锂枝晶的原位观测及生长机制研究进展

沈 馨，张 睿，程新兵，管 超,3，黄佳琦，张 强



锂枝晶的原位观测及生长机制研究进展

沈 馨1,2，张 睿1，程新兵1，管 超1,3，黄佳琦2，张 强1

（1清华大学化学工程系，北京 100084；2北京理工大学前沿交叉科学研究院，北京 100081；3清华大学机械工程系，北京 100084）

随着人们对储能设备需求的日益增加，开发高能量密度的二次电池受到了广泛的关注。金属锂以其低密度、高理论比容量、最低的还原电势等优势成为高性能二次电池电极材料的首选。然而，枝晶生长及其随之而来的电池安全隐患和循环寿命的降低严重困扰着金属锂负极的实际应用。通过原位观测金属锂枝晶生长行为，探究其生长机理与影响因素，有助于提高金属锂电池的安全性、利用率和循环寿命。本文综述了金属锂电池原位观测方面的研究进展，总结了现有的原位实时观测装置，锂枝晶的原位观测现象以及模拟模型，最后对锂金属枝晶原位观测的下一步发展进行了展望。

金属锂负极；枝晶；生长机理；原位观察；光学显微镜；电子显微镜

随着便携式电子设备（手机、笔记本电脑等）、电动汽车等的快速发展，当今社会对储能设备的需求呈现爆炸式增长。目前，以石墨等为负极材料的传统锂离子电池理论能量密度较低，其负极理论比容量仅为372 mA·h/g，在现有的体系上难以再对性能做出大的提升，无法满足日益增长的储能需求。而金属锂作为最轻的金属（0.534 g/cm3），有着极高的理论比容量（3860 mA·h/g）和最低的还原电势（-3.04 V，标准氢电极）等优势，是下一代高 性能二次电池负极材料的最佳选择[1-4]。将金属锂负极应用于锂硫（Li-S）[5-12]、锂空气（Li-O2）[13-15]等电池中，可以获得几倍于现有锂离子电池的理论能量密度[16-17]。然而，金属锂负极在充放电过程中存在的枝晶问题严重阻碍了金属锂二次电池的商业化应用。一方面，枝晶的生长会增大电解液的不可逆消耗[更高表面积形成更多的固态电解质膜（SEI，solid electrolyte interphase）]，并且在放电过程中易形成“死锂”减少有效活性锂含量，导致电池容量衰减、循环寿命缩短；另一方面，生长的枝晶可能会刺破隔膜，连接正负极，使得电池发生内部短路，迅速升温，带来严重的火灾甚至爆炸隐患[18]。尽管已有研究者采用负极结构修饰（复合纳米结构锂负极、原位及非原位人造SEI膜等）[19-24]，电解液调控（电解液添加剂[25-28]、增加锂盐浓度[29-31]），固态电解质[32-33]，改进集流体[34-35]与隔膜[36-40]等方法获得了一定程度的枝晶抑制效果。但由于缺乏理论指导，现有的抑制枝晶方法的开发均为半经验式。要彻底解决金属锂负极的枝晶问题，必须弄清楚电池在工作状态下负极表面的枝晶生长过程及枝晶对电池性能影响的机理、影响因素和调控方法。

早在20世纪70年代就有研究者对金属锂的沉积进行了细致的观测[41-42]。然而锂枝晶的生长机理涉及电化学、晶体学、动力学、热力学等领域，十分复杂，因此至今没有一种普适性的枝晶生长理论。一般的枝晶研究方法是将循环后的电池进行拆解，再对极片进行观察研究。然而拆解之后，极片暴露，其表面电解液的挥发和接触气体带来的副反应等可能会破坏极片的表面状态，并且无法实现枝晶生长过程的连续观测。此外，这种非原位研究也不利于观察新开发的枝晶抑制方法（如人造SEI膜）对枝晶的影响效果。为了克服非原位枝晶观察的一系列问题，不需要拆解电池的原位观测方法应势而生。它能最大限度地还原电池充放电过程中极片表面形貌的演变过程，还能捕捉枝晶的摇摆等运动。已有研究者采用原位扫描电子显微镜（SEM）[43-45]、原位透射电子显微镜（TEM）[46-48]、原位原子力显微镜（AFM）[49]、原位激光扫描共聚显微镜（LSCM）[50-51]、同步X-ray断层扫描[52-53]等形貌表征方法进行研究，但装置较复杂且很多电池结构及充放电条件等受到极大限制，与实际体系差异巨大，此外，部分过于微观的观测结果难以描述较为宏观的枝晶生长。与之相比，尽管原位光学显微镜无法做到纳米尺度的高分辨率，但其能够非常便捷有效地实时追踪宏观上枝晶的生长过程以及电极表面的变化，因而成为更常用的观测手段。本文结合国内外的研究，介绍近年来采用光学显微镜和电子显微镜（扫描电子显微镜SEM和透射电子显微镜TEM）进行金属锂沉积原位观测的装置和观测结果，探讨锂枝晶的生长机制及影响因素，并对这一领域今后的研究和发展做了展望。

1 光学显微镜原位实时观测装置

光学显微镜原位实时观测装置通常由光学显微镜、CCD相机（将影像转变为数字信号）、可视电池、恒电流仪等组成。可视电池为其中最重要的组成部分。它具有特殊的电池结构，留有透明窗口以供观察内部结构，通过显微镜捕捉电池充放电过程中电极形貌的变化。根据可视电池的不同，可以从多个角度进行分类，如电解质（液态、聚合物）、电极体系（三电极体系与两电极体系）、基底（铜、镍、不锈钢、锂等）、几何形状（毛细管型、“边对边”型、“面对面”型等），此处从电极体系展开。

1.1 三电极体系

三电极体系的可视电池中，基底作为工作电极用于观测锂沉积过程，金属锂作为对电极提供锂源，另一金属锂电极则作为参比电极用于测量电位。NISHIDA等[54]设计了一锂在镍丝上沉积的三电极装置，所示。以直径100 μm的镍丝作为工作电极，选用200 μm厚的锂箔压接在注射钢针上分别作为对电极和参比电极，然后将LiTFSI-离子液体电解质通过钢针注入。SAGANE等[55]设计了一更复杂体系，用于研究锂在LiPON/Cu界面的沉积过程，如图1(b)所示。首先在抛光的固态电解质层Li1+x+yAlTi2-SiP3-O12（LATP）上通过磁控溅射镀上一层2.5 μm厚的LiPON固态电解质层，随后用脉冲激光沉积法再镀上一层40 nm厚的铜，构建出LiPON/Cu界面层。与传统液态电解质体系不同的是，锂从LiPON/Cu界面层向铜侧生长，而非向电解质侧生长，因此能够在显微镜下观测到枝晶的生长情况。

