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产业前瞻 | 硫化物固态电解质与锂金属的热稳定性

创新常州

2023-08-16

工作介绍

硫化物电解质由于具有较高的离子电导率，良好的机械特性而成为全固态电池的有力候选之一。无机固态电解质本身具有高熔点、不易燃烧等特点，从而人们对固态电池体系的安全性基于较高的期望，但随着今年来研究的深入，使用无机固态电解质的体系，尤其是含有反应活性较高的材料时，仍然存在一定的安全隐患。因此人们需要对固态电解质基固态电池在极端高温下的反应有更多的了解，以便尽量选择或设计高安全性的电池体系。

为此，中科院物理所吴凡团队系统性地研究了5种典型硫化物对金属锂的界面热稳定性，经过综合评价，其界面热稳定性的顺序为Li₆PS₅Cl（L6）>Li₃PS₄（L3）>Li_9.54Si_1.74P_1.44S_11.7Cl_0.3（LiSiPSCl）>Li₄SnS₄（L4）>Li₇P₃S₁₁（L7）。有趣的是，根据软硬酸碱（HSAB）理论设计的Li₄SnS₄具有良好的空气稳定性，但与锂金属的热稳定性较差。这可能是由于结构中的Sn元素在热分解过程中产生的Li-Sn合金产物，以及加速热失控的巨大热力学驱动力造成的。此外，材料级热稳定性较差的电解质（如Li₇P₃S₁₁）可以通过与Li金属的自分解形成致密的钝化层，以在一定的温度范围内延缓热失控。总之，金属锂和分解产物的热稳定性是硫化物SE界面热稳定性的必要条件。这项工作补充了硫化物热安全性的研究，并为全固态电池的热稳定性机制提供了见解。该成果发表在Advanced Energy Materials上，论文第一作者为吴钰婧博士研究生。

背景介绍

现有的商用液态锂离子电池的火灾和爆炸事故引发了人们对锂电池安全性的关注，其中易燃易挥发的有机液态电解质及其与锂离子电池中其他化合物的反应是电池安全隐患的核心。用无机固体电解质（SE）代替LE被广泛认为是一种有前途的技术。此外，采用SE的全固态电池（ASSB）为将锂金属阳极用于高能系统提供了一个实用的方向。但全固态电池是否真的本征安全还有待进一步的研究探索。

从材料水平来看，氧化物SE表现出最佳的热稳定性，初始分解温度高于800℃。大多数硫化物和卤化物SE也能在400℃以上保持其结构稳定性，这表明无机固态电解质在材料层面上具有更高的热稳定性潜力。但电极材料和SE的分解往往低于材料本身的热分解温度，这将降低体系的热稳定和热安全下限。分解过程通常包含高阻抗产物导致的电化学性能下降、体积变化、气体/挥发性产物生成和热释放。与期望相违背的是，SE也可能遭受热失控，特别是在高镍三元正极和锂金属等高活性材料存在的情况下。

作为最具活性的阳极材料和高能电池候选材料之一，锂金属在热安全方面存在缺陷。在锂金属和NASICON型SE（Li_1.5Al_0.5Ge_1.5（PO₄）₃（LAGP）/Li_1.4Al_0.4Ti_1.6（PO₄）₃）（LATP））之间发现了剧烈燃烧，而钙钛矿型Li_3xLa_2/3-xTiO₃（LLTO）和石榴石型Li_6.4La₃Zr_1.4Ta_0.6O₁₂（LLZO）与金属锂显示出更好的热稳定性。此外，在ARC测试和原位SEM中，LAGP与熔融Li的反应动力学均高于LATP。此外，裂纹、原子结构缺陷和裸锂金属的空隙等缺陷位点可能有助于反应的前沿。然而，引发热失控的机制仍然存疑。氧从SE中释放出来，然后在升高的温度下与金属Li剧烈反应，这通常被认为是顺序放热反应的主要原因。Yan等人声称，PO₄四面体/TiO₆八面体的坍塌以及随后形成的具有大量热量的Li−O、Li−P−O和Li−Ti−O物种应是热失控的原因。最近，硫化物SE和Li金属之间的热稳定性也有报道。由于硫化物SE在空气中的不稳定性、有毒气体的释放以及对表征仪器的强腐蚀性，与其他电解质系统相比，对其热稳定性的研究仍然非常少。迫切需要对硫化物SE的热失控机制进行全面深入的了解。揭示热失控场景和热失效机制是ASSB应用和商业化的重要步骤。其中，了解锂金属和SEs之间的热稳定性尤为关键，不仅因为它为设计锂金属ASSB铺平了道路，而且有助于更好地了解残余锂或锂枝晶对ASSB级热安全的影响。

