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

?

鋰電池百篇論文點評（2017.8.1—2017.9.30）

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

（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8月1日至2017年9月30日上線的鋰電池研究論文，共有2609篇，選擇其中100篇加以評論。正極材料主要研究了層狀、尖晶石和磷酸鹽正極材料的結構演變以及表面包覆和摻雜作用。高容量的硅、錫基和氧化物負極材料側重于研究材料合成和應用條件與循環(huán)性能的關系以及容量隨循環(huán)損失的機理。金屬鋰負極的研究側重于通過集流體和表面覆蓋層的設計來提高其循環(huán)性能。固態(tài)電解質方面制備方法和離子輸運機理是研究重點，電解液添加劑的研究目標是提高電池的高溫穩(wěn)定性。鋰空電池、鋰硫電池側重于改進電池的循環(huán)性能。理論模擬工作包括材料體相、界面結構和輸運性質，除了以材料為主的研究之外，針對電池的原位分析的研究論文也有多篇。

鋰電池；正極材料；負極材料；電解質；電池技術

1 正極材料

1.1 層狀氧化物正極材料

CHEN等[1]在三元材料LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2中引入Ca摻雜來提高其陽離子有序度，Ca占據(jù)具有相似離子半徑的Ni的位置，發(fā)現(xiàn)6%摻雜的樣品能夠最大程度減小Li/Ni混排，從而獲得最好的性能，認為離子半徑更大的低價元素摻雜是減小LMO2材料中Li/Ni混排的好辦法。HU等[2]在納米LiCoO2表面生長了超薄的Al2O3，通過不同溫度的燒結來獲得不同的核-殼結構的材料。用TEM和ED分析了界面層的厚度以及各元素的濃度分布，600 ℃處理后界面處元素分布梯度較小的樣品性能最好。WANG等[3]利用時間分辨的高能X射線原位地觀察了富Ni層狀材料LiNi0.7Mn0.15Co0.15O2（NMC71515）分別在800 ℃、850 ℃、900 ℃合成過程中的結構演化，以及過渡金屬氧化態(tài)的變化。成功合成了陽離子混排度小、Li層間距大，晶粒尺寸適中的樣品，比容量為200 mA·h/g。MA等[4]在富Li富Mn的層狀正極材料Li1.15Mn0.54Ni0.23Co0.08O2中加入BPO4并使其形成LiBPO4+x/2來作為包覆層。形成的包覆層不僅可以保護活性物質，防止HF的攻擊，高鋰離子電導率更是改善了材料的倍率性能。HE等[5]在富鋰材料Li2MnO3的納米線中引入尖晶石相Li2MnO4來改善其倍率性能，由于尖晶石較高的電子電導率和離子電導率，復合材料在高倍率下還能有較高的容量（10 C下還能保持123.9 mA·h/g）。CHEN等[6]先用磷酸二氫銨處理富鎳材料表面殘余的氫氧化鋰與氧化鋰得到磷酸鋰包覆的富鎳材料，提高了正極材料的離子電導，又用PPy對材料進行二次包覆，提高了材料的電子電導率，包覆后的材料在0.1 C的倍率下循環(huán)50周容量保持率由86%提高到95%，以10 C的倍率進行充放電，容量由125.7 mA·h/g提高到159.7 mA·h/g。DING等[7]用PVP輔助的濕化學的方法合成了PrPO4包覆的富鋰材料，經過表面修飾的材料初始庫侖效率由81.8 %提升到90%，100周循環(huán)的容量保持率由71.7%提高到89.3%。進一步分析表明在包覆PrPO4納米層的過程中，富鋰材料的體相結構丟失了部分的鋰和氧，從而形成了具有3D快離子通道的結構，導致了Li2MnO3化學活化，同時表面的這種尖晶石結構能夠有效阻擋有害的界面反應。PARK等[8]制備了LiMn2O4、LiNi0.5Mn1.5O4、LiCo0.5Mn1.5O4三種尖晶石摻雜的富鋰相復合正極，這些復合正極都表現(xiàn)出更多的容量，以及在循環(huán)中保持電壓衰減更慢。在3種尖晶石相中，LiCo0.5Mn1.5O4的提升效果最好。HARRIS等[9]研究了Li[NiMnCo]O2系列正極材料的過渡金屬原子排列和結構，基于電中性原則，簡單的總能量固定，結合模擬退火算法生成模型結構。該方法重現(xiàn)了Li[Li1/3Mn2/3]O2結構，而且構建了Li[NiMnCo1?2x]O2（=0.02、0.1、0.33），后者從7Li核磁共振譜被證實。該結構是固溶體，有著高度的無序性，并且有明顯的離子配對。KATO等[10]用PLD在LiCoO2電極表面分別沉積非晶LiTaO3和LiNbO3層，厚度約300 nm。SIMS測得非晶的LiTaO3和LiNbO3鋰離子擴散系數(shù)分別為8.0×10-13cm2/s和5.0×10-13cm2/s，且LiNbO3包覆的材料經過循環(huán)其表面碳酸鋰成分少，同時LiNbO3性能沒有衰退，具有更好的穩(wěn)定性。KIM等[11]合成了2%（摩爾分數(shù)）Al摻雜的Li[Ni0.76Co0.09Mn0.15]O2成分梯度分布的材料，即表面富集Mn，貧Ni。Al摻雜穩(wěn)定了體相結構，Ni和Mn的梯度分布穩(wěn)定了表面結構。TAI等[12]采用剪切剝離的方法得到LiCoO2、LiMn2O4和LiFePO4納米片狀結構材料。這些納米片狀結構材料展示出較高的倍率性能和長循環(huán)性能，且當LiCoO2納米片厚度減小到2～3個原子層（1.7 nm）時，會變?yōu)榱銘冺憫?。CHANG等[13]研究了超分支結構的低聚物（STOBA）作為添加劑與正極材料的相互作用，X射線光電子能譜的數(shù)據(jù)表明STOBA中的N原子與正極材料中的金屬原子之間能形成穩(wěn)定的化學鍵，這種化學鍵能確保STOBA均勻地覆蓋在正極材料表面，同時正極材料表面的STOBA層能使PVDF均勻地覆蓋在正極材料表面，并減少正極表面氟化鋰的形成。MOHANTY等[14]研究了高容量富鋰錳基材料的衰減特性，第一周即發(fā)生成分和結構的變化增加了離子輸運的阻力，觀察到四面體位的Mn3+、層間陽離子互占位、結構重排的條紋相、高電壓態(tài)陽離子的聚集、鋰離子缺失和結構轉變條紋相等。

