鋰離子電池體系的工作電壓、能量密度、功率密度、循環(huán)壽命、安全性等性能主要取決于其所采用的電極材料． 當(dāng)前負(fù)極材料的比容量遠(yuǎn)大于正極材料，正極材料的比容量成為制約鋰離子電池體系的瓶頸． ［1］當(dāng)前，對鋰離子電池技術(shù)領(lǐng)域的研究主要是通過增加比電荷或工作電壓窗口來提高正極材料的能量密度．

目前，有機(jī)正極材料因無法提供鋰源且循環(huán)壽命、體積能量密度、功率密度等方面的性能與無機(jī)正極材料有較大差距，基本上處于基礎(chǔ)研究階段，仍未實(shí)際應(yīng)用． ［2］本文綜述了鋰離電池?zé)o機(jī)層狀結(jié)構(gòu)、尖晶石結(jié)構(gòu)以及聚陰離子結(jié)構(gòu)正極材料的研究進(jìn)展．

2 層狀結(jié)構(gòu)正極材料

層狀結(jié)構(gòu)的鋰過渡金屬氧化物L(fēng)iMO2( M = Ni、Co、Mn)具有很強(qiáng)的離子特性和最密堆積的晶體結(jié)構(gòu)( 如圖1) ，Li + 沿著二維填隙平面的離子擴(kuò)散可產(chǎn)生高離子電導(dǎo)率，是目前使用最廣泛的正極材料．

2．1 LiCoO2

LiCoO2具有α-NaFeO2結(jié)構(gòu)，屬于Ｒ3 m 空間群，由LiO6和CoO6兩個正八面體組成． Li + 和Co3 + 各自位于立方緊密堆積氧層交替的八面體間隙位置，在( 111) 晶面方向呈層狀排列． LiCoO2的理論容量為274 mAh /g，由于Li + 在鍵合能力強(qiáng)的CoO2層間進(jìn)行二維運(yùn)動，Li + 電導(dǎo)率高． 可觀的體積能量密度、良好循環(huán)性能、高倍率性能使其廣泛應(yīng)用于便攜式設(shè)備鋰電池中，然而可能引發(fā)安全隱患的低熱穩(wěn)定性氧化相Li1 － xCoO2限制了其在大型電池上的應(yīng)用，這是因?yàn)? 

（1）當(dāng)脫嵌鋰量x ＞ 0． 5 時，電荷的補(bǔ)償不再通過Co 的氧化進(jìn)行，而是晶格氧的釋放，LiCoO2晶格失氧使得晶格收縮，當(dāng)全部脫鋰時，CoO2層間距從1． 422 nm 下降到1． 288 nm，致使晶體結(jié)構(gòu)坍塌．［3］與此同時，Co 溶解，與電解液發(fā)生副反應(yīng)并引起電解液分解，釋放氣體，使電池膨脹，影響電池的循環(huán)性能和安全性能．［4］

（2） 過渡金屬離子還原的同時約有25%的金屬離子通過四面體空位從金屬層進(jìn)入鋰中間層，致使層狀結(jié)構(gòu)變形為尖晶石結(jié)構(gòu)． 尖晶石鋰層中的Co 阻礙Li + 的可逆脫嵌，且脫鋰的尖晶石相Li1 － xCoO2容易在表面形成鈍化膜，造成Li + 的傳質(zhì)速度慢，劣化材料倍率性能．［5］

