEC）和1,3-丙二醇環(huán)硫酸酯（PCS）作為SiO-C/LiNi0.5Mn1.5O4全電池的添加劑，使其電化學性能得到了改善。該混合添加劑可以在負極少量形成LiF、硫酸鹽和有機亞硫酸鹽等具有離子導(dǎo)電性的SEI成分，抑制碳酸酯的還原分解，同時可在正極形成均勻穩(wěn)定的界面膜，抑制過渡金屬的溶解和活性鋰的損失。一般認為，由于水的冰點為零度，所以使用水系電解液的鋰離子電池在零度以下無法使用。HE等[54]通過提出一種“水中離子聚合物”類型的電解質(zhì)來解決與電解質(zhì)毒性和安全性相關(guān)的問題，該電解質(zhì)通過非氟化，廉價且無毒的超吸收劑替代水中的有機溶劑和昂貴且有毒的氟化鋰鹽。具有50%（質(zhì)量分數(shù)，余同）離聚物的凝膠在20 ℃時電導(dǎo)率為6.5 mS/cm。ZHANG等[55]提出了基于四甲基脲的、鋰相容的和強聚硫化物溶劑化的高介電電解質(zhì)。在Li|Li對稱電池中實現(xiàn)了超過200 h的循環(huán)，顯示出四甲基脲基電解質(zhì)與鋰金屬的良好相容性。Li-S電池的能量密度達到1524 mA·h/g。SUN等[56]以Al2O3納米纖維作為電解液添加劑，經(jīng)過循環(huán)，會在富鎳層狀正極LiNi0.88Co0.09Al0.03O2的顆粒和極片的表面形成Li-Al-O和Li-Al-F等物質(zhì)，可抑制顆粒裂紋的產(chǎn)生，同時穩(wěn)定的界面膜可以有效的抑制HF的刻蝕，使富鎳層狀正極的常溫和高溫的電化學性能均得到提高。TORNHEIM等[57]研究電解液對LiNi0.5Mn0.3Co0.2O2（NMC532）表面的降解作用，研究了含3種不同添加劑的電解液。認為電解液的氧化是通過從正極到原子的陰離子氧的轉(zhuǎn)化，再轉(zhuǎn)化為氧氣，或是通過從溶劑到正極的原子氫的轉(zhuǎn)移，接著OH官能團繼續(xù)氧化并釋放質(zhì)子，導(dǎo)致電解液酸化。高氟的電解液中這些現(xiàn)象則較少，對正極表面的降解作用較小。YUE[58]等以三(五氟苯基)硼烷作為LiNi0.5Mn1.5O4/Li的電解液添加劑，認為硼元素和五氟苯可以在鋰負極和正極的表面形成均勻穩(wěn)定的界面層，可抑制電解液的分解、正極的粉碎以及鋰枝晶的生長，電化學性能得到了較大的提高，在0.5C下充電4.95 V時，效率可達99.2%以上，且500周后容量保持率仍高達90%以上。DAI等[59]使用十六烷基三甲基氯化銨表面活性劑作為電解液添加劑抑制金屬鋰枝晶生成，認為表面活性劑在金屬鋰界面因電場分布聚集形成憎鋰層，從而使鋰離子在界面沉積更為均勻，同時改善金屬鋰負極的充放電倍率特性。

4 電池技術(shù)

4.1 固態(tài)電池

OUKASSI等[60]制備了透明的全固態(tài)鋰離子電池。采用LiPON電解質(zhì)并對正負極進行結(jié)構(gòu)設(shè)計，使其只在平面中的部分位置占據(jù)肉眼不可分辨的空間，大部分的光將能從電解質(zhì)中不含正負極材料的部分透射出去。該電池在已報道的透明電池中具有最高的容量，且能循環(huán)超過100周，每周僅有0.08%的容量損失。LI等[61]通過使用人造固體電解質(zhì)中間相（ASEI），防止Li-Sn合金基底上的Li沉積物與電解液反應(yīng)。該ASEI層具有柔韌性、穩(wěn)定性、離子導(dǎo)電性和電絕緣性，用于Li沉積/剝離，在 1 mA/cm2的電流密度下平均庫侖效率為98.4%。ALEXANDER等[62]以Li2SiO3為LiNi0.33Mn0.33Co0.33O2（NMC）和電解質(zhì)Li6.28La3Zr2Al0.24O12的緩沖層，該緩沖層可以改善正極與橄欖石電解質(zhì)的界面，同時可以促進鋰離子的擴散，改善全固態(tài)電池的電化學性能。PARK等[63]為提高全固態(tài)鋰離子電池中復(fù)合正極的堆積密度，研究了在復(fù)合正極中使用兩種尺寸分布的固態(tài)電解質(zhì)的影響。結(jié)果表明，使用充分混合的兩種尺寸固態(tài)電解質(zhì)合成的復(fù)合正極確實可以最小化復(fù)合正極的空隙，最大化其堆積密度，從而提高了全固態(tài)電池的電化學性能。RIPHAUS等[64]為實現(xiàn)薄的、柔性的固態(tài)電解質(zhì)（SE）層的應(yīng)用，著重于硫化物固態(tài)電解質(zhì)Li10SnP2S12（LSPS）的漿料基加工工藝研究，探索了不同聚合物作為SE片黏結(jié)劑的適用性。結(jié)果表明，使用黏結(jié)劑的種類、含量都會強烈地影響SE/聚合物復(fù)合片材的最終性能。在所測試的聚合物中，HNBR表現(xiàn)出最好的結(jié)果，其次是PIB 和PEVA，而SBR和PMMA都不適合作為該過程的黏結(jié)劑。該工作強調(diào)了對于固體電解質(zhì)片的漿料基加工工藝，仔細選擇黏結(jié)劑是十分重要的。DUAN等[65]提出了用Li-石墨復(fù)合物作為全固態(tài)電池的負極材料，通過把Li-石墨漿料涂到石榴石型固態(tài)電解質(zhì)片表面，實現(xiàn)了同電解質(zhì)良好的浸潤性，獲得了低達11 Ω·cm2的界面電阻，Li金屬為負極時高達381 Ω·cm2。作者通過實驗和模擬計算指出，獲得如此改善主要歸因于Li-石墨復(fù)合物的使用提高了負極的黏度，同時減小了界面反應(yīng)。SANG等[66]提出在固態(tài)金屬鋰電池中的固固界面改善方法，采用AuSi合金層調(diào)節(jié)硫化物電解質(zhì)和金屬鋰界面，使得界面可以提供足夠的電子和離子電導(dǎo)率，進而抑制界面阻抗的增加。該部分工作對固態(tài)電池界面設(shè)計具有很好的借鑒意義。

