锂电池百篇论文点评（2016.4.1—2016.5.31）

胡 飞，陈宇阳，詹元杰，武怿达，赵俊年，陈 彬，王 昊，闫 勇，俞海龙，贲留斌，刘燕燕，黄学杰



锂电池百篇论文点评（2016.4.1—2016.5.31）

胡 飞，陈宇阳，詹元杰，武怿达，赵俊年，陈 彬，王 昊，闫 勇，俞海龙，贲留斌，刘燕燕，黄学杰

（中国科学院物理研究所，北京 100190）

该文是一篇近两个月的锂电池文献评述，我们以“lithium”和“batter*”为关键词检索了Web of Science从2016年4月1日至2016年5月31日上线的锂电池研究论文，共有1679篇，选择其中100篇加以评论。正极材料主要研究了三元材料、富锂相材料和尖晶石材料的掺杂和表面包覆及界面层改进对其循环寿命的影响。硅基复合负极材料和金属锂负极研究侧重于SEI界面层、复合材料、黏结剂及反应机理研究，电解液添加剂、固态电解质电池、锂硫电池、锂空气电池的论文也有多篇。理论模拟工作侧重于正极材料结构、SEI形成机理分析和固体电解质等。除了以材料为主的研究之外，还有多篇针对电池界面、电极结构和性能分析的研究论文。

锂电池；正极材料；负极材料；电解质；电池技术

1 正极材料

1.1 层状氧化物正极材料

LUO等[1]用溶剂热制备的前驱体与LiCO混合烧结（熔融盐）的方法合成了富锂锰基层状材料，其中控制Li2CO3与前驱体中过渡金属离子的摩尔比例分别为2、4、6以及1.6（1.6对应Li1.23Mn0.46Ni0.15Co0.16O2）。电化学测试结果表明，当比例为4时得到的材料具有最优的性能，其原因主要是一定过量的Li2CO3与前驱体混合烧结有助于其表面和体相Li+的均匀分布，从而提高了Li+的扩散性能。LUO等[2]通过研究富锂Li1.14Mn0.48Ni0.19Co0.19O2纳米片状正极材料的充放电情况发现了该材料的表面保护层，该保护层的形成和材料的活跃表面相关。过渡金属在循环过程中向活跃的表面移动，同时Ni和Co比Mn更容易移动。LIU等[3]制备了Li(Li/3Ni3/8–3x/8Co1/4–x/4Mn3/8+7x/24) O2（= 0.6，HLR）和Li(Li/3Ni1/3–x/3Co1/3–x/3Mn1/3+x/3) O2（= 0.24，LLR）为正极，Si为负极的软包电池，用中子衍射原位研究了充放电过程中Li+迁移带来的晶格参数变化以及伴随着的氧晶格变化。NAYAK等[4]用Al3+掺杂Li1.2Ni0.16Mn0.56Co0.08O2得到Li1.2Ni0.16Mn0.51Al0.05Co0.08O2，100周C/10倍率循环后容量保持率从68%提高到了96%，Raman谱未观察到625 cm−1处的峰，表明没有形成尖晶石结构。LU等[5]通过STEM-EDS表征方法研究Li(Li0.2Ni0.2Mn0.6)O2正极材料的动态相变过程，通过捕获一系列定时的图像，发现在LNMO相变过程中，Ni会优先移动，揭示了新的动力学机理。KIM等[6]采用NH4FHF作为氟源处理NCA表面，其与表面的LiCO和LiOH反应，形成稳定的LiF，从而减少了Li2CO3和LiOH在制作浆料过程以及电池后期充放电循环中出现的负面影响。ZHANG等[7]首次将树脂作为层状富锂正极材料的黏结剂。相比于传统的PVDF黏结剂，用树脂作为黏结剂可以显著抑制富锂正极材料的电压和容量衰减。

1.2 尖晶石正极材料

SUN等[8]以MnO2微米球作为前驱体和模板合成了LiNi0.5Mn1.5O4中空微米球，为了提高LiNi0.5Mn1.5O4的电导率，通过电子束气相沉积方法在LiNi0.5Mn1.5O4的表面包覆一层Al纳米颗粒，将此样品在800 ℃下退火，可以得到Al3+掺杂的LiNi0.5Mn1.5O4，提高了LiNi0.5Mn1.5O4的循环性能和倍率性能。KHAKANI等[9]利用溶胶-凝胶方法合成了尖晶石材料LiNi0.5Mn1.5O4，并通过加速量热仪研究并比较了LNMO和LiMn2O4的热稳定性，在1 mol/L的LiPF6[(EC)∶(DEC)=1∶2]的电解液中， Li1–xNi0.5Mn1.5O4自加热反应的开始温度约为60 ℃，Li1–xMn2O4约为140 ℃。Li1–xNi0.5Mn1.5O4和Li1–xMn2O4开始分解的温度分别为195 ℃和215 ℃，温度超过200 ℃后，Ni4+会被还原为更加稳定的Ni2+，氧从正极材料中逸出，碳酸酯溶剂被氧化。GELLERT等[10]通过溶胶-凝胶化学法和旋转涂覆的方法在Au衬底的表面沉积LiNi0.5Mn1.5O4二维薄膜，并在最外面沉积一层无定形的不同厚度的LiNbO3固态电解质膜，LiNbO3的Nb 3D XPS光谱结果表明，Nb只有一个价态。三电极EIS的结果表明，LNMO与LiNbO3界面转移阻抗小于50 Ω/cm2。VITUCCI等[11]研究了在不同背景气氛中加热对于无序的LiNi0.5Mn1.5O4结构变化的影响。在真空和空气中，当温度超过650 ℃后，LNMO发生较大的结构变化，这是由于丢失了大量的氧，产生大量的氧空位。在空气条件下，从高温下冷却，其结构变化（包括长程和短程结构变化）可恢复，但在真空条件下，其结构变化是不可逆的。

1.3 聚阴离子正极材料

ZHANG等[12]在片状的α-LiAlO2基底上用水热方法原位生长了LiMnPO4。其中当LiAlO的含量为6%（质量分数）时，LiMnPO4具有最优的电化学性能，0.05 C倍率下的放电容量达到142.8 mA·h/g，且50周循环后的容量保持率为94.8%，主要原因是LiAlO2有效抑制了正极与电解液之间的副反应。DROZHZHIN等[13]利用恒电流循环、原位的X射线粉末衍射和恒电位间歇滴定法研究了Li1–xFePO4、Li1–xFe0.9Mn0.1PO4、Li1–xFe0.5Mn0.5PO4在充放电过程的相转变。发现在充放电过程中锰含量越高时固溶体所贡献的容量越大，同时高的锰含量有助于提升材料的倍率性能。HONG等[14]利用乙二醇辅助的溶剂热方法得到了纳米晶的磷酸锰锂，并研究了反应物的滴加顺序和反应物的比例对生成物颗粒形貌和性能的影响。最终发现当反应物滴加顺序为Mn→ P→Li、LiOH/H3PO4的比例为0.9时，所得的磷酸锰锂与碳的复合物具有最佳性能，在0.5 C的倍率下循环100周容量保持率为93%。FANG等[15]以NH4CoPO4·H2O纳米片为模版合成了铁掺杂的LiCoPO4纳米片，这种纳米片有良好的电化学性能。在0.1、0.5、1、5、10 C的倍率下得到了147、137、131、123、115 mA·h/g的容量。相比于LiCoPO4，掺铁后循环的平均库仑效率由80%提高到了93%。

1.4 其它正极

AZHAGURAJAN等[16]使用激光共聚焦显微镜和微分干扰显微镜的组合原位观察了原子尺度锂电子嵌入MoS2单晶电极材料，观察到锂电池嵌入材料时首先从表面第一原子层开始，随后逐渐一层一层地进行到内部。反复地脱嵌锂会在材料表面形成小的畴区域，这些区域从材料的表面脱落而破坏了材料的光滑表面结构。GU等[17]制作了Li-FeF2电池，使用基于锂双氟磺酰基亚胺（LiFSI）的电解质，通过原位形成锂离子保护层来阻止正极的溶解和浸出，该电池循环过程中未生成锂枝晶，循环超过1000次仍然保持稳定。通过量子化学计算和失效分析提出了钝化层形成和性能提升的机制。