1.2 两电极体系

三电极体系中参比电极和对电极均为金属锂电极，因此可以将该体系简化为两电极体系。这不仅简化了装置，使可视电池的构造更接近于实际电池，也可以减少加入第三个参比电极带来的干扰因素。如BAI等[56-57]将锂对称电池置入了毛细管之中，如图1(c)所示。除毛细管电池之外，其余的两电极可视电池可大致分为“边对边”式与“面对面”式。

1.2.1 “边对边”式

早期的可视电池多采用“边对边”式[58-60]。这种组装方法是将锂片的侧边与侧边相对，中间空出一条缝，填入电解质，上下用两块玻璃片将电池体系封住，观察狭缝中锂片侧面的枝晶生长过程，如图2(a)所示[60]。这种“边对边”式的制作方法较为简单，易于控制与调整电极之间的距离。这种结构常用于聚合物电池中枝晶的观察。

1.2.2 “面对面”式

相比之下，“面对面”式的可视电池构造接近于测试时常用的扣式电池，即正极片与负极片正面相对[61-64]。由ARYANFAR等[62]所设计的可视电池装置[，采用0.38 mm厚的锂箔作为极片，用硅胶垫片和绝缘螺丝将极片紧压在隔膜和集流体之间，将LiClO4/PC电解液注入电池后再用特氟龙带密封，获得了侧面透明的扣式电池。但这种电池为曲面边界，显微镜聚焦至圆心后的视野为扇形，因此研究者设计了一套复杂的算法对图像进行数学处理。LI等[63]设计了类似的“面对面”式的方形电池[]。特别的，SANO等[64]在面对面式结构的一侧电极片中间开一小孔，如图2(d)所示，实现了从俯视角度观测枝晶的目的。这与侧方观测相比，能够看到枝晶在基底上整体的分布，而非仅仅一横截面上的枝晶生长情况，可以更好地对枝晶的数量及分布做出数学统计。

虽然原位光学显微镜实时观测手段能细致地观察枝晶的演变过程，但难以进行量化研究，故将其与电化学测量手段[38, 65-67]联用成为一重要表征方法，能够挖掘出枝晶生长的更多信息。近来，WOOD等[68]将可视电池观测与电位响应相关联，展现了锂的沉积与溶出过程中电位与形貌的实时变化情况，根据电位的变化就能在一定程度上推测电极表面形貌的变化。

2 电子显微镜原位实时观测装置

相比于原位光学显微镜，原位电子显微镜（TEM与SEM）的分辨率大大提高，能够观测到更多枝晶形核与生长过程中的细节，但相应的测试要求以及装置要求更高。3种原位显微镜观测装置的比较列于表1中。

2.1 原位TEM

TEM的分辨率能够达到原子级别，远高于光学显微镜。为了在TEM下原位实时观测电池工作时电极表面的形貌变化，防止图像失真，微米级电池的构筑至关重要。对于普通的液态电解质，为防止其在高真空环境下挥发，必须采用薄膜进行密封，并且要求该层薄膜足够薄以使电子束能够通过，常见的为Si3N4膜[69-71]。如图3(a)所示，KUSHIMA 等[69]设计了微米级液态电池。该电池由上下两片带有70 nm厚的Si3N4膜窗口的硅芯片密封，其中一片硅芯片上排着用于观测锂沉积的金电极，另一硅芯片上则是沉积在铝箔上的钴酸锂极片，为电池提供锂源。JONGE等[70]对液层和窗口厚度与TEM分辨率之间的关系作了探讨。尽管分辨率会随着液层与窗口厚度的减薄而提升，然而由于高真空的环境，过薄将会导致窗口中心拱起，影响观测，因此需要探索最合适的液层与窗口厚度。

离子液体（难挥发）与固态电解质薄膜在真空环境下不受影响，电池不需要进行密封。FAWEY等[72]利用La0.9Ba0.1F2.9电解质构筑了微型全固态电池，如图3(b)所示。由于电极材料与电解质均为粉末，其颗粒大小与孔隙率大小将直接影响电子的透过率以及电极/电解质界面的接触性。因此研究者对该电池的制备过程进行了优化。需要注意的是，在TEM下观察的微米级电池与正常电池偏离较大，且活性物质量极少，通常仅能进行十多次循环。

2.2 原位SEM

原位SEM在电池尺寸与分辨率之间处于折中地位，其分辨率高于光学显微镜而低于TEM，电池尺寸则接近于正常电池。对于液态电解质，与原位TEM相似，由于SEM采用电子束代替了光束以及腔室高真空的环境，其观测电池平台需要在可视电池结构基础上加入能够透过电子束的薄膜作为观测窗口（如SiN）[45]。

LI等[73]设计了Li|Li2O|SACNT（super-aligned carbon nanotube，超顺排列碳纳米管）全固态电池原位观测平台，如图4所示。一个金针尖与一个钨针尖被安置在探针工作台上，将锂片与SACNT分别黏在两个针尖上，并使其相互接触。关闭腔室抽真空前金属锂与空气反应生成Li2O。这层氧化物将充当固态电解质，内层的金属锂作为阳极，SACNT则作为阴极接受锂的沉积。通过施加一个-3 V的偏压诱导锂枝晶的产生，研究者在SEM下观察了枝晶的形貌，证实了电子流可以引导枝晶的生长。此外，研究者结合AFM，导电AFM、XPS、SIMS等手段，探究了锂电极结构与化学组成的演变。

3 锂枝晶的原位观测结果

锂枝晶在不同的电池环境、不同的时刻所呈现的形貌有所不同，如苔藓状锂、丝状锂、针尖状锂、晶须状锂、灌木状锂、树枝状锂等。由于各研究者对其描述各异，导致了这种名称多样化的现象。可简要分为3类：①无分叉，单根生长，如丝状锂、针尖状锂、晶须状锂；②团簇状，生长时类似于面团的发酵过程，如苔藓状锂、灌木状锂；③可见明显分叉结构，枝干稀疏，为最危险的枝晶结构，易刺破隔膜，如树枝状锂。下文详细介绍枝晶的形貌变化情况。