4.2 鋰空/鋰硫及其他電池技術(shù)

LI等[67]針對碳酸酯基電解質(zhì)Li-S電池電化學機理仍不清晰的問題，應(yīng)用原位X-ray近邊吸收光譜闡明了碳酸酯電解質(zhì)體系中固相Li-S反應(yīng)機制，即在該體系中S會直接轉(zhuǎn)變?yōu)長i2S，而不形成線性多硫化合物。另外基于所發(fā)現(xiàn)的反應(yīng)機制，證明了傳統(tǒng)的環(huán)S8基硫正極材料在碳酸酯基電解質(zhì)中寬的溫度范圍內(nèi)（-20～55 ℃）具有可循環(huán)性；研發(fā)的硫正極結(jié)構(gòu)具有高的硫含量（>65%，質(zhì)量分數(shù)），面負載達到4.0 mg/cm2；Li-S軟包電池在碳酸酯基電解質(zhì)體系下可以可逆地工作。CHANG等[68]使用銅包覆和鎳包覆的碳纖維作為鋰和硫的優(yōu)良載體制備了高能量鋰硫全電池，其中僅使用100%過剩的鋰。金屬包覆的碳纖維賦予了電極機械柔韌性，降低了局部電流密度，同時顯著穩(wěn)定了電極材料，在超過400個半電池充放電循環(huán)過程中，鋰負極的庫侖效率超過了99.89%，硫正極的庫侖效率超過了99.82%。此外，鋰硫全電池的面容量達到3 mA·h/cm2，能量密度達到288 W·h/kg和360 W·h/L，同時表現(xiàn)出了優(yōu)良的循環(huán)穩(wěn)定性（260周穩(wěn)定循環(huán)），在曲率半徑小于1 mm情況下表現(xiàn)出了顯著的彎曲穩(wěn)定性。KANG等[69]報道了一種基于富硫聚合物的鋰硫電池，其中這種富硫聚合物可通過鏈接控制實現(xiàn)大量合成，可調(diào)控電荷轉(zhuǎn)移特性并通過化學相互作用有效抑制多硫化物的穿梭。鋰硫電池獲得了良好的電化學性能，0.1 C時的放電容量高達1346 mA·h/g，10 C時達到833 mA·h/g，500周循環(huán)過程中每周的容量衰減只有0.052%。ZHANG等[70]通過溶劑交換法將硫納米顆粒與不同維度的碳材料進行復(fù)合制備納米復(fù)合物，并作為全固態(tài)鋰硫電池的復(fù)合正極。研究指出，碳導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)不僅作為硫的載體，同時縮短了鋰離子的擴散路徑，有效增強了材料的離子電導(dǎo)率和電子電導(dǎo)率，同時獲得了高的硫負載量。在室溫下，所組裝的全固態(tài)鋰硫電池獲得了目前為止最高的倍率性能和循環(huán)穩(wěn)定性，0.1 C倍率下的放電容量高達1140.9 mA·h/g，400周循環(huán)內(nèi)容量保持率為100%；同時0.25 C倍率下循環(huán)1000周容量保持為834.3 mA·h/g。WANG等[71]將酯基液體添加劑氯甲酸酯引入常規(guī)的Li-O2電池中，實現(xiàn)了該有機分子對氧正極和Li金屬負極的通用效果。Li-O2電池顯示出優(yōu)異的倍率性能，在1000mA/g的大電流密度下具有顯著降低的充電勢。這種有機分子還促進了Li金屬表面固態(tài)電解質(zhì)界面層的形成，從而抑制了Li剝離/沉積過程中Li電極的損耗和體積變化，從而實現(xiàn)了穩(wěn)定的循環(huán)。LEI等[72]用聚丙烯腈（PAN）和聚磷酸銨（APP）對隔膜進行了靜電紡絲處理，處理后的隔膜能夠吸附Li-S電池在循環(huán)過程中產(chǎn)生的多硫粒子從而提高Li-S電池的穩(wěn)定性。LEI等[73]采用凝膠醚類電解液構(gòu)建了一維柔性鋰空電池，通過對材料進行同軸包裹形成線狀鋰空電池，并展示了在大角度對折情況下和高濕度情況下電池的性能。YAO等[74]構(gòu)建了一種柔性鋰硫電池，電池由碳納米管正極/碳納米管二氧化錳中間層/隔膜/金屬鋰負極組成。采用一體化方式構(gòu)建，將硫正極和二氧化錳中間層通過溶液法浸潤到碳納米管氈層中，形成整體結(jié)構(gòu)從而改善電池整體的機械強度實現(xiàn)柔性可彎曲。GAO等[75]考慮到需要進一步優(yōu)化3D打印工藝，改善電極結(jié)構(gòu)從而促進更高電化學性能的3D打印Li-S電池發(fā)展這一情況，基于低成本商業(yè)BP-2000碳材料，通過一層一層的簡單制造工藝，合成出可用于高能量密度、高功率密度Li-S電池的3D打印冷凍干燥S/C復(fù)合電極（3DP-FDE）。3D打印硫/碳正極在容量、循環(huán)穩(wěn)定性以及倍率保持方面都表現(xiàn)出出色的電化學性能；同時，硫/碳正極的面負載量可以通過調(diào)節(jié)3D打印過程中堆積層的數(shù)量來簡單地控制。TAKEUCHI等[76]通過LiI摻雜Li8FeS5制備了鋰硫電池的復(fù)合正極材料Li8FeS5·LiI。電化學測試表明，盡管隨著LiI摻入量的增加，鋰硫電池的初始容量有所下降，但是循環(huán)穩(wěn)定性得到改善，這主要歸因于抑制了電池循環(huán)過程中阻抗的增加，可能是因為LiI的摻入抑制了活性材料同電解質(zhì)的反應(yīng)，從而抑制了高阻抗產(chǎn)物在活性材料表面的生成。同時，LiI的摻入穩(wěn)定了正極活性材料在鋰脫嵌過程中的局部結(jié)構(gòu)。CHUNG等[77]通過一種熱壓方法在5 s時間內(nèi)將硫單質(zhì)負載在碳紙內(nèi)制備了鋰硫電池的正極，獲得了高的硫負載量，高達10 mg/cm2和65 %。作者指出，通過這種熱壓方法制備的正極在C/20～1C的寬倍率范圍內(nèi)和低的電解質(zhì)/硫（6 μL/mg）條件下獲得了優(yōu)越的動態(tài)和靜態(tài)電化學性能。在C/20～1C倍率范圍內(nèi)的容量高達415～730 mA·h/g和7～12 mA·h/cm2，同時循環(huán)200周后的容量保持率為70%。此外所制備的電池保質(zhì)期長，自放電小，貯存一年以上后可穩(wěn)定循環(huán)。CHUNG等[78]提出了一類具有低表面積和優(yōu)化的孔結(jié)構(gòu)的鋰硫電池正極基底（例如在多孔基體中具有有限的微孔結(jié)構(gòu)），這種結(jié)構(gòu)能夠?qū)崿F(xiàn)13 mg/cm2的高硫負載量，75 %的高硫含量以及可實現(xiàn)極低的電解質(zhì)/硫比例（4.0 μL/mg）。指出低表面積和有限的微孔結(jié)構(gòu)能夠使材料實現(xiàn)電荷的快速運輸，從而獲得優(yōu)越的電化學性能。得到的高硫負載量的納米復(fù)合物正極可實現(xiàn)9.3 mA·h/cm2的高面容量，18.6 mW·h/cm2的高能量密度，同時具有超長的循環(huán)穩(wěn)定性（循環(huán)200周后容量保持85%）。LI等[79]報道了通過蒽醌的氧化還原反應(yīng)抑制多硫化物在循環(huán)過程中的溶解和擴散，這主要基于蒽醌的酮基在氧化還原過程中形成強的路易斯酸基化學鍵。這使得硫基電極獲得了長循環(huán)穩(wěn)定性，在高約73%的硫含量情況下，0.5 C倍率循環(huán)300周時的容量衰減僅為每周0.019%，循環(huán)500周后的容量保留率為81.7%。

