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锂离子电池自放电，终于有人总结透彻了

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来源丨锂电前沿

导读

自放电的一致性是影响因素的一个重要部分，自放电不一致的电池在一段时间储存之后SOC会发生较大的差异，会极大地影响它的容量和安全性。对其进行研究，有助于提高我们的电池组的整体水平，获得更高的寿命，降低产品的不良率。

含一定电量的电池，在某一温度下，在保存一段时间后，会损失一部分容量，这就是自放电。简单理解，自放电就是电池在没有使用的情况下容量损失，如负极的电量自己回到正极或是电池的电量通过副反应反应掉了。

自放电的重要性

目前锂电池在类似于笔记本，数码相机，数码摄像机等各种数码设备中的使用越来越广泛，另外，在汽车，移动基站，储能电站等当中也有广阔的前景。在这种情况下，电池的使用不再像手机中那样单独出现，而更多是以串联或并联的电池组的形式出现。

电池组的容量和寿命不仅与每一个单个电池有关，更与每个电池之间的一致性有关。不好的一致性将会极大拖累电池组的表现。

自放电机理

锂钴石墨电池电极反应如下：

电池开路时，不发生以上反应，但电量依然会降低，这主要是由于电池自放电所造成。造成自放电的原因主要有：

a.电解液局部电子传导或其它内部短路引起的内部电子泄露。

b.由于电池密封圈或垫圈的绝缘性不佳或外部铅壳之间的电阻不够大（外部导体，湿度）而引起的外部电子泄露。

c.电极/电解液的反应，如阳极的腐蚀或阴极由于电解液、杂质而被还原。

d.电极活性材料局部分解。

e.由于分解产物（不溶物及被吸附的气体）而使电极钝化。

f.电极机械磨损或与集流体间电阻变大。

自放电的影响

1、自放电导致储存过程容量下降

几个典型的自放电过大造成的问题：

1、汽车停车时间过久，启动不了；

2、电池入库前电压等一切正常，待出货时发现低电压甚至零电压；

3、夏天车载GPS放在车上，过段时间使用感觉电量或使用时间明显不足，甚至伴随电池发鼓。

2、金属杂质类型自放电导致隔膜孔径堵塞，甚至刺穿隔膜造成局部短路，危及电池安全

3、自放电导致电池间SOC差异加大，电池组容量下降

由于电池的自放电不一致，导致电池组内电池在储存后SOC产生差异，电池性能下降。客户在拿到储存过一段时间的电池组之后经常能够发现性能下降的问题，当SOC差异达到20%左右的时候，组合电池的容量就只剩余60%~70%。

4、SOC差异较大容易导致电池的过充过放

一、化学&物理自放电的区分

1、高温自放电与常温自放电对比

物理微短路与时间关系明显，长时间的储存对于物理自放电的挑选更有效；而高温下化学自放电则更显著，应用高温储存来挑选。

按照高温5D，常温14D的方式储存：如果电池自放电以物理自放电为主，则常温自放电/高温自放电≈2.8；如果电池自放电以化学自放电为主，则常温自放电/高温自放电＜2.8。

2、循环前后的自放电对比

循环会造成电池内部微短路熔融，从而使物理自放电降低，所以：如果电池自放电以物理自放电为主，则循环后的自放电降低明显；如果电池自放电以化学自放电为主，则循环后的自放电无明显变化。

3、液氮下测试漏电流

在液氮下使用高压测试仪测量电池漏电流，如有以下情况，则说明微短路严重，物理自放电大：

1）某一电压下，漏电流偏大；

2）不同电压下，漏电流之比与电压之比相差大。

4、隔膜黑点分析

通过观察和测量隔膜黑点的数量、形貌、大小、元素成分等，来判断电池物理自放电的大小及其可能的原因：1）一般情况下，物理自放电越大，黑点的数量越多，形貌越深（特别是会穿透到隔膜另一面）；2）依据黑点的金属元素成分判断电池中可能含有的金属杂质。