2 负极材料

2.1 Si基负极材料

HIGGINS等[18]将硅纳米颗粒（SiNPs）作为负极，用原位二次掺杂处理的导电黏合剂（PEDOT：PSS）替换非活性电极添加剂（通常是炭黑和惰性聚合物黏合剂），并使混合浆料具有较高硅含量，含80%（质量分数）SiNPs电极的导电性高达4.2 S/cm，电极厚度为1 mg/cm2时，首周容量为3685 mA·h/g，首周循环效率为78%，在1 mA/cm2下循环100次后，仍有1950 mA·h/g的容量（约75%的容量保持率）。YOM等[19]提出了一种提升氧化亚硅SiO负极首周效率的方法，将纯的SiO与金属锂粉按照质量比7∶1、8∶1和9∶1混合，然后600 ℃热处理，使SiO预锂化，固相反应后SiO中观察到了Li4SiO4、LiSiO3和Li2O，且固相反应中锂的比例越大，得到的材料首周效率越高，其中(SiO)∶(Li)=7∶1的样品首周效率为82.12%。BORDES等[20]利用有聚焦离子束的、先进的时间飞行二次离子质谱分析了硅负极的嵌锂和失效行为。第一次嵌锂时，电极中的所有粒子均呈现出核-壳反应机理，Li3.1Si壳与硅核界面明显，壳随着锂的嵌入变厚，接着体相中锂的扩散沿着缺陷推进，直至晶硅完全反应形成无定形硅。PIPERA等[21]使用分子沉积的方法（MLD）使芳香的对苯二酚和三甲基铝反应，并在硅的表面形成弹性的导电对苯二酚铝，该包覆层可以有效地适应Si的体积膨胀，经过该包覆的Si具有很好的电化学性能，有超过200周容量近1500 mA·h/g。CORTEA等[22]用一种分子接枝方法在硅负极表面形成人造SEI以提升电极稳定性，表面单层酸性接枝可形成均匀的ROCO2Li/Li2CO3钝化层，有利于提升其循环性能，可能源于其部分阻止体积膨胀导致的破裂和对ROCO2Li及Li2CO3的锚定作用。

2.2 其它负极材料

LIU等[23]提出一种使用纳米纤维作为载体来容纳金属锂的方法，制备了一种具有核壳结构的纳米纤维，纳米纤维外侧为ALD沉积的ZnO，内部为聚酰亚胺。将这种纳米纤维混合黏合剂制备成纤维纸，使用熔融的金属锂灌装到纤维纸里，锂会覆盖在纤维表面和微孔中，外侧的ZnO能够增加金属锂的浸润性。除此之外纳米纤维可以有效地扰动金属锂的生长方向，抑制垂直方向上枝晶的生长。PORTHAULT等[24]使用电沉积技术制备了一种用于全固态电池的金属锂负极，预先将全固态半电池的正极和固态电解质复合好，随后在负极侧的固态电解质上沉积一层微米级的铜，然后将整体浸泡在电解液中使用金属锂片作为对电极，将金属锂沉积到这层超薄铜表面，生长的金属锂负极具有高平整度和无枝晶特点，该方法制备的全固态电池界面阻抗要比热蒸发蒸镀的金属锂要显著降低。HUI等[25]研究了少层石墨烯与块状石墨的脱嵌锂差异。实验发现单层石墨烯不能嵌锂，但少层石墨烯能够脱嵌锂，且与块状石墨机理基本相同，在少层石墨烯中也能观察到石墨嵌锂的阶结构，但是当石墨烯层少于5层时，只有1～3阶结构。CHENG等[26]使用编织玻璃纤维布覆盖在铜箔表面用于抑制金属锂枝晶，发现使用玻璃纤维布覆盖层可以有效地提升电解液的浸润性，同时提升了金属锂的沉积均匀性并有助于消除枝晶。除此之外玻璃纤维覆盖层可以有效地扰动金属锂枝晶的生长方向，同时具有较高的机械强度可以有效地抑制锂枝晶生长，但是电池的库仑循环效率仍偏低。AGUBRA等[27]提出了一种新的大规模制备锡/碳复合纳米纤维的方法：将纳米锡与PAN的DMF溶液混合，静电纺丝得到负载有锡的PAN纤维，然后热处理得到锡/碳纤维，这种复合纤维可交联成片，具有很好的柔韧性，可以制备成无黏结剂电极。ZU等[28]结合X射线衍射（XRD）、二次离子质谱（TOF-SIMS）和SEM技术研究Li片性能下降的原因，Li片与电解液发生化学反应形成的杂质相的结晶程度与性能下降有关。在电解液中加入金属离子（Cu、Ag或Au）减少杂质相的结晶度，从而提高锂片的电化学性能，计算也验证了该设想。ZHENG等[29]研究了锂负极的界面问题，认为当以一个大的倍率进行放电时，在锂负极的表面会形成一个瞬态的高浓度电解质层，该瞬态过程形成的电解质层会很快地溶解到电解液中，同时会在锂负极的表面形成稳定的固态电解质层（SEI），该SEI的成分主要为聚乙烯碳酸酯和其它的有机及无机锂盐。该稳定的SEI可以抑制新鲜的锂同电解液的反应，故可以提高锂负极的电化学性能。

3 电解质

3.1 固体电解质

MASCARAQUE等[30]使用高速魔角旋转-核磁共振技术研究了不同Li2O含量的LiPON材料的物相结构特性，对不同Li2O含量的LiPO玻璃进行N掺杂，发现当Li2O含量低时，P(O, N)4的含量也会维持在较低范围，这时的LiPON更倾向于形成非桥连的N。而当Li2O的含量逐渐上升，LiPON中的可容纳的N含量逐渐增加，这时N在材料中会逐步形成PO3N、PO2N2以及一些桥连和非桥连的N，有助于提升样品的离子电导率。WAGNER等[31]使用固相反应的方法合成了几百微米Li7−3xGaLa3Zr2O12并用以研究含Ca3+的LLZO的结构与性能关系。经单晶X射线衍射发现，当>0.07时，该材料属于离心的立方空间群I-43d。Ga-LLZO具有比Al-LLZO更好的电化学性能是因为Ga3+位的偏好导致结构的变化。通过同位素7Li的核磁共振（NMR）研究发现属于空间群I-43d的LLZO具有一个额外的Li+传输过程。WENZEL等[32]成功制备了高结晶态的超离子导体Li7P3S11，同时作者使用原位的光电子能谱（XPS）和时间响应的电化学阻抗谱（EIS）研究该物质与Li的截面反应。KIMURA等[33]制备了一种复合固态电解质膜，将高浓度的PEC（含80%LiFSI）与三维有序介孔（平均孔径0.3 μm）的聚酰亚胺支撑体混合，测试得到了其离子电导随温度的变化曲线，在30 ℃下离子电导率为1.6×10−5S/cm；并且与LiFePO4/Li组合成纽扣电池进行了C/5、C/10、C/20的充放电测试。OH等[34]制备了以Li金属为负极、Li10GeP2S12为固态电解质、LiNi0.5Mn1.5O4为正极的全固态电池。首周的放电容量约为80 mA·h/g，平均电压约为4.3 V，随着循环的进行，放电容量逐渐减小。XRD和EIS的结果表明，电池容量衰减的原因是在正极的表面生长了一层阻抗较大的界面膜。WEST等[35]在N2气氛下，利用PLD方法沉积Li2PO2N无定形的薄膜（LiPON-PLD），可以有效减小电极/固态电解质界面处的电荷转移阻抗。在LiMn1.485Ni0.45Cr0.05O4正极和LiPON电解质之间沉积的无定形的LiPON-PLD薄膜虽然离子电导率较低，但可有效提高电化学性能，减小电荷转移阻抗。BUSCHE等[36]将液态电解液和固态电解质结合使用，并研究该固液的界面反应。发现固体电解质会和液态电解液发生化学反应并形成固液电解质层（SLEI），并利用阻抗谱研究SLEI随时间的生长情况及水对它的影响。MA等[37]使用一种LiPSFSI/PEO混合电解质替代传统的LiPSS/PEO作为聚合物电解质，并研究其对温度和金属锂的界面兼容性。实验证明，这种聚合物电解质分解电位达到4.5 V，热分解温度达到200 ℃，使用这种电解质的Li-Li电池在80 ℃下经历400 h循环依旧保持良好的稳定性，同时具有较小极化。