CHU等[80]研究以高施主數(shù)的添加劑來提高硫電極的利用率，分別研究了溴化物和三氟甲烷磺酸，以溴化物作為添加劑時，硫的利用率高達95%以上。YANG等[81]以1.1 mol/LLiTFSI為鹽，阻燃磷酸三乙酯和高閃點1,1,2,2-四氟乙基-2,2,3,3-四氟丙脂（1∶3，體積比）為溶劑組成Li-S的電解液，該電解液具有很好的阻燃性和鋰電池負極的可逆性（庫侖效率＞99%）。以硫化熱解聚丙烯腈作為正極，具有高達840.1 mA·h/gcomposite的比容量，硫的利用率高達95.6%。

5 電池表征、電池模型和測量技術(shù)

BESSETTE等[82]考慮到能量色散譜（EDS）在探測低含量Li時的限制，應(yīng)用安裝在FIB-SEM平臺上的飛行時間二次離子質(zhì)譜（TOF-SIMS）首次成功對標準鎳鈷錳氧化物正極材料中的Li元素進行了定量。這項技術(shù)克服了使量化變得復(fù)雜的基質(zhì)效應(yīng)以及邊緣效應(yīng)，通過一個實驗校準曲線可以評估基質(zhì)效應(yīng)；邊緣效應(yīng)也可以被理解和區(qū)分于離子分布中的其他現(xiàn)象。PARK等[83]考慮到對于鋰離子電池正極材料，研究循環(huán)過程中電子傳導(dǎo)率演化有助于理解其退化機制，應(yīng)用掃描擴散電阻顯微技術(shù)研究了正極材料LiNi0.8Co0.15Al0.05O2（NCA）顆粒電子傳導(dǎo)率的演化。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在300次充電/放電循環(huán)之后，在二次顆粒中出現(xiàn)向其中心逐步增長的電阻分布，這些分布對應(yīng)于由微裂紋形成所導(dǎo)致的二次顆粒的退化顆粒結(jié)構(gòu)。另外，電子傳導(dǎo)率與NCA正極微結(jié)構(gòu)之間的關(guān)聯(lián)也被建立，用以解釋所觀察到的NCA放電容量的衰減。SCHILLING等[84]針對對于電解液填充和潤濕狀態(tài)原位表征的方法十分稀少（受限于可用性以及準備過程費時）的問題，引入X-ray作為一個創(chuàng)新的方法，對大型鋰離子電池中電解液填充過程進行可視化。該研究成功建立了一套原位可視化實驗裝置，并且提出了一個對光學數(shù)據(jù)的評估方法，另外，還考慮了三個典型的填充參數(shù)，展示了X-ray作為可視化方法的適用性。JIN等[85]在數(shù)值上和實驗上建立了鋰金屬的演變形態(tài)和操作光學光譜之間的關(guān)系，由于混合表面等離子體共振，鋰離子的有序生長顯示出明顯的尺寸依賴性反射下降，而無序鋰枝晶的形成表現(xiàn)出具有純反射強度抑制的平面光譜分布。APPIAH等[86]提出了一種可以預(yù)測硅基電極性能影響的模型。電極與集流體之間接觸電阻是影響電池電化學性能的一個重要因素，該模型預(yù)測了幾種不同半電池的實驗數(shù)據(jù)。發(fā)現(xiàn)接觸電阻隨著循環(huán)電流的增加而增大，黏結(jié)強度隨循環(huán)電流的增加而降低，利用該模型可以研究硅基鋰離子電池的黏附強度和各種電池設(shè)計參數(shù)對電池比容量的影響。NARA等[87]通過電化學阻抗譜研究正極與集流體的電阻，研究不同壓實下的電阻變化，發(fā)現(xiàn)壓實不足時，具有較高的電阻，這是由于界面接觸不好引起的。同時采用碳涂覆的鋁箔可以有效的降低電阻。

