August 2026

2026年7月液流电池论文奖励清单 （1）【用户成果】最新Nature子刊！北化邵明飞、栗振华/清华段昊泓：创制“开路”液流电池，储能耦合化学品、氢气绿色合成 （2）【用户成果】阿德莱德大学乔世璋院士团队JACS：低多溴穿梭与稳定锌界面赋能超长寿命锌溴液流电池 （3）【用户成果】东北师范大学谭华桥/李阳光团队Angew：光固化共价多酸膜构筑分级质子传导通道用于高性能全钒液流电池 （4）【用户成果】中南大学李洁教授ESM：结构稳定型多金属氧酸盐负极液实现−10~70 ℃宽温域水系氧化还原液流电池运行 （5）【用户成果】上海交通大学纪亚课题组在Advanced Materials发表双介体分子靶向液流电池研究成果 （6）【用户成果】北京化工大学刘文团队AFM：Cr2O3促进MnO2均匀沉积，以增强水系Zn-MnO2液流电池的长循环稳定性 （7）【用户成果】四川大学王刚&王瑞林团队CEJ：扭曲联苯介导的链堆积调控：聚苯并咪唑基两性膜实现钒液流电池离子电导率与钒跨膜渗透的解耦 （8）【用户成果】东华大学王彪团队JCIS：具有离子筛分层的表面工程化Nafion膜用于高性能钒氧化还原液流电池 （9）【用户成果】武汉科技大学张一敏团队EA： VCN修饰石墨毡电极用于钒液流电池 （10）【用户成果】河北工业大学范永哲团队ACS AEM：基于分子模拟与实验验证的ZnCl2稳定全钒液流电池电解液机制 （11）【用户成果】上海交通大学李海滨团队JPS：用于高性能钒氧化还原液流电池的双层ePTFE增强膜 液流电池论文奖励活动 2019年7月~2025年12月 采用我司液流电池测试设备发表论文300余篇 （2025年我司用户发表液流电池论文合集） 累计发放现金超30万元 本论文奖励活动长期有效 持续助力深耕液流电池领域的科研人员 为我国液流电池储能产业发展 贡献实实在在的微薄之力 【论文奖励】2026年5~6月液流电池论文奖励清单！ 【论文奖励】2026年4月液流电池论文奖励清单！ 【论文奖励】2026年3月液流电池论文奖励清单！ 【论文奖励】2026年2月液流电池论文奖励清单！

第一作者：苏阳 通讯作者：于锋 通讯单位：石河子大学化学化工学院 DOI：10.1021/acs.iecr.6c02392 工作简介 全铁液流电池（AIFBs）因其低成本、环境友好及高安全性等优势，被视为大规模储能领域的重要技术路线。然而，传统石墨毡电极固有的强疏水性与有限比表面积严重制约了电解液浸润性与电化学反应活性，导致电池能量效率低、循环寿命短。本研究创新性地提出了一种基于四氯化硅瞬时浸渍的原位改性策略，在石墨毡表面快速构建超薄无定形SiO2涂层。该改性电极实现了从超疏水（接触角160.6°）到超亲水（接触角0°）的转变，比表面积提升67%，并将碱性全铁液流电池的能量效率从70.42%提升至79.39%（60 mA cm-2），库仑效率稳定在99%以上。更为关键的是，电池在1350次循环（超过400小时）后能量效率仍高达76.92%，且在160 mA cm-2高电流密度下可稳定运行逾1000次循环。理论计算与有限元模拟揭示，SiO2涂层通过表面极性基团与铁物种间的静电吸引和氢键作用，增强了界面吸附并促进了离子均匀分布，有效缓解了浓差极化。该方法操作简便、成本低廉，同时为光伏产业副产物SiCl4的绿色高值化利用提供了新途径。 感谢石河子大学于锋团队（第一作者：苏阳）供稿！ 本文所用 一体化液流单电池测试系统（YTH-1）  由武汉之升新能源有限公司提供 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 全球能源结构转型背景下，风电、光伏等可再生能源并网规模持续扩大，但其间歇性、波动性的特点严重影响电网稳定，制约能源高效消纳，低成本、长寿命的大规模储能技术成为行业发展核心关键。液流电池凭借功率容量解耦、安全性高、循环寿命长等优势，广泛适用于电网调峰、新能源出力平滑等场景，其中全铁液流电池（AIFBs）仅以铁元素为活性材料，无需贵金属，可有效规避电池交叉污染问题，具备优异的大规模储能成本优势。AIFBs分为酸性与碱性两大电解液体系，传统酸性体系存在析氢副反应突出、腐蚀性强、离子交叉污染等缺陷，碱性体系通过优化正负极氧化还原电对，彻底解决了上述问题，但负极电化学反应动力学缓慢的问题仍亟待突破。目前主流的石墨毡电极表面疏水性极强，电解液浸润性差，有效电化学活性面积不足，大幅降低了电池的功率密度与能量效率。现有电极改性技术普遍存在工艺复杂、能耗成本高、易破坏电极导电网络等弊端。因此，开发一种温和、高效、低成本，且可兼顾电极导电性与反应活性的新型改性策略，对推动全铁液流电池规模化工程应用具有重要价值。 核心内容 1.瞬时浸渍改性的结构优化与亲水调控机制 本研究依托光伏副产物SiCl4的高反应活性，开发了一种简易、温和、高效的石墨毡瞬时浸渍改性策略，仅需30秒短时浸渍配合空气自然干燥，即可通过原位水解脱水反应，在纤维表面构建厚度为500–600 nm的超薄无定形SiO2涂层，无需高温条件与复杂设备，工艺简洁可控。