Science-锂电
sensitive to light elements such as boron(29), revealed a planar structure(indicated by a pur-ple arrow)at this interface.The observed con-trast and structure are consistent with a simulated ABF image of the borophene structure model (Fig.3C).Measured sheet thicknesses of~0.27to ~0.31nm match both the monolayer structure model and multiwalled boron nanotubes(15). X-ray photoelectron spectroscopy(XPS)mea-sures both sample composition and the oxida-tion state of the species present.Although the borophene islands persisted under ambient con-ditions(fig.S12),the emergence of higher–binding energy features in the XPS B1s core-level spectra (Fig.3D)demonstrate that bare samples(black curve)were partially oxidized within several hours in ambient conditions.However,this oxidation was impeded by an amorphous silicon/silicon oxide capping layer(red curve),which delayed oxidation for several weeks(blue curve).The unoxidized,capped sample is fit by two Voigt components,which reflect the differences in chemical environment between the low-and high-buckled atoms.Increasing the photoelectron de-tector angle from the sample normal enhances XPS surface sensitivity,thereby selectively prob-ing the surface and subsurface.The normalized, integrated components of angle-resolved XPS spectra on silicon-capped borophene are plotted in Fig.3E.With increasing emission angle,the relative intensities of the carbon,silicon,and boron peaks increased,whereas the silver peak dimin-ished.These results confirm the structure shown in the inset schematic,corroborating our AES, STM,and STEM results.Additional XPS data are given in fig.S13.
As shown above,theoretical predictions of the borophene structure forecast metallic character-istics.However,all known bulk boron allotropes are semiconductors at standard conditions,only becoming metallic at extremely high pressures (17).Scanning tunneling spectroscopy(STS)con-firms the metallic characteristics of borophene through I–V curves(Fig.4A)and dI/dV spectra (which measure the local electronic DOS,Fig. 4B).These show gapless(i.e.,metallic)behav-ior consistent with the superposition between the Ag(111)surface(30)and the predicted filled-state population in borophene(Fig.2G).These observations are likely to motivate and inform further studies of metallicity and related phenome-na in2D boron polymorphs.
REFERENCES AND NOTES
1.T.Ogitsu,E.Schwegler,G.Galli,Chem.Rev.113,3425–3449
(2013).
2. B.Douglas,S.-M.Ho,Structure and Chemistry of Crystalline
Solids(Springer Science&Business Media,New York,2007).
3. A.R.Oganov et al.,Nature457,863–867(2009).
4.H.-J.Zhai,B.Kiran,J.Li,L.-S.Wang,Nat.Mater.2,827–833
(2003).
5. A.P.Sergeeva et al.,Acc.Chem.Res.47,1349–1358
(2014).
6.H.-J.Zhai et al.,Nat.Chem.6,727–731(2014).
7.Z.A.Piazza et al.,https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,mun.5,3113(2014).
8.I.Boustani,Phys.Rev.B55,16426–16438(1997).
9.H.Tang,S.Ismail-Beigi,Phys.Rev.Lett.99,115501(2007).
10.X.-F.Zhou et al.,Phys.Rev.Lett.112,085502(2014).
https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,u,R.Pandey,J.Phys.Chem.C111,2906–2912
(2007).12.E.S.Penev,S.Bhowmick,A.Sadrzadeh,B.I.Yakobson,
Polymorphism of Two-Dimensional Boron.12,2441–2445
(2012).
13.Y.Liu,E.S.Penev,B.I.Yakobson,Angew.Chem.Int.Ed.52,
3156–3159(2013).
14.H.Liu,J.Gao,J.Zhao,Sci.Rep.3,3238(2013).
15.F.Liu et al.,J.Mater.Chem.20,2197(2010).
16.H.Okamoto,J.Phase Equilibria13,211–212(1992).
17.M.I.Eremets,V.V.Struzhkin,H.Mao,R.J.Hemley,Science
293,272–274(2001).
18.Additional supplementary text and data are available on
Science Online.
19.B.Kiraly et al.,https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,mun.4,2804(2013).
20.S.Berner et al.,Angew.Chem.46,5115–5119(2007).
21.F.Müller et al.,Phys.Rev.B82,113406(2010).
22.H.I.Rasool et al.,J.Am.Chem.Soc.133,12536–12543(2011).
23.A.R.Oganov,C.W.Glass,J.Chem.Phys.124,244704–244716
(2006).
24.Q.Zhu,L.Li,A.R.Oganov,P.B.Allen,Phys.Rev.B87,195317
(2013).
25.A.Kolmogorov,S.Curtarolo,Phys.Rev.B74,224507(2006).
26.B.Feng et al.,Nano Lett.12,3507–3511(2012).
27.C.Lee,X.Wei,J.W.Kysar,J.Hone,Science321,385–388
(2008).
28.Q.Guo et al.,Surf.Sci.604,1820–1824(2010).
29.R.Ishikawa et al.,Nat.Mater.10,278–281(2011).
30.J.Kliewer et al.,Science288,1399–1402(2000).
ACKNOWLEDGMENTS
This work was performed,in part,at the Center for Nanoscale
Materials,a U.S.Department of Energy Office of Science User
Facility under Contract No.DE-AC02-06CH11357.This work was
International Institute for Nanotechnology,Materials Research
Science and Engineering Centers(NSF DMR-1121262),the Keck
Foundation,the State of Illinois,and Northwestern University.
A.J.M.,
B.K.,J.D.W.,X.L.,J.R.G,M.
C.H.,and N.P.G acknowledge
support by the U.S.Department of Energy SISGR(contract no.
DE-FG02-09ER16109),the Office of Naval Research(grant no.
N00014-14-1-0669),and the National Science Foundation Graduate
Fellowship Program(DGE-1324585and DGE-0824162).X.-F.Z
thanks the National Science Foundation of China(grant no.
11174152),the National973Program of China(grant no.
2012CB921900),and the Program for New Century Excellent
Talents in University(grant no.NCET-12-0278).U.S.thanks the
National Council of Science and Technology,CONACyT(proposal
no.250836).A.R.O acknowledges support fromthe Defense
Advanced Research Projects Agency(grant no.W31P4Q1210008)
and the Government of Russian Federation(no.14.A12.31.0003).
D.A.,M.J.Y,and A.P.acknowledge support by the National Institute
on Minority Health and Health Disparities(NIMHD)in the program
Research Centers in Minority Institutions Program(RCMI)
Nanotechnology and Human Health Core(grant G12MD007591),
the NSF PREM DMR(grant no.DMR-0934218),the Welch
Foundation(grant no.AX-1615),and the Department of Defense
(grant no.64756-RT-REP).
SUPPLEMENTARY MATERIALS
https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,/content/350/6267/1513/suppl/DC1
Materials and Methods
Supplementary Text
Figs.S1to S13
References(31–57)
27July2015;accepted28October2015 the highest energy density of all commer-
cially available batteries,they are able to
power most consumer electronics and have
emerged as the technology of choice for
powering electric vehicles.Li-ion batteries may
also be used for grid storage and load-leveling
for renewable energy.Current state-of-the-art pos-
itive electrodes use layered rock salt oxides(LiCoO2
and its derivatives),spinel(LiMn2O4),or polyanionic
compounds such as olivine-type LiFePO4(1).One
LiCoO2is via chemical substitution aimed at sta-
bilizing the layered framework.The partial replace-
ment of Co3+with Ni2+and Mn4+has led to the
Li(Ni x Mn y Co1–x–y)O2layered oxides being coined
as stoichiometric nickel manganese cobalt(NMC)
oxides.These compounds have improved safety
and capacities approaching200mA·hour/g.Fur-
ther substitution of the transition metals by Li
results in capacities exceeding270mA·hour/g.
These materials are referred to as Li-rich layered
oxides,as some Li ions now occupy crystallo-
graphic sites in the transition metal layers in the
ordered rock salt structure(2,3).During the first
charge,these compounds undergo a transforma-
tion such that subsequent charge-discharge curves
take an S shape without clear redox plateaus(as
seen for Li2Ir0.75Sn0.25O3in Fig.1C).Partial oxi-
dation of the oxygen sublattice upon Li removal,
leading to an increased capacity,has been con-
jectured(4–12).The high capacity is rooted in
the cumulative reversibility of both cationic and
anionic redox processes(2O2–→O2n–,where n= 1,2,or3)(13–15).We speculated,but did not
observe,that this oxidation of oxygen results in
the formation of peroxo-like species with short-
ened O-O distances.Nevertheless,such studies
demonstrate that the Li-(de)intercalation chem-
istry does not rely solely on cationic redox re-
actions as the source of energy storage;the
oxygen sublattice is active as well.
Such O-O pairing in the oxygen lattice,result-
ing from the formation of O2n–species,predom-
inantly occurs in compounds that have highly
covalent metal-oxygen bonding—that is,systems
showing a high degree of M(d)-O(sp)band over-
lap(13–16).Although this description of the ox-
idation of the oxygen sublattice is relatively
new,the activity of the anionic network for chal-
cogenide(Ch)–based electrodes has long been rec-
ognized(17).By properly selecting cation-anion
pairs,Rouxel showed the feasibility of tuning the
degree of the metal M(3d)-Ch(sp)band mixing
so as to trigger the formation of S-S dimers or
Te-Te-Te trimers,as observed for iridium tel-
lurides(17).Moreover,by performing a survey
of various compounds such as Li2Ru1–x Sn x O3(13),
Li4.27Fe0.56TeO6(16),Li4NiTeO6(18),and Li4FeSbO6
(19),we have demonstrated that the stability of
the oxygen close-packed framework against O2
evolution at high potential is highly tunable with
composition.This finding is particularly impor-
tant because this process leads to large irreversible
capacities and poor long-term cycling(16,19,20).
Layered compounds containing4d metals have
recently been shown to have reversible capacities
of300mA·hour/g that involve a reversible an-
ionic redox process(21).There is no direct struc-
tural evidence for the presence of peroxo-like
species in any layered oxide,nor is it clear to what extent oxygen can be reversibly oxidized
(i.e.,the value of n in O2n–remains an enigma).