5、不同SOC的自放电对比

不同SOC状态下，物理自放电的贡献会有差异。通过实验验证，100%SOC下更容易分辨物理自放电异常的电池。

二、自放电测试

1、自放电检测方法

1）电压降法

用储存过程中电压降低的速率来表征自放电的大小。该方法操作简单，缺点是电压降并不能直观地反映容量的损失。电压降法最简单实用，是当前生产普遍采用的方法。

2）容量衰减法

即单位时间内容量降低的百分数来表示。

3）自放电电流法Isd

根据容量损失和时间的关系推算电池储存过程中的自放电电流Isd。

4）副反应消耗的Li+摩尔数计算法

基于电池储存过程Li+消耗速率受负极SEI膜电子电导的影响，推导算Li+消耗量随储存时间的关系。

2、自放电测量系统关键点

1）选取合适的SOC

dOCV/dT受SOC影响，温度对OCV的影响在平台处被显著放大，带来很大的SOC预测误差。需选择对温度变化相对不敏感的SOC测试自放电，如：FC1865：25%SOC测自放电；LC1865：50%SOC测自放电。

因电池容量差异，故实际电池的SOC存在波动，公差约为4%左右，故考察5%的公差范围内OCV曲线斜率的变化。LC1865 53%和99.9%SOC处斜率很稳定，分别为3.8mV/%SOC和10mV/%SOC。FC1865~25%SOC处斜率比较稳定；当然满电态也是个简单实用的自放电测量点。

2）起始时间的选定

FC1865 25%SOC下（也可以是其他SOC值）看充电结束后每小时电压变化，20h以后电压降速率基本一致，可以认为极化已基本恢复。故选取24h作为自放电测试起始时间。

LC1865 50%SOC下14h以后电压变化速率在0.01mV/h上下小范围波动，可以认为极化已基本恢复，选取24h作为自放电起始点是可行的。

3）储存温度和时间

储存温度和时间对自放电的影响（LC1865H）

在研究区间内，自放电与时间和温度均呈显著的线性关系。可将自放电模型拟合为：自放电=0.23*t+0.39*(T-25)。（以上数值和关系式和电池体系有关，常量会相应变化，以下其他关系也是。）

常温下由于化学反应速率的降低，其物理自放电的异常点表现更明显。14D储存能够非常好的预测28D的结果。

3、自放电测量系统的改进

1）测电压温度

测电压环境温度对自放电的影响：FC1865:每增加1℃，电压下降0.05mV；LC1865:每增加1℃，电压下降0.17mV。

2）电压表选型

在电压表的选择上，由于自放电研究的是0.1mV层面的变化，传统的4位半电压表（精确到1mV，分辨率到0.1mV）已不适合，故选用六位半Agilent 34401A电压表，（精确达到0.1mV，分辨率达到0.01mV甚至更高）。另外该量仪的重复性也相当不错。

4、自放电标准的确定

1）理论推算

2) 1mV差异模拟

通过人为调整10%SOC差异模拟1mV（28天1mv，14天0.5mv的差异）自放电差异使用3年后的Balance结果。3组电池均未发生过充的安全问题，但是放电时的电压差已经非常大（1200mV），自放电大的电池被过放至2.5V，PACK容量损失10%。

自放电影响因素及控制要点

一、原材料金属杂质

1、金属杂质的影响机理

电池中：金属杂质发生化学和电化学腐蚀反应，溶解到电解液：M→Mn++ne-；此后，Mn+迁移到负极，并发生金属沉积：Mn++ne-→M；随着时间的增加，金属枝晶在不断生长，最后穿透隔膜，导致正负极的微短路，不断消耗电量，导致电压降低。