1.2 尖晶石正極材料

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

1.3 聚陰離子正極材料

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

1.4 其它正極材料

2 負極材料

2.1 硅基負極材料

2.2 其它負極材料

HUANG等[34]利用溶膠-凝膠法合成了NaEuTiO4，并接著用離子交換法將其轉化成了LiEuTiO4。研究表明，LiEuTiO4具有0.8 V 的嵌鋰電位，同時具有優(yōu)異的循環(huán)性能和倍率性能，在100 mA/g的速率下第二周放電容量高達219.2 mA·h/g，并且循環(huán)500周后放電容量保持在217 mA·h/g左右，庫侖效率為99.2%。與傳統(tǒng)的鈦基負極材料不同，LiEuTiO4在嵌鋰時的變價元素為Eu，從+3價還原為+2價。HAN等[35]在納米ZnO、MnO2表面生長了一層金屬有機框架ZIF-8來幫助Li+進行傳導。結果表明，在相同的電流密度下，表面修飾后的材料相對于原始材料分別有了28%和31%的容量提升。通過進一步把這個表面層在700 ℃進行裂解，得到了54%和69%的容量提升。HWANG等[36]制備并研究了一種Li-Cu復合電極，電極采用微米級金屬鋰粉和金屬銅粉混合制備而成，在電化學循環(huán)過程中金屬銅粉當導電骨架可以有效地緩沖金屬鋰的體積形變。使用這種復合電極組裝的Li-Cu電池在3 C倍率下可以穩(wěn)定循環(huán)200次，復合電極的比容量可以達到1158 mA·h/g。XU等[37]研究了二維層狀有機聚合物C3N和C2N-450的電化學性能。其中C2N-450具有933.2 mA·h/g的比容量和0.15 V（. Li/Li+）的還原電位，由于具有穩(wěn)定的類聚苯胺結構C2N-450材料能夠有效的循環(huán)長達500次不產生容量衰減。雖然該材料在倍率性能上還存在巨大的優(yōu)化空間，但對于有機物負極材料而言具有一定的意義。BECKING等[38]研究了滾壓對金屬鋰界面的影響和循環(huán)過程中枝晶的生長情況。發(fā)現(xiàn)通過對鋰帶進行簡單的滾壓加工可以減薄金屬鋰帶表面的自鈍化層（Li2CO3），從而改善金屬鋰沉積均勻度，延長金屬鋰負極的循環(huán)壽命。CHOUDHURY等[39]使用Li-In合金方法構筑了一種具有高離子電導率金屬鋰負極SEI層。由于銦具有較低的表面擴散勢壘，同時由于與金屬鋰沉積脫嵌的電位差，銦在金屬鋰負極界面的銦并不參與電化學循環(huán)過程。所有由銦構成的界面層可以有效地阻隔金屬鋰與電解液之間的反應，并實現(xiàn)快速Li+遷移通道。LIANG等[40]報道了醌類化合物可以作為水性可充電電池的負極材料。無論水性電池中介質的pH值（-1～15）、荷電離子種類、溫度或者氣體成分如何，醌型化合物均可以被設計成穩(wěn)定的負極材料。而且這類化合物可以跟多種正極/電解液聯(lián)合使用作為水性可充電電池的負極材料，可以讓水性電池具有長循環(huán)壽命、高容量、快速的動力學性能以及優(yōu)良的能量密度。AUSDERAU等[41]用透射X射線顯微鏡技術研究了合金負極Cu6Sn5脫嵌鋰過程，通過對納米級的X射線圖像的分割，最終他們發(fā)現(xiàn)合金負極Cu6Sn5在脫嵌鋰過程會生成Li2CuSn、Sn、Cu相。