為了提高循環(huán)穩(wěn)定性，鋰電池電化學(xué)充放電過程中正極材料的應(yīng)力必須減至最?。?否則，剪切應(yīng)力將導(dǎo)致顆粒間的不均勻尺寸變化，從而導(dǎo)致正極材料出現(xiàn)微裂紋甚至破裂，進(jìn)而劣化電子導(dǎo)電率．為了提高Li +的利用率，改進(jìn)材料的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和表面狀態(tài)，目前廣泛采用摻雜［6 － 7］、包覆［8 － 11］等方法． 摻雜改性一般是通過改變材料的晶格常數(shù)或材料中部分元素的價態(tài)，犧牲材料某一方面的性能為代價而提高其它性能． 對于正極材料，一般是以降低放電容量為代價而顯著提高材料的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性、熱穩(wěn)定性、循環(huán)性能或倍率性能等．對于包覆可以提高材料性能主要有兩種觀點(diǎn): 一種觀點(diǎn)認(rèn)為包覆物質(zhì)在顆粒表面形成了一種物理阻擋層，可以阻止高電壓充電過程中Co4 + 的形成，從而穩(wěn)定層狀結(jié)構(gòu)． 再者，包覆層在顆粒表面形成無應(yīng)力狀態(tài)．［8 － 9］另一種觀點(diǎn)認(rèn)為，包覆材料如Al2O3與電解質(zhì)LiPF6發(fā)生反應(yīng)，在顆粒表面SEI 膜生成的固體酸AlF3 /Al2O3和AlF3 /Li3AlF6提高了電解質(zhì)的酸度，有助于清除顆粒表面的絕緣雜質(zhì)，提高LiCoO2顆粒表面離子電導(dǎo)率，或與基體材料LiCoO2形成表面固溶體，提高LiCoO2循環(huán)穩(wěn)定性和熱穩(wěn)定性，抑制充電至高電位時氧氣的析出．［10］常見的包覆物為金屬氧化物、金屬磷酸鹽或金屬氟化物等傳統(tǒng)無機(jī)化合物，近年來也有研究含鋰化合物和導(dǎo)電聚合物． ［8 － 9］傳統(tǒng)無機(jī)化合物包覆量過大時，會形成阻礙電子和離子傳輸?shù)慕缑鎸樱步缑孀杩垢?，而且包覆很難確保涂層的均一性，并避免涂層的自形核． 導(dǎo)電聚合物本身具有優(yōu)良的導(dǎo)電性，能有效降低電子傳導(dǎo)過程中的阻抗，從而有效改善電化學(xué)特性． 雖然表面改性增加了工作電壓截止上限，但目前Li + 可逆脫嵌量最多只有0． 7 mol． ［8 － 11］

2.2  LiNiO2

LiNiO2與LiCoO2結(jié)構(gòu)相同，理論可逆比容量為275 mAh /g，其脫鋰態(tài)比LiCoO2穩(wěn)定，且鎳相對鈷經(jīng)濟(jì)、環(huán)保，吸引了大量研究者注意． 但事實(shí)上到目前為止，LiNiO2存在的各種問題阻礙了其實(shí)現(xiàn)商業(yè)化應(yīng)用． 這些問題包括合成純相且符合化學(xué)計(jì)量比的化合物的制備條件苛刻，這主要是由于Ni2 + 氧化成Ni3 + 存在較大勢壘，為保持電荷平衡，殘余的Ni2 + 占據(jù)Li 的位置，易于合成鎳占據(jù)中間層鋰位的Li1 － zNizO2( z ＞ 0) ，Ni2 + 阻礙Li + 的移動． ［12］另外，LixNi4 + O2( x≤ 1) 熱穩(wěn)定性差，較高溫度下Ni4 + 可能重新被還原為Ni3 + ，晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生連續(xù)變化，從層狀轉(zhuǎn)變?yōu)閭渭饩?，再轉(zhuǎn)變?yōu)楦叨葻o序Ｒ3hm 相，伴隨著晶胞失氧可能產(chǎn)生O2 －、O －、O22 －、O2等，這些高活性的物質(zhì)能加速與可燃電解質(zhì)反應(yīng)并引發(fā)熱失控甚至電池爆炸等嚴(yán)重的安全問題． ［13］

為了改進(jìn)LiNiO2的材料性能，目前采用的主要改性手段是摻雜其它金屬離子． 研究人員首先考慮的是Co，因Co 的高遷移障礙可阻止LiCoO2由層狀向尖晶石結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，且LiNiO2與LiCoO2結(jié)構(gòu)相同． 研究發(fā)現(xiàn)摻雜Co 可穩(wěn)定LiNiO2層狀結(jié)構(gòu)，抑制過渡金屬離子向中間層鋰位移動，從而抑制陽離子混排，抑制脫鋰過程中的相轉(zhuǎn)變． 最佳摻雜量為15% － 30%，可逆容量可達(dá)180 mAh /g． ［14］低成本以及相對高的容量使得LiNi1 － yCoyO2成為極具開發(fā)前景的正極材料，但目前仍有問題未解決，即循環(huán)時容量衰減及晶格失氧帶來的安全問題． ［15］研究人員亦探索了摻雜Al［16］、Mg［17］、Ba［18］等來消除循環(huán)過程中的相轉(zhuǎn)變及體積變化，但通常摻雜的鎳基正極材料比LiCoO2工作電壓更低、循環(huán)能力略差． 摻入具有固定氧化數(shù)的M3 + 時，Ni2 + 難以取代Li + 而保持電中性． 摻雜Co、Al 兩種元素而獲得的LiNi1 － x － yCoxAlyO2( 即Li-NCA) 材料電化學(xué)性能突出，具有高容量和循環(huán)性能優(yōu)異的特點(diǎn)，最佳組成為LiNi0． 80Co0． 15Al0． 05O2，可逆容量可達(dá)185 mAh /g，已逐漸實(shí)際化應(yīng)用．目前存在的問題是［19 － 21］: 1) 高溫性能差; 2) 倍率性能差: 3) 振實(shí)密度低． 改性方法主要是雜原子摻雜［20］和包覆． ［21］