3.1 锂枝晶的初始形核与生长过程

枝晶的产生可分为3个阶段，。第一阶段，电池组装后，由于金属锂的高度活泼性，在接触到电解质中的有机溶剂等组分时能发生瞬时反应，形成SEI膜，即SEI膜的形成早于枝晶的产生[75-76]。致密的SEI膜可以阻止电解液与金属锂发生进一步反应，是一种良好的离子导体，但却是电子绝缘体。Li+可以穿过这层SEI膜在电极表面沉积，但由于锂、电解质、SEI膜的本身特性和充放电条件影响导致其沉积分布不均匀。之后进入第二阶段，形核阶段，即不均匀沉淀的持续累积，导致某些地方凸起，直至顶破原始SEI膜。最后进入生长阶段，刺破原始SEI膜后继续在长度方向上生长，成为可见的枝晶。同时，SEI膜也随着金属锂枝晶的生长而持续不断地反应增生，但始终包覆在金属锂表面。一般来说，枝晶的数量主要由形核阶段决定，而枝晶的形貌则主要由生长阶段决定。

3.1.1 形核阶段

目前，针对锂枝晶生长的前期阶段（初始形核）的观察研究较少。PEI等[77]观察了锂在平面铜电极上液态有机电解质中初始形核的过程，并将锂核的尺寸、形状以及面密度与电流密度相关联。结果表明，恒流状态下，锂核的尺寸与电极过电势成反比，而其数量密度则与电极过电势的立方成正比，。从锂在电极表面沉积过程的吉布斯自由能以及电沉积速率出发进行推导，DAVID等[78]分析了锂枝晶的异质成核原因。在锂形核过程中，存在一热力学临界半径与一动力学临界半径，分别见式(1)与式(2)

（2）

3.1.2 生长过程

液态电解质中锂枝晶的生长过程，研究者们存在不同的意见，且彼此冲突，可分为尖端生长、根部生长和缺陷生长3种。一般的，从电磁场理论及传质过程等角度进行分析，凸起和尖端处的电场强，传质速度快，故锂更易在此处沉积[79]。另一方面，LI等[80]反其道而行，将凹坑处的电解质看作尖端，发现锂更易在凹坑处沉积，实现了锂在钛箔表面的可控沉积。

HOWLETT等[81]在Li | PC-LiPF6| Li可视电池中观察到，枝晶顶端形貌在1 mA/cm2的电流密度下循环百次后并未发生明显变化，由此推测枝晶的生长部位在于根部，即接近于电极表面。YAMAKI 等[82]的晶须理论对根部生长做出了较好的解释。在初始阶段，锂在更高离子导电率、晶格点和缺陷处的沉积导致了SEI膜下的应力分布不均，故表面张力会促使锂穿透SEI膜形成晶须以缓解应力，但锂的沉积部位依然在基底上，而非晶须。直到晶须覆盖表面层，锂才会在顶部和纽结处沉积。最近，KUSHIMA等[69]通过原位透射电子显微镜实验为根部生长过程提供了新的证据。

而缺陷生长则是根据晶体生长理论提出，即锂枝晶的生长不局限于顶部、根部，也可以在弯折处、界面处等有缺陷的地方。STEIGER等[83-85]在LiPF6- EC/DMC电解液中观察到枝晶生长的初始阶段为针状生长，该过程是金属锂的内在生长趋势，随后变成灌木状生长，该过程受SEI膜影响。研究者认为枝晶生长时锂原子插入到了枝晶缺陷处的晶格点上，尤其是界面处，锂枝晶的生长部位不局限于根部。因此仅通过SEI膜改性，锂盐浓度调整等手段无法从根源上消除枝晶，控制枝晶生长的关键在于锂原子的扩散和结晶。GIREAUD等[86]也提到本体锂的表面状态会对枝晶的生长产生很大影响。BAI等[56]在Li|LiPF6-EC/DMC|Li毛细管电池中观察到在初始阶段，枝晶呈苔藓状，放大后可发现其由交织的晶须组成，生长部位在底部。之后枝晶转变为树枝状，生长部位转为顶部，如图7所示。该转变是由于电极反应从电化学控制转变为了扩散控制。据此，研究者整理了这种形貌转变时的容量与电流密度的关系，制作了苔藓状锂枝晶与树枝状锂枝晶的“相图”，为电池的运行条件提供参考。

由于聚合物电解质（常用聚氧乙烯PEO）接近于透明，故对该环境中的枝晶生长的观察也较多。DOLLE等[87]观察了PEO-LiTFSI聚合物电解质中枝晶的生长过程。研究者发现枝晶的生长会顶开电解质层，使电解质与基底间产生缝隙，且其生长是轴向与径向同时进行的，在0.22 mA/cm2的低电流密度下倾向于苔藓状生长，而在0.5 mA/cm2的高电流密度下倾向于针状生长，如图8(a)和8(b)所示。此外，研究者还观察到了这种聚合物电池中存在类似于保险丝的熔断效应。当某一枝晶触碰到正极导致短路，由于大电流通过此枝晶，快速升温导致枝晶熔断而阻止了枝晶与正极间的接触，电池电压恢复正常，如图8(c)和8(d)所示。ROSSO等[88]对该熔断效应做了进一步的数学分析，并且建立了简单的电池阻抗模型。经过分析，在枝晶未造成电池短路前，其对电池总的阻抗影响很小，界面阻抗的变化大于负极片本体的阻抗变化。

3.2 锂枝晶的溶出与死锂的形成

当电池进入放电工作状态时，锂将从枝晶上溶出。这一过程将产生“死锂”。这部分活性物质由于脱离了集流体无法得失电子，进而在电池的充放电过程中无法参与电极反应，造成电池容量的不可逆损失。STEIGER等[83]（）提出的模型形象地解释了它的形成过程：在锂的溶出过程中，枝晶与基底连接的颈部上的锂溶出速度更快，一段时间后，颈部断裂，因此枝晶的上部完全脱离基底且被SEI膜包围。由于SEI膜是电子绝缘体，所以这部分锂与基底电绝缘，无法继续参与反应，这不仅造成了容量的损失，它覆盖在电极表面还会减小电极的有效面积，从而使电流密度增加。而一般来说，电流密度的增加将会促进枝晶的生长[89-90]。