將按Ga∶Sn為88∶12 的質量比得到一種常溫下的液態(tài)合金負極，這種液態(tài)合金具有流動性和強表面張力，因此其有自修復能力，就可以解決電極在充放電過程中由于體積變化而使電極粉化的問題，從而提高其電化學性能。這種合金電極在4000 mA/g密度下循環(huán)4000周后仍保持400 mA·h/g的容量。GU等[42]用高壓輥壓和刻蝕等方法合成了一種具有高延展性的多原子層鋁薄膜，將鋁薄膜和石墨烯做成混合薄膜作為負極，石墨烯能緩解鋁在鋰化過程中的體積膨脹，同時提高電極的能量密度。因此該混合電極具有1089 mA·h/cm3的高體積比容量，良好的大倍率充放電性能和長循環(huán)壽命。LI等[43]用鎳納米管構筑三維集流體，負載納米Fe3O4活性材料，并在其上覆蓋MnO2納米層，這個呼吸式混合電極1 C循環(huán)1000周后容量保持為1450 mA·h/g，保持率96%。HAN等[44]通過MnOOH納米線、C2O42+和Sn2+氧化還原反應得到薄層碳包覆的SnO2納米管負極材料SnO2@C，相比于一般的SnO2納米管，其具有更高的電導率和更低的電阻率。而且其中空結構可以緩解SnO2在充放電過程中的體積變化，因此其具有更優(yōu)異的電化學性能。LIU等[45]使用功能化碳納米管涂布在隔膜表面來實現(xiàn)金屬鋰枝晶抑制，發(fā)現(xiàn)功能化碳納米管涂層可以有效改變金屬鋰枝晶的生長方向，認為導致這一現(xiàn)象的主要原因在于碳納米管涂層能夠有效地改變界面電場分布，形成更為均勻的金屬鋰沉積。使用功能化碳納米管涂層的隔膜制備了LFP-Li電池，電池經歷800次循環(huán)后容量保持依舊能達到初始容量的80%。ZHANG等[46]研究了集流體表面LiF層對形成柱狀金屬鋰沉積的影響，通過第一性原理計算發(fā)現(xiàn)LiF（100）晶面結合能為-0.14 eV小于Cu（100），Li在LiF（100）晶面的擴散勢壘，低于Cu（100）的擴散勢壘，從而認為Li更容易穿過表面的LiF層，可以在襯底表面上形成更致密的沉積層，并形成這種柱狀結構鋰沉積。該負極在碳酸脂類電解液中循環(huán)庫侖效率約為83%。WANG等[47]提出可以將小分子有機物馬來酸作為鋰離子電池的負極，后續(xù)通過電化學測試表明材料具有超高的可逆容量，46.2 mA/g的電流密度下的可逆容量為1500 mA·h/g，甚至在電流密度為 46.2 A/g時仍有570.8 mA·h/g的可逆容量，同時在2.31 A/g電流密度下循環(huán)500周后容量保持98.1%。進一步對充放電機理進行了研究指出，馬來酸作為負極具有優(yōu)良的電化學性能主要歸因于其很小的體積形變和獨特的鋰離子存儲機理，材料在電化學反應時以共軛的羧酸基團為活性位點，整個反應過程進行了12個電子的傳遞。WANG等[48]通過優(yōu)化脫水誘導納米結構的方法合成了鈦酸鋰水合物，后續(xù)研究表明將其作為鋰離子電池負極時具有優(yōu)越的倍率性能和循環(huán)穩(wěn)定性，大約35 C倍率下比容量為130 mA·h/g，并且每周容量衰減僅為0.001%的情況下能夠循環(huán)超過10000周，通過原位同步X射線衍射分析表明，材料在充放電過程中并未發(fā)生兩相轉變。指出在水熱法和溶膠-凝膠法進行材料合成時，后續(xù)熱處理過程應該尋找一個最佳脫水溫度來保證材料的最優(yōu)性能。