2．3 LiMnO2

層狀LiMnO2，理論比容量為285 mAh /g，與層狀LiCoO2不同，氧原子分布為扭曲四方密堆積結(jié)構(gòu)，陽離子層與氧密堆積面不平行． 因Mn 成本低且比Ni、Co 對環(huán)境更友好，能量密度和理論比容量高等優(yōu)點(diǎn)，LiMnO2亦引起了研究人員的強(qiáng)烈興趣． 層狀LiMnO2有正交、單斜兩種晶型，因Mn3 + 的Jahn-Teller 效應(yīng)該類材料熱力學(xué)不穩(wěn)定，因此很難合成，且其循環(huán)穩(wěn)定性不好，目前純LiMnO2沒有實(shí)際應(yīng)用．

研究人員采用中子衍射和核磁共振研究發(fā)現(xiàn)層狀LiMnO2在脫去半數(shù)Li + 過程中，Mn3 + 穿過中間層形成熱力學(xué)穩(wěn)定性更好的尖晶石結(jié)構(gòu)，該相轉(zhuǎn)變過程不可逆，造成材料容量迅速衰減，循環(huán)壽命下降． ［22］

為克服層狀LiMnO2結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定的缺點(diǎn)，穩(wěn)定層狀結(jié)構(gòu)可通過摻雜Co、Ni、Al、Mg、Cr 等中的一種或多種． ［23 － 24］自1999 年首次被提出不同組分的三元層狀Li( Ni、Co、Mn) O2( 即Li-NCM) 以來，其結(jié)合了LiCoO2、LiNiO2、LiMnO2三種材料的優(yōu)點(diǎn): LiCoO2的良好循環(huán)性、LiNiO2的高比容量、LiMnO2的低成本和高安全性，且綜合性能優(yōu)于單一組分的性能，已成為目前最具有發(fā)展前景的新型鋰離子電池正極材料之一． ［25］Li-NCM的理論比容量略高于LiCoO2，大致為280 mAh /g，不同組分放電比容量不同，Ni 含量越高，比容量越高．

目前三元材料尚需解決的問題是［26 － 28］: 1) 鋰鎳混排，惡化循環(huán)穩(wěn)定性、熱穩(wěn)定性以及倍率電性能; 2) 表面殘堿LiOH、Li2CO3含量高，與電解液兼容性差; 3) 振實(shí)密度低，加工難度大． 針對這些問題，從材料角度自身角度看，目前主要是通過雜原子摻雜［27］、包覆［28］等措施改善三元材料的電化學(xué)性能．

2． 4 富鋰材料

目前最熱門的層狀材料是富鋰富錳層狀氧化物/固溶體，其組成可表述為: ( 1 －y) Li2MnO3·yLiMO2( M =Mn，Co，Ni) 其中Li /M ＞ 1． 它由Li2MnO3和LiMO2兩種組分復(fù)合而成，兩種組分的結(jié)構(gòu)都類似于α-NaFeO2層狀結(jié)構(gòu)．

富鋰錳材料在循環(huán)過程中電壓平臺發(fā)生明顯的下降，使其能量密度下降，這是阻礙其商業(yè)化的主要原因． 初步研究表明，［29 － 30］電壓衰減和容量衰減與相轉(zhuǎn)變有關(guān)，電壓衰減不受包覆、電解液添加劑、陽離子摻雜取代的影響，但截止電壓、晶體結(jié)構(gòu)陽離子有序嚴(yán)重受電壓衰減影響． 截止電壓越低，電壓衰減越少，且當(dāng)循環(huán)截止電壓上限低于4． 3 V 時，無電壓衰減． 研究還發(fā)現(xiàn)，隨Li2MnO3含量的增加，電壓衰減和電壓滯后越多． ［31］