3.2 其它电解液/添加剂

KERNER等[38]介绍了LiFSI盐的热稳定性和分解产物。使用动态和等温测量的TGA方法进行检测，发现三种商业的LiFSI盐分解产物有很大不同，三种盐的傅里叶红外光谱几乎是完全一致的，但最不稳定那种盐的Raman光谱中有几个附加的键带，说明LiFSI的纯度与其热稳定性是有一定关系的。ALWAST 等[39]利用高级的差分电化学质谱实时探测了不同电位下两种离子液体[BMP][TFSA]和[EMIM][TFSA]在多晶金电极上的气体分解产物。结果表明，在电位低于–1.0 V和–1.75 V时，[BMP]+和[EMIM]+分别分解，当电位低于–2.6 V和–2.3 V时，[BMP][TFSA]和[EMIM][TFSA]中的阴离子也开始分解。而电压高于2.2 V和1.8 V时，[BMP][TFSA]和[EMIM][TFSA]中的[TFSA]–分别开始分解。TAN等[40]用纳米氧化硅微球密堆积后填充离子液体[BMI][TFSI]/LiTFSI作为电解质，应用于正极材料为钴酸锂、三元和磷酸铁锂的半电池和全电池，在30 ℃下均显示出较好的循环性能。CHOUDHURY等[41]将SiO2纳米粒子分散在低挥发性液体中作为电解质，表现出高电压稳定性（> 7 V，. Li/Li+），并能在电极表面形成包覆层来保护Li，在室温下具有较低的界面阻抗，使得Li/LiFePO4能以C/3速率稳定循环。MALLIAKAS等[42]研究了[Li+(FEC)3]在氟代碳酸乙烯酯中的聚合，揭示出Li+配位聚合物在含有FEC的氟化电解质中的形成、聚集和相分离过程。在某些条件下观察到结晶，但聚合物含Li和F的比例始终为1∶3，并通过X射线衍射得到了配位聚合物的结构。LEE等[43]使用三甲基五氟苯基硅烷（TPFPS）作为电解液添加剂用于以LiNi0.5Mn1.5O4为正极的电池。添加TPFPS的碳酸酯类电解液可以使LNMO的表面形成一层钝化效果较好的表面膜，电解液的氧化分解得到抑制，从而提高Li/LNMO电池的库仑效率和容量保持率。JEONG等[44]研究了电解液中盐的浓度与电化学沉积锂表面的固态电解质层（SEI）成分的关系。极片的循环性能随盐浓度的增加而显著提高，原因是当盐的浓度较高时，锂表面的SEI中LiF的含量减少和LiOH的含量增加都要慢些。MA等[45]研究了在醚类电解液体系中Li[(FSO2)N(SO2CF)]（LiFTFSI）和Li[N(SO2CF)2]（LiFSI）混合电解质盐对金属锂负极循环效率的影响，使用这种双盐电解液可以显著提升金属锂的循环性能，在3 mA/cm2电流密度下的平均库仑效率>95%，而且表面并没有显著枝晶。这种电解液对于电池的首次库仑效率提升也很显著，库仑效率最高达到约92%，可能是双盐体系有利于构建更加稳定的SEI层。HALL 等[46]利用等温线微热量测定法研究SEI的形成机理，对无添加、VC、FEC、PBF、PES这5种电解液进行了研究。对于VC，有两个d/d曲线和热流曲线峰位的匹配，发现其并不符合简单的单电子还原机制，添加FEC，3个明显的d/d曲线峰和热流曲线峰被观测到，PBF的还原并不明显影响高电压下EC的还原。HAMENU等[47]合成了锂改性的二氧化硅纳米盐，作为低温条件下的电解质添加剂。将其2.5%（质量分数）加入到1.0 mol/L的LiPF6[(碳酸乙烯酯)∶(碳酸亚丙酯)∶(碳酸甲乙酯)∶(碳酸二乙酯)=20∶5∶55∶20]的电解质溶液[加入2%（质量分数）碳酸亚乙烯酯]。由于表面基团的稳定性，电解液显示出较高的离子电导率和优异的电化学稳定性。使用这种电解液的LiCoO2/石墨电池在20 C的高倍率下容量得到大幅度提高。GUÉGUEN等[48]使用自组装的在线电化学质谱仪对锂离子电池使用的碳酸盐电解液中LiPF6的分解产物进行了研究。发现基于LiPF6溶质的碳酸酯电解液的最终分解产物中包含POF3（/=85，104）。这个产物很容易被检测到，并且其含量在电池充放电时被实时追踪。他们认为电极电压高于4.2 V时，碳酸酯溶剂会被氧化，有可能形成ROH基团，这会使LiPF6水解并开始产生一个自动催化的热分解循环，而导致POF3成为一个反应媒介。从充电的4.3～4.5 V的平台时产生气体的分析对比，推断Li2MnO3的区域反应以及电解液和隔膜的不纯对POF3的产生有贡献。XU等[49]在电解液中添加BTFEP作为牺牲性的电解液添加剂，来解决高电压锂离子电池中的界面问题。BTFEP电解液添加剂在电压高于4.28 V时被氧化，其氧化产物在LiNi0.5Mn1.5O4正极表面原位形成一层稳定的SEI膜，此膜可以有效抑制HF的产生以及处于充电态的LiNi0.5Mn1.5O4与电解液之间的副反应，抑制Mn和Ni的溶解，从而提高LiNi0.5Mn1.5O4的循环性能。

4 电池技术

4.1 锂空气电池

BERGNER等[50]通过在Li-O2电池中添加Li1+x+yAl(Ti, Ge)2−xSiP3−yO12固态电解质层，利用固态电解质层的阻隔作用减少电解液中的还原介质与金属锂负极的反应，从而提升电池的充放电容量和循环稳定性。通过这种方法制备的Li-O2电池库仑效率提升到96%，而不具有固态电解质层的Li-O2电池库仑效率仅为60%。

4.2 锂硫电池

CARBONE等[51]提出一种简便的Li2S极片制备方法，将Li2S、PEO和LiCF3SO3球磨混合后涂成极片，使用LiCF3SO3-DOL∶DME作为电解液，经NMR和EIS测试显示该电解液的Li+迁移数为0.5，且电导率高达10–3S/cm。CLARK等[52]合成了一种固溶体材料Li1+x(V0.5Ti0.5)S2，该种材料的放电电位在0.9 V，在0.2 C的倍率下，首周容量高达220 mA·h/g，且极化较小仅100 mV，该材料的倍率性能也较好，在1 C的倍率下容量高达205 mA·h/g，在3 C下高达200 mA·h/g。GORLIN等[53]使用空间分辨的原位X射线吸收谱（XAS）研究Li2S半电池的充电过程的机理，发现在充电过程中在正极和隔膜的位置上出现了液相和固相的中间体。KAISER等[54]使用球磨的方法将Li2S的颗粒变小，同时与不同类型的C结合，再以DOl为溶剂使用毛细沉积的方法将Li2S/C填充进3D泡沫Ni中制备无黏结剂的Li2S极片，该极片具有较好的循环性能和电化学性能，其中多壁碳纳米管的性能最好。

4.3 其它电池技术

WEINBERGERA等[55]以S/C复合物为正极并以纳米Si为负极组成全电池，在正负极都添加了稳定的锂粉（SLMP）用以补充在电化学过程中损失的活性锂。发现该电池在200 mA/g的倍率下，以正极质量为准首周放电容量具有400～500 mA·h/g的容量，且可以稳定的循环50周以上。他们同样做了一个面积24 cm2、首周放电容量为45 mA·h的单层软包电池，发现该电池与纽扣电池的电化学性能一样。HUANG等[56]设计了一种液流锂离子电池，以LiFePO与碘化物的悬浮液为正极，金属Li为负极，利用碘化物的氧化还原电位，并且可以通过控制LiFePO4的浓度来调控电池体系的能量密度。由于采用一种氧化还原分子来提供电子的得失使得这种设计有效提高了体积能量密度。