3 電解質及添加劑

RUSTOMJI等[49]分別采用CH2F2和CH3F來作為超級電容器和金屬鋰電池的液化氣電解質，其優(yōu)點在于低熔點和低黏度的特性。從而具有較寬的工作溫度區(qū)間，并且當溫度升高到超臨界點附近時其電導率急劇下降，從而有效切斷內部電路，提高安全性。SUN等[50]根據(jù)三元相圖Li3PS4-Li4SnS4- Li4SiS4，使用固相反應合成類LGPS（Li10GeP2S12）結構的超離子導體Li10+δ[SnSi1?]1+δP2?S12{Li4?[SnSi1?]1?PS4}。認為常溫下Li10.35[Sn0.27Si1.08]P1.65S12{Li3.45[Sn0.09Si0.36]P0.55S4}具有該體系中最高的離子電導率（1.1×10?2S/cm）。經CV測試該新固態(tài)電解質的穩(wěn)定電壓可高達5 V，組裝了電池LiCoO2/Li10.35[Sn0.27Si1.08]-P1.65S12{Li3.45[Sn0.09Si0.36] P0.55S4}/In-Li可穩(wěn)定的可逆循環(huán)。HE 等[51]報道了一種由1 mol/L LiPF6、FEC/HFDEC和1%（質量分數(shù)）LiDFOB組成的氟化電解液，這種電解液能顯著提高NMC532/石墨全電池在4.6 V高壓下的循環(huán)穩(wěn)定性。通過一系列表征，他們發(fā)現(xiàn)這種電解液具有高的離子電導率、耐氧化、易浸潤并且能在負極表面形成穩(wěn)定的鈍化膜，具體表現(xiàn)為能使NMC532中的Ni和Co在相同的截止電壓下充電到更高的價態(tài)，同時在石墨負極表面形成不含過渡金屬Mn的鈍化膜。更進一步，同步輻射XRD的數(shù)據(jù)顯示，該電解液有助于保持正極的晶格完整性。LIU等[52]用離子交換法由Na2Mg2P3O9N合成了Li2Mg2P3O9N。研究表明，Li2Mg2P3O9N所屬空間群為P213，室溫下的離子電導率約為10?6S/cm。此外作者通過原位中子衍射研究了采用非熔融鋰鹽離子交換合成Li2Mg2P3O9N過程中的相變機理，分析表明，離子交換過程中通過兩相反應從固溶體Na2?xLiMg2P3O9N 最終轉化為Li2Mg2P3O9N，同時通過結構精修指明了相變過程中缺鋰態(tài)時Li占據(jù)Li1位，并在富鋰態(tài)時遷移到Li3位。KWON等[53]報道了一種高離子電導率的固態(tài)聚合物電解質薄膜。這種電解質薄膜的設計關鍵在于功能性的無機納米顆粒，它們的內部含有連通的介孔，而這些介孔的表面包含腈基。薄膜在5.2 V高的電壓下顯示了電化學穩(wěn)定性，在室溫下的離子電導率為2×10?3S/cm，在低于0℃的時候離子電導率大于10?4S/cm，使用混合電解質薄膜和鈦酸鋰負極的電池在低于?10 ℃時展示了151 mA·h/g的放電容量。CHOI 等[54]將離子液體(LiTFSI/Pyr14TFSI)和BaTiO3納米陶瓷粉復合形成一種準固態(tài)的電解質，該電解質具有較高的熱穩(wěn)定性、寬的電化學窗口和離子電導率（30 ℃下僅1.3×10?3S/cm），且其鋰離子遷移數(shù)高達0.35。DIETRICH等[55]研究了非晶態(tài)(Li2S)(P2S5)(100-)固體電解質材料，拉曼光譜和魔角旋轉核磁共振譜研究表明，隨著Li2S含量的增加，非晶態(tài)材料中陰離子的含量會減少，而的含量會增加，使材料的離子電導率增大，但是當>75后，陰離子基團對離子電導率的影響變得很小。KRAFT等[56]用超離子導體Li6PS5X（X = Cl、Br、I）研究了晶格極化率對離子電導率的影響。實驗中通過控制鹵素離子的占比來改變陰離子極化率，采用超聲波聲速測量法確定晶格剛度和德拜頻率的變化，同時結合了電化學阻抗譜和中子衍射譜，結果表明晶格柔韌性對離子電導率具有重要的影響，更柔和的化學鍵能夠降低活化能和離子運動的前置因子。SU等[57]提出了一種原位方法模擬了電池在充放電過程中固態(tài)電解質與電極材料間的界面機械形變。