We address these questions via a model sys-
tem consisting of a Li-rich layered phase with Ir
as a5d metal so as to increase the covalency and
minimize the unwanted cationic migration dur-
ing charge-discharge cycling with the larger Ir
atoms.Li2Ir1–x Sn x O3compounds with x=0,0.25,
and0.5were prepared as described in the sup-
plementary materials(22).Figure1A(left)shows
the structure of pristine Li2IrO3,which displays
the cubic close-packed O3stacking of the Li lay-
ers and the Li1/3Ir2/3O2slabs,where each Li cation
is surrounded by six Ir cations to form a honeycomb-
like ordering pattern.Figure1B and fig.S1show
x-ray powder diffraction(XRD)patterns of the
pristine Li2Ir1–x Sn x O3materials and demonstrate
typical shifts in peak positions consistent with a
solid solution,confirmed by the progression of
lattice parameters seen in table S1.Figure1,C
and D,and fig.S2show the electrochemical per-
formance of the x=0,0.25,and0.5materials.
The x=0.25and0.5samples show cycling be-
havior typical of Li-rich oxides:two plateaus on
first charge in the graphs of voltage versus y in
Li y Ir1–x Sn x O3,with a transformation taking place
such that the second charge cycle is markedly dif-
ferent from the first,with an S shape now visible.
1Collège de France,Chimie du Solide et de l’Energie,FRE 3677,11Place Marcelin Berthelot,75231Paris Cedex05, France.2ALISTORE–European Research Institute,FR CNRS 3104,80039Amiens,France.3Réseau sur le Stockage Electrochimique de l’Energie(RS2E),FR CNRS3459,France. 4National Institute of Chemistry,Hajdrihova19,SI-1000
Ljubljana,Slovenia.5Electron Microscopy for Materials Science(EMAT),University of Antwerp,Groenenborgerlaan 171,B-2020,Antwerp,Belgium.6Center for Electrochemical Energy Storage,Skolkovo Institute of Science and Technology,3Nobel Street,143026Moscow,Russia.
7Institut Charles Gerhardt,CNRS UMR5253,UniversitéMontpellier,Place Eugène Bataillon,34095Montpellier, France.8IPREM/ECP(UMR5254),University of Pau,2 Avenue Pierre Angot,64053Pau Cedex9,France.
9Electrochemistry Laboratory,Paul Scherrer Institut,CH-5232Villigen PSI,Switzerland.10Sorbonne Universités–UPMC Univ Paris06,4Place Jussieu,F-75005Paris,France.
*Corresponding author.E-mail:jean-marie.tarascon@
college-de-france.fr Fig.1.Structural transformations and electrochemical cycling of Li-Ir-Sn-O materials.(A)(Left) Structure of the pristine Li2IrO3material,showing the O3stacking.(Right)Structure of the fully charged material,showing the O1stacking.Both structures are shown in the[110]projection.Throughout the figures Ir is blue,Li is green,and O is red.(B)XRD patterns for the pristine materials with varying Sn content,fitted by taking stacking faults into account with the FAULTS software.Green dashed lines show peak shifts,consistent with an increase in cell volume as Sn content https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,plete patterns are included in fig.S1.(C)Voltage curves showing the first10cycles at C/10between2.5and4.6V.The first cycle shown in blue,and blue circles represent specific compositions,as referred to in Fig.2D.(D)De-rivative curve showing the evolution of the redox peaks between the first(blue)and50th(red)cycles.
(E)XRD patterns for Li2Ir0.75Sn0.25O3after various electrochemical tests,showing a gradual conversion during extended cycling until the final scan looks similar to that of the first charged sample.
This transformation indicates the presence of ei-ther a solid solution during the removal of lithium or a broad energy distribution of the lithium sites.By contrast,the Li 2IrO 3sample shows that the plateaus seen on first charge are far more robust,as reported by Kobayashi et al .(23).However,the dy/dV curves show a steady decrease in the size of the redox peaks with extended cycling,yield-ing a substantial capacity fade for both samples;the x =0composition in particular shows none of the voltage fade seen in many Li-rich oxides (3,14).Because the x =0and 0.25samples behave differently,the structural evolution was studied in detail for both systems.Figure 1E shows the as-sociated changes in the XRD patterns for the x =0.25sample during extended cycling.At the end of charge,the XRD pattern indexes to that of an O1-type structure with a hexagonal close-packed stacking (right image in Fig.1A).After the first cycle,the XRD pattern returns primarily to that of the pristine O3structure,though with the ap-pearance of a few small new peaks.These peaks grow with extended cycling until only they remain after 50cycles,and the peaks attributed to the O3structure are no longer present.This same process occurs in Li 2IrO 3samples (fig.S3).
Figure 2covers the redox processes that occur during electrochemical cycling.The x-ray photo-electron spectroscopy (XPS)results shown in Fig.2,A and B,and fig.S4are consistent with pre-vious results for Ru-based systems (13–15)wherein both metal and oxygen oxidations take place dur-ing charge.Here,Ir begins in the 4+state and is oxidized during the first plateau,which ends at 3.9V.This represents the greatest positive shift
in the Ir 4f peak,and it is tempting to attribute
this shift to Ir 5+,based on the fact that nearly 1Li atom is removed from Li 2IrO 3(x =0)and 0.75is removed from Li 2Ir 0.75Sn 0.25O 3(x =0.25),as shown in Fig.1C.However,unlike in Ru-based systems,we can already detect the presence of peroxo-like species in the O 1s peaks in the XPS spectra at mid-charge,as shown in Fig.2A (x =0)and fig.S4(x =0.25).This suggests a mixed redox process,such that Ir is not strictly in the 5+state but instead the electron being removed during charge is taken from both Ir and O,which is expected given the highly covalent Ir-O bond.Figure 2C shows the progression of the fraction of oxygen in the peroxo-like species during cycling for both samples.In each case,the fully charged state contains nearly half of the sample ’s oxygen in the peroxo-like species O 2n –.Upon discharge,the peroxo-like species is reduced back to O 2–between 3.7and 2.5V for both samples,though it occurs slightly earlier in discharge for the Sn-containing material where the peroxo-like species is reduced by the time a lithium content of 1.33atoms is reached.This difference suggests that Sn pro-motes the reversibility of the anionic redox pro-cess over a wider potential window (3.7to 3.25V)with less hysteresis.This change may be attributed to added flexibility in the oxygen network due to the presence of Sn,as previously proposed (13).The Li 2IrO 3sample is therefore a Li-rich oxide,where the peroxo-like species are seen by XPS without immediate conversion to an S curve in the cycling data.We therefore have the opportu-nity to study anionic redox and the conversion to S curve independently and to establish the true cause of the transformations seen in other Li-rich oxides.Figure 2D shows the change in Bader
charge calculated with density functional theory (DFT)as Li is removed from Li 2IrO 3.This also shows mixed redox throughout the Li extraction,in agreement with the XPS results.
These results imply that the local distortions in the oxygen lattice associated with the forma-tion of peroxo-like species can be observed direct-ly by transmission electron microscopy (TEM).The reason such information is available for the Li 2IrO 3system is that the charged sample takes an O1structure (Fig.1A,refinements shown in fig.S5,and structure given in table S2)such that the projection of the oxygen columns becomes available along the c axis without overlapping with the columns of Ir or Li.The [010],[100],and [001]high-angle annular dark-field scanning trans-mission electron microscopy (HAADF-STEM)im-ages of the charged Li 0.5IrO 3sample show the highly ordered O1structure viewed across (Fig.3A and fig.S6,left)and along (Fig.3B and fig.S6,right)the c axis.These images demonstrate per-fect honeycomb ordering of the Ir cations on the transition metal layer and very little migration of Ir to the now nearly empty Li layer.This highly ordered structure is very unusual for this class of Li-rich layered oxides and allows for visualization of the oxygen columns using annular bright field STEM (ABF-STEM)imaging (Fig.3,B and C,and fig.S7).The ABF-STEM technique has been prov-en to accurately reveal the positions of “light ”el-ements (such as Li,O,and even H)in the presence of atomic entities with much higher scattering power (24–27).The correspondence between the experimental [001]HAADF-and ABF-STEM images and the crystal structure projection was established with the help of the simulated
Fig.2.Changes in cationic and anionic oxidation states during Li 2IrO 3cycling.(A )Oxygen 1s core XPS peaks at various points after electrochemical cycling.The O 2–(blue)and O 2n –(red)peaks are attributed to the sample,whereas the two gray striped peaks repre-sent the surface species and elec-trolyte decomposition products,as described in (13).(B )Iridium 4f core XPS peaks.The dashed lines are guides for the eye indicating the position of the pristine (4+)peaks (blue)and the highest oxidation state (5+)(green).(C )Fraction of lattice oxygen attributed to peroxo for Li y Ir 1–x Sn x O 3samples.The samples discharged to y =1.33
were stopped at 3.4V for Li 2IrO 3and 3.25V for Li 2Ir 0.75Sn 0.25O 3,as shown in Fig.1C.(D )Results for change in Bader charge with respect to the pristine sample obtained from DFT calculations.These are consistent with the XPS results showing mixed redox throughout the charge proc-ess.All calculations were performed on the O3structure,except for the black points at y =0.5,which were obtained for the O1structure.The red and blue lines are guides for the eye and illustrate continuous mixed redox during charge.
images,using the crystallographic data in table S2(fig.S8).The projected symmetry of the IrO 6octahedra is expected to be close to sixfold sym-metry,corresponding to all nearly equal O-O separations.However,the shape of these octahe-dra in the experimental [001]ABF-STEM image is clearly driven toward threefold symmetry due to the formation of shortened (black dumbbells)and lengthened (left blank)projected O-O sep-arations (Fig.3C).The distinct difference in the short and long O-O projected separations is evident from a comparison of the corresponding ABF intensity profiles (Fig.3D).The values of the projected O-O separations were estimated from the analysis of a histogram of their distribution (fig.S11),which demonstrates peaks centered at 1.56and 1.83?,reflecting the average values of the shortened and lengthened projected O-O distances (Table 1).