5 电池表征和测试技术

BAGHDADI等[57]研究了锂离子电池的性能随时间的衰减、衰减的速率与使用过程以及搁置过程中的应力条件相关。作者提出了一种基于Urelax的方法来评估跟电池能量保持能力相关的SOH，Urelax是电池在满充并静置30 min后的开路电压，其与剩余容量是线性相关的，在特定情况下线性模型的平均误差小于2%，这种方法可用来诊断一个完整的PACK的SOH。PIRET 等[58]提出了一种全新的电池阻抗预测方法，该方法使用简单宽频输入信号和递归的局部均值进行傅里叶变换来进行预测，同时适用于汽车电池和移动设备电池。作者指出这种方法有两个优点：首先该方法能够很容易地移植到简单的电路之中，其次电池阻抗的预测方法是全新的。JAGUEMONT等[59]提出了一个电化学 电/热模型来分析HEV用预测磷酸铁锂电池在低温下的输出和热特性，通过测量单个电池的电/热性能估计参数，可精确预测低温下电池组的工作曲线，并对热管理设计有参考价值。CIEZ等[60]提出了系统级的使用寿命成本优化模型来比较不同电池技术。研究的变量包括电池类型、循环过程中的SOC范围、替代的电池数量、可再生能量需求部分以及应用贴现率。MEJDOUBI等[61]研究了根据表面温度变化来评估杂化的SOC和SOH，使用自适应观测器来估算SOH并通过扩展卡尔曼滤波来估算SOC。与其它的估算方法不同，闭环估算方法考虑表面温度变化并且可以通过李雅普诺夫直接法保证稳定性。OUYAN等[62]提出了一种新的容量衰减模型可以仿真大型锂离子电池在不同工作条件下的动态衰减。衰减模型是基于机理和预后模型建立的，其中参数与锂离子电池衰减机理相关，且随着循环的进行衰减模型预测的容量减少。该模型可用作① 估计电池系统在特定负载下的寿命；② 预测在一个PACK里电池变量的演化。GRECO等[63]研究了通过相转变材料/压缩膨胀的天然石墨复合物来冷却圆柱锂离子电池以及电池模块的方法。结合电化学模型与热模型，利用节点网络法求解。电池模块的温度分布分析表明二维模型足够描述瞬态温升。SAITO等[64]研究了H2O对锂离子电池SEI形成的影响，使用同位素标记法结合NMR、XPS、GC-IC等系列手段分析后发现，在电解液中添加500×10–6的H2O，形成的SEI并未出现新成分。300次循环后，额外添加水的对照组仅在PF–含量以及PO、PFO的含量上有明显区别，认为H2O可能会在更长的循环中逐步影响电池性能。SAMADANI等[65]研究了温度、功率需求分布以及BMS的控制策略对锂离子电池的影响。在配有电力气候控制系统的PHEV里，气候控制对电池的额外负载将导致全电力范围（AER）的减小以及电池容量衰减的增加。DELPUECH等[66]研究了硅基负极的老化机制。电池以LiCoO2为正极，失效分析表明电极没有明显的退化现象。老化机制可以用溶剂的减少来解释。从正极出来的电子导致了电池内部的不平衡，这导致了电极的滑移，降低了可循环锂离子的组成比例。ARAI等[67]使用原位7Li固态核磁共振研究锂离子电池的容量衰减。由石墨或硬碳与LiCoO2组成的电池在不同温度（10 ℃和25 ℃）和不同倍率（0.5 C和1 C）下循环。使用充放电仪和原位7Li固态NMR测量了测试开始前和每100周的电池容量和储存在碳中的锂含量，根据储存在碳里的7LiNMR峰强度分析电池的容量。容量衰减峰的增加量减小可能是由于电压滑移导致的储存锂的丢失造成的。BORNER等[68]研究了LiMn2O4/Li4Ti5O12电池在不同循环条件下的老化来研究溶解的Mn在负极表面的沉积，结果显示，Mn的氧化物、氟化物以及碳酸盐组成纳米晶结构，且在23～45 ℃内温度对沉积在负极上Mn的含量有较小的影响。研究表明倍率对溶解和沉积的Mn 的种类有直接的影响。低倍下以有限的离散成核形式沉积，高倍下（4 C）导致形状的改变和沉积的Mn含量的改变。XU等[69]研究了故障预测与健康管理方法，基于不同放电循环下放电电压曲线提出了新的模型框架来表征电池的衰减，提出了层次模型，结合放电过程和衰减过程，预测不同循环下放电末端和剩下的可用容量。BARTLETT等[70]提出用一个降维的电化学模型来估计LiMn2O4-LiNi1/3Mn1/3Co1/3O2复合正极中两个材料体相和表面的锂离子浓度以及电流分布，利用对耦非线性观测器来估计电池的SOC和容量随循环的衰减，这种算法比扩展卡曼滤波、定间隔卡曼平滑和粒子滤波运算简单，在低SOC区也有不错的SOC估算精度。KAWAURA等[71]采用原位中子反射的方法，观测了固体电解质膜（SEI）的形成。结果显示了充电过程中SEI的生长和离子的插入，并提出了一种估算电荷量的方法。DUPRE等[72]用多种测试手段MAS NMR、XPS、TOF-SIMS和STEM-EELS分析了三元对硅全电池中硅负极SEI。研究表明，全电池中硅表面的SEI形成过程与半电池是一致的，来源于电解液的分解，形成的SEI在电极尺度和纳米尺度上都不均匀。全电池中硅表面的SEI成分与半电池略有区别，全电池中SEI最表层会形成未锂化的有机物，这可能与全电池中锂被大量消耗，活性锂不断减少有关。ZENG等[73]使用显微拉曼光谱对嵌锂导致的硅纳米颗粒的应力进行了原位测量。作者使用原位的拉曼光谱仪来监视Si的一阶拉曼散射峰的位移，测量了在纳米硅颗粒中由于嵌锂导致的应力。在嵌锂的过程中，观察到了在Si纳米颗粒的核中产生了从张应力向压应力的转变。在嵌锂的初期，由于硅颗粒表面的氧化反应导致Si内部产生了大约0.2 GPa的张应力。当在表面形成非晶的LiSi层时，在Si颗粒核上产生压应力一直增长至大约0.3 GPa。这种从张应力向压应力转变的过程解释了在嵌锂过程中非晶LiSi层容易破裂的原因。MARONGIU等[74]研究了不同温度、电流等对LiFePO4开路电压极化的作用，结果表明老化过程对开路电压的极化起决定性作用，温度和电流对LiFePO4开路电压的极化影响不大。TOKRANOV等[75]利用原位的原子力学显微镜研究了硅表面SEI的产生，在低电位下硅表面产生了更薄、更硬的SEI，结合电化学阻抗谱结果表明，相比于在低电位下形成的无机SEI，有机的SEI具有更高的界面阻抗和更低的锂离子电导率。YAMAZAKI等[76]利用粒子导致的X射线发射谱（PIXE）和粒子导致的γ射线发射谱（PIGE）原位观察到了锂离子电池在充放电过程中不同元素的二维浓度分布。通过对磷酸铁锂半电池的原位探测发现，充电过程中Li+的浓度从颗粒边界开始减少。DUBEY等[77]为预测扣式电池的性能，采用单颗粒来代替电池电极的模型进行研究，模型从浓度溶解理论和多孔电极构想以及菲克定律主导的固体电极中Li+扩散出发，并假设电解质浓度均一化加以简化。该模型可以确定Li+在固相中的浓度和电势。GIM等[78]利用原位的气相色谱定量地研究了富锂正极在充放电过程中的产气行为。同时利用共沉淀方法在富锂正极表面包覆了一层40 nm厚的非晶磷酸钴，包覆后材料的容量上升，产气量下降，循环稳定性增强。WENZEL等[79]通过原位XPS结合时间分辨的电化学测量手段，直接观测到快离子导体Li10GeP2S12和金属锂负极界面之间的不稳定性，Li10GeP2S12在界面发生分解产生Li3P、Li2S和Li-Ge合金，从而增加了界面阻抗。ZHENG等[80]使用高效的液相色谱质谱法研究Li-S电池电解液中硫和多硫离子的浓度及其与锂表面SEI的关系，定量地分析了8种不同的电解液体系，发现硫和锂会发生反应，认为它们的反应物可以抑制硫与锂的继续反应，但多硫离子会破坏该钝化层从而使性能衰减。VIVEK等[81]用原位衰减全反射表面增强红外吸收光谱（ATR-SEIRAS）研究了电极表面丙烯酯（PC）的分解，该技术能探测电化学反应过程中界面区域的细微变化。研究表明，超氧化物引起的PC开环反应由电解液阳离子决定，超氧化物反应路径的计算模型显示了Li+和四乙基铵（TEA+）活化能势垒的巨大差异，了解这些细节有利于合理选择Li-O2电池的电解液。FINEGAN等[82]使用数字化体积关联CT技术研究了MnO2/Li电池在首次放电过程中的体积形变，使用三维集流体作为MnO2的负载基底，并制备成圆柱型电池，研究发现在首次放电过程中MnO2电极产生将近20%的体积形变，且在多个区域都出现了活性物质与集流体分离现象。脱落的活性物质一方面降低了可逆容量；另一方面降低电池的电压。作者证明使用这种数字化体积关联CT技术可以有效地无损研究电池内部的体积形变和应力变化，在全固态电池、金属锂电池和电池胀气等研究领域有很大的应用潜力。LUDWIG等[83]用干法制备了正极片，LiCoO2、PVDF和Super P经球磨混合之后通过高压静电喷射到铝箔表面，经过250 ℃热板加热和热压制备出的正极片，与浆料涂布法相比，PVDF/炭黑聚集体更多地处于LiCoO2颗粒之间的位置，黏结强度更高，LiCoO2颗粒表面的聚合物覆盖量很少，有利于电极的倍率特性。FUKUTSUKA等[84]在石墨负极表面包覆多孔氧化铝膜研究有机电解液和孔隙隧道间的离子传输，该膜具有20～68 mm直径球形的多孔隧道，交流阻抗谱测量四电极电池发现一个压低的半圆，而此半圆就是孔隙的Li+传输阻抗，说明了离子电导率的减小。HE等[85]用BF-STEM原位观察，并结合DFT和非平衡态的相场理论模拟了纳米Fe3O4放电过程嵌入Li+的动力学过程。表明在单个纳米晶粒中，在Li+嵌入的初始阶段，两相反应占主导；随后在两相反应结束前，转换反应就已经产生并扩展。实验观察和理论模拟吻合，表明在单个晶粒中，Fe3O4/LiFeO、LiFe3O4/Fe和Li2O可以三相共存，其动力学过程受放电速率的控制。