6 理論計算、界面反應(yīng)及其它

SHIRAKI等[88]改變PLD的沉積頻率制備了兩種不同狀態(tài)的Li3PO4/LiCoO2界面，分別表現(xiàn)出高阻抗和低阻抗。同步輻射的衍射表明，高阻抗態(tài)的界面中存在一個無序?qū)?，會阻止鋰離子的輸運，而低阻態(tài)中LiCoO2的（001）晶面與電解質(zhì)界面平行，鋰離子可以沿著表面遷移到晶界位置進入到LiCoO2的鋰層。MARZOUK等[89]通過計算晶格結(jié)構(gòu)模擬了石墨SEI中無機產(chǎn)物的成核、生長和團聚，提出SEI首先在靠近石墨的位點形成，隨后遷移到表面，SEI的表面也存在SEI的成核和生長位點。SCHULZ等[90]研究了LiCoO2浸泡在DEC和DEC/LiPF6電解液中的SEI，發(fā)現(xiàn)當有LiPF6存在時，SEI的內(nèi)層為被腐蝕的LiCoO2,例如CoO(OH)z和氟化鋰，外層為聚有機網(wǎng)絡(luò)和隨機分布的LiPOF。對SEI的厚度的估計表明，浸泡在DEC/ LiPF6電解液中的SEI厚度約為1 nm，而浸泡在DEC中SEI的厚度為2 nm。ALEMU等[91]使用原位的表面等離子體共振和石英晶體微天平技術(shù)研究了Au上電解液添加劑吸附和溶劑化過程、Au上EC-Li+離解反應(yīng)、EC-Li+離解反應(yīng)的動力學、SEI形成和Li-Au合金反應(yīng)和速率常數(shù)。HUANG等[92]開發(fā)了一種無紡布增強大孔聚芳綸隔膜，該隔膜的厚度于商業(yè)隔膜的相當，其主要由具有均勻的多孔聚合物和無紡布組成。相比于商業(yè)隔膜，該聚芳綸隔膜具有更為優(yōu)異的物理力學性能和浸潤性，可提高鋰離子電池的循環(huán)性能和倍率性能。CHANG等[93]為了更好地理解重要的固態(tài)電解質(zhì)—Li7P3S11型材料，采用了理論計算的方法，對其晶體結(jié)構(gòu)、缺陷和離子擴散機制之間的相互作用進行了全面調(diào)查，研究了該材料固有的離子傳導(dǎo)性質(zhì)。結(jié)果表明，Li7P3S11的晶體結(jié)構(gòu)是本征地靈活可變的，具有易于變動的P2S7多面體以及高密度的間隙位置，為離子遷移平均了整體的能量，為離子移動提供了更高的自由度；另外，還發(fā)現(xiàn)Li7P3S11中離子傳導(dǎo)幾乎不受缺陷存在以及載流子濃度改變的影響。HUANG等[94]采用冷凍電鏡觀察了CuO納米線在不同電壓下的表面SEI狀態(tài)，并結(jié)合電化學阻抗譜測量其離子輸運特性。在碳酸酯電解液中，光滑的CuO表面首次鋰化變成Li2O和Cu時，就會有無定形的SEI形成。電壓降低至0.5 V時，會有晶態(tài)的SEI出現(xiàn)，降至0 V，電解液分解并持續(xù)生長。結(jié)果與相應(yīng)的阻抗譜結(jié)果符合的很好。KIM等[95]在PP隔膜表面涂上AlN薄膜來改善金屬鋰的循環(huán)穩(wěn)定性并提高其庫倫效率。除了減少副反應(yīng)、抑制鋰枝晶生長，AlN優(yōu)良的導(dǎo)熱性使電池能夠在低溫下穩(wěn)定運行，不會出現(xiàn)太大的極化。ZHANG等[96]采用第一性原理計算方法探究了二維五角BN2材料作為鋰離子電池負極材料的可行性。這個材料在熱力學、動力學以及機械上都是穩(wěn)定的，從而具備實驗上的可行性。其完全鋰化時可以得到2071 mA·h/g的比容量，超過了所有現(xiàn)有的二維材料。除此之外，五角BN2的鋰離子遷移能壘較低，可以實現(xiàn)很好的動力學。DAS等[97]對Li—O鍵合環(huán)境進行計算表明，與結(jié)晶情況相比，Li/Li+可以與無定形PEO中更多數(shù)量的氧原子結(jié)合。配位數(shù)的最大值，即與Li/Li+鍵合的氧原子數(shù)，對于結(jié)晶PEO為3，對于無定形PEO為5。這可歸因于在無定形PEO中獲得更多鄰近的氧原子。結(jié)合能計算表明，Li和Li+的相互作用顯著取決于結(jié)晶度。RIKKA等[98]用特別的電池裝置原位研究了石墨表面SEI層的生長過程，結(jié)果表明在循環(huán)過程中電解質(zhì)鹽的分解和溶劑的分解同時發(fā)生，從而產(chǎn)生LiF、Li2O、Li2CO3、Li2S、Li2SO3,Li2S2O3、ROLi、ROCOOLi、RCOOLi、ROSOOLi和(LiO2COC)2等有機和無機成分的SEI。LEE等[99]研究鋰負極的分解產(chǎn)物對正極性能的影響，在鋰負極表面電解質(zhì)分解產(chǎn)生的可溶性副產(chǎn)物會通過電解質(zhì)擴散至隔膜和正極表面，形成具有高電阻的聚合物成分，導(dǎo)致性能惡化。通過使用聚多巴胺包覆的鋰離子選擇性透過膜，使正極的性能得到了提高。XIE等[100]用第一性原理計算了LiCoO2層狀材料的脫鋰態(tài)表面和電解液的副反應(yīng)，發(fā)現(xiàn)部分配位的表面Co原子是造成材料表面副反應(yīng)的根本原因。

[1] TATARA R, KARAYAYLALI P, YU Y, et al. The effect of electrode-electrolyte interface on the electrochemical impedance spectra for positive electrode in Li-ion battery[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 166(3): A5090-A5098.