ARYANFAR等[62]提出了一种数学量化死锂的方法，将原位实时拍摄到的图像进行最大类间方差（Otsu）处理，得到黑白二元图像，视孤岛状的黑斑为死锂，可计算死锂占总沉积锂的百分含量。研究表明，延长充电时间将增加死锂的百分含量。当枝晶上的活性锂趋于0时，电池极化将明显增加，反应转变为动力学较慢的本体锂溶出，导致凹坑产生，但当进入充电过程时，枝晶更易在凹坑处形核[68]。

4 锂枝晶生长模型

在实验的基础上，建立锂枝晶的生长模型，去预测和模拟枝晶的生长过程，可以为抑制锂枝晶提供巨大的帮助。目前，锂枝晶的生长模型众多，各有其长处与缺陷。由于并非只有锂的沉积过程会产生枝晶，如铜[91]、锌[92-94]等金属电沉积过程亦会产生枝晶，故一部分模型都是基于这些金属的电沉积过程建立，后被用于锂的电沉积过程。从相关的模型可以看到枝晶生长与电流密度、电极表面形貌、温度、电解质的化学组成与浓度、时间等众多因素的相关性。以下对一些常见的模型做一简要介绍。

4.1 电化学模型

锂的沉积可分为传质过程和电荷转移过程。锂离子通过扩散和电迁移运动至电极表面，随后发生还原反应，释放一个电子，故电池内存在浓度梯度。据此，SAND[95]提出了SAND’s time模型：恒电流条件下，电流密度很大时，阴极的阳离子浓度逐渐减小，直至为零，此时电位将发生突跃，电极反应由电荷转移控制转变为传质过程控制。从开始到发生电位突跃的时间称为SAND’s time，见式(3)

（4）

相比之下，为多数人所认同的是MONROE和NEWMAN所提出的模型。MONROE和NEWMAN[98]在电化学过程分析的基础上，加入了表面张力分析，模拟Li/聚合物电池恒流充电过程中枝晶的生长。研究者假设枝晶的尖端为半球形，结合LAPLACE公式，则其压差为

式中，为枝晶尖端的曲率半径，为界面张力。由于是等温体系，故可将压差与化学势差相关联，结合NERNST方程与BUTLER-VOLMER方程，推出枝晶尖端的生长速率为

（6）

AKOLKAR[102]采用了类似于Monroe和Newman的锂离子传输模型准则，但采用了随浓度变化的扩散系数，锂表面的浓度分布变化通过数学求解内部扩散边界层的传输方程得到，枝晶尖端的电流密度通过分析枝晶尖端与电极平面的过电势来计算，由此建立了恒流充电下的枝晶生长模型。该模型指出即使在极限电流之下，枝晶也会产生，但非常缓慢。此外，低电荷转移系数有助于抑制枝晶生长。在此模型基础上，AKOLKAR[103]又建立了亚室温环境下的枝晶生长模型，解释了温度对锂离子扩散和表面膜形成的影响。LOVE等[104]将原位可视电池（Li|EC/DMC-LiPF6|Li）置于-10 ℃、5 ℃、20 ℃的环境中，观察枝晶的情况，与AKOLKAR模型模拟结果相符。

电化学模型对离子的传递以及电荷的转移作了很好的解释，适合应用于枝晶的生长过程，其模拟结果相较于其它模型最为接近实验结果，为电流密度、盐浓度、工作温度、电极表面机械强度等条件的探索指明了方向，是应用最广泛的指导理论。

4.2 其它模型

基于薄膜生长的形核机理，WANG等[105]提出了一种薄膜生长模型，认为在电场作用下，锂基底表面丰富的电荷会使表面能发生偏移，由此导致枝晶的产生。因此可以对电极表面能进行调控以达到抑制枝晶生长的目的。CHEN等[106]建立了热力学一致性相场模型，模拟了电沉积过程中的3种枝晶生长模式（纤维状、完全树突状、顶端分裂式），对电压及界面形貌对枝晶生长的影响做了探究。研究表明，高电压或者界面上扁平的凸起有利于枝晶的分叉，甚至促进不稳定的顶端分裂。相较于电化学模型，热力学类模型对于枝晶的形核以及不同生长模式的解释更具有优势。

其余还有一些基于数学分析的模型。MAYERS等[107]基于电沉积动力学的异质性和非平衡性，提出了粗糙颗粒模拟模型（CG模型），，将枝晶的生长视为不确定随机过程，模拟了枝晶的初始生长过程。该模型指出枝晶的生长源于阳离子在阳极/SEI膜界面处扩散与还原两过程的竞争，且枝晶的生长倾向随电极过电势的增加而增加。故研究者提出施加脉冲电压可抑制枝晶的产生。ARYANFAR等[108-109]采集不同温度下枝晶长度的分布数据，在CG模型的基础上，加入蒙特卡洛算法（CG-MC模型），模拟了枝晶的生长，。结果表明，温度越高，枝晶的平均长度越小。基于模型计算，研究者提出了脉冲充电抑制锂枝晶生长的新思路。这些数学模型依赖于所作的假设条件，缺乏实验验证，难以应用于现象解释，但可为枝晶抑制办法提供新思路。

5 总结与展望

锂枝晶的生长已经成为阻碍金属锂电极应用的重要瓶颈，对其生成机理和调控方法的探究迫在眉睫。观测锂枝晶的表征技术方法也在不断创新和提高中，尤其以原位实时观测最为瞩目。在金属锂枝晶原位观测的发展愿景上，机遇与挑战并存。为了获得更加安全高效的基于金属锂负极的二次电池，促进锂硫电池、锂空气电池等的商业化发展，枝晶的原位观测、机理解释、调控方法等是必须的研究探索方向，能够为金属锂电池的进一步突破带来曙光。但要使原位观测锂枝晶的研究成果转化为实际电池研究的理论指导，仍然充满着重重挑战。