6 理论计算、界面反应

HOANG等[86]基于DFT并采用混合密度函数分别研究了LiNi1/3Co1/3Mn1/3O2和LiNi1/3Co1/3Al1/3O2两种三元层状材料的体相和电子结构以及组分中点缺陷的情况。得到的结论是，当过渡金属在晶格中占据不同的位置时，可以以不同的电荷态和自旋态存在。且在1000 ℃合成时，NCM中的Ni/Li互占位比例达到3%；而在NCA中，除了Ni/Li的互占位，还存在Al/Li的互占位，并且其比例受到Al离子浓度的影响，因此当Al离子超过10%的时候，其电化学性能反而会急剧下降。FENG等[87]利用溶胶-凝胶法制得Al2O3包覆的天然石墨粉末，并通过密度泛函理论计算发现Al2O3包覆层具有合适的能隙和Li+传输能力，能阻止电子到达电极表面，同时允许Li+传输。因此，Al2O3包覆层可以作为预制的固体电解质膜（SEI），以减少循环过程中SEI的产生和Li+消耗。ARSLANARGIN 等[88]通过统计力学理论和计算机模拟，研究离子在水中与EC和PC的离子溶剂化动力学过程，把离子-溶剂相互作用分成了两个控制点的模型：① 用已知的Lennard-Jones离子参数优化溶剂在水中的形态；② 对离子-溶剂聚合进行高通量的量子计算并拟合成Buckingham型电势形式。其中第二个模型得到的Li+坐标和实验是接近的。然而两种方法均没有产生定量的溶剂化动力学参数（自由能、焓、熵），作者认为方法需要改进，尤其极化和相关扩散势是被考虑的重要因素。ABDELLAHI等[89]利用第一性原理计算解释了LiFePO4在低倍率放电下存在热力学亚稳态的固溶体相。计算表明，即使两相反应在动力学上是稳定的，在热力学上仍然倾向于形成中间固溶体相。ABDELLAHI 等[89]利用第一性原理计算解释了LiFePO4在低倍率放电下存在热力学亚稳态的固溶体相。计算表明，即使两相反应在动力学上是稳定的，在热力学上仍然倾向于形成中间固溶体相。GAO 等[90]用固相法合成α-LiAlO2并通过第一性原理计算研究其Li+传输机制，合成的α-LiAlO2具有表面Li空位区域的纳米晶格结构。该材料在室温下具有10–21S/cm的低离子电导率，但是施加偏压可以使得其电导率明显提升。计算发现，偏压可以引入外部锂源和外部导电载流子，从而解释α-LiAlO2包覆于正极表面不会阻止离子传输的原因。HEO 等[91]通过理想的统计方法研究了LiFePO4的相边界转变方向与空位和熵之间的关系。理论分析发现，微小空位诱导的偏离理想界面会导致富锂和贫锂相边界的明显移动，稳定那些不太容易的方向。这种稳定的主导原因在于结构熵和界面空位的产生，而不是绝对能量在其中的作用。JOHANNES等[92]从氧化物正极材料的分原子态密度（PDOS）研究了锂离子电池循环过程中氧气的释放。O在体系结构中是否稳定可以从O的PDOS在费米能级附近的电子态密度做出评价，如果总DOS在费米能级附近的任何一个点的电子态密度都由O的PDOS提供，那脱锂时电子被从O附近夺走而不是过渡金属原子，氧离子变成过氧离子，再变成氧气逸出。PAN等[93]通过DFT计算，基于空间电荷层模型，构建负极人造SEI，含有LiF和Li2CO3。在SEI中Li容易离开LiF晶胞，而在Li2CO3中形成间隙原子。而这种间隙缺陷反应会在界面建立起空间电荷势垒，导致离子载流子的积累和电子载流子的缺失。基于这个现象研究了颗粒尺寸和LiF/Li2CO3比例的影响，结果发现，减小Li2CO3颗粒的尺寸在纳米结构混合，可以增加Li+载流子，提高离子电导，与此同时电子电导却在急剧减小，从而达到构建离子导电、电子绝缘的目的。LIANG等[94]通过DFT+U计算研究富Ni的LiNi1–2xCoMnO2（<0.20）正极材料的不稳定原因。作者通过过渡金属成键模型，发现相稳定和过渡金属之间的成键有着固有的关系。键长顺 序：Mn4+Mn4+>Ni2+Mn4+>Ni3+Mn4+>Co3+Mn4+>Co2+Mn4+>Ni2+Ni4+，作者发现富Ni区域，由于键长的不同，Co和Mn会分离并团聚，从而导致结构不稳定和电化学循环过程中容量的衰减。SAUBANERE等[95]研究富锂材料Li2MO3化合物的阳离子M4+/M5+与阴离子2O2–/同时发生氧化还原从而获得双倍容量的可能性和原理，讨论了基于3d或4d电子的不同过渡金属化合物在脱嵌锂时产生是否可逆的氧到过氧的转变以及是否产生O2。作者通过态密度和成键的分析，得出结论过氧离子是否可逆取决于其与过渡金属离子轨道相互作用是否强烈。4d轨道的情况，氧网络中能够产生的能量只能限制在一个电子，所以O不可能变成气体，过程可逆。3d轨道与O2p的相互作用则无法发生可逆现象。GUK等[96]用分子动力学模拟研究了热力学稳定的与石墨表面有共价键连接的人造SEI层。该SEI层主要由类PEO聚合物与石墨边缘面形成的共价键组成。通过研究锂离子的溶解系数和SEI热力学稳定性，发现PEO-石墨层有效阻止溶剂分子的共嵌入，而PEO聚合物和石墨边缘的共价键也使得SEI更稳定。BANERJEE等[97]报道了一种较为廉价的离子螯合树脂材料，用于测试LMO-Li以及LMO-石墨软包电池中锰离子溶解对负极产生的影响情况。分别对比了两种方法制得的含螯合剂的隔膜和普通聚烯烃隔膜，一种是直接将亚氨基二乙酸钠注入到PVDF/HFP的混合物中；另一种是在商用聚烯烃隔膜的两面涂覆上PVDF/HFP以及亚氨基二乙酸钠的混合物。通过循环和EIS测试以及对应的循环前后隔膜的螯合容量测定和物理表征，负载亚氨基二乙酸钠能够有效减小电池阻抗，降低容量衰减速率；并且认为提高隔膜的螯合位点是实际应用中需要首先考虑的问题。CHEN等[98]提出了一种多步氧化还原反应半固态-液态（MRSSL）的流动电池的概念。他们将S/C直接加入到含LiI的电解液中制备成LiI-S/C MRSSL的液态正极。认为LiI可以提高S/C的可逆容量，且可以降低电解液的黏性，同时讨论了流动速度对性能的影响。LEUNG等[99]使用DFT计算了金属锂以及常见负极在不同电解液体系下表面SEI的形成和分解，经计算得出碳酸锂和乙烯碳酸氢锂在具有额外金属锂的情况下是热力学不稳定的，且界面热分解速率是体相反应的3倍。此外SEI中的有机物成分的热稳定性较无机组分要更差，因此要获得稳定的负极SEI，其有机物需要尽可能减少。Li2O与金属锂界面的热稳定性优于其它SEI 成分。

7 其 它

LAMOUROUX等[100]以LiOH和NbCl5为前驱物合成了铌酸锂，并通过TEM和动态光散射研究铌酸锂的形貌，通过XRD、紫外可见光谱、Raman光谱研究材料的结晶性以及相的纯度。研究结果表明，铌酸锂在550 ℃下形成时的化学环境会影响材料最终的形貌。根据紫外可见光谱可以确定直接带隙和间接带隙。Li/Nb的比例不同，直接带隙的值从3.97 eV到4.36 eV不等，而间接带隙的值为3.64 eV，与Li/Nb的比例无关。

[1] LUO D，FANG S H，YANG L，et al. Improving the electrochemical performance of layered Li-rich transition-metal oxides by alleviating the blockade effect of surface lithium[J]. Journal of Materials Chemistry A，2016，4（14）：5184-5190.