核心内容

图1 SE/Li在手套箱中加热/研磨反应的照片。

在手套箱中，金属锂和硫化物电解质在外部加热或研磨的条件下都会发生剧烈的反应。SE/Li样品放到预热到200℃的加热台上后，加热台直接升温至400℃。在这个过程中，Li4是最先发生反应的，反应在几秒内，电解质片分解为黑灰色粉末，过程伴随有火星产生。其次，L7和L3在300~400℃之间发生了剧烈的燃烧。L6和LiSiPSCl在实验过程中尚未发现显著的实验现象。通过将金属锂和电解质粉末在研磨中混合，同样也能观察到类似的反应现象，摩擦和外部的热量输入都能诱导硫化物和金属锂发生强烈的反应。

图2 SE/Li反应后的物相分析。（a）原始SE和反应后SE/Li样品的XRD图谱的比较。加热后的（b）Li3PS4/Li（c）Li7P3S11/Li（d）Li4SnS4/Li（e）LiSiPSCl/Li（f）Li6PS5Cl/Li样品的产物分析。黑线对应于反应样品的XRD曲线。粉红色的线对应于原始SE的XRD曲线。每个产品的PDF显示在XRD图案下方。倒三角形标记的峰来自XRD测试中用于气氛保护的保护膜。

将反应后的粉末进行XRD物相分析，在图2a中，所有组的XRD图谱在加热后都发生了变化。L3（图2b）和L7（图2c）基团中的主要产物是Li₂S和Li₃P，反应物的衍射峰在剧烈燃烧后完全消失。因此，推断这两个反应的主要途径是：Li₃PS₄+ 8 Li → Li₃P + 4 Li₂S 和Li₇P₃S₁₁+ 24 Li → 3 Li₃P + 11 Li₂S。然而，L4组的最终组成更为复杂。如图2d所示，反应后保留了五种分解产物（LiSn、Li₅Sn₂、Li₂S、SnS₂、Sn）和残余L4。有文献报道用冷冻电子显微镜观察到的L4界面反应为：2Li + 2Li₄SnS₄ → 5Li₂S + Sn₂S₃。但显然在跟高的温度下，Sn/Li-Sn合金也会在界面分解中生成，。Vishnugopi等人也证实了Sn/Li-Sn合金对硫化物SE-Li金属体系热稳定性的不利影响。此外，由反应的巨大体积变化和Li-Sn合金消耗Li引起的物理接触失效导致剩余混合物产物中出现反应物（L4）。尽管在加热测试中没有观察到L6和LiSiPSCl基团的显著分解，但XRD任然观察到了显著的分解产物。根据图2e，在LiSiPSCl组中，衍射峰主要对应于Li2S、Li3P、Si、LiCl、残余Li和LiSiPSCl。图2d显示了在L6基团中形成的Li2S杂质。因此，LiSiPSCl/Li和L6/Li的热分解途径分别推测为Li_9.54Si_1.74P_1.44S_11.7Cl_0.3+ 11.172 Li → 11.7 Li₂S + 1.44 Li₃P + 0.348 Li₂₁Si₅ + 0.3 LiCl 和Li₆PS₅Cl + 8 Li → Li₃P + 5 Li₂S + LiCl。总之，工作中的五种硫化物SE在低于400℃时表现出与Li金属的热分解，而并非所有的硫化物SE在加热过程中都发生了严重的燃烧现象。

图3 SE/Li样品的ARC数据。第i列给出了每个SE/Li样品的随时间变化的温度曲线。三角形点代表放热过程（T1）的开始。Ii列显示了每个SE/Li样品的放大的随时间变化的温度曲线（150℃至400℃）。第iii列显示了每个SE/Li样品的温度与自加热速率的关系。星形点代表热失控起始温度（T2）。第iv列显示雷达图，其中包含五个参数{T1、T2、T3、△t、△H}。每一行呈现的分别为（a）Li₇P₃S₁₁/Li、（b）Li₄SnS₄/Li、、（c）LiSiPSCl/Li、以及（d）Li₃PS₄/Li和（e）Li₆PS₅Cl/Li样品的相应数据。