將這種方法用在了包含聚合物電解質和V2O5-薄膜電極的電池系統(tǒng)中，并通過有限元模型分析了在應力下的撓度，結果表明，電解質對電極材料的依從性與應變率有關，并且因聚合物分子質量的不同而不同，電化學循環(huán)過程中的界面化學變化導致了電解質和電極間吸附能的顯著衰減。KIREEVA等[58]采用化學信息學對設計全固態(tài)電池電解質材料提出合理的方法。該方法著重于幾個方面：① 找出影響石榴石結構的氧化物材料鋰離子電導的參數(shù)響應；② 基于已有實驗數(shù)據(jù)建立定量模型描述組分-結構-離子電導之間的關系；③ 劃分材料作為石榴石型固態(tài)電解質的化學工作空間用于虛擬篩選。WU等[59]探究了鈣鈦礦Li3xLa0.67xTiO3鋰離子固態(tài)電解質的晶界處具有低離子電導的原因，合成了不同晶界尺寸從25 nm到3.11 μm的樣品。通過SEM和TEM的研究發(fā)現(xiàn)，邊界并沒有二次相，而晶界離子電導隨著尺寸的減小而降低。認為晶界的離子電導不止受晶體學相邊界的影響，還與邊界吸附的電子有關。造成晶界低鋰離子電導的原因是鋰離子在空間電荷界面層的消耗。HU等[60]研究了La(1-)/3LiNbO3（LLNbO）固態(tài)電解質在不同退火條件下對于結構引起的變化，使用高分辨暗場透射電鏡和結構建模共同研究了單晶LLNbO固態(tài)電解質界面的結構。發(fā)現(xiàn)當進行高溫退火之后La元素在層狀鈣鈦礦結構中會出現(xiàn)顯著的擴散行為，結構中La元素會占據(jù)A位，導致O原子出現(xiàn)無序化現(xiàn)象。同時在結構中會出現(xiàn)隨機分布的正八面體NbO6，因此在高溫退火后會顯著降低LLNbO的離子電導率。CHENG等[61]在常規(guī)電解液中添加納米金剛石來實現(xiàn)金屬鋰枝晶生長抑制，發(fā)現(xiàn)使用普通電解液1 mol/L LiPF6EC/DEC（1∶1）組裝的Li-Cu電池，以0.5 mA/cm2電流密度沉積6 h后在Cu箔集流體表面會形成直徑約為1.2 μm的組裝金屬鋰陣列。而當在電解液中添加直徑小于5 nm的納米金剛石后，所沉積的金屬鋰陣列直徑會增長至310 nm，并經歷3次循環(huán)后不產生顯著枝晶。認為在電解液中的納米金剛石會吸附鋰離子，使金屬鋰在集流體界面更為均勻的成核，從而降低了金屬鋰枝晶產率。KOZEN等[62]設計了一種有機-無機復合電解質層用于金屬鋰枝晶生長的抑制。先使用含有DOL成分的電解液在金屬鋰負極界面上進行預沉積，形成約800 nm厚度的有機聚合物層后，在電極外側使用ALD沉積LiPON。在這種具有有機-無機復合電解質層的金屬鋰負極循環(huán)200次后依舊不產生任何金屬鋰枝晶。但在長循環(huán)后外側的無機電解質（LiPON）層會發(fā)生破裂，但底層的有機電解質可以穩(wěn)定無機電解液層避免無機層剝離。同時在裂縫處形成的SEI的電導率較低，鋰離子依舊擇優(yōu)選擇電導率更高的位點進行遷移和沉積，因此避免了裂縫處出現(xiàn)金屬鋰枝晶。WANG等[63]研究了苯并咪唑鋰鹽作為電解液添加劑的作用，它可以通過路易斯酸堿反應穩(wěn)定LiPF6，引入拉電子基團—CF3可穩(wěn)定咪唑環(huán)使之可滿足高電壓體系的應用，同時它可觸發(fā)碳酸烷基酯的聚合在正極表面形成穩(wěn)定的界面層，提高高壓材料的循環(huán)性能。SAHORE等[64]研究了VC和TMSPi作為電解液添加劑對Li1.03(Ni0.5Mn0.3Co0.2)0.97O2循環(huán)性能的影響，1/10 C容量、1 C容量和60%的電阻與循環(huán)次數(shù)呈線性關系，但添加劑的協(xié)同作用是明顯的，優(yōu)化電解液和添加劑的比例可以最大限度地降低1/10 C容量衰減和內阻的提升。SU等[65]研究了1.0%（質量分數(shù)）TFEOP添加于電解液中對NMC532/石墨電池在3.0～4.6 V范圍循環(huán)性能的影響，XPS和NMR分析表明容量保持能力的提升來自于添加劑正極表面的聚合，選擇該類具有可打開聚合的環(huán)狀結構和氟代烷基拉電子基團的磷酸酯化合物是一個尋找正極成膜添加劑的 方向。