[2] TSUKASAKI H, FUKUDA W, MORIMOTO H, et al. Thermal behavior and microstructures of cathodes for liquid electrolyte-based lithium batteries[J]. Scientific Reports, 2018, 8: https://doi.org/10.1038/s41598-018-34017-2.

[3] QIAN J, LIU L, YANG J, et al. Electrochemical surface passivation of LiCoO2particles at ultrahigh voltage and its applications in lithium-based batteries[J]. Nature Communications, 2018, 9: https://doi.org/10.1038/s41467-018-07296-6.

[4] YU H, SO Y G, REN Y, et al. Temperature-sensitive structure evolution of lithium-manganese-rich layered oxides for lithium-ion batteries[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(45): 15279-15289.

[5] DUAN Y, YANG L, ZHANG M J, et al. Insights into Li/ Ni ordering and surface reconstruction during synthesis of Ni-rich layered oxides[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2019, 7(2): 513-519.

[6] MUKHERJEE P, FAENZA N V, PEREIRA N, et al. Surface structural and chemical evolution of layered LiNi0.8Co0.15Al0.050O2(NCA) under high voltage and elevated temperature conditions[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(23): 8431-8445.

[7] MU L, YUAN Q, TIAN C, et al. Propagation topography of redox phase transformations in heterogeneous layered oxide cathode materials[J]. Nature Communications, 2018, 9: https://doi.org/10.1038/s41467-018-05172-x.

[8] SHIIBA H, ZETTSU N, KIDA S, et al. Impact of trace extrinsic defect formation on the local symmetry transition in spinel LiNi0.5Mn1.5O4-systems and their electrochemical characteristics[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(45): 22749-22757.

[9] CHEN Y, BEN L, 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): https://doi.org/10.1002/admi.201800077.

[10] HENDRIKS R, CUNHA D M, SINGH D P, et al. Enhanced lithium transport by control of crystal orientation in spinel LiMn2O4thin film cathodes[J]. ACS Applied Energy Materials, 2018, 1(12): 7046-7051.

[11] IDEMOTO Y, TEJIMA F, ISHIDA N, et al. Average, electronic, and local structures of LiMn2-AlO4in charge-discharge process by neutron and synchrotron X-ray[J]. Journal of Power Sources, 2019, 410: 38-44.

[12] OTTENY F, KOLEK M, BECKING J, et al. Unlocking full discharge capacities of poly(vinylphenothiazine) as battery cathode material by decreasing polymer mobility through cross-linking[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(33): https://doi.org/10.1002/aenm.201802151.

[13] WANG S, LI F, EASLEY A D, et al. Real-time insight into the doping mechanism of redox-active organic radical polymers[J]. Nature Materials, 2019, 18(1): 69-75.

[14] KIM S H, KIM Y S, BAEK W J, et al. Nanoscale electrical resistance imaging of solid electrolyte interphases in lithium-ion battery anodes[J]. Journal of Power Sources, 2018, 407: 1-5.

[15] AGHAJAMALI M, XIE H, JAVADI M, et al. Size and surface effects of silicon nanocrystals in graphene aerogel composite anodes for lithium ion batteries[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(21): 7782-7792.

[16] CAO Y, BENNETT J C, DUNLAP R A, et al. A simple synthesis route for high-capacity SiOanode materials with tunable oxygen content for lithium-ion batteries[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(21): 7418-7422.

[17] WANG J, LIAO L, LI Y, et al. Shell-protective secondary silicon nanostructures as pressure-resistant high-volumetric-capacity anodes for lithium-ion batteries[J]. Nano Letters, 2018, 18(11): 7060-7065.

[18] WEI D, MAO J, ZHENG Z, et al. Achieving a high loading Si anode via employing a triblock copolymer elastomer binder, metal nanowires and a laminated conductive structure[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(42): 20982-20991.

[19] BATMAZ R, HASSAN F M, HIGGINS D, et al. Highly durable 3D conductive matrixed silicon anode for lithium-ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2018, 407: 84-91.

[20] LI J Y, LI G, ZHANG J, et al. Rational design of robust Si/C microspheres for high tap density anode materials[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2019, 11(4): 4057-4064.

[21] JUAREZ-ROBLES D, GONZALEZ-MALABET H, L'ANTIGUA M, et al. Elucidating lithium alloying induced degradation evolution in high capacity electrodes[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018: doi: 10.1021/acsami.8b14242.

[22] LEE J H, OH S H, JEONG S Y, et al. Rattle-type porous Sn/C composite fibers with uniformly distributed nanovoids containing metallic Sn nanoparticles for high-performance anode materials in lithium-ion batteries[J]. Nanoscale, 2018, 10(45): 21483-21491.

[23] NITA C, FULLENWARTH J, MONCONDUIT L, et al. Understanding the Sn loading impact on the performance of mesoporous carbon/sn-based nanocomposites in Li-ion batteries[J]. Chemelectrochem, 2018, 5(21): 3249-3257.

[24] DUAN H, ZHANG J, CHEN X, et al. Uniform nucleation of lithium in 3d current collectors via bromide intermediates for stable cycling lithium metal batteries[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(51): 18051-18057.