[2] LUO D，FANG S H，TIAN Q H，et al. Discovery of a surface protective layer：A new insight into countering capacity and voltage degradation for high-energy lithium-ion batteries[J]. Nano Energy，2016，21：198-208.

[3] LIU H，CHEN Y，HY S，et al. Operando lithium dynamics in the Li-rich layered oxide cathode materialneutron diffraction[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（7）：doi: 10.1002/aenm.201502143.

[4] NAYAK P K，GRINBLAT J，LEVI M，et al. Al doping for mitigating the capacity fading and voltage decay of layered Li and Mn-rich cathodes for Li-ion batteries[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（8）：doi: 10.1002/aenm.201502398.

[5] LU P，YUAN R L，IHLEFELD J F，et al. Fast atomic-scale chemical imaging of crystalline materials and dynamic phase transformations[J]. Nano Letters，2016，16（4）：2728-2733.

[6] KIM H，LEE K，KIM S，et al. Fluorination of free lithium residues on the surface of lithium nickel cobalt aluminum oxide cathode materials for lithium ion batteries[J]. Materials & Design，2016，100：175-179.

[7] ZHANG T，LI J T，LIU J，et al. Suppressing the voltage-fading of layered lithium-rich cathode materialsan aqueous binder for Li-ion batteries[J]. Chemical Communications，2016，52（25）：4683-4686.

[8] SUN P，MA Y，ZHAI T Y，et al. High performance LiNi0.5Mn1.5O4cathode by Al-coating and Al3+-doping through a physical vapor deposition method[J]. Electrochimica Acta，2016，191：237-246.

[9] EL KHAKANI S，ROCHEFORT D，MACNEIL D D. Thermal stability of high voltage Li1–xMn1.5Ni0.5O4cathode material synthesizeda sol-gel method[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A947-A952.

[10] GELLERT M，GRIES K I，SANN J，et al. Impedance spectroscopic study of the charge transfer resistance at the interface between a LiNi0.5Mn1.5O4high-voltage cathode film and a LiNbO3coating film[J]. Solid State Ionics，2016，287：8-12.

[11] VITUCCI F M，PAOLONE A，PALUMBO O，et al. High-temperature structural evolution of the disordered LiMn1.5Ni0.5O4[J]. Journal of the American Ceramic Society，2016，99（5）：1815-1822.

[12] ZHANG J，LUO S H，CHANG L J，et al.growth of LiMnPO4on porous LiAlO2nanoplates substrates from AAO synthesized by hydrothermal reaction with improved electrochemical performance[J]. Electrochimica Acta，2016，193：16-23.

[13] DROZHZHIN O A，SUMANOV V D，KARAKULINA O M，et al. Switching between solid solution and two-phase regimes in the Li1–xFe1–yMnPO4cathode materials during lithium (de)insertion：Combined PITT,XRPD and electron diffraction tomography study[J]. Electrochimica Acta，2016，191：149-157.

[14] HONG Y，TANG Z，QUAN W，et al. Controllable synthesis of LiMnPO4nanocrystals：Morphology evolution and their size-dependent electrochemical properties[J]. Ceramics International，2016，42（7）：8769-8778.

[15] FANG L，ZHANG H，ZHANG Y，et al. Design and synthesis of two-dimensional porous Fe-doped LiCoPO4nano-plates as improved cathode for lithium ion batteries[J]. Journal of Power Sources，2016，312：101-108.

[16] AZHAGURAJAN M，KAJITA T，ITOH T，et al.visualization of lithium ion intercalation into MoS2single crystals using differential optical microscopy with atomic layer resolution[J]. Journal of the American Chemical Society，2016，138（10）：3355-3361.

[17] GU W T，BORODIN O，ZDYRKO B，et al. Lithium-ion fluoride battery withsurface protection[J]. Advanced Functional Materials，2016，26（10）：1507-1516.

[18] HIGGINS T M，PARK S H，KING P J，et al. A commercial conducting polymer as both binder and conductive additive for silicon nanoparticle-based lithium-ion battery negative electrodes[J]. ACS Nano，2016，10（3）：3702-3713.

[19] YOM J H，HWANG S W，CHO S M，et al. Improvement of irreversible behavior of SiO anodes for lithium ion batteries by a solid state reaction at high temperature[J]. Journal of Power Sources，2016，311：159-166.

[20] BORDES A，DE VITO E，HAON C，et al. Multiscale investigation of silicon anode Li insertion mechanisms by time-of-flight secondary ion mass spectrometer imaging performed on anfocused ion beam cross section[J]. Chemistry of Materials，2016，28（5）：1566-1573.

[21] PIPER D M，LEE Y，SON S B，et al. Cross-linked aluminum dioxybenzene coating for stabilization of silicon electrodes[J]. Nano Energy，2016，22：202-210.

[22] DALLA CORTE D A，GOUGET-LAEMME A C，LAHLIL K，et al. Molecular grafting on silicon anodes：Artificial solid-electrolyte interphase and surface stabilization[J]. Electrochimica Acta，2016，201：70-77.

[23] LIU Y Y，LIN D C，LIANG Z，et al. Lithium-coated polymeric matrix as a minimum volume-change and dendrite-free lithium metal anode[J]. Nature Communications，2016，7，doi: 10.1038/ncomms10992.

[24] PORTHAULT H，DECAUX C. Electrodeposition of lithium metal thin films and its application in all-solid-state microbatteries[J]. Electrochimica Acta，2016，194：330-337.

[25] HUI J，BURGESS M，ZHANG J，et al. Layer number dependence of Li+intercalation on few-layer graphene and electrochemical imaging of its solid-electrolyte interphase evolution[J]. ACS Nano，2016，10（4）：4248-4257.

[26] CHENG X B，HOU T Z，ZHANG R，et al. Dendrite-free lithium deposition induced by uniformly distributed lithium ions for efficient lithium metal batteries[J]. Advanced Materials，2016，28（15）：2888-2895.

[27] AGUBRA V A，ZUNIGA L，LA GARZA D D，et al. Forcespinning：A new method for the mass production of Sn/C composite nanofiber anodes for lithium ion batteries[J]. Solid State Ionics，2016，286：72-82.

[28] ZU C X，DOLOCAN A，XIAO P H，et al. Breaking down the crystallinity：The path for advanced lithium batteries[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（5）：doi: 10.1002/aenm.201501933.

[29] ZHENG J，YAN P，MEI D，et al. Highly stable operation of lithium metal batteries enabled by the formation of a transient high-concentration electrolyte layer[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（8）：doi: 10.1002/aenm.201502151.

[30] MASCARAQUE N，DURAN A，MUNOZ F，et al. Structural features of LiPON glasses determined by 1D and 2D P-31 MAS NMR[J]. International Journal of Applied Glass Science，2016，7（1）：69-79.

[31] WAGNER R，REDHAMMER G J，RETTENWANDER D，et al. Crystal structure of garnet-related Li-ion conductor Li7–3xGaLa3Zr2O12：Fast Li-ion conduction caused by a different cubic modification?[J]. Chemistry of Materials，2016，28（6）：1861-1871.

[32] WENZEL S，WEBER D A，LEICHTWEISS T，et al. Interphase formation and degradation of charge transfer kinetics between a lithium metal anode and highly crystalline Li7P3S11solid electrolyte[J]. Solid State Ionics，2016，286：24-33.