4 電池技術

4.1 鋰空電池

ZHOU等[66]研究了以六甲基磷酸酰胺（HMPA）為電解液，LPON保護的金屬Li為負極的鋰氧氣電池，取得了較好的循環(huán)可逆性，分析得到主要基于HMPA對于放電產物過氧化鋰、碳酸鋰和氫氧化鋰等副產物具有較高的溶解度。LUO等[67]通過使用環(huán)境透射電子顯微鏡研究了Li-O2電池的反應機理。研究表明，在放電開始時，由于具有充足的氧氣，正極反應產物為LiO2，隨之通過歧化反應產生Li2O2和O2，氧氣的釋放促使內層為Li2O2而外殼為Li2O的核殼結構的形成，并且充電過程中核殼結構發(fā)生分解皺縮。作者進一步指出通過鋰離子擴散、電子傳遞、反應位點的緊密耦合，以及氧氣釋放過程的調節(jié)，使得Li-O2電池在放電過程中產生形貌復雜的產物。針對Li-O2電池中LiTFSI-DMSO（二甲亞砜）電解液與金屬鋰之間的化學反應問題，LIU等[68]采用一種高鹽濃度LiTFSI-DMSO電解液（1∶3摩爾比）實現(xiàn)抑制電解液對金屬鋰的副反應。當電解液中鋰鹽濃度上升后所有的DMSO分子會被鋰鹽中陰離子集團絡合，從而提升了活化能勢壘，進而降低與金屬鋰的反應速率。因此，使用這種高鹽濃度的電解液可以有效地增加空氣電極和金屬鋰負極的穩(wěn)定性，提升Li-O2電池的循環(huán)壽命。

4.2 鋰硫電池

CONDER等[69]使用原位XRD技術在Li-S電池中直接觀測到了多硫離子，觀察到多硫離子會吸附在玻璃纖維隔膜的表面，并以此原位地觀察循環(huán)過程中多硫離子的演變，隨著S的脫嵌鋰，只有長鏈的多硫離子會吸附在玻璃纖維隔膜的表面。玻璃纖維的成分SiO2對多硫離子具有吸附作用，抑制多硫離子的穿梭效應，從而提高Li-S的電化學性能。FAN等[70]制備了氨基官能團化的碳化硼納米片/石墨烯薄膜并置于正極表面用作阻隔層。該導電的且具有離子選擇結構的阻隔層不僅可以降低電池的電荷轉移電阻，且可以抑制多硫離子的穿梭效應。具有該阻隔層的Li-S電池具有較為優(yōu)異的電化學性能，在S的含量達60%、3 C下，其首周比容量高達1100 mA·h/g，且在1000周內其容量衰減率每周僅0.0037%。ZHANG等[71]制備了納米的Li2S顆粒，并使用原位的X射線吸收光譜（XAS）研究其前兩周的充電機制。Li2S的首周充電包括兩個相轉變過程：先被氧化形成多硫離子，接著轉變?yōu)镾。在第一周的放電末態(tài)會有多硫離子殘留，該多硫離子不僅可以促進Li2S/電解液之間的電荷轉移過程，且可以同Li2S發(fā)生化學反應促進Li2S的氧化。CHUNG等[72]設計一種貝殼狀的電極Li2S（中心）-CNF-CNT紙（殼），該貝殼狀的電極結構可以將Li2S的氧化還原產物包裹在導電殼中，有利于電子和離子的傳輸。由此制備了Li2S負載量高達8 mg/cm2的電極，且在電解液/Li2S比例僅9/1的情況下，具有較好的電化學性能。MENG等[73]首先使用手磨和球磨S漿料的方式制備S正極并進行對比，認為球磨得到的S正極具有更好的電化學性能。使用低溫（50 ℃）ALD的方法在球磨S正極的表面包覆一層Al2O3，經Al2O3包覆后S正極的循環(huán)性能和庫容效率都得到了提高，這是因為Al2O3包覆層不僅可以吸附多硫離子且可以抑制多硫離子的溶解。ZENG等[74]將S共聚于聚間氨基苯硫酚（PMAT）上形成高度交聯(lián)共聚物cp(S-PMAT)。該cp(S-PMAT)電極具有較為優(yōu)異的電化學性能，在0.1 C下放電比容量高達1240 mA·h/g，在1 C和5 C下分別有比容量880 mA·h/g和600 mA·h/g，且在2 C下1000周后仍有比容量495 mA·h/g。認為PMAT中具有高導電通道，而PMAT中的硫醇官能團與S之間的化學結合可以抑制多硫離子的溶解。