[25] ADAIR K R, IQBAL M, WANG C, et al. Towards high performance Li metal batteries: Nanoscale surface modification of 3D metal hosts for pre-stored Li metal anodes[J]. Nano Energy, 2018, 54: 375-382.

[26] LI G, LIU Z, HUANG Q, et al. Stable metal battery anodes enabled by polyethylenimine sponge hosts by way of electrokinetic effects[J]. Nature Energy, 2018, 3(12): 1076-1083.

[27] JI K, HAN J, HIRATA A, et al. Lithium intercalation into bilayer graphene[J]. Nature Communications, 2019, 10(1): 275-275.

[28] ZHAO N, FANG R, HE M H, et al. Cycle stability of lithium/garnet/lithium cells with different intermediate layers[J]. Rare Metals, 2018, 37(6): 473-479.

[29] SUN Y, ZHAO Y, WANG J, et al. A novel organic "polyurea" thin film for ultralong-life lithium-metal anodes via molecular-layer deposition[J]. Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2019, 31(4): e1806541-e1806541.

[30] ZOU P, WANG Y, CHIANG S W, et al. Directing lateral growth of lithium dendrites in micro-compartmented anode arrays for safe lithium metal batteries[J]. Nature Communications, 2018, 9: doi: 10.1038/s41467-018-02888-8.

[31] SHI P, LI T, ZHANG R, et al. Lithiophilic LiC6layers on carbon hosts enabling stable Li metal anode in working batteries[J]. Advanced materials (Deerfield Beach, Fla.), 2019: e1807131-e1807131.

[32] ASSEGIE A A, CHUNG C C, TSAI M C, et al. Multilayer-graphene-stabilized lithium deposition for anode-Free lithium-metal batteries[J]. Nanoscale, 2019: doi: 10.1039/C8NR06980H.

[33] CUI J, YAO S, IHSAN-UL-HAQ M, et al. Correlation between Li plating behavior and surface characteristics of carbon matrix toward stable Li metal anodes[J]. Advanced Energy Materials, 2019, 9(1): https://doi.org/10.1002/aenm.201802777.

[34] DUAN H, ZHANG J, CHEN X, et al. Uniform nucleation of lithium in 3D current collectors via bromide intermediates for stable cycling lithium metal batteries[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(51): 18051-18057.

[35] SALVATIERRA R V, LOPEZ-SILVA G A, JALILOV A S, et al. Suppressing Li metal dendrites through a solid li-ion backup layer[J]. Advanced Materials, 2018, 30(50): doi: https://doi.org/10.1038/s41467-018-02888-8.

[36] CHANG W, PARK J H, STEINGART D A. Poor man's atomic layer deposition of LiF for additive-free growth of lithium columns[J]. Nano Letters, 2018, 18(11): 7066-7074.

[37] FAN X, JI X, HAN F, et al. Fluorinated solid electrolyte interphase enables highly reversible solid-state Li metal battery[J]. Science Advances, 2018, 4(12): doi: 10.1126/sciadv.aau9245.

[38] LIN D, LIU Y, LI Y, et al. Fast galvanic lithium corrosion involving a Kirkendall-type mechanism[J]. Nature Chemistry, 2019: https://doi.org/10.1038/s41557-018-0203-8.

[39] DIXIT M, REGALA M L, SHEN F, et al. Tortuosity effects in garnet-type Li7La3Zr2O12solid electrolytes[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2019, 11(2): 2022-2030.

[40] ZHOU W, WANG Z, PU Y, et al. Double-layer polymer electrolyte for high-voltage all-solid-state rechargeable batteries[J]. Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2018, e1805574-e1805574.

[41] PHILIP M, SULLIVAN P, ZHANG R, et al. Improving cell resistance and cycle life with solvate-coated thiophosphate solid electrolytes in lithium batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2019, 11(2): 2014-2021.

[42] XU H, LI Y, ZHOU A, et al. Li3N-modified garnet electrolyte for all-solid-state lithium metal batteries operated at 40 degrees C[J]. Nano Letters, 2018, 18(11): 7414-7418.

[43] LIM H D, YUE X, XING X, et al. Designing solution chemistries for the low-temperature synthesis of sulfide-based solid electrolytes[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(17): 7370-7374.

[44] SWAMY T, PARK R, SHELDON B W, et al. Lithium metal penetration induced by electrodeposition through solid electrolytes: Example in single-crystal Li6La3ZrTaO12garnet[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 165(16): A3648-A3655.

[45] CALPA M, ROSERO-NAVARRO N C, Miura A, et al. Electrochemical performance of bulk-type all-solid-state batteries using small-sized Li7P3S11solid electrolyte prepared by liquid phase as the ionic conductor in the composite cathode[J]. Electrochimica Acta, 2019, 296: 473-480.

[46] CHOI S, ANN J, DO J, et al. Application of rod-like Li6PS5Cl directly synthesized by a liquid phase process to sheet-type electrodes for all-solid-state lithium batteries[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 166(3): A5193-A5200.

[47] KRAFT M A, OHNO S, ZINKEVICH T, et al. Inducing high ionic conductivity in the lithium superionic argyrodites Li6+xP(1-)Ge(x)S(5)l for all-solid-state batterie[J]s. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(47): 16330-16339.

[48] DAI H, XI K, LIU X, et al. Cationic surfactant based electrolyte additives for uniform lithium deposition via lithiophobic repulsion mechanisms[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(50): 17515-17521.

[49] YOO D J, YANG S, YUN Y S, et al. Tuning the electron density of aromatic solvent for stable solid-electrolyte-interphase layer in carbonate-based lithium metal batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(33): https://doi.org/10.1002/aenm.201802365.

[50] DOKKO K, WATANABE D, UGATA Y, et al. Direct evidence for li ion hopping conduction in highly concentrated sulfolane-based liquid electrolytes[J]. Journal of Physical Chemistry B, 2018, 122(47): 10736-10745.