为了进一步研究Li-SE的热行为，使用绝热加速量热仪（ARC）来跟踪混合物反应过程中的热行为，并从中提取五个参数{T1、T2、T3、△t、△H}，以了解不同组之间的热行为并比较热安全性。T1是样品自放热反应的起始温度，根据仪器设置的参数，也就是当为升温速率超过0.02℃/min时的温度。一段时间后(△t）在放热升温过程中，样品进入热失控阶段，升温速率将显著增加几个数量级。T2是定量评估热安全性的热失控的决定性触发温度，此处设定为1℃/min。T3是在整个测试过程中检测到的样品的最高温度。△H是通过△H=cp（T3-T1）（J/kg）计算的反应焓。为了使雷达图的直观感受更统一，T3和△H取倒数，以便雷达图面积越大，体系的热稳定性越高。

如图3a i-iii所示，L7-Li放热过程在183.7℃左右开始。有趣的是，自放热速率在180~270℃的范围内先增加后减少（图3a-iii），然后在~332.7℃时持续上升至热失控。然而，最高温度（1887.7℃）超过了热电偶的上限（1200），引入了一些误差。根据图3b-i-iii，L4-Li的放热反应在约246.9℃开始，627.7分钟后在297.6℃进入热失控。L4-Li的初始热失控温度是五组中最低的，从T2到T3所用的时间最短（图3b-iii），表明热失控反应的动力学很快，这与图1中的现象一致。此外，在220～225℃的温度范围内观察到了L4-Li样品的放热反应。锂金属表面钝化层的开裂可能会暴露出新鲜的锂金属，并产生一个高反应位点，其中L4对这些新鲜的Li金属更敏感，热分解温度可能低于<200℃。然而，由于足够大的样品体积，在这些小的反应区域被消耗后，样品返回到加热-等待-寻找模式。如图3c i-iii所示，LiSiPSCl-Li在293.4℃开始放热，在350.9℃进入热失控，最高温度为2480℃。L3-Li样品（图3d i-iii）在293.7℃时开始自加热，在356℃时开始热失控。这一结果与Bairav S.Vishnugopi等人的研究报告一致。在实验中，L6-Li表现出最好的热稳定性，最高的T1（302.3℃）和T2（360℃）。L6-Li样品的最高温度达到934.2℃。从ARC剖面中提取的五个参数{T1、T2、△t、1/T3、1/△H}绘制在图3 a-e iv的雷达图中。一般来说，雷达图上的面积越大，热性能越好。然而，由于随后的链式反应是由初始放热反应引发的，并且T3的测量受到许多因素的限制，在考虑时认为T1的权重可以适当提高，因此五种硫化物SE的热稳定性顺序大致为L6>L3>LiSiPSCl>L4>L7。

图4（a）Li₇P₃S₁₁/Li、（b）Li₄SnS₄/Li、、（c）LiSiPSCl/Li、以及（d）Li₃PS₄/Li和（e）Li₆PS₅Cl/Li样品的非原位SEM表征。数码照片显示了在设定温度下共同加热后，Li箔和SE颗粒的分解界面。在用相应颜色的圆圈标记的区域中捕获SEM图像。没有特殊标记表明反应表面的均匀形态。

ARC测试中的自放热速率曲线展现了一些硫化物电解质有趣的放热过程，为了更进一步了解SE-Li体系从开始自放热到热失控这一过程中的具体行为，做了一系列非原位的SEM表征。根据每个体系的自放热速率-温度曲线，选取了适当的温度点，将电解质片-金属锂样品在设定的温度点上加热30min后，拆解接触的界面并进行SEM表征。为了分析L7-Li有趣的圆顶状自加热速率曲线（图3a iii），对在220、255、290℃三种不同温度下加热的L7/Li样品进行了SEM表征。在220℃下，分离的Li箔表面出现黑点，表明Li金属和L7颗粒之间的界面反应（图4a i-iii）。在图4 a iii的SEM图像中，可以在黑色区域区分金属表面，其上有条状相间。加热至255℃后，Li箔被黑色相间覆盖。Li箔表面的SEM图像（图4a iv vi）显示了成核的球形产品。此外，光滑金属表面也变得褶皱和粗糙（图4a-vi）。在之前的研究中，L7的硫沉淀发生在300℃以下。因此，在255℃下的反应可能由两种机制组成，即直接界面反应和间接界面反应。L7自分解释放的硫与Li金属引发的间接反应可以钝化表面，在一定温度范围内阻碍了电解质与金属锂间直接的反应，降低了L7-Li-ARC样品的自加热速率。在290℃共加热后，SE颗粒和锂箔的界面接触更加紧密，表明界面反应更加强烈。分离的Li箔的SEM（图4a vii ix）显示，球形颗粒的尺寸比255℃的大，这意味着在高温下会发生进一步的反应。