5 電池表征、電池模型和測量技術

KOERVER等[75]以LiNi0.8Co0.1Mn0.1O2為正極、β-Li3PS4為硫基固態(tài)電解質，用EIS和XPS研究了正極側NCM和硫基電解質之間的副反應以及隨著循環(huán)的變化。在首周充電過程中，硫基電解質的氧化分解產物會增加阻抗，降低首周庫侖效率。而且NCM在脫鋰的過程中晶格會收縮，導致與電解質的機械接觸變差，從而失去活性。BIE等[76]使用Li2O2作為補鋰劑用以補償NCM/graphite全電池的首周活性鋰損失，球磨6 h后的NCM對Li2O2的分解具有催化作用，在4.6 V下其首周充電比容量高達1098.8 mA·h/g，通過添加2% Li2O2，NCM/graphite全電池的比容量從160.0 mA·h/g增加到179.4 mA·h/g（高12%），但Li2O2分解形成Li+和O2后會形成空位，導致極片容量衰減。HAFIZ等[77]利用高能X射線對正極材料（以磷酸鐵鋰LFP為例）照射后的非彈性散射效應（康普頓散射）來探測其中過渡金屬的氧化還原軌道在動量空間的圖像，并靠這個手段發(fā)現(xiàn)電極電勢與過渡金屬3D電子軌道的局域化有很大關系，而電勢在循環(huán)過程中的下降與過渡金屬和氧原子之間的成鍵發(fā)生變化有關。STEINHAUER等[78]使用原位的中子反射（NR）和原子力顯微鏡（AFM）研究碳表面SEI結構和形貌的演變，觀測到在開路電壓下，碳表面就會形成富鋰吸附層，且在該電位附近，第一分解產物開始在碳表面沉積。在負電位掃描時NR數(shù)據(jù)顯示在低截止電位（0.02 V. Li/Li+）下，碳表面SEI厚度最大可達192 ?，而在正電位掃描時，該SEI層厚度有輕微的減少，NR的散射長度密度同樣可以為SEI的化學特性和結構演變提供額外的信息。WI 等[79]用原位的電化學阻抗譜、GITT和X射線衍射譜研究了LiMn0.8Fe0.2PO4的相轉變和動力學，結果表明磷酸鐵錳鋰在脫嵌鋰過程中的反應路徑是不同的，同時他們發(fā)現(xiàn)磷酸鐵錳鋰在電化學中表現(xiàn)出來的緩慢動力學是由Mn的氧化還原反應引起的。GIEU等[80]采用XPS、SAM/SEM及飛行時間二次離子質譜等表面分析手段仔細研究了LMO/Li4Ti5O12電池正負極表面膜成分隨循環(huán)周數(shù)的變化。LMO正極側CEI厚度相較于負極Li4Ti5O12側較薄，且正極CEI厚度、成分基本不隨周數(shù)和SOC變化；但在負極側，充電態(tài)的SEI較厚，放電態(tài)隨著MnF2等的溶解會變薄。MASCARO 等[81]利用基于AFM的靜電力顯微技術去探測磷酸鐵鋰表面局域離子擴散性質，通過這種技術測得的磷酸鐵鋰[010]方向鋰離子傳輸?shù)幕罨芎蛦坞x子輸運跳躍勢壘與通過DFT計算的結果相一致。這種基于AFM的探測方法能將局域結構和傳輸性質直接聯(lián)系起來，對理解離子輸運有重要意義。CHEN等[82]采用三維的木質結構作為鋰離子電池的集流體框架，提高了活性物質的負載密度。在其多通道結構中注入活性物質磷酸鐵鋰后，可以得到800 μm厚的電極，并且其垂直通道的構架保證了低的彎曲度，從而保證了離子和電子的快速傳輸。LIU等[83]采用高溫快速燒結法將石榴石結構的Li7La2.75Ca0.25Zr1.75Nb0.25O12（LLCZNO）和V2O5正極材料制備成連續(xù)相分布電極。相比于普通電極制備方法，獲得的連續(xù)相分布電極室溫下的界面電阻從2.5×104Ω·cm2下降到71 Ω·cm2，在100 ℃下電阻率進一步下降到31 Ω·cm2。