注：以上只是最常见的形式，还可能有很多其他的影响机理。

2、不同种类金属屑影响程度

（1）正极浆料中添加不同种类金属屑

可定性的对影响程度排序：Cu>Zn>Fe>Fe2O3

注：原则上，只要是金属杂质（如以上未列出的还有FeSFeP2O7…)，都会对自放电产生较大影响，影响程度一般是金属单质最强。

金属屑电池的隔膜黑点形貌深（穿透到另一面）、数量多:

隔膜黑点的金属元素成分与添加的金属种类相吻合，说明隔膜黑点上的金属元素确实来源于金属杂质:

（2）负极浆料中添加不同种类金属屑

负极浆料中金属杂质的影响不及正极浆料中的金属杂质；其中，Cu、Zn 对自放电有显著影响；Fe、氧化铁未观察到显著影响。

3、金属杂质关键控制

（1）建立磁性金属杂质的测试方法

①用电子称称量粉末后，投入到聚四氟乙烯球磨罐中

②将已准备好的磁铁投入粉末，放超纯水

③球磨机以200±5rpm的速度搅拌30±10分钟

④搅拌完毕后，取出内部的磁铁（避免用手或其他器具直接接触

⑤磁铁表面吸的正极活性物质，用超纯水来洗净后，利用超声波来洗净 15±3秒钟。

⑥ ⑤项的手法反复进行多次——磷酸铁锂：20遍；其它物料：5-8遍

⑦洗净好的磁铁转移到100ml烧杯里。(防止异物的混入)

⑧在烧杯里，倒稀王水(盐酸:硝酸=3:1)6ml后，再加入磁铁沉浸程度的超纯水。然后加热20分钟左右

⑨将加热好的溶液转移到100ml容量瓶里，至少润洗3次，并把润洗液也转移到容量瓶中，最后用超纯水定容

⑩准备好的溶液，送AAS进行定量分析铁，铬，铜，锌，镍，钴的含量（磷酸铁锂再加测一个锂元素）。

测量原材料的磁性金属杂质含量：

磷酸铁锂：

杂质成分包含Fe、Cr、Ni、Al、P等，杂质金属应该为不锈钢。

KS6：

磁性金属杂质主要成分是Al，还有少量Mg。

（2）对金属杂质含量过高的原材料进行除铁

（3）原材料除铁对自放电的改善

二、制程粉尘金属屑

1、制程中粉尘金属屑的潜在来源

2、采取措施减少和消除粉尘金属屑

3、实例

使用自动卷绕机后，极片掉料显著改善：

使用自动卷绕机后，极芯短路率显著降低：

自动卷绕机对自放电的改善：

整个车间和产线的非金属化、5S行动：

三、电池水分

1、水分对自放电的影响机理

如上图，当电池中有H2O存在时，首先，其会与LiPF6反应，生产HF等腐蚀性气体；同时与溶剂等反应产生CO2等气体引起电池膨胀；HF会与电池中众多物质如SEI主要成分反应，破坏SEI膜；生成CO2和H2O等；CO2引起电池膨胀，重新生成的H2O又参与LiPF6、溶剂等反应；形成恶性链式反应！

SEI膜破坏的后果：

1）、溶剂进入石墨层中与LixC6反应，引起不可逆容量损失；

2）、破坏的SEI修复则要消耗Li+和溶剂等，进一步造成不可逆容量损失。

2、水分测量

固体水分测量方法的改进：

原有甲醇浸泡的测量方法的重复性和再现性都较差；并且测试周期长（浸泡24h），不可能用于在线控制。

改用卡氏加热炉+水分测定仪，准确性和精确性提高，MSA通过；测试时间约5分钟，适合用于在线监控。

3、水分控制

（1）优化极芯烘烤工艺，提高除水效果

（2）开发小卷烘烤工艺，提升除水效果

（3）建设自动装配线，减少极芯吸水

（4）控制电池注液过程中吸水

（5）优化制作流程，减少在制品积压

四、改善效果

1、电压趋于稳定

2、自放电不良率降

3、自放电趋势逐步稳定

4、自放电均值和中位数降低

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Fe (III) 掺杂缓解Jahn-Teller畸变并锁定晶格水实现高性能锌电池