[33] KIMURA K，YAJIMA M，TOMINAGA Y. A highly-concentrated poly(ethylene carbonate)-based electrolyte for all-solid-state Li battery working at room temperature[J]. Electrochemistry Communications，2016，66：46-48.

[34] OH G，HIRAYAMA M，KWON O，et al. Bulk-type all solid-state batteries with 5 V class LiNi0.5Mn1.5O4cathode and Li10GeP2S12solid electrolyte[J]. Chemistry of Materials，2016，28（8）：2634-2640.

[35] WEST W C，HOOD Z D，ADHIKARI S P，et al. Reduction of charge-transfer resistance at the solid electrolyte-electrode interface by pulsed laser deposition of films from a crystalline Li2PO2N source[J]. Journal of Power Sources，2016，312：116-122.

[36] BUSCHE M R，DROSSEL T，LEICHTWEISS T，et al. Dynamic formation of a solid-liquid electrolyte interphase and its consequences for hybrid-battery concepts[J]. Nature Chemistry，2016，8（5）：426-434.

[37] MA Q，XIA Y，FENG W，et al. Impact of the functional group in the polyanion of single lithium-ion conducting polymer electrolytes on the stability of lithium metal electrodes[J]. RSC Advances，2016，6（39）：32454-32461.

[38] KERNER M，PLYLAHAN N，SCHEERS J，et al. Thermal stability and decomposition of lithium bis(fluorosulfonyl)imide (LiFSI) salts[J]. RSC Advances，2016，6（28）：23327-23334.

[39] ALWAST D，SCHNAIDT J，LAW Y T，et al. A novel approach for differential electrochemical mass spectrometry studies on the decomposition of ionic liquids[J]. Electrochimica Acta，2016，197：290-299.

[40] TAN G Q，WU F，ZHAN C，et al. Solid-state Li-ion batteries using fast, stable, glassy nanocomposite electrolytes for good safety and long cycle-life[J]. Nano Letters，2016，16（3）：1960-1968.

[41] CHOUDHURY S，AGRAWAL A，WEI S，et al. Hybrid hairy nanoparticle electrolytes stabilizing lithium metal batteries[J]. Chemistry of Materials，2016，28（7）：2147-2157.

[42] MALLIAKAS C D，LEUNG K，PUPEK K Z，et al. Spontaneous aggregation of lithium ion coordination polymers in fluorinated electrolytes for high-voltage batteries[J]. Physical Chemistry Chemical Physics，2016，18（16）：10846-10849.

[43] LEE T J，LEE J B，YOON T，et al. Tris(pentafluorophenyl)silane as an electrolyte additive for 5 V LiNi0.5Mn1.5O4positive electrode[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A898-A903.

[44] JEONG S K，KIM J H，JEONG Y T，et al. Correlations between electrolyte concentration and solid electrolyte interphase composition in electrodeposited lithium[J]. Journal of Nanoscience and Nanotechnology，2016，16（3）：3049-3053.

[45] MA Q，FANG Z，LIU P，et al. Improved cycling stability of lithium-metal anode with concentrated electrolytes based on lithium (fluorosulfonyl) (trifluoromethanesulfonyl)imide[J]. Chemelectrochem，2016，3（4）：531-536.

[46] HALL D S，GLAZIER S L，DAHN J R. Isothermal microcalorimetry as a tool to study solid-electrolyte interphase formation in lithium-ion cells[J]. Physical Chemistry Chemical Physics，2016，18（16）：11383-11390.

[47] HAMENU L，LEE H S，LATIFATU M，et al. Lithium-silica nanosalt as a low-temperature electrolyte additive for lithium-ion batteries[J]. Current Applied Physics，2016，16（6）：611-617.

[48] GUEGUEN A，STREICH D，HE M，et al. Decomposition of LiPF6in high energy lithium-ion batteries studied with online electrochemical mass spectrometry[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A1095-A1100.

[49] XU J J，XIA Q B，CHEN F Y，et al. Facilely solving cathode/electrolyte interfacial issue for high-voltage lithium ion batteries by constructing an effective solid electrolyte interface film[J]. Electrochimica Acta，2016，191：687-694.

[50] BERGNER B J，BUSCHE M R，PINEDO R，et al. How to improve capacity and cycling stability for next generation Li-O2batteries：Approach with a solid electrolyte and elevated redox mediator concentrations[J]. ACS Applied Materials & Interfaces，2016，8（12）：7756-7765.

[51] CARBONE L，VERRELLI R，GOBET M，et al. Insight on the Li2S electrochemical process in a composite configuration electrode[J]. New Journal of Chemistry，2016，40（3）：2935-2943.

[52] CLARK S J，WANG D，ARMSTRONG A R，et al. Li(V0.5Ti0.5)S2as a 1V lithium intercalation electrode[J]. Nature Communications，2016，7，doi: 10.1002/aenm.201502151.

[53] GORLIN Y，PATEL M U M，FREIBERG A，et al. Understanding the charging mechanism of lithium-sulfur batteries using spatially resolved operando X-ray absorption spectroscopy[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A930-A939.

[54] KAISER M R，LIANG X，LIU H K，et al. A methodical approach for fabrication of binder-free Li2S-C composite cathode with high loading of active material for Li-S battery[J]. Carbon，2016，103：163-171.

[55] WEINBERGER M，WOHLFAHRT-MEHRENS M. Novel strategies towards the realization of larger lithium sulfur/silicon pouch cells[J]. Electrochimica Acta，2016，191：124-132.

[56] HUANG Q Z，YANG J，NG C B，et al. A redox flow lithium battery based on the redox targeting reactions between LiFePO4and iodide[J]. Energy & Environmental Science，2016，9（3）：917-921.

[57] BAGHDADI I，BRIAT O，GYAN P，et al. State of health assessment for lithium batteries based on voltage-time relaxation measure[J]. Electrochimica Acta，2016，194：461-472.

[58] PIRET H，GRANJON P，GUILLET N，et al. Tracking of electrochemical impedance of batteries[J]. Journal of Power Sources，2016，312：60-69.

[59] JAGUEMONT J，BOULON L，DUBE Y. Characterization and modeling of a hybrid-electric-vehicle lithium-ion battery pack at low temperatures[J]. IEEE Transactions on Vehicular Technology，2016，65（1）：1-14.

[60] CIEZ R E，WHITACRE J F. Comparative techno-economic analysis of hybrid micro-grid systems utilizing different battery types[J]. Energy Conversion and Management，2016，112：435-444.

[61] EL MEJDOUBI A，OUKAOUR A，CHAOUI H，et al. State-of-charge and state-of-health lithium-ion batteries' diagnosis according to surface temperature variation[J]. IEEE Transactions on Industrial Electronics，2016，63（4）：2391-2402.

[62] OUYANG M G，FENG X N，HAN X B，et al. A dynamic capacity degradation model and its applications considering varying load for a large format Li-ion battery[J]. Applied Energy，2016，165：48-59.

[63] GRECO A，JIANG X. A coupled thermal and electrochemical study of lithium-ion battery cooled by paraffin/porous-graphite-matrix composite[J]. Journal of Power Sources，2016，315：127-139.

[64] SAITO M，FUJITA M，AOKI Y，et al. Effect of water on solid electrolyte interphase formation in Li-ion batteries[J]. Nuclear Instruments & Methods in Physics Research Section B-Beam Interactions with Materials and Atoms，2016，371：273-277.

[65] SAMADANI E，MASTALI M，FARHAD S，et al. Li-ion battery performance and degradation in electric vehicles under different usage scenarios[J]. International Journal of Energy Research，2016，40（3）：379-392.

[66] DELPUECH N，DUPRE N，MOREAU P，et al. Mechanism of silicon electrode aging upon cycling in full lithium-ion batteries[J]. Chemsuschem，2016，9（8）：841-848.

[67] ARAI J，NAKAHIGASHI R，SUGIYAMA T. A study on the cycle life of lithium-ion batteries usingLi-7 solid-state nuclear magnetic resonance[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A1064-A1069.

[68] BOERNER M，KLAMOR S，HOFFMANN B，et al. Investigations on the C-rate and temperature dependence of manganese dissolution/deposition in LiMn2O4/Li4Ti5O12lithium ion batteries[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A831-A837.