目前，原位实时观测金属锂枝晶常存在以下问题：①为便于枝晶观察，观测用电池其电极布置、极片间距、电流密度、内部物理压力等诸多关键结构因素和充放电条件都与实际工作电池有很大不同，使得原位观测结果与实际枝晶生长情况存在较大差异；②枝晶生长的原位观测装置平台多样化，所用沉积基底、电解液等的不同导致实验结果缺乏比较性与重复性。而根据枝晶生长过程的图像与相应的测试数据，研究者们提出的各式各样的模型，可对枝晶生长过程的某一影响因素作出合理的解释，却不能完整地解释金属锂枝晶生长的过程与所有影响因素，均存在局限性。此外，目前关于枝晶的原位观测研究多集中于液态电解质与聚合物电解质，全固态电解质的原位观测研究较少。一方面全固态电解质多呈不透明状，另一方面全固态电解质对枝晶存在机械压制作用，因此难以找到固态电解质中枝晶形貌的规律。随着高分辨率的原位SEM、TEM的推广，枝晶在固态电解质与电极界面的形核过程及其孔隙中的生长过程有望获得更详细的观测。

随着金属锂枝晶研究的不断深入，其复杂的生长机理有望完全揭开，对其更有效的调控手段也有望进一步成功开发。对枝晶的原位观察技术的发展给金属锂电池的研究道路添加了一展明灯，但仍存在很多难以逾越的困难和挑战，更广泛更深入的研究尤为必要。

[1] XU W, WANG J, DING F, et al. Lithium metal anodes for rechargeable batteries[J]. Energy & Environmental Science, 2014, 7: 513.

[2] LANG J, QI L, LUO Y, et al. High performance lithium metal anode: Progress and prospects[J]. Energy Storage Materials, 2017, 7: 115-129.

[3] ZHANG K, LEE G H, PARK M, et al. Recent developments of the lithium metal anode for rechargeable non-aqueous batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2016, 6(20): 1600811.

[4] SUN Y, LIU N, CUI Y. Promises and challenges of nanomaterials for lithium-based rechargeable batteries[J]. Nature Energy, 2016, 1: 16071.

[5] MANTHIRAM A, CHUNG S H, ZU C. Lithium-sulfur batteries: Progress and prospects[J]. Advanced Materials, 2015, 27: 1980-2006.

[6] LIU M, QIN X, HE Y B, et al. Recent innovative configurations in high-energy lithium-sulfur batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, doi: 10.1039/C7TA00290D.

[7] CHENG X B, YAN C, HUANG J Q, et al. The gap between long lifespan Li-S coin and pouch cells: The importance of lithium metal anode protection[J]. Energy Storage Materials, 2017, 6: 18-25.

[8] GUO J L, ZHANG X L, DU X Y, et al. Mn3O4nano-wall array based, binder-free cathode for high performance lithium-sulfur batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, doi: 10.1007/s12274- 017-1461-2.

[9] PENG H J, CHENG X B, HUANG J Q, et al. Review on high-loading and high-energy lithium-sulfur batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2017, 7: 1700260.

[10] PENG H J, WANG D W, HUANG J Q, et al. Janus separator of polypropylene-supported cellular graphene framework for sulfur cathodes with high utilization in lithium-sulfur batteries[J]. Advanced Science, 2016, 3(1): 1500268.

[11] CHENG X B, PENG H J, HUANG J Q, et al. Dual-phase lithium metal anode containing a polysulfide-induced solid electrolyte interphase and nanostructured graphene framework for lithium-sulfur batteries[J]. ACS Nano, 2015, 9(6): 6373-6382.

[12] CHENG X B, PENG H J, HUANG J Q, et al. Dendrite-free nanostructured anode: Entrapment of lithium in a 3D fibrous matrix for ultra-stable lithium-sulfur batteries[J]. Small, 2014, 10(21): 4257-4263.

[13] BRUCE P G, FREUNBERGER S A, HARDWICK L J, et al. Li-O2and Li-S batteries with high energy storage[J]. Nature Materials, 2012, 11: 19-29.

[14] GRANDE L, PAILLARD E, HASSOUN J, et al. The lithium/air battery: Still an emerging system or a practical reality?[J]. Advanced Materials, 2015, 27(5): 784-800.

[15] BLACK R, ADAMS B, NAZAR L F. Non-aqueous and hybrid Li-O2batteries[J]. Advanced Energy Materials, 2012, 2(7): 801-815.

[16] EVARTS E C. Lithium batteries: To the limits of lithium[J]. Nature, 2015, 526: 93-95.

[17] ZU C X, LI H. Thermodynamic analysis on energy densities of batteries[J]. Energy & Environmental Science, 2011, 4(8): 2614-2624.

[18] ZHAMU A, CHEN G, LIU C, et al. Reviving rechargeable lithium metal batteries: Enabling next-generation high-energy and high-power cells[J]. Energy & Environmental Science, 2012, 5: 5701.

[19] CHANG C H, CHUNG S H, MANTHIRAM A. Dendrite-free lithium anodea homogenous Li-ion distribution enabled by a kimwipe paper[J]. Advanced Sustainable Systems, 2017, doi: 10.1002/adsu. 201600034.

[20] SHI L, XU A, ZHAO T. First-principles investigations of the working mechanism of 2D h-BN as an interfacial layer for the anode of lithium metal batteries[J]. ACS Applied Materials & Interfaces, 2017, 9(2): 1987-1994.

[21] 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.

[22] ZHANG R, LI N W, CHENG X B, et al. Micro/nanostructures for lithium metal anodes[J]. Advanced Science, 2017, 4: 1600445.

[23] CHENG X B, ZHANG Q. Dendrite-free lithium metal anodes: Stable solid electrolyte interphases for high-efficiency batteries[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2015, 3(14): 7207-7209.

[24] CHENG X B, YAN C, CHEN X, et al. Implantable solid electrolyte interphase in lithium-metal batteries[J]. Chem., 2017, 2(2): 258-270.

[25] CHOUDHURY S, ARCHER L A. Lithium fluoride additives for stable cycling of lithium batteries at high current densities[J]. Advanced Electronic Materials, 2016, 2: 1500246.

[26] ZHANG X Q, CHENG X B, CHEN X, et al. Fluoroethylene carbonate additives to render uniform Li deposits in lithium metal batteries[J]. Advanced Functional Materials, 2017, doi:10.1002/adfm. 201605989.

[27] ZHENG J, ENGELHARD M H, MEI D, et al. Electrolyte additive enabled fast charging and stable cycling lithium metal batteries[J]. Nature Energy, 2017, 2: 17012.

[28] ZHAO C Z, CHENG X B, ZHANG R, et al. Li2S5-based ternary-salt electrolyte for robust lithium metal anode[J]. Energy Storage Materials, 2016, 3: 77-84.