【研究背景】

电化学储能器件在电网存储、电动汽车、便携式电子等领域具有广阔的前景。锂离子电池在当前动力电池市场占据主导地位，但是其安全风险高、锂资源有限。而水系锌离子电池（ZIBs）因为具有高理论比容量（820 mAh g−1）、丰富的储量、高离子电导率、优异的安全性以及锌负极相对较低的电位（-0.76 V vs. SHE）等优点，成为一种有前途的锂电替代品。然而，由于缺乏高效的正极主体材料，ZIBs仍然面临容量不足、倍率性能和循环稳定性差等挑战。水钠锰矿是水系锌离子电池的一种有前途的正极材料，但严重的Jahn-Teller畸变和在深充电状态下晶格塌陷会导致容量保持率差和循环寿命短等问题，严重阻碍了其实际应用。

【工作介绍】

近日，浙江农林大学胡勇教授与浙江师范大学王海燕副教授团队通过简单的一步共沉淀策略制备了一种Fe(III)掺杂的水钠锰矿（Fe-NMO·xH2O）层状结构正极材料，可实现快速稳定的ZIBs。Fe(III)掺杂可以抑制Jahn-Teller效应并稳定晶格水，从而提高水钠锰矿的锌离子储量。组装的Zn//Fe-NMO·xH2O电池在20 A g−1的大电流密度下表现出102 mAh g−1的比容量以及在5 A g−1时表现出6000圈的循环耐用性。组装的Zn//Fe-NMO·xH2O电池还实现了415.3 Wh kg−1的高能量密度和27638 W kg−1的高功率密度。这项工作为增强氧化锰基材料的电化学性能提供了一条新途径，并揭示了掺杂杂原子和结构水之间在增强Zn2+存储方面的相互作用。该成果以“Suppressing Jahn-Teller distortion and locking lattice water with doped Fe (III) in birnessite toward fast and stable zinc-ion batteries”为题发表在国际期刊Materials Horizons上。论文第一作者为浙江师范大学2021级硕士研究生李祥和2023级硕士研究生孙艳春，通讯作者为浙江师范大学王海燕副教授、谢斌斌副研究员和浙江农林大学胡勇教授。

【研究亮点】

1）Fe(III)掺杂不仅可以均匀水钠锰矿中[MnO6]八面体的Mn-O键并降低Mn的价态，抑制Jahn-Teller畸变，还可以显著锁定晶格水，抑制循环过程中的结构坍塌。

2）Fe(III)和晶格水的协同作用削弱了与Zn2+离子的相互作用，促进了Zn2+传输，并提高NMO的电子电导率，从而增强Zn2+存储动力学。

3）得益于Fe掺杂和晶格水的协同作用，组装的Zn//Fe-NMO·xH2O电池展现出6000 h的长循环寿命和优异的倍率性能，超过了大多数已报道的氧化锰基ZIB电池。该工作为设计高效的层状ZIB电极材料提供了指导性的意见。

【图文导读】

图1 (a)所制备的Fe-NMO·xH2O的合成路线示意图。Fe-NMO·xH2O的(b) FESEM图像、(c) TEM图像、(d) HRTEM图像和(e) SAED图像。

采用简便的一步共沉淀法合成了Fe-NMO·xH2O，过程如图1a所示。FESEM（图1b）显示Fe-NMO·xH2O呈现球形纳米花形貌，尺寸均匀，约为200 nm。图1c-e进一步证明了多晶Fe-NMO·xH2O的成功合成。

图2 (a) NMO·xH2O、(b) Fe-NMO·xH2O (c) Fe-NMO·xH2O-T的XRD精修图，(d) Fe-NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O-T的Fe 2p XPS谱。NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O-T的高分辨率(e) Mn 3s和(f) Mn 2p XPS光谱。