[51] HIEU Q P, LEE H Y, HWANG E H, et al. Non-flammable organic liquid electrolyte for high-safety and high-energy density Li-ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2018, 404: 13-19.

[52] QIAO Y, HE Y, JIANG K, et al. High-voltage Li-ion full-cells with ultralong term cycle life at elevated temperature[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(33): https://doi.org/10.1002/aenm.201802322.

[53] XU G, WANG X, LI J, et al. Tracing the impact of hybrid functional additives on a high-voltage (5 V-class) SiO-C/LiNi0.5Mn1.5O4Li-ion battery system[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(22): 8291-8302.

[54] ZHANG F, SHEN F, FAN Z Y, et al. Ultrathin Al2O3-coated reduced graphene oxide membrane for stable lithium metal anode[J]. Rare Metals, 2018, 37(6): 510-519.

[55] ZHANG G, PENG H J, ZHAO C Z, et al. The radical pathway based on a lithium-metal-compatible high-dielectric electrolyte for lithium-sulfur batteries[J]. Angewandte Chemie-International Edition, 2018, 57(51): 16732-16736.

[56] SUN Y Y, LIU S, HOU Y K, et al. In-situ surface modification to stabilize Ni-rich layered oxide cathode with functional electrolyte[J]. Journal of Power Sources, 2019, 410: 115-123.

[57] TORNHEIM A, SHARIFI-ASL S, GARCIA J C, et al. Effect of electrolyte composition on rock salt surface degradation in NMC cathodes during high-voltage potentiostatic holds[J]. Nano Energy, 2019, 55: 216-225.

[58] YUE H, YANG Y, XIAO Y, et al. Boron additive passivated carbonate electrolytes for stable cycling of 5 V lithium-metal batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2019, 7(2): 594-602.

[59] DAI H, XI K, LIU X, et al. Cationic surfactant-based electrolyte additives for uniform lithium deposition via lithiophobic repulsion mechanisms[J]. Journal of the American Chemical Society, 2018, 140(50): 17515-17521.

[60] OUKASSI S, BAGGETTO L, DUBARRY C, et al. Transparent thin film solid-state lithium ion batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2019, 11(1): 683-690.

[61] LI C, LAN Q, YANG Y, et al. Flexible artificial solid electrolyte interphase formed by 1,3-dioxolane oxidation and polymerization for metallic lithium anodes[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 11(2): 2479-2489.

[62] ALEXANDER G V, ROSERO-NAVARRO N C, MIURA A, et al. Electrochemical performance of a garnet solid electrolyte based lithium metal battery with interface modification[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(42): 21018-21028.

[63] PARK C, LEE S, KIM K, et al. Electrochemical properties of composite cathode using bimodal sized electrolyte for all-solid-state batteries[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2019, 166(3): A5318-A5322.

[64] RIPHAUS N, STROBL P, STIASZNY B, et al. Slurry-based processing of solid electrolytes: A comparative binder study[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 165(16): A3993-A3999.

[65] DUAN J, WU W, NOLAN A M, et al. Lithium-graphite paste: An interface compatible anode for solid-state batteries[J]. Advanced Materials (Deerfield Beach, Fla.), 2019: e1807243-e1807243.

[66] SANG L, BASSETT K L, CASTRO F C, et al. Understanding the effect of interlayers at the thiophosphate solid electrolyte/lithium interface for all-solid-state Li batteries[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(24): 8747-8756.

[67] LI X, BANIS M, LUSHINGTON A, et al. A high-energy sulfur cathode in carbonate electrolyte by eliminating polysulfides via solid-phase lithium-sulfur transformation[J]. Nature Communications, 2018, 9: doi: 10.1038/s41467-018-06877-9.

[68] CHANG J, SHANG J, SUN Y, et al. Flexible and stable high-energy lithium-sulfur full batteries with only 100% oversized lithium[J]. Nature Communications, 2018, 9: doi: https://doi.org/10.1038/s41467-018-06879-7.

[69] KANG H, KIM H, PARK M J. Sulfur-rich polymers with functional linkers for high-capacity and fast-charging lithium-sulfur batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(32): doi: https://doi.org/10.1002/aenm.201802423.

[70] ZHANG Y, LIU T, ZHANG Q, et al. High-performance all-solid-state lithium-sulfur batteries with sulfur/carbon nano-hybrids in a composite cathode[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(46): 23345-23356.

[71] WANG D, ZHANG F, HE P, et al. A versatile halide ester enabling li anode stability and high rate capability of lithium-oxygen batteries[J]. Angewandte Chemie (International ed. in English), 2018: doi: https://doi.org/10.1002/anie.201813009

[72] LEI T, CHEN W, HU Y, et al. A nonflammable and thermotolerant separator suppresses polysulfide dissolution for safe and long-cycle lithium-sulfur batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2018, 8(32): doi: https://doi.org/10.1002/aenm.201802441.

[73] LEI X, LIU X, MA W, et al. Flexible lithium-air battery in ambient air with an insitu formed gel electrolyte[J]. Angewandte Chemie-International Edition, 2018, 57(49): 16131-16135.

[74] YAO M, WANG R, ZHAO Z, et al. A flexible all-in-one lithium-sulfur battery[J]. ACS Nano, 2018, 12(12): 12503-12511.

[75] GAO X, SUN Q, YANG X, et al. Toward a remarkable Li-S battery via 3D printing[J]. Nano Energy, 2019, 56: 595-603.

[76] TAKEUCHI T, KAGEYAMA H, NAKANISHI K, et al. Improvement of cycle capability of Fe-substituted Li2S-based positive electrode materials by doping with lithium iodide[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 166(3): A5231-A5236.

[77] CHUNG S H, LAI K Y, MANTHIRAM A. A facile, low-cost hot-pressing process for fabricating lithium-sulfur cells with stable dynamic and static electrochemistry[J]. Advanced Materials, 2018, 30(46): doi: https://doi.org/10.1002/adma.201805571.

[78] CHUNG S H, MANTHIRAM A. Designing lithium-sulfur batteries with high-loading cathodes at a lean electrolyte condition[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(50): 43749-43759.