在L4-Li的制样过程中，一旦L4开始与Li金属反应，Li箔将被迅速消耗。因此，仅将一个温度点设置为260℃，并快速加热1分钟以观察Li箔的表面。如图4b所示，与L4颗粒接触的区域（红色圆圈）的颜色完全变为黑色，SEM图像也证实了整个表面的片状产物。与L7和L4的反应界面形态不同，其他三种硫化物SE（LiSiPSCl、L3、L6）似乎从一些高反应位点反应并从反应前沿扩散，而不是在整个表面上被界面快速覆盖，这表明在初始分解时动力学较慢。这些高反应位点可能是由于电解质颗粒的不均匀性和锂金属表面钝化层的断裂等原因造成的。在300℃的实验中，LiSiPSCl和L3在表面形成了界面。在边缘区域（红色圆圈，L3对应图4c i-ii，LiSiPSCl对应图4d i-ii）中可以观察到比中心区域（绿色圆圈，L3为图4c iii，LiSiPSC为图4d iii）更多的界面层和下层锂金属的裂纹。然而，在L6中未观察到类似的形态（图4e i-iii）。这表明L6在300℃下的反应程度较低，这与上述ARC结果非常一致。在350℃加热后，所有三个样品都表现出明显的反应痕迹（红圈，图4c iv-v表示L3，图4d iv-v表示LiSiPSCl，图4e iv-v代表L6），尤其是在边缘区域，观察到明显的颗粒形态。反应从边缘开始，因为熔融的Li在电解质颗粒重力的影响下被挤压到边缘，随后导致该区域钝化层的变形和破裂。其余区域的图像（绿色圆圈，L3对应图4c vi，LiSiPSCl对应图4d vi，L6对应图4e vi）也显示了粗糙的表面形貌，这表明了界面上的热反应。

图5 热失控过程的直接/间接途径研究。左侧部分显示了实验的图示，右侧部分显示了每组中未接触的Li箔的XRD图谱。

基于SEM的分析以及一些报道的文献，硫化物在加热过程中存在析硫现象，且自分解产物对于硫化物界面的热分解存在一定影响。为了研究自分解对于界面热稳定性的影响，设计了一组实验，由于硫化物自分解产生的硫可以与金属锂在高温下反应，引入一片无接触的锂箔，并通过其表面硫化锂的强度来检验环境中S的含量（即硫化物自分解的程度）。在without Li组中，硫化锂的强度反映硫化物本身的和析硫反应相关的自分解情况，▼标识出的Li₂S峰越强，说明电解质本身的自分解析硫的现象越剧烈；在With Li组中，电解质片上额外贴了一篇锂箔，通过比较其与without Li组中环境中挥发性硫含量的差异，来获取自分解在体系热分解中的影响。WithLi组中Li₂S峰与withoutLi组中Li₂S峰强的差异代表自分解产物（硫）参与到界面反应中的程度，峰强差异越大，表明自分解产物在界面反应中的参与程度越高。Li₂S在27˚处的衍射峰出现在L6、L3、LiSiPSCl和L7组（不含Li的线L3/L6/L7/LiSiSiSCl），强度等级为L7>LiSiPSCl>L3>L6，这与之前的工作一致。在L4组（不含Li的L4线）中没有明显的Li₂S峰，这可能是由于L4的自分解程度低引起的，沉淀可能是SnS₂。当与锂金属连接时，L3、L4和L6之间没有显著差异（与Li的线L3/L4/L6），这意味着这些硫化物SE的界面反应更有可能以直接的方式进行，而不是加速自分解或与分解产物反应。然而，沉淀的硫在L7和LiSiPSCl基团中出人意料地消失（具有Li的线L7/LiSiSCl）。根据报道的AIMD模拟，硫化物SE结构中的PS₄硫代磷酸盐会逐步破坏P-S键，最终降解为P^3-/P₂和S^2-。从硫化物SE的自分解方面来看，这些S^2-片段会随着P的价态变化以某种方式获得电子，并转移到硫中沉淀，这一点已被之前的研究所证实。然而，随着Li的存在，这些S^2-离子可能优选被锂捕获并形成Li₂S，因为在AIMD分析中，Li-S和Li-P的接触在前20 ps迅速增加。此外，由于较高的局部温度和较高的反应活性，与SE颗粒反应的Li箔优选与沉淀的硫反应，从而导致环境中硫的减少。用一块胶带阻挡锂箔的上表面与沉淀的硫的接触，发现非接触的锂箔再次变黑。然而，颜色比自分解组要浅（图S2）。S的捕获将通过固相途径（与S2-反应）和气相途径（与沉淀硫反应）发生，这表明直接和间接反应对L7/LiSiPCl-Li界面热反应都很重要。此外，由于L7的间接反应的参与，在180～270℃的L7/Li样品中，Li箔可以形成更稳定、更致密的界面层。对于LiSiPSCl，自分解程度较弱，初始温度高于L7，因此即使形成界面层，钝化效果也会因较高的样品温度而丧失。