[69] XU X，LI Z G，CHEN N. A hierarchical model for lithium-ion battery degradation prediction[J]. IEEE Transactions on Reliability，2016，65（1）：310-325.

[70] BARTLETT A，MARCICKI J，ONORI S，et al. Electrochemical model-based state of charge and capacity estimation for a composite electrode lithium-ion battery[J]. IEEE Transactions on Control Systems Technology，2016，24（2）：384-399.

[71] KAWAURA H，HARADA M，KONDO Y，et al. Operando measurement of solid electrolyte interphase formation at working electrode of Li-ion battery by time-slicing neutron reflectometry[J]. ACS Applied Materials & Interfaces，2016，8（15）：9540-9544.

[72] DUPRE N，MOREAU P，DE VITO E，et al. Multiprobe study of the solid electrolyte interphase on silicon-based electrodes in full-cell configuration[J]. Chemistry of Materials，2016，28（8）：2557-2572.

[73] ZENG Z，LIU N，ZENG Q，et al.measurement of lithiation-induced stress in silicon nanoparticles using micro-Raman spectroscopy[J]. Nano Energy，2016，22：105-110.

[74] MARONGIU A，NUSSBAUM F G W，WAAG W，et al. Comprehensive study of the influence of aging on the hysteresis behavior of a lithium iron phosphate cathode-based lithium ion battery：An experimental investigation of the hysteresis[J]. Applied Energy，2016，171：629-645.

[75] TOKRANOV A，KUMAR R，LI C，et al. Control and optimization of the electrochemical and mechanical properties of the solid electrolyte interphase on silicon electrodes in lithium ion batteries[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（8）：doi: 10.1002/aenm.201502302.

[76] YAMAZAKI A，ORIKASA Y，CHEN K，et al.measurement of the lithium distribution in Li-ion batteries using micro-IBA techniques[J]. Nuclear Instruments & Methods in Physics Research Section B-Beam Interactions with Materials and Atoms，2016，371：298-302.

[77] DUBEY A M，RAM R，YADAV A K. Ion cell performance using single particle representation of battery electrode[J]. Journal of Electroanalytical Chemistry，2016，768：11-17.

[78] GIM J，SONG J，KIM S，et al. Angas chromatography investigation into the suppression of oxygen gas evolution by coated amorphous cobalt-phosphate nanoparticles on oxide electrode[J]. Scientific Reports，2016，6，doi: 10.1038/srep23394.

[79] WENZEL S，RANDAU S，LEICHTWEISS T，et al. Direct observation of the interfacial instability of the fast ionic conductor Li10GeP2S12at the lithium metal anode[J]. Chemistry of Materials，2016，28（7）：2400-2407.

[80] ZHENG D，YANG X Q，QU D. Stability of the solid electrolyte interface on the Li electrode in Li-S batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces，2016，8（16）：10360-10366.

[81] VIVEK J P，BERRY N，PAPAGEORGIOU G，et al. Mechanistic insight into the superoxide induced ring opening in propylene carbonate based electrolytes usingsurface-enhanced infrared spectroscopy[J]. Journal of the American Chemical Society，2016，138（11）：3745-3751.

[82] FINEGAN D P，TUDISCO E，SCHEEL M，et al. Quantifying bulk electrode strain and material displacement within lithium batterieshigh-speed operando tomography and digital volume correlation[J]. Advanced Science，2016，3（3）：doi: 10.1002/advs.201500332.

[83] LUDWIG B，ZHENG Z F，SHOU W，et al. Solvent-free manufacturing of electrodes for lithium-ion batteries[J]. Scientific Reports，2016，6，doi: 10.1038/srep23150.

[84] FUKUTSUKA T，KOYAMADA K，MARUYAMA S，et al. Ion transport in organic electrolyte solution through the pore channels of anodic nanoporous alumina membranes[J]. Electrochimica Acta，2016，199：380-387.

[85] XIU Z L，KIM D，ALFARUQI M H，et al. Porous TiN nanoparticles embedded in a N-doped carbon composite derived from metal-organic frameworks as a superior anode in lithium-ion batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A，2016，4（13）：4706-4710.

[86] HOANG K，JOHANNES M. Defect physics and chemistry in layered mixed transition metal oxide cathode materials：(Ni,Co,Mn). （Ni,Co,AI)[J]. Chemistry of Materials，2016，28（5）：1325-1334.

[87] FENG T Y，XU Y L，ZHANG Z W，et al. Low-cost Al2O3coating layer as a preformed SEI on natural graphite powder to improve coulombic efficiency and high-rate cycling stability of lithium-ion batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces，2016，8（10）：6512-6519.

[88] ARSLANARGIN A，POWERS A，BECK T L，et al. Models of ion solvation thermodynamics in ethylene carbonate and propylene carbonate[J]. Journal of Physical Chemistry B，2016，120（8）：1497-1508.

[89] ABDELLAHI A，AKYILDIZ O，MALIK R，et al. The thermodynamic stability of intermediate solid solutions in LiFePO4nanoparticles[J]. Journal of Materials Chemistry A，2016，4（15）：5436-5447.

[90] GAO J，SHI S Q，XIAO R J，et al. Synthesis and ionic transport mechanisms of alpha-LiAlO2[J]. Solid State Ionics，2016，286：122-134.

[91] HEO T W，TANG M，CHEN L Q，et al. Defects, entropy, and the stabilization of alternative phase boundary orientations in battery electrode particles[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（6）：doi: 10.1002/aenm.201501759.

[92] JOHANNES M D，SWIDER-LYONS K，LOVE C T. Oxygen character in the density of states as an indicator of the stability of Li-ion battery cathode materials[J]. Solid State Ionics，2016，286：83-89.

[93] PAN J，ZHANG Q L，XIAO X C，et al. Design of nanostructured heterogeneous solid ionic coatings through a multiscale defect model[J]. ACS Applied Materials & Interfaces，2016，8（8）：5687-5693.

[94] LIANG C，KONG F，LONGO R C，et al. Unraveling the origin of instability in Ni-rich LiNi1–2xCoMnO2(NCM) cathode materials[J]. Journal of Physical Chemistry C，2016，120（12）：6383-6393.

[95] SAUBANERE M，MCCALLA E，TARASCON J M，et al. The intriguing question of anionic redox in high-energy density cathodes for Li-ion batteries[J]. Energy & Environmental Science，2016，9（3）：984-991.

[96] GUK H，KIM D，CHOI S H，et al. Thermostable artificial solid-electrolyte interface layer covalently linked to graphite for lithium ion battery：Molecular dynamics simulations[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A917-A922.

[97] BANERJEE A，ZIV B，SHILINA Y，et al. Improving stability of Li-ion batteries by means of transition metal ions trapping separators[J]. Journal of the Electrochemical Society，2016，163（6）：A1083-A1094.

[98] CHEN H，LU Y C. A high-energy-density multiple redox semi-solid-liquid flow battery[J]. Advanced Energy Materials，2016，6（8）：doi: 10.1002/aenm.201502183.

[99] LEUNG K，SOTO F，HANKINS K，et al. Stability of solid electrolyte interphase components on lithium metal and reactive anode material surfaces[J]. Journal of Physical Chemistry C，2016，120（12）：6302-6313.

[100] LAMOUROUX E，BADIE L，MISKA P，et al. When halides come to lithium niobate nanopowders purity and morphology assistance[J]. Inorganic Chemistry，2016，55（5）：2246-2251.

Reviews of selected 100 recent papers for lithium batteries （April 1，2016 to May 31，2016）

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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 1679 papers online from April 1, 2016 to May 31, 2016. 100 of them were selected to be highlighted. Layered oxide and high voltage spinel cathode materials are still under extensive investigations for influences of doping, coating and interface modifications on their cycling performances. Large efforts were devoted to Si based composite anode materials and metallic lithium anode for analyzing the SEI There are a few papers related to electrolyte additives, solid state lithium batteries, Li/S batteries, Li-air batteries, and modeling, and more papers for the characterizations and calculations of doping to cathode materials, SEI and solid state electrolytes and batteries.

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

10.12028/j.issn.2095-4239.2016.04.002

TM 911

A

2095-4239（2016）04-404-13

2016-06-19；修改稿日期：2016-06-22。

胡飞（1989—），女，硕士研究生，研究方向为锂离子电池测试及老化衰减分析，E-mail：hufei2719@163.com；通讯联系人：黄学杰，研究员，研究方向为锂离子电池及其关键材料，E-mail：xjhuang@iphy.ac.cn。