The observed distortion of the oxygen sublat-tice is in line with the atomic arrangement ob-tained from ab initio calculations.Figure 3E shows the [001]projection,as obtained on the basis of DFT calculations for the charged Li 0.5IrO 3
sample.This calculation shows shortened pro-jected O-O distances for pairs of oxygen atoms (joined by red lines)lying between two Ir atoms.Figure 3E also shows the Fukui function,which probes the change in the electron density as a result of an infinitesimal change in the total num-ber of electrons.The Fukui function can be used to probe the redox-active center (atomic and/or molecular entities affected by the charge varia-tion;i.e.,where the electronic charge is varying)in an electrochemical reaction.Here,the Fukui func-tion shows changes in electron density around both Ir and O.The shape of the Fukui function around the oxygen atom shows overlapping lobes along the axis joining the O-O pairs with short separations,consistent with the expectation of partially empty antibonding s *orbitals if peroxo-like species are formed.By contrast,fig.S9shows no such orbital overlap in the pristine material.The distortion pattern observed on a local scale was confirmed using the structural refine-ments of the bulk structure from neutron pow-der diffraction (NPD)data for the pristine and fully charged Li-Ir-O samples (included in figs.S5and S10).The [001]projections of the refined structures are shown overlaid in Fig.3F (for this image,the unit cell of the pristine structure was shrunk slightly to overlap but the aspect ratio was not changed).This shows the displacement in the oxygen lattice taking place during the for-mation of the peroxo-like species and is consist-ent with the ABF-STEM image.This also serves to show that changes seen in projected distance with ABF-STEM do in fact correspond to actual atomic displacements.
Table 1presents a summary of the O-O dis-tances determined with different methods,all con-firming a distortion in the lattice such that oxygen atoms approach each other to form O-O pairs lying between two adjacent Ir atoms.By contrast,no such distortions have been seen for materials that do not involve anionic redox [e.g.,the stoi-chiometric NMC compounds given in Table 1with values based on neutron diffraction (28)].How-ever,the O-O distances measured here do not ap-proach the ~1.5?O-O distances seen for peroxide species in highly ionic compounds,such as Li 2O 2,or in systems where oxygen pairs lie in cavities within the cationic network,as seen in a few pe-rovskite materials (29).In more covalent sys-tems,such as those discussed here,the formation
Fig.3.Structural changes in the oxygen sublat-tice.(A )[010]HAADF-STEM image of the charged Li 0.5IrO 3sample,demonstrating the ordered se-quence of the Ir layers corresponding to the O1-type structure.The hexagonal close-packing is evi-dent from the absence of the lateral displacement of layers.Virtually no migration of the Ir cation to the Li layers is observed;a few antisite point defects are marked with arrowheads.(B )[001]HAADF-STEM and ABF-STEM images of the same sample (taken from different areas;the noise in the ABF-STEM image is suppressed by applying a low-pass Fourier filter).(C )Enlarged ABF-STEM image.O-O pairs with short projected distances are marked with dumbbells.The O-O pairs arise from twisting the opposite triangular faces of the IrO 6octahedra (shown in yellow).(D )ABF intensity profiles along the O-O pairs with long (blue)and short (red)projected distances.(E )[001]projection of the Li 0.5IrO 3in the O1stacking configuration,obtained with DFT calculations.Li atoms are omitted for clarity,oxygen atoms are shown in red,and Ir atoms are in blue.The yellow surfaces are the Fukui orbitals.(F )Structure of the charged Li-Ir-O material,as obtained from neutron powder diffraction (fit shown in fig.S5),overlaid on the pristine structure (fit in fig.S10)shown in black,clearly illustrating the formation of O-O dimers.The overlay required shrinking the pristine structure slightly,but the aspect ratio was unaltered.
of peroxo species therefore manifests itself as a distortion of the oxygen framework with the for-mation of shorter and longer O-O distances.
An important aspect of these materials is the extent to which they allow O2recombination and subsequent oxygen gas release during oxidation, which must be minimized to reduce the irre-versible capacity loss.Figure S12shows that the oxygen release here is relatively small,especially for Li2IrO3,and only occurs at voltages above 4.3V versus Li/Li+,consistent with our previous studies(13,16,19).This voltage corresponds to ~1.3V versus standard hydrogen electrode,very close to the potential at which water is split(1.23V). Our value is a rough estimate,but it does suggest tion of oxygen gas if they form below4.3V.
This explains why irreversible capacities have
plagued the Li-rich NMC materials,which
must be oxidized up to4.5V to convert to an S
curve.
Figure4A shows a steady decrease in capacity
(with no associated voltage fade)during extended
cycling,with~50%retention after only50cycles.
This fade coincides with the structural variations
resulting in the changes to the XRD patterns in
Fig.1.Figure4shows the structural changes that
occur during extended cycling,as visualized with
HAADF-STEM imaging.The image collected after
50cycles is very unusual,with an apparent nano-
scale intergrowth of two distinct structures.The
that involve the gliding of(Ir1–x Sn x)2/3O2slabs
against each other are ultimately detrimental to
the long-term cycling of this material,thus giving
rise to capacity fade without any of the voltage
fade seen in other Li-rich materials.This demon-
strates that these two parameters for evaluating
battery performance are not directly related here
and that although the transformation from O3to
O1structures prevents voltage fade,it still results
in detrimental capacity fade.
Our NPD and DFT results suggest that peroxo-
like dimers form uniformly throughout the bulk
in the fully charged Li0.5IrO3material,allowing
us to determine the possible limits on the value
of the formal charge n for peroxo-like O2n–
dimers.The lower bound can be set by assuming
that all of the1.5Li atoms transferred per O3unit
are attributed to oxygen redox only;this yields
n=3.0.The upper bound is set by assuming the
mixed redox obtained by DFT calculations(and
confirmed qualitatively with XPS),in which case
the oxygen lattice accounts for~1.0Li atom
removed per O3unit,resulting in n=3.3.This
study therefore suggests the formation of pre-
dominantly O23–species in Li-rich layered oxides,
which explains why all of the lithium cannot be
systematically removed from these materials sim-
ply by fully oxidizing the oxygen,as would be the
case if n=2was accessible.This also explains why
the peroxo-like species were detected by electron
paramagnetic resonance(EPR)(13,30),given
that O22–is EPR silent whereas O23–is active.
The fact that the formation of peroxo-like di-
mers does not necessarily imply antisite cation
disordering has a few consequences.In Li2IrO3,
the displacement of oxygen atoms during first
charge results in confining the space around the
iridium atom(Fig.3F).This results in less free
volume around each iridium atom and more tight
binding to the surrounding oxygen atoms,there-
fore lending support to the fact that little migra-
tion of iridium takes place and no conversion
to the S curve is seen.By contrast,the disorder
caused by the addition of tin locally disrupts
the pattern of the O2n–species promoting such
migration,which results in a far greater abun-
dance of the antisite defects in the[010]HAADF-
STEM images of the charged x=0.25sample(fig.
S13).Thus,conversion to an S curve is seen.More
generally,once the Li is removed from the tran-
sition metal layers in all Li-rich oxides,the created
free volume promotes migration to the Li layer.
The microscopy images for this model system
also show that these high capacities can be achieved
for single-phase layered materials and do not nec-
essarily require structural intergrowth of two lay-
ered phases,as proposed in the past(3).Lee et al.
(31)showed Li-rich Li-Cr-Mo-O materials that
convert toward a disordered rock salt structure
during charge(corresponding to massive cation
migration such that the transition metal and
lithium layers are indistinguishable).Unfortunate-
ly,this study did not examine the redox processes
involved,and we propose that this material is
simply another example of the Li-rich oxides
where oxygen participation in the redox process
leads to high capacities.
Fig.4.Long-term cycling performance.Discharge capacity during extended cycling for Li2Ir0.75Sn0.25 Inset)[100]HAADF-STEM image of a particle obtained after50cycles,showing complex nanoscale structuring.
Metal substituents can be used to tune the physical properties of these Li-rich phases be-cause they affect the(O2)n–stability against oxy-gen recombination or voltage fade,as previously demonstrated for Li2Ru1–x M x O3(M=Sn,Ti,Mn). The benefits of Sn,in that it limits both O2(g) release and voltage fade,are preserved in the Li2Ir1–y Sn y O3system but are mitigated by the emergence of a capacity fade mechanism that is linked to the emergence and accumulation of stacking faults.This finding emphasizes that the origins of voltage and capacity fading in these Li-rich layered phases are different,a point that has previously been a source of confusion. In summary,combined TEM,neutron diffrac-tion,and ab initio studies on high-capacity Li-rich Li2Ir1–x Sn x O3layered phases permitted the atomic-scale visualization of the(O-O)n–peroxo-like dimers responsible for the capacity gain in Li-rich layered electrode materials.These obser-vations lead to a better understanding of peroxo formation and localization,O2recombination, and the effect of the transition metal substituents. Additionally,these findings provide a chemical handle for tuning the performances of Li-rich layered materials.
REFERENCES AND NOTES
1. B.L.Ellis,K.T.Lee,L.F.Nazar,Chem.Mater.22,691–714
(2010).
2.Z.Lu,L.Y.Beaulieu,R.A.Donaberger,C.L.Thomas,
J.R.Dahn,J.Electrochem.Soc.149,A778(2002).
3.M.M.Thackeray,C.S.Johnson,J.T.Vaughey,N.Li,
S.A.Hackney,J.Mater.Chem.15,2257–2267(2005).
4.J.M.Tarascon et al.,J.Solid State Chem.147,410–420
(1999).
5.G.Ceder et al.,Nature392,694–696(1998).
6.M.K.Aydinol,A.F.Kohan,G.Ceder,K.Cho,J.Joannopoulos,
Phys.Rev.B56,1354–1365(1997).
7. C.-C.Chang,O.I.Velikokhatnyi,P.N.Kumta,J.Electrochem.Soc.
151,J91–J94(2004).
8.J.Graetz,C.C.Ahn,R.Yazami,B.Fultz,J.Phys.Chem.B107,
2887–2891(2003).
https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,ha et al.,Phys.Chem.Chem.Phys.17,3749–3760
(2015).
10.H.Koga et al.,J.Phys.Chem.C118,5700–5709(2014).
11.M.Oishi et al.,J.Power Sources276,89–94(2015).
12.W.-S.Yoon et al.,J.Phys.Chem.B106,2526–2532
(2002).
13.M.Sathiya et al.,Nat.Mater.12,827–835(2013).
14.M.Sathiya et al.,Nat.Mater.14,230–238(2015).
15.M.Sathiya et al.,Chem.Mater.25,1121–1131(2013).
16.E.McCalla et al.,J.Electrochem.Soc.162,A1341–A1351
(2015).
17.J.Rouxel,Chem.Eur.J.2,1053–1059(1996).
18.M.Sathiya et al.,https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,mun.49,11376–11378
(2013).