图6 硫化物SE/Li热分解过程的第一原理计算和图解说明。（a）不同SE/Li样品的反应能。（b）不同SE/Li样品中界面/SE的反应能。各相由相图确定，每个体系中的最低反应能由虚线表示。（c）硫化物SE/Li热分解反应的三种热动力学类型。

最后，通过基于密度泛函理论（DFT）的热力学计算，进一步解释硫化物-Li体系的热稳定性。SE/Li界面被视为伪二元模型，并构建成分相图来评估界面反应。SE/Li界面的相互分解能用于排除电解质的分解能。由于确定非化学计量比LiSPSCl的基态结构的“指数壁”问题对DFT计算结果有显著影响，因此仅考虑L3/L4/L6/L7与锂金属之间的反应，结果如图6a所示。在L3/L4/L6/L7 SSE和Li金属之间观察到的反应能的大的绝对值表明界面分解在热力学上是有利的。反应能最低的L6/Li、L3/Li、L7/Li分别为-0.549 eV/原子（-123.5 kJ/mol）、-0.720 eV/原子、-0.781 eV/原子和-135.6 kJ/mol符合实验顺序，L4/Li表现出相对较高的热力学稳定性（-0.526 eV/原子，-118.3 kJ/mol mol），这与实验结果相矛盾。L4相对较小的反应能是合理的，因为Sn-S键比P-S键更强，从材料水平和氧化物阴极界面水平产生了优异的热稳定性。然而，L4/Li样品的较差性能表明，其他关键因素对系统的实际热稳定性也很重要。在固相反应过程中，反应前沿可能是界面和反应物的界面。因此，分解产物和SE的界面稳定性在图6b中得到了进一步评估。L4对分解产物（L4/Li-Sn合金）表现出最差的稳定性，其次是L7/Li3P、L3/Li3P和L6/Li3P。值得注意的是，大多数分解产物可以以高反应性与锂金属反应，但没有产生新的材料，这对SSE与分解产物之间反应能的结论没有影响。在这种情况下，L4首先与Li反应，形成LiSn合金，如LiSn、Li₅Sn₂和Li₇Sn₃等。随后，Li-Sn合金可以在大的热力学驱动力下继续与L4反应，分解为Sn和其他Li-Sn化合物。此外，锡的低熔点（232℃）更有利于固相热反应的接触。此外，在其他系统中也可能存在对合金型分解产物的热稳定性的不利影响。Vishnugopi等人提出，循环过程中Li₁₀SnP₂S₁₂/Li界面中Sn的形成会降低热稳定性。在Kaboli等人的研究中，与未检测到合金产物的LATP相比，含有合金产物的LAGP对Li金属表现出更高的反应性。然而，这需要在其他系统中进行进一步深思熟虑的验证。因此，Li-Sn合金分解产物的高反应性可能是L4/Li热稳定性差的原因，因为在实验中T₂最低。对于L7/Li混合物，自分解产物与Li箔之间的主要反应界面Li₂S（如图5所示）对两种反应物都表现出相对较高的热力学稳定性，相关反应可以快速完全覆盖Li箔的整个表面，成功地延缓了L7/Li的热分解和热失控的动力学过程。然而，由于硫化物SE的自分解牺牲了该钝化层，并且直接/间接反应同时导致热失控，因此延迟效应是有限的。L3/Li和L3/相间的反应能符合实验结果。对于L6，L6/Li和L6/界面相较高的热力学稳定性有助于L6/Li界面优异的热稳定性。