Rietveld精修表明掺杂Fe后，NMO·xH2O的晶格发生了收缩，且Fe主要取代Mn的位点。煅烧后的Fe-NMO·xH2O-T材料c轴发生了收缩，表明去除了晶格水。XPS进一步证实Fe的成功掺入。Fe以Fe3+的形式存在，并且呈现吸电子状态，使得周围Mn价态升高。这些结果表明，Fe掺杂提高了Mn的平均氧化态，有利于抑制Mn3+离子诱导的Jahn-Teller效应。

图3 (a)水系Zn//Fe-NMO·xH2O电池示意图。(b) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O-T在1 mV s-1下的CV曲线。(c) H+和Zn2+嵌入和脱出的相应峰值电位间隙。(d) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和FeNMO·xH2O-T在0.2 A g−1下的GCD曲线。(e) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和FeNMO·xH2O-T在0.2至20 A g−1的不同电流密度下的比容量。(f)雷达对比图。(g) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O-T在5 A g−1下的循环性能以及Fe-NMO·xH2O相应的库仑效率。

电化学测试表明Fe-NMO·xH2O具有最高的锌离子存储容量和快速的反应动力学，均优于NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O-T。这表明Fe掺杂和晶格水对于促进Zn2+和H+的嵌入/脱出动力学至关重要。此外，组装的Zn//Fe-NMO·xH2O电池在0.2 A g−1时展现出307 mAh g−1的比容量。在20 A g−1的高放电电流密度下，比容量为102 mAh g−1，并且在5 A g−1时表现出6000圈的循环耐用性。此外，电池在功率密度为262 W kg−1时，最大能量密度为415.3 Wh kg−1，在能量密度为138.2 Wh kg−1时，可实现27638 W kg−1的高功率密度，优于大多数报道的ZIBs。因此，可以得出结论，适当的Fe3+取代和晶格水共同促进了嵌入/脱出过程，增强了结构稳定性，从而提高了Fe-NMO·xH2O电极的倍率和循环性能。

图4 (a) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O-T的Rs、Rct、Wo比较。(b)波特相角图和(c) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O-T的实部阻抗与频率之间的关系。(d) Fe-NMO·xH2O在不同温度下的EIS谱。(e) ln (Rct-1)与1000/T的关系图。(f) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O-T在1-8 mV s−1范围内的电容贡献。Fe-NMO·xH2O在(g)充电和(h)放电过程中的原位EIS谱。(i) GCD过程中对应的Rct。 Fe-NMO·xH2O展现出最小的Rct值和最低的相变角，表明其电荷转移更快。并且，Fe-NMO·xH2O具有最小的Warburg因子，证明了掺杂Fe和晶格水的协同加速离子扩散动力学。Fe-NMO·xH2O还展现出最低的活化能，证实了其最佳界面电荷转移动力学。动力学分析表明，电容贡献随着扫描速率的增加而迅速增加，证明Fe-NMO·xH2O快速的反应动力学。原位EIS也表明Fe-NMO·xH2O具有良好的反应动力学和电化学可逆性。上述结果综合证实了Fe-NMO·xH2O中的快速离子扩散和界面电子转移动力学，因此展现出出色的储能性能。

图5 DFT结果：(a) NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O的[MnO6]八面体中Mn3+−O带的键长。(b) NMO·xH2O和Fe-NMO·xH2O的顶层Eexf和晶格水的Eabs。(c) NMO·xH2O、(d) Fe-NMO·xH2O和(e) Fe-NMO中Zn2+离子的Eabs。(f) NMO·xH2O、(g) Fe-NMO·xH2O和(h) Fe-NMO中Zn2+离子的电荷密度差分布（蓝色和黄色分别代表缺电子和富电子区域）。(i) NMO·xH2O、Fe-NMO·xH2O和Fe-NMO的Mn 3d、O 2p、Fe 3d轨道的TDOS和部分态密度(PDOS)。