[29] SUO L, HU Y S, LI H, et al. A new class of solvent-in-salt electrolyte for high-energy rechargeable metallic lithium batteries[J]. Nature Communications, 2013, 4: 1481.

[30] QIAN J, HENDERSON W A, XU W, et al. High rate and stable cycling of lithium metal anode[J]. Nature Communications, 2015, 6: 6362.

[31] LIU P, MA Q, FANG Z, et al. Concentrated dual-salt electrolytes for improving the cycling stability of lithium metal anodes[J]. Chinese Physics B, 2016, 25(7): 78203.

[32] 张强, 姚霞银, 张洪周, 等. 全固态锂电池界面的研究进展[J]. 储能科学与技术, 2016, 5(5): 586-594.

ZHANG Q, YAO Y X, ZHANG H Z, et al. Research progress on interfaces of all solid state lithium batteries[J]. Energy Storage Science and Technology, 2016, 5(5): 586-594.

[33] 李泓, 许晓雄. 固态锂电池研发愿景和策略[J]. 储能科学与技术, 2016, 5(5): 607-614.

LI H, XU X X. R&D vision and strategies on solid lithium batteries[J]. Energy Storage Science and Technology, 2016, 5(5): 607-614.

[34] LU L L, GE J, YANG J N, et al. Free-standing copper nanowire network current collector for improving lithium anode performance[J]. Nano Letters, 2016, 16: 4431-4437.

[35] ZHANG Y, LIU B, HITZ E, et al. A carbon-based 3D current collector with surface protection for Li metal anode[J]. Nano Research, 2017, doi: 10.1007/s12274-017-1461-2.

[36] JEON H, JIN S Y, PARK W H, et al. Plasma-assisted water-based Al2O3, ceramic coating for polyethylene-based microporous separators for lithium metal secondary batteries[J]. Electrochimica Acta, 2016, 212: 649-656.

[37] KANG S J, MORI T, SUK J, et al. Improved cycle efficiency of lithium metal electrodes in Li-O2batteries by a two-dimensionally ordered nanoporous separator [J]. Journal of Materials Chemistry A, 2014, 2(26): 9970-9974.

[38] WU H, ZHUO D, KONG D, et al. Improving battery safety by early detection of internal shorting with a bifunctional separator[J]. Nature Communications, 2014, 5(1): 5193.

[39] RYOU M H, LEE D J, LEE J N, et al. Excellent cycle life of lithium-metal anodes in lithium-ion batteries with mussel-inspired polydopamine-coated separators[J]. Advanced Energy Materials, 2012, 2(6): 645-650.

[40] HUANG J Q, ZHANG Q, WEI F. Multi-functional separator/ interlayer system for high-stable lithium-sulfur batteries: Progress and prospects[J]. Energy Storage Materials, 2015, 1: 127-145.

[41] EPELBOIN I, FROMENT M, GARREAU M, et al. Behavior of secondary lithium and aluminum-lithium electrodes in propylene carbonate[J]. Journal of the Electrochemical Society, 1980, 127(10): 2100-2104.

[42] CLINCKSPOOR D C G, SCHMIDT H, VIELSTICH W. Elektroden-reaktionen in protonen-freien organischen elektrolyt- lösungen[J]. Chemie Ingenieur Technik, 1970, 42: 206.

[43] NAGAO M, HAYASHI A, TATSUMISAGO M, et al.sem study of a lithium deposition and dissolution mechanism in a bulk-type solid-state cell with a Li2S-P2S5solid electrolyte[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2013, 15: 18600.

[44] HOVINGTON P, LAGACE M, GUERFI A, et al. New lithium metal polymer solid state battery for an ultrahigh energy: Nano C‑LiFePO4versus nano Li1.2V3O8[J]. Nano Letters, 2015, 15: 2671-2678.

[45] RONG G, ZHANG X, ZHAO W, et al. Liquid-phase electrochemical scanning electron microscopy forinvestigation of lithium dendrite growth and dissolution[J]. Advanced Materials, 2017, doi: 10.1002/adma.201606187.

[46] SACCI R L, DUDNEY N J, MORE K L, et al. Direct visualization of initial SEI morphology and growth kinetics during lithium deposition byelectrochemical transmission electron microscopy[J]. Chemical Communications, 2014, 50: 2014-2107.

[47] MEHDI B L, QIAN J, NASYBULIN E, et al. Observation and quantification of nanoscale processes in lithium batteries by operando electrochemical (S)TEM[J]. Nano Letters, 2015, 15: 2168-2173.

[48] GU M, PARENT L R, MEHDI B L, et al. Demonstration of an electrochemical liquid cell for operando transmission electron microscopy observation of the lithiation/delithiation behavior of Si nanowire battery anodes[J]. Nano Letters, 2013, 13: 6106-6112.

[49] MOGI R, INABA M, IRIYAMA Y, et al.atomic force microscopy study on lithium deposition on nickel substrates at elevated temperatures[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2002, 149(4): A385-A390.

[50] NISHIKAWA K, MORI T, NISHIDA T, et al.observation of dendrite growth of electrodeposited Li metal[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2010, 157(11): A1212-A1217.

[51] NISHIKAWA K, MORI T, NISHIDA T, et al. Li dendrite growth and Li+ ionic mass transfer phenomenon[J]. Journal of Electroanalytical Chemistry, 2011, 661: 84-89.

[52] SUN F, MORONI R, DONG K, et al. Study of the mechanisms of internal short circuit in a Li/Li cell by synchrotron X‑ray phase contrast tomography[J]. ACS Energy Letters, 2017, 2(1): 94-104.

[53] SUN F, ZIELKE L, MARKÖTTER H, et al. Morphological evolution of electrochemically plated/stripped lithium microstructures investigated by synchrotron X-ray phase contrast tomography[J]. ACS Nano, 2016, 10(8): 7990-7997.

[54] NISHIDA T, NISHIKAWA K, ROSSO M, et al. Optical observation of Li dendrite growth in ionic liquid[J]. Electrochimica Acta, 2013, 100: 333-341.

[55] SAGANE F, IKEDA K I, OKITA K, et al. Effects of current densities on the lithium plating morphology at a lithium phosphorus oxynitride glass electrolyte/copper thin film interface[J]. Journal of Power Sources, 2013, 233: 34-42.

[56] BAI P, LI J, BRUSHETT F R, et al. Transition of lithium growth mechanisms in liquid electrolytes[J]. Energy & Environmental Science, 2016, 9(10): 3221-3229.