结论

本文系统地研究了五种典型的含锂硫化物SE的热稳定性，包括结构演变和热行为。研究发现，在界面热反应中，需要同时考虑热力学和动力学驱动力来评估系统级的热稳定性。例如，尽管L4具有高的材料级热稳定性，但由于其易于热失控的高反应性合金型界面，其与Li的界面级热稳定性较差，反应动力学较快。另一方面，尽管L7在低温下引发自分解并析出大量硫，但令人感兴趣的是，析出的硫可以在Li金属表面形成致密的Li₂S层，这在一定程度上延缓了热分解过程。然而，自分解/自分解产物与Li的反应/SE与Li的界面分解将在更高的温度下剧烈进行，并最终导致热失控。总体而言，以ARC试验获得的T1（初始放热温度）为主要指标，考虑包括T2/T3/△H/△t在内的其他参数，得出五种硫化物SE与Li的界面热稳定性顺序为L6>L3>LiSiPSCl>L4>L7。此外，在升高的温度下形成的界面层可能会对热反应的动力学过程产生积极/消极的影响，这取决于它们对反应物的热力学偏好。

该研究为ASSB的热安全性提供了深入的见解。不同硫化物SE之间的不同热行为为固态电池的设计提供了启示。例如，研究者可能会被Li₄SnS₄的高材料级热稳定性所混淆，而忽略了由于Li-Sn合金产品的热稳定性差而导致其对金属Li的不良热行为。一旦在实际应用中单个电池的热释放开始，Li4SnS4/Li界面中的快速动力学反应将导致系统没有足够的时间来管理热失控。因此，选择对Li具有较高热力学稳定性且中间相也更稳定的电解质是必要的。

图7总结了基于无机固态电解质的ASSB中报告的热失效，从材料水平到界面和电池水平。更多细节见表S56。随着研究的深入，ASSB在热稳定性方面的不足也将逐渐暴露出来。然而，值得注意的是，一些硫化物SEs/Li的初始放热温度接近300℃，起始热失控温度约为350℃，仍然优先于基于液态的电池。该研究可能有助于未来设计具有高热安全性的全固态电池。

图7 无机固态电池热稳定性

课题组2022-2023论文

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作者及团队介绍

第一作者：吴钰婧：女，中科院物理所吴凡团队博士研究生。

合作作者：陈立泉：中科院物理所博士生导师。中国工程院院士。北京星恒电源股份有限公司技术总监。曾任亚洲固体离子学会副主席，中国材料研究学会副理事长，2004年至今任中国硅酸盐学会副理事长。主要从事锂电池及相关材料研究，在中国首先研制成功锂离子电池，解决了锂离子电池规模化生产的科学、技术与工程问题，实现了锂离子电池的产业化。近年来，开展了全固态锂电池、锂硫电池、锂空气电池、室温钠离子电池等研究，为开发下一代动力电池和储能电池奠定了基础。曾获国家自然科学奖一等奖、中科院科技进步奖特等奖和二等奖，2007年获国际电池材料协会终身成就奖。2001年当选为中国工程院院士。

李泓：中国科学院物理研究所研究员，博士生导师。主要研究方向为高能量密度鲤离子电池、固态鲤电池、电池失效分析、固态离子学。提出和发展了高容量纳米硅碳负极材料，基于原位固态化技术的混合固液电解质高能量密度鲤离子电池及全固态电池等。发表了470余篇学术论文，引用47000次，授权70余项发明专利，H因子115。荣获国家杰出青年科学基金资助。目前是科技部和工信部+四五储能和智能电网重点专项实施方案与指南编写组的总体组组长，国家新能源汽车创新中心学术委员会委员。国际固态离子学会、国际鲤电池会议、国际储能联盟科学执委会成员。围绕固态电池，推动孵化成立了多家企业。

通讯作者：吴凡：中科院物理所博导、共青团常州市委副书记。入选国家级高层次人才计划、中科院海外杰出人才引进计划及择优、江苏省杰出青年基金。获全国青年岗位能手（共青团中央）；全国未来储能技术挑战赛一等奖；全国先进储能技术创新挑战赛二等奖（国家工信部）;江苏青年五四奖章等荣誉。

文章来源： IOPLY吴凡科学家工作室

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