19.E.McCalla et al.,J.Am.Chem.Soc.137,4804–4814
(2015).
20.A.R.Armstrong et al.,J.Am.Chem.Soc.128,8694–8698
(2006).
21.N.Yabuuchi et al.,Proc.Natl.Acad.Sci.U.S.A.112,7650–7655
(2015).
22.Materials and methods are available as supplementary
materials on Science Online.
23.H.Kobayashi,M.Tabuchi,M.Shikano,H.Kageyama,R.Kanno,
J.Mater.Chem.13,957–962(2003).
24.S.D.Findlay et al.,Ultramicroscopy110,903–923(2010).
25.R.Ishikawa et al.,Nat.Mater.10,278–281(2011).
26.L.Gu,D.Xiao,Y.-S.Hu,H.Li,Y.Ikuhara,Adv.Mater.27,
2134–2149(2015).
27.D.Batuk,M.Batuk,A.M.Abakumov,J.Hadermann,
Acta Crystallogr.B71,127–143(2015).
28.S.C.Yin,Y.H.Rho,I.Swainson,L.F.Nazar,Chem.Mater.18,
1901–1910(2006).29.F.Grasset,C.Dussarrat,J.Darriet,J.Mater.Chem.7,
1911–1915(1997).
30.M.Sathiya et al.,https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,mun.6,6276(2015).
31.J.Lee et al.,Science343,519–522(2014).
ACKNOWLEDGMENTS
E.M.thanks the Fonds de Recherche du Québec–Nature et
Technologies and ALISTORE–European Research Institute for
funding this work,as well as the European community
I3networks for funding the neutron scattering research
trip.This work was also funded by the Slovenian Research
Agency research program P2-0148.This work is partially
based on experiments performed at the Institut Laue Langevin.
We thank J.Rodriguez-Carvajal for help with neutron
scattering experiments and for fruitful discussions.We also
thank M.T.Sougrati for performing the Sn-M?ssbauer
https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,e of the Advanced Photon
by the U.S.Department of Energy,Office of Science,
Office of Basic Energy Sciences,under contract no.DE-AC02-
06CH11357.M.S.and M.-L.D.acknowledge high-performance
computational resources from GENCI-CCRT/CINES
(grant cmm6691).J.-M.T.acknowledges funding from
the European Research Council(ERC)(FP/2014-2020)/ERC
Grant-Project670116-ARPEMA.
SUPPLEMENTARY MATERIALS
https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,/content/350/6267/1516/suppl/DC1
Materials and Methods
Figs.S1to S13
Tables S1and S2
References(32–43)
19June2015;accepted6November2015
arbuscular mycorrhizal fungi(AMF)of
the phylum Glomeromycota(1).These
symbioses contribute to global carbon
and mineral nutrient cycles,because AMF
provide mineral nutrients to the plant and re-
ceive carbohydrates in return.Colonization of plant
roots by AMF requires reciprocal recognition
initiated by diffusible molecules before fungal
tration via hyphopodia(2).Diffusible precoloni-
zation signals include strigolactones,released
from plant roots that activate the fungus before
physical interaction(3),and fungal(lipo)chito-
oligosaccharides and chitotetraose,secreted by
AMF that trigger plant calcium signaling,gene
expression,and lateral root formation(4,5).Plant
LysM receptor-like kinases(6)are required for
perception of chitinaceous microbial molecules
that trigger either symbiosis or defense signaling
(7–9).Plant signaling mutants impaired in root
colonization by both AMF and nitrogen-fixing
bacteria still exhibit transcriptional responses to
fungal signaling molecules(10–12).Therefore,
additional signaling modules have been postu-
lated(12).We identified the rice receptor for
karrikin,a plant growth regulator first identified
in smoke(13–16),as a necessary signaling com-
ponent for establishment of arbuscular mycor-
rhizal(AM)symbiosis.
We found that the jasmonate-deficient rice
(Oryza sativa)mutant hebiba(17)was unable to 1Department of Plant Molecular Biology,University of
Lausanne,Biophore Building,1015Lausanne,Switzerland.
2Faculty of Biology,Genetics,University of Munich,Biocenter
Martinsried,Grosshaderner Stra?e2-4,82152Martinsried,
Germany.3Department of Plant Sciences,University of
Cambridge,Downing Street,Cambridge CB23EA,UK.
4Division of Plant Sciences,National Institute of
Agrobiological Sciences,2–1–2Kannondai,Tsukuba,Ibaraki
305–8602,Japan.5Botanical Institute,Molecular Cell
Biology,Karlsruhe Institute of Technology,Kaiserstra?e2,
76131Karlsruhe,Germany.6Max Planck Institute for Plant
Breeding Research,Carl-von-Linné-Weg10,D-50829
Cologne,Germany.
*These authors contributed equally to this work.
?Corresponding author.E-mail:up220@https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html,
《锂离子电池应用》word版
国海军对其使用的所有锂电池都要根据NA VSEA指南9310.1b和技术手册S9310-AQ-SAF-010进行安全性评估。描述了对战场准备自主水下航行体(BPAUV)上锂离子电池进行的安全性测试试验;也给出了由海军水面战中心(NSWC)Carderock实验室所做的