認為這種電阻率下降的原因在于高溫燒結時可以將V2O5材料界面熔化并與固態(tài)電解質具有更好的結合界面。SCHULZ等[84]使用核磁共振技術定量地研究了鋰離子電池在不同充放電態(tài)下碳負極界面SEI和碳負極中鋰離子含量的關系，并依據(jù)實驗數(shù)據(jù)對鋰離子電池容量衰減建模。通過調節(jié)伽瑪射線強度可以有效地實現(xiàn)對負極不同深度的鋰元素含量的檢測，從而實現(xiàn)對SEI和負極內鋰含量的區(qū)別。這種方法有助于更好地配合其它檢測手段，應用于鋰離子商用電池壽命預測研究。TAIWO等[85]使用微米CT和同步輻射三維成像技術對液態(tài)金屬鋰負極粉化現(xiàn)象進行了研究，通過兩種三維成像技術分別研究了在不同循環(huán)次數(shù)下，金屬鋰負極形貌演變。并觀察到隨循環(huán)次數(shù)延長金屬鋰負極粉化程度增加，并獲得粉化后的金屬鋰枝晶生長進入隔膜微孔中的直接證據(jù)。除常規(guī)認為的樹枝狀金屬鋰枝晶對電池的短路造成極大危險，苔蘚狀的沉積金屬鋰也可能造成電池內部短路。WANG等[86]使用原位中子深度剖析研究鋰脫離和沉積過程中石榴石型固體電解質與鋰的界面，分別研究了Li/電解質/Li（LGL）和Li/電解質/碳管（LGC）兩種電池，觀察到在LGC電池的碳管與電解質的界面處會形成具有各種形貌的鋰，他們認為這是因為其較差的界面接觸引起的，而LGL電池則較好。SONG等[87]用原位的電化學質譜結合電化學石英晶體微量天平研究了磷酸鐵鋰和磷酸鐵鈉的界面化學反應和表面還原電勢。發(fā)現(xiàn)對于傳統(tǒng)電解質，磷酸鐵鋰和磷酸鈉鋰正極的質量在充電時減少，放電時增加。但對于水溶液電解質，磷酸鐵鋰展示了不同的性質，即充電時質量增加，放電時質量能夠減少。這是由于在水溶液中循環(huán)的磷酸鐵鋰，表面的還原氧化電勢低于體相的還原氧化電勢，并且表面鋰離子溶劑化和去溶劑化的速率小于體相。LEE等[88]用中子衍射、TEM、NMR等研究了Li摻雜高電壓尖晶石LiNi0.5Mn1.5O4材料，發(fā)現(xiàn)鋰在有序相變前摻入了尖晶石中的16c的位置。在有序相變后鋰移動進入了16d（4b）位置，說明鋰的移動和有序-無序相變有緊密的聯(lián)系。LE?TICHE等[89]成功地在Si/Al2O3/Pt功能性集流體上生長了高電壓正極LiMn1.5Ni0.5O4薄膜。他們發(fā)現(xiàn)沉積氣壓是決定樣品中Ni-Mn有序度的重要因素，10-2mbar（1bar=105Pa）下700 ℃煅燒的樣品具有65 μA·h/(cm2·μm)的容量，容量保持率也不錯。庫侖效率則與膜的厚度緊密相關。他們的工作是相關集流體上LNMO正極薄膜的研究中最系統(tǒng)的。

6 理論計算、界面反應及其它

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

10.12028/j.issn.2095-4239.2017.0151

TM 911

A

2095-4239（2017）06-1175-13

2017-10-18；

2017-10-20。

趙俊年（1992—），男，博士研究生，研究方向為鋰金屬電池和鋰負極保護，E-mail：13501388124@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。