随后采用DFT计算来阐明Fe掺杂和晶格水增强NMO反应动力学和电化学稳定性的机制起源（图5）。结果表明：(1)Fe3+取代使八面体中的Mn3+−O键均匀化，从而有效抑制Jahn-Teller效应，提高NMO·xH2O的稳定性；(2)Fe掺杂有助于稳定二维层状结构，稳定层间晶格水；(3)Fe掺杂和晶格水共同削弱了与Zn2+离子的相互作用，从而促进了嵌入/脱出过程和离子扩散动力学；(4)Fe掺杂和晶格水协同提高了NMO的电导率。因此，Fe掺杂和晶格水的协同效应有助于Fe-NMO·xH2O阴极的最佳电化学动力学和稳定性。

图6 (a) Fe-NMO·xH2O在0.2 M MnSO4和2 M ZnSO4 + 0.2 M MnSO4电解液中的1 mV s−1下的CV曲线。(b) Fe-NMO·xH2O在AN中的0.2 M Zn(OTf)2电解液和在AN + 1 wt.% H2O中的0.2 M Zn(OTf)2电解液在1 mV s−1下的CV曲线。(c) Fe-NMO·xH2O在AN中的0.2 M Zn(OTf)2电解液和在AN+1 wt.% H2O中的0.2 M Zn(OTf)2电解液在2 A g−1下的GCD曲线。(d) Fe-NMO·xH2O在1 A g–1下的原位XRD图谱和相应的充放电曲线。Fe-NMO·xH2O 的(e) Zn 2p和(f) Mn 2p非原位XPS光谱以及相应的GCD曲线。

为了进一步揭示材料的储能机制，使用不同的电解液研究了Zn//Fe-NMO·xH2O电池的电化学性能。结果表明在2 M ZnSO4 + 0.2 M MnSO4电解液中，Fe-NMO·xH2O的储能机制为Zn2+和H+离子的共嵌入/脱出机制。此外，还通过原位XRD分析证实了充电和放电过程中电极反应的可逆性。

【结论】本文通过简单的一步共沉淀策略制备了Fe-NMO·xH2O层状正极材料，实现快速稳定的ZIBs。DFT计算表明，Fe和晶格水之间的强相互作用可以协同稳定层间结构，加速Zn2+传输，并提高NMO的电子电导率，从而增强Zn2+存储动力学和电化学耐久性。值得注意的是，在晶格中掺入Fe(III)有利于通过均匀化[MnO6]八面体的Mn-O键并调节Mn的价态来抑制Jahn-Teller畸变。更重要的是，Fe的掺杂可以显著增强层间结构水与NMO的相互作用，从而抑制循环过程中的晶格塌陷。得益于Fe掺杂和晶格水的协同作用，Fe-NMO·xH2O正极在0.2 A g−1时表现出307 mAh g−1的高比容量，在20 A g−1的高放电电流下表现出102 mAh g−1的比容量，在5 A g−1时表现出6000圈的循环耐用性。此外，在功率密度为262 W kg−1时，最大能量密度为415.3 Wh kg−1，在能量密度为138.2 Wh kg−1时，可实现27638 W kg−1的高功率密度。组装的Zn//Fe-NMO·xH2O电池，超过了大多数已报道的氧化锰基ZIB电池。该工作为ZIBs层状正极材料的开发提供了有效的途径。 Xiang Li, Yanchun Sun, Le Zhou, Haiyan Wang,* Binbin Xie,* Wen Lu, Jiqiang Ning, and Yong Hu*, Suppressing Jahn–Teller distortion and locking lattice water with doped Fe(iii) in birnessite toward fast and stable zinc-ion batteries. Mater. Horiz., 2024.