[57] LIU K, BAI P, BAZANT M Z, et al. Soft non-porous separator and its effectiveness in stabilizing Li metal anode cycling at 10 mA/cm2observedin a capillary cell[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2017, doi: 10.1039/C7TA00069C.

[58] BRISSOT C, ROSSO M, CHAZALVIEL J N, et al.study of dendritic growth in lithium/PEO-salt/lithium cells[J]. Electrochimica Acta, 1998, 43: 1569-1574.

[59] HARRIS S J, TIMMONS A, BAKER D R, et al. Direct in situ measurements of Li transport in Li-ion battery negative electrodes[J]. Chemical Physics Letters, 2010, 485: 265-274.

[60] KIM W S,YOON W Y. Observation of dendritic growth on Li powder anode using optical cell[J]. Electrochimica Acta, 2004, 50: 541-545.

[61] SUN Y, SEH Z W, LI W, et al. In-operando optical imaging of temporal and spatial distribution of polysulfides in lithium-sulfur batteries[J]. Nano Energy, 2015, 11: 579-586.

[62] ARYANFAR A, BROOKS D J, COLUSSI A N J, et al. Quantifying the dependence of dead lithium losses on the cycling period in lithium metal batteries[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2014, 16: 24965.

[63] LI W, YAO H, YAN K, et al. The synergetic effect of lithium polysulfide and lithium nitrate to prevent lithium dendrite growth[J]. Nature Communications, 2015, 6: 7436.

[64] SANO H, SAKAEBE H, MATSUMOTO H. Observation of electrodeposited lithium by optical microscope in room temperature ionic liquid-based electrolyte[J]. Journal of Power Sources, 2011, 196: 6663-6669.

[65] HERNANDEZ-MAYA R, ROSAS O, SAUNDERS J, et al. Dynamic characterization of dendrite deposition and growth in Li-surface by electrochemical impedance spectroscopy[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2015, 162(4): A687-A696.

[66] BIEKER G, WINTER M, BIEKER P. Electrochemicalinvestigations of SEI and dendrite formation on the lithium metal anode[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2015, 17: 8670.

[67] SACCI R L, BLACK J M, BALKE N, et al. Nanoscale imaging of fundamental Li battery chemistry: Solid electrolyte interphase formation and preferential growth of lithium metal nanocluster[J]. Nano Letters, 2015, 15: 2011-2018.

[68] WOOD K N, KAZYAK E, CHADWICK A F, et al. Dendrites and pits: Untangling the complex behavior of lithium metal anodes through operando video microscopy[J]. ACS Central Science, 2016, 2(11): 790-801.

[69] KUSHIMA A, SO K P, SU C, et al. Liquid cell transmission electron microscopy observation of lithium metal growth and dissolution: Root growth, dead lithium and lithium flotsams[J]. Nano Energy, 2017, 32: 271-279.

[70] JONGE N D, ROSS F M. Electron microscopy of specimens in liquid[J]. Nature Nanotechnology, 2011, 6: 695-704.

[71] SUN M, LIAO H G, NIU K, et al. Structural and morphological evolution of lead dendrites during electrochemical migration[J]. Scientific Reports, 2013, 3: 3227.

[72] FAWEY M H, CHAKRAVADHANULA V S K, REDDY M A, et al.tem studies of micron-sized all-solid-state fluoride ion batteries: Preparation, prospects, and challenges[J]. Microscopy Research Technique, 2016, 79: 615-624.

[73] LI W, ZHENG H, CHU G, et al. Effect of electrochemical dissolution and deposition order on lithium dendrite formation: A top view investigation[J]. Faraday Discussions, 2014, 176: 109-124.

[74] TIKEKAR M D, CHOUDHURY S, TU Z, et al. Design principles for electrolytes and interfaces for stable lithium-metal batteries[J]. Nature Energy, 2016, 1: 16114

[75] SACCI R L, DUDNEY N J, MORE K L, et al. Direct visualization of initial SEI morphology and growth kinetics during lithium deposition by in situ electrochemical transmission electron microscopy[J]. Chemical Communications, 2014, 50: 2104-2107.

[76] CHENG X B, ZHANG R, ZHAO C Z, et al. A review of solid electrolyte interphases on lithium metal anode[J]. Advanced Science, 2016, 3: 1500213.

[77] PEI A, ZHENG G, SHI F, et al. Nanoscale nucleation and growth of electrodeposited lithium metal[J]. Nano Letters, 2017, 17(2): 1132-1139.

[78] ELY D R, GARCÍA R E. Heterogeneous nucleation and growth of lithium electrodeposits on negative electrodes[J]. Journal of Electrochemical Socirty, 2013, 160(4): A662-A668.

[79] DING F, XU W, GRAFF G L, et al. Dendrite-free lithium depositionself-healing electrostatic shield mechanism[J]. Journal of the American Chemical Society, 2013, 135: 4450-4456

[80] LI Y, JIAO J, BI J, et al. Controlled deposition of Li metal[J]. Nano Energy, 2017, 32(2017): 241-246.

[81] HOWLETT P C, MACFARLANE D R, HOLLENKAMP A F. A sealed optical cell for the study of lithium-electrode|electrolyte interfaces[J]. Journal of Power Sources, 2003, 114(2): 227-284.

[82] YAMAKI J I, TOBISHIMA S I, HAYASHI K, et al. A consideration of the morphology of electrochemically deposited lithium in an organic electrolyte[J]. Journal of Power Sources, 1998, 74(2): 219-227.

[83] STEIGER J, KRAMER D, MÖNIG R. Microscopic observations of the formation, growth and shrinkage of lithium moss during electrodeposition and dissolution[J]. Electrochimica Acta, 2014, 136: 529-536.

[84] STEIGER J, RICHTER G, MORITZWEN K, et al. Comparison of the growth of lithium filaments and dendrites under different conditions[J]. Electrochemistry Communications, 2015, 50: 11-14.

[85] STEIGER J, KRAMER D, MÖNIG R. Mechanisms of dendritic growth investigated bylight microscopy during electrodeposition and dissolution of lithium[J]. Journal of Power Sources, 2014, 261: 112-119.

[86] GIREAUD L, GRUGEON S, LARUELLE S, et al. Lithium metal stripping/plating mechanisms studies: A metallurgical approach[J]. Electrochemistry Communications, 2006, 8: 1639-1649.