目前，富鋰錳材料尚需解決的問題有［32］: 1) 首次充放電過程中鋰脫嵌與電極材料基本結(jié)構(gòu)變化之間的關(guān)系; 2) 導(dǎo)致結(jié)構(gòu)變化的原因; 3) 電極性能與材料復(fù)雜結(jié)構(gòu)、形貌、熱穩(wěn)定性之間的關(guān)系; 4) 傳統(tǒng)層狀脫嵌鋰機(jī)理無法解釋實(shí)際容量超出理論容量的反?，F(xiàn)象; 5) 首次充放電后氧的去向．

為了控制組成和結(jié)構(gòu)特征，阻止相分離，需嚴(yán)格控制合成參數(shù): 氧分壓、燒結(jié)制度、化學(xué)計(jì)量比、過渡金屬氧化態(tài)等． ［33］

目前已經(jīng)提出多種改性方法，包括表面包覆改性［34］、表面酸處理［35］、退火熱處理［36］、低上限充電電壓預(yù)循環(huán)處理［37］等． 表面包覆改性現(xiàn)已證明能改善容量保持率、倍率性能甚至熱穩(wěn)定性． 退火熱處理，部分過渡金屬離子進(jìn)入母體正極材料晶格從而穩(wěn)定晶體結(jié)構(gòu)，循環(huán)時阻抗、副反應(yīng)、熱效應(yīng)減少，循環(huán)壽命、倍率、可逆容量、庫倫效率，甚至耐過充性可以提高． 酸處理主要是通過H + -Li + 離子交換或者溶解刻蝕的方式進(jìn)行，在酸性環(huán)境中，H + 和Li + 之間會發(fā)生交換現(xiàn)象，表面無電化學(xué)活性的Li2MnO3被活化，從而提高首次庫倫效率． 低上限充電電壓預(yù)循環(huán)處理有效地減少和延緩了表層材料結(jié)構(gòu)的破壞，提高了首次庫倫效率和循環(huán)性．

雖然這些改性措施可以很好的提高富鋰錳材料的首次庫倫效率、循環(huán)壽命等性能，但對充放電過程中的電壓降低的問題改進(jìn)很少，這也是該類材料的主要研究方向．

3 尖晶石型正極材料

LiMn2O4，可逆比容量140 mAh /g，尖晶石結(jié)構(gòu)，屬于Fd3 _ m 空間群，Li + 和Mn3 + /4 + 分別占據(jù)立方密堆積氧分布中的四面體8a 和八面體16d 位置，空的四面體和八面體共面共棱形成三維鋰離子擴(kuò)散通道( 如圖2) ． 因其儲量豐富成本低，Mn 低毒，材料極易合成，有望成為最理想的動力電池正極材料之一． 然而高溫時由于循環(huán)過程中Mn 發(fā)生歧化反應(yīng)溶解、電解液高電位下分解、Jahn-Teller 效應(yīng)導(dǎo)致電極極化效應(yīng)增強(qiáng)、氧缺陷以及顆粒間的微應(yīng)力等原因，比容量衰退嚴(yán)重，嚴(yán)重阻礙了其作為正極材料的應(yīng)用． ［38 － 40］為了改性方法［41 － 43］: 1) 部分陽離子或陰離子摻雜取代，如Ni、Al、Cr、Co、Sm、F; 2) 電解液添加電解質(zhì)添加劑; 3) 表面包覆改性．

另一種引起研究人員注意的是LiNi0． 5Mn1． 5O4，可逆比容量135 mAh /g，工作電壓可達(dá)4． 7 V vs Li + /Li．與LiMn2O4相比，由于Mn3 + 的含量得以限制，高電壓下LiNixMn2 － xO4中Mn 的溶解相對沒有那么嚴(yán)重． 其高工作電壓帶來的高能量以及充放電過程中結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性能夠滿足電子產(chǎn)品和電動汽車對鋰電池提出的高能量密度和安全性的要求． 根據(jù)合成條件的不同，可獲得兩種空間群的晶體，過渡金屬離子在八面體位有序排列的P4332 和無序排列的Fd3 _ m． 無序相容量衰退少，倍率性能更好，相應(yīng)的離子電導(dǎo)率和電子電導(dǎo)率也更高． ［41］