https://doi.org/10.1039/D4MH00544A

通讯作者简介

胡勇教授

二级教授、博士生导师，英国皇家化学会会士，省级杰出人才，省有突出贡献中青年专家。主要从事于先进功能材料与无机合成化学的基础研究，在无机纳米复合结构的构筑方法、组装设计、基于微结构的性能表征、应用探索及协同增强效应等方面取得一定的研究进展。设计合成了一系列新型、高效、具有应用前景的光电功能纳米复合材料，开展了不同类型的异质功能纳米复合材料的可控合成、功能优化及协同增强效应研究。目前已发表SCI论文160余篇(其中IF>10,共68篇)，ISI检索被他人论文引用1万余次，H因子59，入选科睿唯安2022年度全球“高被引科学家”。其中以通讯作者身份在化学、材料领域国际重要期刊，如：Nat. Commun. (2) , Angew. Chem. Int. Ed. (7), Energy Environ. Sci. (2), Adv. Mater. (1), Adv. Energy Mater. (4), Adv. Funct. Mater. (2), ACS Catal. (3), Nano Energy (2), Carbon Energy (1), J. Energy Chem. (1), Small (6), Small Sci. (2), J. Mater. Chem. A (14), Appl. Catal. B-Environ. (8), Chem. Eng. J. (9), Adv. Sci. (1), Adv. Powder Mater. (1), Mater. Horiz. (1), Coord. Chem. Rev. (1)等上面发表一系列文章，28篇入选ESI高被引论文，7篇入选热点论文，1篇入选2018年中国百篇最具影响国际学术论文，撰写英文著作章节3篇，获得授权发明专利20件，并推动1件专利产业化。主持并完成多项国家自然科学基金和浙江省杰出青年基金，作为第一完成人获中国发明协会创业奖创新奖（一等奖）1项、浙江省自然科学二等奖2项、浙江省高等学校科研成果奖三等奖1项、中国产学研合作创新奖（个人）1项。作为第一指导教师获第十七届“挑战杯”全国大学生课外学术科技作品竞赛一等奖1项、浙江省第十七届“挑战杯”大学生课外学术科技作品竞赛特等奖1项，被中国共产主义青年团中央委员会评为优秀指导教师并予以通报表扬。目前担任《Advanced Powder Materials》特邀编委以及多种国际一流期刊审稿人。

王海燕副教授

浙江师范大学副教授、硕士生导师，入选2022、2023年度斯坦福大学“全球前2%顶尖科学家”榜单。主要从事无机纳米材料的合成和能源存储与转换应用研究，在Nat. Commun., J. Am. Chem. Soc., Adv. Energy Mater., Adv. Funct. Mater., Coordin. Chem. Rev., Nano Energy，Energy Storage Mater., Research, ACS Catal., Mater. Horiz., Adv. Sci., Appl. Catal. B-Environ.等发表SCI论文60余篇，3篇入选ESI热点论文，7篇入选ESI高被引论文，获发明专利8件。作为主要成员获中国发明协会创业奖创新奖一等奖，作为指导教师获第十七届“挑战杯”全国大学生课外学术科技作品竞赛一等奖、浙江省第十七届“挑战杯”大学生课外学术科技作品竞赛特等奖以及浙江省“互联网+”、”挑战杯“多项奖项。担任Catalysts, Nanomaterials客座编辑和国内外重要期刊审稿人。

谢斌斌副研究员

浙江师范大学“双龙”学者特聘教授、硕士生导师。2017年6月毕业于北京师范大学化学学院，理论与计算光化学教育部重点实验室（导师：方维海院士），获得物理化学-理学博士学位。2017年11月成为浙江师范大学“双龙学者”特聘教授并加入杭州高等研究院学科理论中心，从事理论计算研究工作。长期从事激发态电子结构计算和非绝热动力学方法发展（QTMF程序）；光化学、光生物、光催化及光功能材料的计算模拟；复杂生物体系的分子动力学模拟。在化学与物理相关领域的国际知名期刊，如：Angew. Chem. Int. Ed., Adv. Energy. Mater., Small, J. Phys. Chem. Lett., J. Chem. Theory Comput., J. Chem. Phys.等杂志发表学术论文50余篇