LiNi x Co(1-x)O2由LiNiO2材料改性得到，是一种高容量的锂离子正极材料，比容量比LiCoO2高30%左右，具有很好的比功率特性，价格相对低廉。但是由于这种材料的合成相对困难、吸水性较强、与电解液的相容性较差、安全性较差等原因，并未得到广泛的推广。目前世界上应用最好的是SAFT公司，其利用LiNi x Co(1-x)O2正极材料制造的各种型号的锂离子电池已广泛应用于卫星、UUV以及各类便携式电子设备上。 LiNi1/3Co1/3Mn1/3O2是另一种高容量的正极材料，集合LiNiO2、LiCoO2和LiMnO2的优点，可逆比容量可以达到160mAh/g以上，是非常有前途的正极材料。此材料不仅有比容量高的优势，而且安全性也相对较好，价格相对较低，与电解液的相容性好，循环性能优异，是最有可能在小型通讯和小型动力领域同时应用的电池正极材料，甚至有在大型动力领域应用的可能。 LiMn2O4是LiCoO2外研究最早的正极材料，它具有较高的电压平台，较高的安全性和低廉的价格，在大容量动力电池领域有广阔的应用前景；但是其较低的比容量（110mAh/g），较差的循环性能（300次），特别是高温循环性能差使得其应用受到了较大的限制。尽管经过这几年的研究，LiMn2O4的性能得到了较大的提高，但高温循环性能依然是使用的一个瓶颈。目前国内以锰酸锂为正极材料制造锂动力电池最成功的厂家为北京中信国安盟固利公司。其生产的大容量动力型锰酸锂电池经过了两到三年的示范运行，成为配套2008年北京奥运会电动汽车的唯一电池。 LiFePO4是最近两年才快速发展起来的正极材料，其较高的安全性能，良好的耐高温特性，优越的循环性能使得其作为动力电池和备用电源领域有广阔的应用前景。但是其也存在一些缺点，特别是其电压平台较低（3.2V），振实密度低，使其制成的电池比能量较低，而且由于磷酸铁锂制备工艺要求控制严格，批次生产质量一致性差，导致其成本居高不下。同时磷酸铁锂材料的电导率低，低温放电性能差，倍率放电差等问题也需要继续研究和改进。但是近年来在世界范围内的广泛研究已经使这些问题得到了改善，特别是低温放电性能及功率特性。日本三井造船生产的磷酸铁锂动力锂电池能够以20C的
锂离子电池基础知识100答
1、一次电池和充电电池有什么区别？ 电池内部的电化学性决定了该类型的电池是否可充，根据它们的电化学成分和电极的结构可知，真正的可充电电池的内部结构之间所发生反应是可逆的。 理论上，这种可逆性是不会受循环次数的影响，既然充放电会在电极体积和结构上引起可逆的变化，那么可充电电池的内部设计必须支持这种变化，既然，一次电池仅做一放电，它内结构简单得多且不需要支持这种变化，因此，不可以将一次电池拿来充电，这种做法很危险也很不经济，如果需要反复使用，应有尽有选择真正的循环次数在1000次左右的充电电池，这种电池也可称为一次电池或蓄电池。 2、一次电池和二次电池还有其他的区别吗？ 另一明显的区别就是它们能量和负载能力，以及自放电率，二次电池能量远比一次电池高，然而他们的负载能力相对要小。 3、可充电便携式电池的优缺点是什么？ 充电电池寿命较长，可循环1000次以上，虽然价格比干电池贵，但如果经常使用的话，是比较划算的。充电电池的容量比同规格的碱锰电池或锌碳电池低，比如，他们放电较快。 另一缺点是由于他们几近恒定的放电电压，很难预测放电何时结束。当放电结束时，电池电压会突然降低。假如在照相机上使用，突然电池放完了电，就不得不终止。 但另一方面可充电电池能提供的容量比太部分一次电池高。 但Li-ion电池却可被广泛地用照相器材中，因为它容量高，能量密度大，以及随放电深度的增加而逐渐降低的放电电压。 4、充电电池是怎样实现它的能量转换？ 每种电池都具有电化学转换的能力，即将储存的化学能直接转换成电能，就二次电子（也叫蓄电池）而言（另一术语也称可充电使携式电池），在放电过程中，是将化学能转换成电能；而在充电过程中，又将电能重新转换成化学能。这样的过程根据电化学系统不同，一般可充放电500次以上，而我司产品li-ion可重复充放电1000次以上。Li-ion是一种新型的可充电便携式电池。它的额定电压为3.6V，它的放电电压会随放电的深度逐渐衰退，不象其他充电电池一样，在放电未，电压突然降低。 5、什么是Li-ion电池？ Li-ion是锂电池发展而来。所以在介绍Li-ion之前，先介绍锂电池。举例来讲，以前照相机里用的扣式电池就属于锂电池。锂电池的正极材料是锂金属，负极是碳。当对电池进行充电时，电池的正极上有锂离子生成，生成的锂离子经过电解液运动到负极。而作为负极的碳呈层状结构，它有很多微孔，达到负极的锂离子就嵌入到碳层的微孔中，嵌入的锂离子越多，充电容量越高。同样，当对电池进行放电时（即我们使用电池的过程），嵌在负极碳层中的锂离子脱出，又运动回正极。回正极的锂离子越多，放电容量越高。我们通常所说的电池容量指的就是放电容量。在Li-ion的充放电过程中，锂离子处于从正极→负极→正极的运动状态。Li-ion就像一把摇椅，摇椅的两端为电池的两极，而锂离子就象运动员一样在摇椅来回奔跑。所以Li-ion又叫摇椅式电池。 6、Li-ion电池有哪几部分组成？ （1）电池上下盖（2）正极——活性物质为氧化锂 钴（3）隔膜——一种特殊的复合膜
幼儿园大班科学教案：神奇的电池
幼儿园大班科学教案：神奇的电池 幼儿园大班科学教案：神奇的电池 活动目标：1、通过观察、操作、谈话等方式了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征，了解正确安装电池的基本常识。2、发展动手、发现能力，并记录自己的探究过程人们生活带来的益处和危害，增强环保意识。 活动准备：1、不同型号的电池若干。2、钟表、手电、电动玩具、录音机、手机等。3、记录单、笔若干。 活动过程：一、通过观察、讨论认识电池1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动？2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。3、幼儿观察电池。师：电池是怎样的呢？旁边桌上有很多电池，请小朋友去玩一玩，看看电池上有什么小秘密？（自由观察、操作）4、电池上有什么标记符号？知道电池上有“＋”正极、“－”负极。电池的两端一样吗？知道鼓出来的一端是正极，平的一端是负极。电池都是一样大小的吗？知道电池的大小不同，型号也不同。常用电池有1号、2号、5号、7号电池等。5、教师小结电池的特征：知道电池上有“＋”正极、“－”负极。知道鼓出来的一端是
正极，平的一端是负极。电池的大小不同，型号也不同。常用电池有1号、2号、5号、7号电池等。 二、操作实践，掌握电池的安装方法。1、你们知道电池有什么用吗？（幼儿自由说）选择自己喜欢的物品去操作。介绍记录单，鼓励幼儿把操作结果记录下来。（试过了你就在操作纸上记录，如果成功地让钟表走起来了或让手电筒亮起来、玩具动起来了，就在操作纸上的相对应的物体下打√，如果失败了就打X（幼儿操作，教师观察指导幼儿活动情况）3、引导、归纳安装电池的方法。（1）请小朋友讲述操作过程及结果：你是怎样安装电池的？成功了没有？找一找看安装电池有没有小窍门，好办法。（2）小钟表、手电筒、电动玩具等在安装电池的地方有什么标记？有没有和电池一样的标记？引导幼儿归纳安装电池槽中的弹簧和电池安装时的关系。知道把电池平的一端（负极）放在弹簧上，鼓的一端（正极）放在没有弹簧的一端。引导幼儿归纳双向电池排列方法。知道虽然是两排，但仍然是电池平的一端（负极）放在弹簧上，鼓的一端（正极）放在没有弹簧的一端。归纳单向两节电池的安装方向。知道电池是正级负级、正级负级相连。引导幼儿发现说出：电池上正负极的标记，和电池槽中正负极标记的关系和作用。知道这些标记是告诉人们安装电池的方法。4、幼儿再次操作 三、看课件，了解电池给人们生活带来的益处和危害，增强幼儿的环保意识。 1、电池的用处大不大？你还知道什么东西也要用到电池的？ 2、看课件，教育
手机锂离子电池与电芯的基本知识
第一节锂离子电池的基本知识 一般而言,锂离子电池有三部分构成: 1.锂离子电芯 2.保护电路(PCM) 3.外壳即胶壳 电池的分类 从锂离子电池与手机配合情况来看,一般分为外置电池和内置电池,这种叫法很容易理解,外置电池就是直接装在手上背面,如: MOTOROLA 191,SAMSUNG 系列等;而内置电池就是装入手机后,还另有一个外壳把其扣在手机电池内, 如:MOTOROLA 998,8088,NOKIA的大部分机型 1.外置电池 外置电池的封装形式有超声波焊接和卡扣两种:
1.1超声波焊接 外壳 这种封装形式的电池外壳均有底面壳之分,材料一般为ABS+PC料,面壳一般喷油处理,代表型号有 :MOTOROLA 191,SAMSUNG 系列,原装电池的外壳经喷油处理后长期使用一般不会磨花,而一些品牌电池或水货电池用上几天外壳喷油就开始脱落了.其原因为:手机电池的外壳较便宜,而喷油处理的成本一般为外壳的几倍(好一点的),这样处理一般有三道工序:喷光油(打底),喷油(形成颜色),再喷亮油(顺序应该是这样的,如果我没记错的话),而一些厂商为了降低成本就省去了第一和第三道工序,这样成本就很低了. 超声波焊塑机 其作用为: 行业内比较好的国产超声波焊塑机应该是深圳科威信机电公司生产的. 焊接 有了好的超声波焊塑机不够的,是否能够焊接OK,还与外壳的材料和焊塑机参数设置有很大关系,外壳方面主要与生产厂家的水口料掺杂情况有关,而参数设置则需自己摸索,由于涉及到公司一些技术资料,在这里不便多讲. 1.2卡扣式 卡扣式电池的原理为底面壳设计时形成卡扣式,其一般为一次性,如果卡好后用户强行折开的话,就无法复原,不过这对于生产厂家来讲不是很大的难度(卡好后再折开),其代表型号有:爱立信788,MOTOROLA V66. 2.内置电池
有趣的电池(大班科学活动)
有趣的电池(大班科学活动) 活动目标： 1、使幼儿了解电池的外形、种类、及简单的功能。 2、在尝试性操作活动中，鼓励幼儿探索正确使用电池的方法。 3、培养幼儿尝试性精神及探索科学的兴趣。 活动准备： 1、灯泡、铜丝、电池 2、课件：各种各样的电池 3、电池以及各种电动玩具 活动过程： 一、导入部分 1、出示灯泡，引出主题。 ——你知道这是什么吗？ 2、教师接上电池，让灯泡亮起来，告诉幼儿原来电池里藏着电，可以让灯泡亮起来。提问： ——你知道电池还有什么用处吗？ ——总结：电动玩具、遥控器、闹钟里都需要电池。
二、基本部分 1、幼儿自己尝试装电池 ——老师给每个小朋友都准备了一种玩具，请你想办法把电池装进去，试试能不能玩。 ——为什么有的小朋友能玩，有的小朋友不能玩呢？ ——告诉幼儿电池装错了就不能玩。 2、认识电池、电池盒 （1）幼儿自主观察电池 ——原来，在电池上还藏着一些小秘密。请你分别看看电池的两头有什么特别的地方？ ——总结：电池的一头是平的、一头是凸的。电池的表面还有“+”、“-”的符号，它们叫做“正极”和“负极”。 （2）认识电池盒 ——电池盒里同样也有这样的秘密，你发现了吗？ ——电池盒的一头有弹簧，一头是平平的。 3、介绍装电池的方法 ——认识了电池和电池盒之后，我们要送电池回家了。 ——先找到电池的负极，和电池盒里凸出的弹簧做好朋友，再一
起装进去。 ——请个别幼儿到前面来试一试。 4、幼儿再次尝试安装电池。 （1）提醒幼儿看清标记后再正确安装电池。 （2）成功的幼儿自主玩玩具。 （3）观察有没有装错电池的幼儿，集体帮助他正确地安装。 5、认识各种不同电池的外形与用途 （1）出示课件，认识方方的蓄电池、小小的纽扣电池、大大的手机电板、充电电池等等以及它们的作用。 （2）想一想：电池可以用很长时间吗？不用的时候该怎么办？（应将电池取出，以免腐蚀器具） 三、结束部分 1、教师提问：“今天我们认识了各种各样的电池，还学会了怎样正确地装电池，最后老师还有一个问题，如果你的玩具里的电池用光了，你会怎么做？” 2、介绍环保小知识 （1）玩具里的电池可以放到遥控器里，因为遥控器需要的电量很小。
锂电池基础科学问题5