[87] DOLLE M, SANNIER L, BEAUDOIN B, et al. Live scanning electron microscope observations of dendritic growth in lithium/polymer cells[J]. Electrochemical and Solid-State Letters, 2002, 5(12): A286-A289.

[88] ROSSO M, BRISSOT C, TEYSSOT A, et al. Dendrite short-circuit and fuse effect on Li/polymer/Li cells[J]. Electrochimica Acta, 2006, 51(25): 5334-5340.

[89] ZHANG R, CHENG X B, ZHAO C Z, et al. Conductive nanostructured scaffolds render low local current density to inhibit lithium dendrite growth[J]. Advanced Materials, 2016, 28: 2155-2162.

[90] SEONG W, HONG C H, KIM B K, et al. The effects of current density and amount of discharge on dendrite formation in the lithium powder anode electrode[J]. Journal of Power Sources, 2008, 178(2): 769-773.

[91] PASQUALE M A, BARKEY D P, ARVIA A J. Influence of additives on the growth velocity and morphology of branching copper electrodeposits[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2005, 152(3): C149-C157.

[92] LANDAU Y O. Growth of zinc dendrites in acidic zinc chloride solutions[J]. Electrochimica Acta, 1982, 27(6): 739-748.

[93] WANG K, PEI P, MA Z, et al. Morphology control of zinc regeneration for zinc-air fuel cell and battery[J]. Journal of Power Sources, 2014, 271: 65-67.

[94] SAWADA Y, DOUGHERTY A, GOLLUB J P. Dendritic and fractal patterns in electrolytic metal deposits[J]. Physical Review Letters, 1986, 56: 1260.

[95] SAND H J S. III. On the concentration at the electrodes in a solution, with special reference to the liberation of hydrogen by electrolysis of a mixture of copper sulphate and sulphuric acid[J]. Philosophical Magazine, 1956, 17(1): 496-534.

[96] FLEURY V, CHAZALVIEL J N, ROSSO M, et al. The role of the anions in the growth speed of fractal electrodeposits[J]. Journal of Electroanalytical Chemistry and Interfacial Electrochemistry, 1990, 290(1/2): 249-255.

[97] BRISSOT C, ROSSO M, CHAZALVIEL J N, et al. Dendritic growth mechanisms in lithium polymer cells[J]. Journal of Power Sources, 1999, (81/82): 925-929.

[98] MONROE C, NEWMAN J. Dendrite growth in lithium/polymer systems: A propagation model for liquid electrolytes under galvanostatic conditions[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2003, 150(10): A1377-A1384.

[99] MONROE C, NEWMAN J. The effect of interfacial deformation on electrodeposition kinetics[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2004, 151(6): A880-A886.

[100] MONROE C, NEWMAN J. The impact of elastic deformation on deposition kinetics at lithium/polymer interfaces[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2005, 152(2): A396-A404.

[101] BARAI P, HIGA K, SRINIVASAN V. Effect of initial state of lithium on the propensity for dendrite formation: A theoretical study[J]. Journal of the Electrochemical Society, 2017, 164(2): A180-A189.

[102] AKOLKAR R. Mathematical model of the dendritic growth during lithium electrodeposition[J]. Journal of Power Sources, 2013, 232: 23-28.

[103] AKOLKAR R. Modeling dendrite growth during lithium electrodeposition at sub-ambient temperature[J]. Journal of Power Sources, 2014, 246: 84-89.

[104] LOVE C T, BATURINA O A, SWIDER-LYONS K E. Observation of lithium dendrites at ambient temperature and below[J]. ECS Electrochemistry Letters, 2015, 4(2): A24-A27

[105] WANG D, ZHANG W, ZHENG W, et al. Towards high-safe lithium metal anodes: Suppressing lithium dendritestuning surface energy[J]. Advanced Science, 2016, 4(1): 1600168.

[106] CHEN L, ZHANG H W, LIANG L Y, et al. Modulation of dendritic patterns during electrodeposition: A nonlinear phase-field model[J]. Journal of Power Sources, 2015, 300: 376-385.

[107] MAYERS M Z, KAMINSKI J W, MILLER T F. Suppression of dendrite formation via pulse charging in rechargeable lithium metal batteries[J]. Journal of Physical Chemistry C, 2012, 116: 26214-26221.

[108] ARYANFAR A, BROOKS D J, COLUSSI A N J, et al. Thermal relaxation of lithium dendrites[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2015, 17: 8000.

[109] ARYANFAR A, BROOKS D, MERINOV B V, et al. Dynamics of lithium dendrite growth and inhibition: Pulse charging experiments and monte carlo calculations[J]. Journal of Physical Chemistry Letters, 2014, 5: 1721-1726.

Recent progress onobservation and growth mechanism of lithium metal dendrites

1,2,1,1,1,3,2,1

(1Department of Chemical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China;2Advanced Research Institute for Multidisciplinary Science, Beijing Institute of Technology, Beijing 100081, China;3Department of Mechanical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China)

As the increasing demands of energy storage devices, high energy density rechargeable batteries have been strongly considered. Thanks to the low mass density, high theoretical specific energy density, and lowest redox potential, metallic lithium becomes one of the most promising anode materials to build high-performance rechargeable batteries. However, the formation of lithium dendrites causes rapid capacity degradation, short cycle life, and potential safety hazard of working lithium batteries. This hinders its practical applications.observation is highly beneficial to explore the growth mechanism of lithium dendrites and improve the battery performance. In this review, the progress onobservation devices, their applications in Li dendrite observation and the obtained models for dendrite growth are summarized. Finally, the perspective of lithium metal anode throughoperando characterization is discussed.

lithium metal anode; lithium dendrites; growth mechanism;characterization; optical microscope; electron microscopy

10.12028/j.issn.2095-4239.2017.0027

TM 912

A

2095-4239（2017）03-418-15

2017-03-18；

2017-03-23。

国家重点研发计划（2016YFA0202500），国家重点基础研究发展计划（2015CB932500），国家自然科学基金项目（21676160）。

沈馨（1995—），女，硕士研究生，主要研究方向为金属锂负极，E-mail：shenxin0307@163.com；

张强，研究员，主要研究方向为能源材料，尤其是金属锂、锂硫电池和电催化剂，E-mail：zhang- qiang@mails.tsinghua.edu.cn。