有研究團(tuán)隊(duì)在研究尖晶石結(jié)構(gòu)的LiMn2O4和LiNi0． 5Mn1． 5O4中發(fā)現(xiàn)由于一級相變而產(chǎn)生應(yīng)力，導(dǎo)致在電化學(xué)循環(huán)時顆粒發(fā)生破裂，當(dāng)顆粒的尺寸小于1 μm 時，能有效避免粒子的破裂． 研究表明對LiNi0． 5Mn1． 5O4進(jìn)行Fe 摻雜可以避免該現(xiàn)象，同時對電極的電位和容量的影響極小． ［40］

陰陽離子摻雜LiNi0． 5Mn1． 5O4已被廣泛研究，某些性能如倍率性能、循環(huán)性能能進(jìn)一步得到改善，甚至能改善能量密度． 但大多數(shù)摻雜導(dǎo)致電壓下降，可逆容量減少． ［44 － 45］除了包覆［46］以外，顆粒納米化也是改善該類材料的一種有效方法． ［47］盡管納米LiNi0． 5Mn1． 5O4材料的高比表面積增強(qiáng)了化學(xué)活性，但其整體性能與微米尺寸的材料性能相當(dāng)． 更小尺寸縮短了Li + 在活性材料內(nèi)部的擴(kuò)散路徑，因而增強(qiáng)了離子電導(dǎo)率，倍率性能也因此改善．

目前該類材料處于小批量生產(chǎn)階段，生產(chǎn)過程中由于高溫?zé)Y(jié)過程中顆粒長大，且無序相LiNi0． 5Mn1． 5O4的制備過程中生成不純相LixNiyO，降低容量． ［48］目前還需要解決的問題是［41］: 1) 制備可控形貌的純相LiNi0． 5Mn1． 5O4; 2) 增強(qiáng)倍率性能和離子電導(dǎo)率; 3) 電解液匹配．

4 聚陰離子正極材料

自Padhi 等人提出Li + 可從橄欖石結(jié)構(gòu)LiFePO4( 3． 5 V vs Li + /Li) 可逆脫嵌，該正極材料引起科學(xué)領(lǐng)域廣泛關(guān)注并工業(yè)化生產(chǎn)． 該類材料具有強(qiáng)P-O 鍵，共角的PO4

3 － 聚陰離子團(tuán)把Li 和Fe 連接在一起，構(gòu)成LiFePO4骨架( 如圖3) ． 所有的Li 完全脫出并不會造成結(jié)構(gòu)破壞，穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)框架使其具有優(yōu)良的安全性能，好的耐過充性能和循環(huán)穩(wěn)定性，但其電子電導(dǎo)率低，電荷傳遞成為充放電脫嵌鋰過程中的動力學(xué)控制步驟，且Li + 在［010］方向擴(kuò)散緩慢，導(dǎo)致其循環(huán)性能以及高倍率充放電性能不佳． ［49］通過摻雜、碳包覆、細(xì)化晶粒等手段改善其導(dǎo)電性，可提高其充放電能力． ［50 － 52］當(dāng)前LiFePO4材料的一個重大突破是在其納米顆粒表面形成一層導(dǎo)電薄碳包覆層從而增強(qiáng)離子電導(dǎo)率． ［53］

對聚陰離子的研究促進(jìn)了LiFePO4的成功，固體科學(xué)家研究了大量不同金屬離子和不同聚陰離子的不同組成和結(jié)構(gòu)的材料． 通常都是基于三種思路來獲得: 1) 通過提高工作電壓增大能量密度; 2) 增加每個過渡金屬離子可交換的電子來增加容量; 3) 減小分子重量增加比容量．

磷酸鹽LiMPO4Y( M = Fe，Ti，Mn，V…;Y = F，O，OH) 由于廣譜組成而引起研究者的注意． ［54］LiMnPO4的工作電壓為4． 1 V，理論容量為170 mAh /g，其( 010) 和［010］方向易于Li + 擴(kuò)散． 然而，Mn3 + 的Jahn-Teller 效應(yīng)導(dǎo)致的結(jié)構(gòu)無序和低電子電導(dǎo)率( ＜ 10 － 10S·cm － 1，比LiFePO4低一個數(shù)量級) 致使該材料實(shí)際容量低，倍率性能差． 釩基化合物L(fēng)iVPO4F 和LiVPO4O 在高電壓( ＞ 4． 0 V vsLi + /Li) 下Li + 可快速擴(kuò)散，且每摩爾金屬可交換兩摩爾電子． 盡管如此，但其可逆比容量