第2卷 第5期 2013年9 月 储 能 科 学 与 技 术 Energy Storage Science and Technology V ol.2 No.5Sept. 2013 专家讲座 锂电池基础科学问题（V ）——电池界面 郑杰允，李 泓 （中国科学院物理研究所，北京 100190） 摘 要：电池中固液界面的性质对锂离子电池充放电效率、能量效率、能量密度、功率密度、循环性、服役寿命、安全性、自放电等特性具有重要的影响。对界面问题的研究是锂离子电池基础研究的核心。本文小结了 锂离子电池电极表面固体电解质中间相（SEI ）形成机理及对其组成结构的认识，介绍了近年来对锂离子输运机制、SEI 膜改性研究以及透射电镜（TEM ）及原子力显微镜（AFM ）中力曲线等实验技术来分析SEI 膜的形貌、厚度、覆盖度及力学性能等实验方法。 关键词：界面；固体电解质中间相膜；表征；锂离子电池 doi ：10.3969/j.issn.2095-4239.2013.05.009 中图分类号：O 646.21 文献标志码：A 文章编号：2095-4239（2013）05-503-11 Fundamental scientific aspects of lithium batteries (V)——Interfaces ZHENG Jieyun ，LI Hong （Institute of Physics ，Chinese Academy of Science ，Beijing 100190，China ） Abstract ：Interfaces play an important role in determining coulombic efficiency, energy efficiency, energy density, power density, cycle performance, service life, safety and self-discharge rate of lithium-ion batteries. We first briefly summarize our understanding of the formation mechanisms and structure of solid electrolyte interphase (SEI). We then introduce experimental techniques for characterizing the SEI including transmission electron microscopy (TEM), atomic force microscopy (AFM), and TG-DSC-MS. Key words ：interface ；solid electrolyte interphase ；characterization ；lithium ion batteries 1 锂离子电池界面问题 锂离子电池具备优越的综合电化学性能，广泛 应用于消费电子领域。电动汽车、大型储能设备等的发展迫切需要更高功率密度、更高能量密度、更长循环寿命、更好安全性的锂离子电池 [1-3] 。目前的 研究主要集中于开发新型高容量正负极电极材料，新型电解液体系等。在锂离子电池的研究和开发中已经认识到，界面特性对锂离子电池的各方面性能 收稿日期：2013-08-05。 基金项目：中国科学院知识创新工程方向性项目（KJCX2-YW-W26）和国家重点基础研究发展计划（973）项目（2012CB932900）。 第一作者：郑杰允（1988—），男，博士研究生，研究方向为锂离子电池界面问题，E-mail ：jyzheng@https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html, ；通讯联系人：李泓，研究员，研究方向为固体离子学和锂电池材料，E-mail ：hli@https://www.wendangku.net/doc/df3722848.html, 。 均会产生重要的影响。 电池中常见的界面类型有固-固界面，包括电极材料在脱嵌锂过程中产生的两相界面（LiFePO 4/ FePO 4，Li 4Ti 5O 12/ Li 7Ti 5O 12），多晶结构的电极材料中晶粒与晶粒之间形成的晶界，电极材料、导电添加剂、黏结剂、集流体之间形成的多个固-固界面等。固-固界面一般存在空间电荷层以及缺陷结构，其物理化学特性会影响离子与电子的输运、电极结构的稳定性、电荷转移的速率。如果电极材料中存在大量的晶界，晶界处也可储存少量的额外锂[3] 。 锂离子电池中更为重要的界面是固-液界面。现有的锂离子电池多采用非水液态有机溶剂电解质。当充放电电位范围较宽时，在正负极表面会形成一
幼儿园大班科学教案 神奇的电池
大班科学教案：神奇的电池 活动目标： 1、通过观察、操作、谈话等方式了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征，了解正确安装电池的基本常识。 2、发展动手、发现能力，并记录自己的探究过程人们生活带来的益处和危害，增强环保意识。 活动准备： 1、不同型号的电池若干。 2、钟表、手电、电动玩具、录音机、手机等。 3、记录单、笔若干。 活动过程： 一、通过观察、讨论认识电池 1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动？ 2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。 3、幼儿观察电池。 师：电池是怎样的呢？旁边桌上有很多电池，请小朋友去玩一玩，看看电池上有什么小秘密？（自由观察、操作） 4、电池上有什么标记符号？知道电池上有“＋”正极、“－”负极。 电池的两端一样吗？知道鼓出来的一端是正极，平的一端是负极。电池都是一样大小的吗？知道电池的大小不同，型号也不同。常用电
池有1号、2号、5号、7号电池等。 5、教师小结电池的特征：知道电池上有“＋”正极、“－”负极。知道鼓出来的一端是正极，平的一端是负极。电池的大小不同，型号也不同。常用电池有1号、2号、5号、7号电池等。 二、操作实践，掌握电池的安装方法。 1、你们知道电池有什么用吗？（幼儿自由说） 选择自己喜欢的物品去操作。 介绍记录单，鼓励幼儿把操作结果记录下来。（试过了你就在操作纸上记录，如果成功地让钟表走起来了或让手电筒亮起来、玩具动起来了，就在操作纸上的相对应的物体下打√，如果失败了就打X（幼儿操作，教师观察指导幼儿活动情况） 3、引导、归纳安装电池的方法。 （1）请小朋友讲述操作过程及结果：你是怎样安装电池的？成功了没有？找一找看安装电池有没有小窍门，好办法。 （2）小钟表、手电筒、电动玩具等在安装电池的地方有什么标记？有没有和电池一样的标记？引导幼儿归纳安装电池槽中的弹簧和电 池安装时的关系。知道把电池平的一端（负极）放在弹簧上，鼓的一端（正极）放在没有弹簧的一端。 引导幼儿归纳双向电池排列方法。知道虽然是两排，但仍然是电池平的一端（负极）放在弹簧上，鼓的一端（正极）放在没有弹簧的一端。归纳单向两节电池的安装方向。知道电池是正级负级、正级负级相连。
锂离子电池技术发展现状与趋势
锂离子电池技术发展现状与 趋势
一、文献综述 1、前言 现阶段，日本、韩国、美国等国家引领锂离子动力电池技术的发展。日本的行业技术水平具有领先优势，韩国的动力电池制造能力处于领先地位，美国则具有引领前沿的科研能力。 2、国外发展现状 2·1日本 2·11 2009年，日本政府推出了RISING计划(创新型蓄电池尖端科学基础研究事业)和U～EAD项目(汽车用下一代高性能电池系统)，并于2013年更新了动力电池技术发展路线图(RM2013)，具体指标有2020年电池的续航里程实现250～350km·电池系统总电量达到25～35kW·h，电池能量密度实现250Wh· kg-1，功率密变达到1500W·kg-1，循环寿命达到1000-1500次，价格成本降低到2万日元/W·h。RM2013指明了电极材料的发展方向，正极材料要发展xLiMn03·(1～x)LiMO2(M=Ni，Co，Mn，0≤x≤1)、LizMSi0s、LiNiosMn1s04、LiCnP04、Li2MSO·F、LiMO2(M=Ni，Co，Mn)；负极材料要发展Sn～CoC合金，Si基负极包括Si/C和Si0，以及Si基合金。 2·12日本具有代表性的锂离子动力电池企业为松下电池公司。松下是动力电池行业的领导者，作为Tesla最主要的动力电池供应商，凭借Tesla的发展稳居市场领导者地位，全球市场份额在20%左右。目前松下电池主要给ModelS和MndelX提供18650圆柱电池，正极采用镍钴铝三元材料(NCA)，负极使用硅碳复合材料，单体能量密度可达252Wh·kg-1，而即将使用在Mode13上的21700圆柱形电池单体能量密度更是提高到300Wh·kg-1·是目前行业内能量密度最高的电池。 2·2韩国 2·21 2011年，韩国启动了包含锂离子电池关键材料、应用技术研究、评价及测试基础设施以及下一代电池研究的二次电池技术研发项目。LG化学和三星SDI是具有代表性的韩国锂离子动力电池企业，也是动力电池领域的后起之秀，两者凭借先
幼儿园大班科学认识电池教案
幼儿园大班科学认识电池教案 1 活动目标： 1、通过观察、操作、实验、谈话让幼儿了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征、正负极及作用，了解正确使用电池、检验电池的方法。 2、培养幼儿的动手能力和对科学探索活动的兴趣。 2 活动准备：
1、电动玩具若干，创设情境"电池专卖柜"。 2、实验操作材料人手一份：电池一节(新、旧)，灯珠一个，电线一根。 3、电池模型图，说明图(安装图)各一张。 3 活动过程： 一、通过观察、讨论认识电池
1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动? 2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。 3、幼儿观察电池。 4、结合图片巩固幼儿的发现，小结电池的基本特征，并认识正负极。 二、掌握电池的使用方法 1、装入电池，玩具不动，找原因。(幼儿讨论后回答) 2、罗列幼儿的三种可能性，并一一加以验证。
①电池装反了。措施：结合说明图，让幼儿学习正确的安装方法，巩固正、负极知识，并请幼儿试装。 ②玩具坏了。措施：用快用完的旧电池证明。 ③电池没电了。措施：用新电池。 三、通过实验，检验电池 1、提出问题：怎样才能知道电池里有没有电? 2、幼儿探索性实验，教师指导。
3、请幼儿介绍自己的方法：利用小电珠发光来检验电池有没有电。 4、幼儿验证实验。 5、小结。 四、了解电池的作用和种类 1、利用电池专卖柜介绍普通的电池和几种特别的电池。 2、了解作用，让幼儿谈谈何处也要用电池，用到什么样的电池，并且从专卖店中找出它。
五、游戏：配电池 研究玩具需要几节什么样的电池，并从专卖店中配好、装好后，自由地使用电动玩具游戏。
大班科学观察类教案
大班科学观察类教案