[79] WANG S, FERNANDEZ C, LIU X, et al. The parameter identification method study of the splice equivalent circuit model for the aerial lithium-ion battery pack[J]. Measurement & Control, 2018, 51(5/6): 125-137.

[80] CHU H, NOH H, KIM Y J, et al. Achieving three-dimensional lithium sulfide growth in lithium-sulfur batteries using high-donor-number anions[J]. Nature Communications, 2019, 10: https://doi.org/10.1038/s41467-018-07975-4.

[81] YANG H, GUO C, CHEN J, et al. An intrinsic flame-retardant organic electrolyte for safe lithium-sulfur batteries[J]. Angewandte Chemie-International Edition, 2019, 58(3): 791-795.

[82] BESSETTE S, PAOLELLA A, KIM C, et al. Nanoscale lithium quantification in LiNiCoMnO2as cathode for rechargeable batteries[J]. Scientific Reports, 2018, 8: doi: https://doi.org/10.1038/s41598-018-33608-3.

[83] PARK S Y, BAEK W J, LEE S Y, et al. Probing electrical degradation of cathode materials for lithium-ion batteries with nanoscale resolution[J]. Nano Energy, 2018, 49: 1-6.

[84] SCHILLING A, GUEMBEL P, MOELLER M, et al. X-ray based visualization of the electrolyte filling process of lithium ion batteries[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 166(3): A5163-A5167.

[85] JIN Y, ZHOU L, YU J, et al. In operando plasmonic monitoring of electrochemical evolution of lithium metal[J]. Proceedings of the National Academy of Sciences of the United States of America, 2018, 115(44): 11168-11173.

[86] APPIAH W A, PARK J, BYUN S, et al. A coupled chemo-mechanical model to study the effects of adhesive strength on the electrochemical performance of silicon electrodes for advanced lithium ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2018, 407: 153-161.

[87] NARA H, MUKOYAMA D, SHIMIZU R, et al. Systematic analysis of interfacial resistance between the cathode layer and the current collector in lithium-ion batteries by electrochemical impedance spectroscopy[J]. Journal of Power Sources, 2019, 409: 139-147.

[88] SHIRAKI S, SHIRASAWA T, SUZUKI T, et al. Atomically well-ordered structure at solid electrolyte and electrode interface reduces the interfacial resistance[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2018, 10(48): 41732-41737.

[89] MARZOUK A, PONCE V, BENITEZ L, et al. Unveiling the first nucleation and growth steps of inorganic solid electrolyte interphase components[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2018, 122(45): 25858-25868.

[90] SCHULZ N, HAUSBRAND R, DIMESSO L, et al. XPS-surface analysis of sei layers on li-ion cathodes: part i. investigation of initial surface chemistry[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2018, 165(5): A819-A832.

[91] ALEMU T, PRADANAWATI S A, CHANG S C, et al. In operando measurements of kinetics of solid electrolyte interphase formation in lithium-ion batteries[J]. Journal of Power Sources, 2018, 400: 426-433.

[92] HUANG X, ELLISON N. Fabricating a high performance composite separator with a small thickness for lithium ion batteries[J]. Composites Science and Technology, 2018, 168: 346-352.

[93] CHANG D, OH K, KIM S J, et al. Super-ionic conduction in solid-state Li7P3S11-type sulfide electrolytes[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(24): 8764-8770.

[94] HUANG W, BOYLE DT, LI Y, et al. Nanostructural and electrochemical evolution of the solid-electrolyte interphase on cuo nanowires revealed by cryogenic electron microscopy and impedance spectroscopy[J]. ACS Nano, 2019, 13(1):737-744.

[95] KIM P J, POL V G. Surface functionalization of a conventional polypropylene separator with an aluminum nitride layer towards ultra-stable and high-rate lithium metal anodes[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2019, 11(4): 3917-3924.

[96] ZHANG T, MA Y, HUANG B, et al. Two-dimensional penta-bn2 with high specific capacity for Li-ion batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2019, 11(6): 6104-6110.

[97] DAS D, CHANDRASEKARAN A, VENKATRAM S, et al. Effect of crystallinity on Li adsorption in polyethylene oxide[J]. Chemistry of Materials, 2018, 30(24): 8804-8810.

[98] RIKKA V R, SAHU S R, CHATTERJEE A, et al. In situ/ex situ investigations on the formation of the mosaic solid electrolyte interface layer on graphite anode for lithium-ion batteries[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2018, 122(50): 28717-28726.

[99] LEE H, LIM H S, REN X, et al. Detrimental effects of chemical crossover from the lithium anode to cathode in rechargeable lithium metal batteries[J]. ACS Energy Letters, 2018, 3(12): 2921-2930.

[100] XIE Y, GAO H, GIM J, et al. Identifying active sites for parasitic reactions at the cathode electrolyte interface[J]. The Journal of Physical Chemistry Letters, 2019, 10(3): 589-594.

Reviews of selected 100 recent papers for lithium batteries (Dec. 1, 2018 to Jan. 31, 2019)

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(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 2472 papers online from Dec. 1, 2018 to Jan. 31, 2019. 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 and Sn based composite anode materials for analyzing the mechanism for Li storage and SEI formation. The cycling properties of metallic lithium electrode are improved by using different kinds of surface cover layer, substrate and electrolyte additives. 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 solid state electrolytes, electrolyte additives, solid state lithium batteries, Li/S batteries, and modeling.

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

10.12028/j.issn.2095-4239.2019.0016

TM 911

A

2095-4239（2019）02-386-13

2019-02-20；

2019-02-22。

國家重點研發(fā)計劃（2018YFB0104100）。

張華（1993—），男，碩士研究生，研究方向為鋰離子電池正極材料，E-mail：zhanghua15@mails.ucas.ac.cn；

黃學杰，研究員，研究方向為鋰電池及其關(guān)鍵材料，E-mail：xjhuang@iphy.ac.cn。