由于兩個氧化還原電對的差值大于1． 5 V 而只能達(dá)到140 mAh /g，相當(dāng)于每摩爾金屬轉(zhuǎn)移一摩爾電子的水平． ［55］但在所有已報(bào)道的聚陰離子材料中，LiVPO4F 和LiVPO4O 有最高的能量密度，在磷酸鹽能確?；瘜W(xué)/熱力學(xué)穩(wěn)定性的保證下，依然具有開發(fā)前景． ［55 － 56］

硫酸鹽LiMSO4F，因SO42 － 比PO43 － 具有更強(qiáng)的誘導(dǎo)效應(yīng)，硫酸鹽比磷酸鹽具有更高的電位平臺，放電電壓高達(dá)3． 9 V vs Li + /Li． 材料為無序結(jié)構(gòu)，如果能建立三維鋰離子擴(kuò)散通道，將具有高能量密度． ［57］制備方法上目前主要采用成本高的離子熱法，從應(yīng)用角度來看，低成本合成，最佳形貌及組成依然是開發(fā)這類具有高可逆容量和良好循環(huán)壽命材料的研究熱點(diǎn)． ［57 － 58］

硅酸鹽Li2MSiO4( M = Fe，Mn，Ni) 亦有多種晶型和組成，該類材料引起關(guān)注的原因在于: 1) Fe，Mn 儲量豐富; 2) 有可能存在一摩爾過渡金屬轉(zhuǎn)移兩摩爾電子． 但后者目前尚未被證明，該類材料目前的研究熱點(diǎn)集中在顆粒尺寸、形貌、碳包覆等改性措施，但其可逆容量和倍率性能依舊改善不明顯． ［59 － 60］

硼酸鹽LiMBO3( M = Fe，Mn，Co) 由于環(huán)保、性價比高、使用安全且理論容量高而受到關(guān)注，盡管B 的低電負(fù)性導(dǎo)致LiMBO3氧化還原電位低，但BO33 － 分子量低使其理論容量非常大，約220 mAh /g，超過相應(yīng)LiMPO4體系10%． 硼酸鹽體系正極材料目前的問題依然在于Li1 － xMxBO3的穩(wěn)定性，目前改性效果依舊不明顯． ［61 － 62］

總的來說，磷酸體系和硫酸體系最具研究背景，很多材料都有相當(dāng)快的鋰離子擴(kuò)散速率，可逆容量高，循環(huán)性能好． 硫酸體系相對于磷酸體系主要缺點(diǎn)在于溶解度，這阻礙了電極漿料的制備，從而導(dǎo)致存儲過程中老化加快． 近幾年對硅酸體系和硼酸體系研究進(jìn)展緩慢的原因是: 1) 純度、晶型種類等合成要求控制困難;2) 循環(huán)過程中材料表面缺陷的出現(xiàn)導(dǎo)致傳輸性能差以及不可逆結(jié)構(gòu)變形．

聚陰離子正極材料由于具有穩(wěn)定的聚陰離子框架結(jié)構(gòu)而表現(xiàn)出優(yōu)異的安全性能，耐過充性能和循環(huán)穩(wěn)定性，但共同缺點(diǎn)是電導(dǎo)率偏低，不利于大電流充放電． 因此，提高聚陰離子正極材料的電導(dǎo)率是這類材料研究應(yīng)用所面臨的共同問題．

5 總結(jié)與展望

正極材料作為制約鋰離子電池發(fā)展的關(guān)鍵材料，目前主流鋰離子電池使用的正極材料是在LiCoO2、Li( Ni、Co、Mn) O2、LiMn2O4、LiFePO4等材料的基礎(chǔ)上進(jìn)行摻雜和包覆等手段改性，使其能量密度、安全性能、循環(huán)性能等性能得到進(jìn)一步提升，但受制于理論比容量的限制和材料結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性的制約，其能量密度無法獲得突破性改變，工業(yè)上需要優(yōu)化生產(chǎn)工藝，對材料的組成、純度、粒度分布、形貌、比表面積、振實(shí)密度等性能進(jìn)行嚴(yán)格控制． 欲進(jìn)一步提高正極材料的能量密度必須研究開發(fā)新型正極材料，如高能量密度的富鋰錳層狀氧化物、LiMPO4、LiVPO4F、LiMSO4等．