大班科学观察类教案 【篇一：幼儿园大班科学活动教案(精选汇编)】 幼儿园大班科学活动教案 （精选汇编） 设计思路： 大班上学期的幼儿已具备了某些物体（如石头、雪花片等）在水中沉浮的经验，所以如果活动设计仅仅停留在让幼儿了解，观察各种物体在水中的沉浮现象，幼儿的探索兴趣不易深入。而让幼儿带着任务探索，如怎样使浮的东西沉下去，使沉的东西浮上来，可以提高幼儿探索的积极性，也有利于幼儿思维能力的发展。 大班幼儿思维的直觉行动性逐渐减少，思维的具体形象性发展得比较好，所以活动设计既要为幼儿提供边操作边思考的机会，又要注重培养思考的有意性，培养幼儿先预测（思考）再操作。操作后让幼儿多讲述、讨论，促进形象思维的发展。 活动目标： 1、知识： （1）感知物体在水中的沉浮现象。 （2）学会用简单的图标（↑↓）来记录结果，表示物体的上浮和下沉。 2、技能： （1）能按照老师的要求有序的完成实验。 （2）能与同伴沟通、交流与合作来探索调节物体沉浮的方法。 3、情感：
（1）乐意参加探索沉与浮的小实验。 （2）初步形成对科学活动的兴趣。 活动重点： 幼儿园大班科学活动：沉与浮 （1）感知物体在水中的沉浮现象。 （2）学会用简单的图标（↑↓）来记录结果，表示物体的上浮和下沉。 活动难点：探索调节物体沉浮的方法。 活动准备： 1、每组一个脸盆，盆里有半盆水，擦手毛巾人手一条。 2、每组装满水和空矿泉水瓶各一个、橡皮泥、石头、雪花片、树叶等小物品。 3、每人一张记录纸，一只笔。 活动过程： 一、认识实验材料 师：今天我们班来了许多物品宝宝，它们就躲在你们的椅子下，找出来看看是谁呀？幼：是钥匙、小木块、玻璃球？ 二、实验:沉与浮 1、教师示范：教师取一块雪花片请幼儿来猜猜:这块积木放在水里会怎么样?把猜测的结果记录在记录表上，请幼儿把准备的材料进行猜测，把猜测的结果记录在记录纸上。教师指导：你们猜雪花片放在水里会怎样？你们每人有一张记录表，把猜测的结果记录在表上。如果猜雪花片是浮上来的，那就在？这一列中做一个↑，（一个条竖线，上面加一个小帽子）如果你认为是沉下去，那就做一个↓（一个条竖线，下面加一个小帽子）。
锂离子电池综述
锂离子电池电解质添加剂（综述） 作者信息 摘要 这篇文章综述了应用在锂离子电池上面的电解质添加剂。根据添加剂的功能，他们可以分为六类：（1）固体电解质界面膜形成剂、（2）阴极保护剂、（3）六氟磷酸锂（LiPF6）盐稳定剂、（4）安全保护剂、（5）锂沉积剂、（6）其他（溶解增强剂、铝腐蚀抑制剂和润湿剂）。下面将说明和讨论每种分类添加剂的功能和机理。 关键词：电解质、添加剂、固体电解质表面膜、负荷过载、锂离子电池 目录 1. 引言 2.SEI 形成剂 2.1 SEI 形成介绍 2.2还原型添加剂 2.3反应型添加剂 2.4 SEI形貌修饰剂 3.阴极保护剂 4.LiPF6盐稳定剂 5.安全保护剂 5.1 过载保护剂 5.2阻燃添加剂 6.Li沉淀剂 7.其他 7.1 离子救助剂 7.2 Al防蚀剂 7.3 湿润剂和粘性稀释剂 8.总结 参考文献 1、引言 电解质添加剂的使用是提升锂离子电池性能最经济有效的方式之一。通常，无论从质量或是体积上来说，电解质中添加剂的量不超过5%，然而它的存在显著的提升了锂离子电池的循环能力和循环寿命。为了得到更好的电池性能，添加剂能够：1，促进固体电解质界面膜（SEI）在石墨表面的形成；2，在SEI膜的形成与长期循环过程中减少不可逆容量和气体的产生；3，增强LiPF6在有机电解质溶剂中的热稳定性；4，保护阴极材料不被溶解和过载；5，提升电解质的离子导电性、粘度、对聚烯烃分离器的湿润性等物理性质。为了电池的安全性，添加剂能够：1，降低有机电解质的可燃性；2，提供过载保护或提升过载限度；3，在非正常情况下终止电池的运作。本文总结了这些添加剂并讨论了他们在提升锂离子电池性能方面上的功能。
手机锂离子电池与电芯的基本知识
第一节锂离子电池的基本知识 1.锂离子电芯 一般而言,锂离子电池有三部分构成:? 2．保护电路(PCM) ３.外壳即胶壳 电池的分类 从锂离子电池与手机配合情况来看,一般分为外置电池和内置电池,这种叫法很容易理解,外置电池就是直接装在手上背面,如：MOTORＯLA 1９１,SＡMSUNＧ系列等;而内置电池就是装入手机后,还另有一个外壳把其扣在手机电池内,如:MOＴOROＬA 99８，80８8,NOKＩA的大部分机型?1．外置电池 1.1超声波焊接 外置电池的封装形式有超声波焊接和卡扣两种:? 外壳?这种封装形式的电池外壳均有底面壳之分,材料一般为ＡBS＋PC 料，面壳一般喷油处理,代表型号有 :MOTOROLA 191,ＳAMSUNG 系列,原装电池的外壳经喷油处理后长期使用一般不会磨花,而一些品牌电池或水货电池用上
几天外壳喷油就开始脱落了.其原因为:手机电池的外壳较便宜，而喷油处理的成本一般为外壳的几倍(好一点的）,这样处理一般有三道工序:喷光油(打底),喷油(形成颜色),再喷亮油（顺序应该是这样的,如果我没记错的话),而一些厂商为了降低成本就省去了第一和第三道工序,这样成本就很低了.?超声波焊塑机其作用为: 行业内比较好的国产超声波焊塑机应该是深圳科威信机电公司生产的． 焊接 有了好的超声波焊塑机不够的,是否能够焊接OK,还与外壳的材料和焊塑机参数设置有很大关系,外壳方面主要与生产厂家的水口料掺杂情况有关，而参数设置则需自己摸索,由于涉及到公司一些技术资料,在这里不便多讲. １.2卡扣式 卡扣式电池的原理为底面壳设计时形成卡扣式，其一般为一次性,如果卡好后用户强行折开的话,就无法复原，不过这对于生产厂家来讲不是很大的难度（卡好后再折开),其代表型号有:爱立信７88,ＭOTORＯLA V６6． ２.内置电池?内置电池的封形式也有两种,超声波焊接和包标(使用商标将电池全部包起)?超声波焊接的电池主要有:NOKIＡ 8２10,8250,83１0，72１０等. 包标的电池就很多了,如前两年很浒的MOTO9９8 ,80８８了. 第二节锂离子电芯的基本知识 锂离子电芯是一种新型的电池能源，它不含金属锂，在充放电过程中,只有锂离子在正负极间往来运动，电极和电解质不参与反应。锂离子电芯的能量容量密
幼儿园大班《认识电池》科学教案
幼儿园大班《认识电池》科学教案 幼儿园大班《认识电池》科学教案 1、通过观察、操作、实验、谈话让幼儿了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征、正负极及作用，了解正确使用电池、检验电池的方法。 2、培养幼儿的动手能力和对科学探索活动的兴趣。 1、电动玩具若干，创设情境"电池专卖柜"。 2、实验操作材料人手一份：电池一节（新、旧），灯珠一个，电线一根。 3、电池模型图，说明图（安装图）各一张。 一、通过观察、讨论认识电池 1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动？ 2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。
3、幼儿观察电池。 4、结合图片巩固幼儿的发现，小结电池的基本特征，并认识正负极。 二、掌握电池的使用方法 1、装入电池，玩具不动，找原因。（幼儿讨论后回答） 2、罗列幼儿的三种可能性，并一一加以验证。 ①电池装反了。措施：结合说明图，让幼儿学习正确的安装方法，巩固正、负极知识，并请幼儿试装。 ②玩具坏了。措施：用快用完的旧电池证明。 ③电池没电了。措施：用新电池。 三、通过实验，检验电池 1、提出问题： ___知道电池里有没有电？
2、幼儿探索性实验，教师指导。 3、请幼儿介绍自己的`方法：利用小电珠发光来检验电池有没有电。 4、幼儿验证实验。 5、小结。 四、了解电池的作用和种类 1、利用电池专卖柜介绍普通的电池和几种特别的电池。 2、了解作用，让幼儿谈谈何处也要用电池，用到什么样的电池，并且从专卖店中找出它。 五、游戏：配电池研究玩具需要几节什么样的电池，并从专卖店中配好、装好后，自由地使用电动玩具游戏。 【幼儿园大班《认识电池》科学教案】相关文章：
锂离子电池基础知识
电池基础知识培训资料 一、锂离子电池工作原理与性能简介： 1、电池的定义：电池是一种能量转化与储存的装置，它通过反应将化学能或物理能转化为电能，电池即是一种化学电源，它由两种不同成分的电化学活性电极分别组成正负极，两电极浸泡在能提供媒体传导作用的电解质中，当连接在某一外部载体上时，通过转换其内部的化学能来提供能源。 2、锂离子电池的工作原理：即充放电原理。Li-ion的正极材料是氧化钴锂，负极是碳。当对电池进行充电时，电池的正极上有锂离子生成，生成的锂离子经过电解液运动到负极。而作为负极的碳呈层状结构，它有很多微孔，达到负极的锂离子就嵌入到碳层的微孔中，嵌入的锂离子越多，充电容量越高。同样，当对电池进行放电时（即我们使用电池的过程），嵌在负极碳层中的锂离子脱出，又运动回正极。回正极的锂离子越多，放电容量越高。我们通常所说的电池容量指的就是放电容量。在Li-ion的充放电过程中，锂离子处于从正极→负极→正极的运动状态。Li-ion就象一把摇椅，摇椅的两端为电池的两极，而锂离子就象运动员一样在摇椅两端来回奔跑。所以，Li-ion又叫摇椅式电池。 通俗来说电池在放电过程中，负极发生氧化反应，向外提供电子；在正极上进行还原反应，从外电路接收电子，电子从负极流到正极，而电流方向正好与电子流动方向相反，故电流经外电路从正极流向负极。电解质是离子导体，离子在电池内部的正负极之间定向移动而导电，阳离子流向正极，阴离子流向负极。整个电池形成了一个由外电路的电子体系和电解质的离子体系构成的完整放电体系，从而产生电能。 正极反应：LiCoO2==== Li1-x CoO2 + xLi+ + xe 负极反应：6C + xLi+ + xe- === Li x C6 电池总反应：LiCoO2 + 6C ==== Li1-xCoO2 + LixC6
中班科学认识电池教案反思
中班科学认识电池教案反思 中班科学认识电池教案反思主要包含了活动目标，活动准备，活动过程，活动反思等内容，通过观察、操作、实验、谈话让幼儿了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征、正负极及作用，了解正确使用电池、检验电池的方法，适合幼儿园老师们上中班科学活动课，快来看看认识电池教案吧。 活动目标： 1、通过观察、操作、实验、谈话让幼儿了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征、正负极及作用，了解正确使用电池、检验电池的方法。 2、培养幼儿的动手能力和对科学探索活动的兴趣。 3、培养幼儿对事物的好奇心，乐于大胆探究和实验。 4、愿意大胆尝试，并与同伴分享自己的心得。 5、激发幼儿对科学活动的兴趣。 活动准备： 1、电动玩具若干，创设情境”电池专卖柜”。 2、实验操作材料人手一份：电池一节(新、旧)，灯珠一个，电线一根。 3、电池模型图，说明图(安装图)各一张。
活动过程： 一、通过观察、讨论认识电池 1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动? 2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。 3、幼儿观察电池。 4、结合图片巩固幼儿的发现，小结电池的基本特征，并认识正负极。 二、掌握电池的使用方法 1、装入电池，玩具不动，找原因。(幼儿讨论后回答) 2、罗列幼儿的三种可能性，并一一加以验证。 ① 电池装反了。措施：结合说明图，让幼儿学习正确的安装方法，巩固正、负极知识，并请幼儿试装。 ② 玩具坏了。措施：用快用完的旧电池证明。 ③ 电池没电了。措施：用新电池。 三、通过实验，检验电池 1、提出问题：怎样才能知道电池里有没有电? 2、幼儿探索性实验，教师指导。 3、请幼儿介绍自己的方法：利用小电珠发光来检验电池有没有电。 4、幼儿验证实验。
锂电池技术白皮书
锂离子电池介绍 苏州星恒电源有限公司 目录 1、星恒电源介绍 (2) 2、名词解释 (3) 3、各类锂电池的介绍 (5) 4、电池组的应用及认证 (9) 5、锂离子电池的应用环境 (9) 6、电池组的基本构成及各部件的介绍 (10)
1、苏州星恒电源有限公司介绍 苏州星恒电源有限公司成立于2003年，星恒电源技术源于中国科学院物理研究所。依托中科院15年的技术储备，和联想集团资金、管理的支持，星恒电源不断发展壮大，在中国动力锂电池行业处于领先地位，目前位置已有50多万组产品得到海内外市场验证，。与此同时，星恒电源还作为国家863新能源汽车项目的锂电池指定供应商，为北京奥运会提供的新能源汽车圆满完成任务；2010年的上海世博会，星恒电源再次承担起指定汽车锂电池供应商的重要任务。研发上的持续投入、国际间的技术交流、高端技术人才的引进，使得星恒电源在核心技术上始终与国际接轨；并把多项国内外自主知识产权的技术专利应用星恒的生产工艺和锂电池产品上。 星恒的研发历史 1995年，中国科学院陈立泉院士在美国福特基金的支持下开始动力锂电池的研究； 2003年10月，公司总部及动力锂电池生产基地落户苏州高新区，苏州星恒电源有限公司成立； 2004年12月，星恒锂电池通过了美国UL认证，成为了10Ah级全球首家获得UL认证的动力锂电池供应商； 2005年11月，星恒锂电池通过了欧盟CE认证； 2006年1月，星恒锂电池顺利通过了德国Extra Energy权威检测机构的检测； 2007年底，星恒累计销售锂电池10万组，产品开始远销海外； 2010年3月，星恒累计销售锂电池50多万组，首家通过了BA TSO认证，并同国内自行车巨头和欧洲自行车巨头开始了战略性合作。 A、星恒的治理结构
大班科学教案：认识电池
幼儿园大班科学教案：认识电池 一、活动目标 1.通过观察、操作、实验、谈话让幼儿了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征、正负极及作用，了解正确使用电池、检验电池的方法。 2.培养幼儿的动手能力和对科学探索活动的兴趣。 二、活动准备 1.电动玩具若干，创设情境"电池专卖柜"。 2.实验操作材料人手一份：电池一节（新、旧），灯珠一个，电线一根。 3.电池模型图，说明图（安装图）各一张。 三、活动过程 （一）通过观察、讨论认识电池 1. 利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动？ 2. 证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。 3. 幼儿观察电池。 4. 结合图片巩固幼儿的发现，小结电池的基本特征，并认识正负极。 （二）掌握电池的使用方法 1. 装入电池，玩具不动，找原因。（幼儿讨论后回答） 2. 罗列幼儿的三种可能性，并一一加以验证。 ①电池装反了。措施：结合说明图，让幼儿学习正确的安装方法，巩固正、负极知识，并请幼儿试装。 ②玩具坏了。措施：用快用完的旧电池证明。 ③电池没电了。措施：用新电池。 （三）通过实验，检验电池 1. 提出问题：怎样才能知道电池里有没有电？ 2. 幼儿探索性实验，教师指导。 3. 请幼儿介绍自己的方法：利用小电珠发光来检验电池有没有电。 4. 幼儿验证实验。 5. 小结。 （四）了解电池的作用和种类 1. 利用电池专卖柜介绍普通的电池和几种特别的电池。 2. 了解作用，让幼儿谈谈何处也要用电池，用到什么样的电池，并且从专卖店中找出它。 （五）游戏：配电池 研究玩具需要几节什么样的电池，并从专卖店中配好、装好后，自由地使用电动玩具游戏。
幼儿园大班科学教案认识电池(三篇)
教学资料参考范本 幼儿园大班科学教案认识电池(三篇)目录： 幼儿园大班科学教案认识电池一 幼儿园大班科学教案认识磁铁二 幼儿园大班科学教案认识蚯蚓三
幼儿园大班科学教案认识电池一 【活动目标】 1、通过观察、操作、实验、谈话让幼儿了解有关电池的一些小知识，认识电池的特征、正负极及作用，了解正确使用电池、检验电池的方法。 2、培养幼儿的动手能力和对科学探索活动的兴趣。 【活动准备】 1、电动玩具若干，创设情境"电池专卖柜"。 2、实验操作材料人手一份：电池一节(新、旧)，灯珠一个，电线一根。 3、电池模型图，说明图(安装图)各一张。 【活动过程】 一、通过观察、讨论认识电池 1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动? 2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。 3、幼儿观察电池。 4、结合图片巩固幼儿的发现，小结电池的基本特征，并认识正负极。 二、掌握电池的使用方法 1、装入电池，玩具不动，找原因。(幼儿讨论后回答) 2、罗列幼儿的三种可能性，并一一加以验证。
①电池装反了。措施：结合说明图，让幼儿学习正确的安装方法，巩固正、负极知识，并请幼儿试装。 ②玩具坏了。措施：用快用完的旧电池证明。 ③电池没电了。措施：用新电池。 三、通过实验，检验电池 1、提出问题：怎样才能知道电池里有没有电? 2、幼儿探索性实验，教师指导。 3、请幼儿介绍自己的方法：利用小电珠发光来检验电池有没有电。 4、幼儿验证实验。 5、小结。 四、了解电池的作用和种类 1、利用电池专卖柜介绍普通的电池和几种特别的电池。 2、了解作用，让幼儿谈谈何处也要用电池，用到什么样的电池，并且从专卖店中找出它。 五、游戏：配电池研究玩具需要几节什么样的电池，并从专卖 店中配好、装好后，自由地使用电动玩具游戏。
锂离子电池的基本知识
锂离子电池的基本知识 第一节锂离子电池的基本知识 一般而言,锂离子电池有三部分构成: 1.锂离子电芯 2.保护电路(PCM) 3.外壳即胶壳 电池的分类 从锂离子电池与手机配合情况来看,一般分为外置电池和内置电池,这种叫法很容易理解,外置电池就是直接装在手上背面,如: MOTOROLA 191,SAMSUNG 系列等;而内置电池就是装入手机后,还另有一个外壳把其扣在手机电池内,如:MOTOROLA998,8088,NOKIA的大部分机型 1.外置电池 外置电池的封装形式有超声波焊接和卡扣两种: 1.1超声波焊接 外壳 这种封装形式的电池外壳均有底面壳之分,材料一般为ABS+PC料,面壳一般喷油处理,代表型号有 :MOTOROLA 191,SAMSUNG 系列,原装电池的外壳经喷油处理后长期使用一般不会磨花,而一些品牌电池或水货电池用上几天外壳喷油就开始脱落了.其原因为:手机电池的外壳较便宜,而喷油处理的成本一般为外壳的几倍(好一点的),这样处理一般有三道工序:喷光油(打底),喷油(形成颜色),再喷亮油(顺序应该是这样的,如果我没记错的话),而一些厂商为了降低成本就省去了第一和第三道工序,这样成本就很低了. 超声波焊塑机 其作用为: 行业内比较好的国产超声波焊塑机应该是深圳科威信机电公司生产的. 焊接 有了好的超声波焊塑机不够的,是否能够焊接OK,还与外壳的材料和焊塑机参数设置有很大关系,外壳方面主要与生产厂家的水口料掺杂情况有关,而参数设置则需自己摸索,由于涉及到公司一些技术资料,在这里不便多讲. 1.2卡扣式 卡扣式电池的原理为底面壳设计时形成卡扣式,其一般为一次性,如果卡好后用户强行折开的话,就无法复原,不过这对于生产厂家来讲不是很大的难度(卡好后再折开),其代表型号有:爱立信788,MOTOROLA V66. 2.内置电池 内置电池的封形式也有两种,超声波焊接和包标(使用商标将电池全部包起) 超声波焊接的电池主要有:NOKIA 8210,8250,8310,7210等. 包标的电池就很多了,如前两年很浒的MOTO998 ,8088了. 第二节锂离子电芯的基本知识 锂离子电芯是一种新型的电池能源，它不含金属锂，在充放电过程中，只有锂离
幼儿园大班科学教案：神奇的电池
教学资料参考范本 幼儿园大班科学教案：神奇的电池 撰写人：__________________ 部门：__________________ 时间：__________________
活动目标： 1、通过观察、操作、谈话等方式了解有关电池的一些小知识，认 识电池的特征，了解正确安装电池的基本常识。 2、发展动手、发现能力，并记录自己的探究过程人们生活带来的 益处和危害，增强环保意识。 活动准备： 1、不同型号的电池若干。 2、钟表、手电、电动玩具、录音机、手机等。 3、记录单、笔若干。 活动过程： 一、通过观察、讨论认识电池 1、利用玩具吸引幼儿，并且拨动开关，提出问题：玩具为什么不动? 2、证实幼儿的猜测，引出活动的主题--电池。 3、幼儿观察电池。 师：电池是怎样的呢?旁边桌上有很多电池，请小朋友去玩一玩，看看电池上有什么小秘密?(自由观察、操作) 4、电池上有什么标记符号?知道电池上有“+”正极、“-”负极。 电池的两端一样吗?知道鼓出来的一端是正极，平的一端是负极。 电池都是一样大小的吗?知道电池的大小不同，型号也不同。常用 电池有1号、2号、5号、7号电池等。
5、教师小结电池的特征：知道电池上有“+”正极、“-”负极。 知道鼓出来的一端是正极，平的一端是负极。电池的大小不同，型号 也不同。常用电池有1号、2号、5号、7号电池等。 二、操作实践，掌握电池的安装方法。 1、你们知道电池有什么用吗?(幼儿自由说) 选择自己喜欢的物品去操作。 介绍记录单，鼓励幼儿把操作结果记录下来。(试过了你就在操作 纸上记录，如果成功地让钟表走起来了或让手电筒亮起来、玩具动起 来了，就在操作纸上的相对应的物体下打√，如果失败了就打X(幼儿 操作，教师观察指导幼儿活动情况) 3、引导、归纳安装电池的方法。 (1)请小朋友讲述操作过程及结果：你是怎样安装电池的?成功了 没有?找一找看安装电池有没有小窍门，好办法。 (2)小钟表、手电筒、电动玩具等在安装电池的地方有什么标记? 有没有和电池一样的标记?引导幼儿归纳安装电池槽中的弹簧和电池安 装时的关系。知道把电池平的一端(负极)放在弹簧上，鼓的一端(正极)放在没有弹簧的一端。 引导幼儿归纳双向电池排列方法。知道虽然是两排，但仍然是电 池平的一端(负极)放在弹簧上，鼓的一端(正极)放在没有弹簧的一端。 归纳单向两节电池的安装方向。知道电池是正级负级、正级负级 相连。引导幼儿发现说出：电池上正负极的标记，和电池槽中正负极 标记的关系和作用。知道这些标记是告诉人们安装电池的方法。 4、幼儿再次操作