结构与形貌表征结果表明，均匀连续的SiO2涂层可增加电极表面粗糙度，丰富电化学活性位点，同时完整保留石墨毡原有晶体结构与导电网络，改性后电极电阻率仅提升18.3%，导电性能优异。拉曼光谱测试证实无定形SiO2成功制备，且改性后石墨毡表面缺陷密度提升，可为铁基氧化还原反应提供充足活性中心。浸润性测试表明，改性实现电极超亲水转变，原始石墨毡水接触角达160.6°，呈超疏水性，改性后接触角降至0°，可被电解液完全润湿。其原因在于SiO2涂层引入大量高极性Si–OH基团，通过氢键作用强化水吸附能力，借助毛细作用实现孔隙完全浸润。氮气吸脱附测试显示，改性后电极比表面积提升67%，以2–14 nm开放介孔为主，孔道通畅，有效优化电解液传输与活性位点利用效率。XPS表征进一步证实亲水官能团的成功引入，从微观化学层面揭示了电极结构优化与超亲水改性的作用机制。 图1 电极制备及表征   2.改性电极的电化学动力学调控与循环稳定性能 为探究瞬时浸渍改性对电极电化学性能的提升机制，对改性电极开展系统电化学测试。循环伏安测试结果表明，GF@SiO2电极正、负极氧化还原峰电流均优于原始石墨毡，正极依托增大的比表面积与优异润湿性有效优化传质过程，负极氧化还原峰形更尖锐对称、极化程度降低，证实SiO2涂层对碱性体系铁离子氧化还原反应具有良好催化活性。电化学阻抗谱分析显示，SiO2涂层虽小幅提升电池串联电阻，但极大降低了电极界面电荷转移阻力，正极电荷转移电阻由0.63 Ω降至0.39 Ω，负极由6.52 Ω大幅降至1.34 Ω，使正负极电荷转移电阻处于同一数量级，优化了界面电荷转移动力学。电池性能测试表明，在60 mA cm-2电流密度下，全铁液流电池库仑效率稳定维持在99%以上，电压效率、能量效率分别提升至79.86%、79.39%；而原始石墨毡电极因电解液浸润不充分、传质通道受阻，副反应频发，库仑效率仅92.55%，能效衰减快、循环稳定性差。 长循环测试与宽工况性能测试充分验证了GF@SiO2电极优异的稳定性与适配性。在60 mA cm-2电流密度下持续运行1350次循环（超400 h）后，电池能量效率仍稳定在76.92%，性能衰减极其微弱。即使在160 mA cm-2高电流密度下，仍可稳定循环1000次以上。在80–160 mA cm-2宽电流密度区间内，电池能量效率始终高于原始电极，展现出优异的反应均匀性与动力学储备能力，综合性能优于多数已报道的全铁液流电池体系。循环后微观表征与成分检测结果表明，长周期碱性工况下碳纤维骨架结构完好，SiO2涂层均匀包覆、无脱落腐蚀现象，且电解液中硅元素浓度低于检出限，充分证明该改性涂层具备优异的化学稳定性与机械附着力，可长期维持电极高效工作状态。 图2 电极电化学性能及电池性能   3.界面作用与离子传输行为的理论模拟分析 密度泛函理论（DFT）计算从分子层面阐明了SiO2涂层提升电极反应性能的内在机理。Fe2+、Fe3+在原始石墨烯表面吸附能仅为‑0.676 eV 和‑0.305 eV，依靠弱范德华力发生物理吸附，铁离子容易脱附迁移并产生局部聚集；而在无定形SiO2表面，二者吸附能绝对值提升至‑1.197 eV 和‑2.071 eV，SiO2表面Si‑OH、Si‑O极性基团可通过静电吸引与氢键作用，将吸附方式由物理吸附转变为中等强度化学吸附。该吸附强度并未形成强共价键，兼顾活性物种锚定效果与氧化还原过程的脱附可逆性，既能够抑制铁离子自由迁移富集，减少活性物质损耗，又不会阻碍 Fe2+/Fe3+电荷转移动力学。同时SiO2提供的分散吸附位点促使铁离子在电极表面均匀分布，缓解局部过饱和问题，有利于长循环过程中活性位点与电极结构的稳定。 基于COMSOL稳态耦合模型进一步探究了电极表面电场分布与 Fe2+离子通量规律。原始石墨毡表面凸起会引发尖端电场集中，诱导Fe2+向凸起区域迁移富集，离子分布不均进而产生严重的浓差极化。GF@SiO2电极电场分布更加均匀，尖端电场汇聚现象得到明显抑制，源于SiO2涂层的离子再分配效应：Si‑O与Si‑OH基团延长离子驻留时间，缓冲离子通量，平滑局部浓度梯度，实现Fe2+通量在电极表面均匀分散。该作用与涂层分散吸附位点、超亲水多孔结构协同增效，改善电解液浸润效果和离子可达性，促使电极表面反应活性趋于一致，有效避免局部过反应或反应不足，最终缓解浓差极化现象。 图3 理论计算及有限元模拟 核心结论 本文提出一种SiCl4瞬时浸渍石墨毡原位改性方法，解决了碱性全铁液流电池电极疏水性强、比表面积有限、负极动力学缓慢等关键问题。该工艺在石墨毡表面构筑 500‑600 nm 超薄无定形SiO2涂层，在不破坏原有晶体结构与导电网络的前提下，引入强极性Si‑OH基团将电极水接触角由160.6°降至0°，实现电解液均匀浸润，电极比表面积提升至 5.47 m2 g-1，表面缺陷密度增大。GF@SiO2电极有效降低正负极电荷转移电阻，电池在60 mA cm-2电流密度下能量效率由70.42% 提升至79.39%，库仑效率稳定在99%以上；1350次长循环后能量效率仍可达76.92%，高电流密度工况下循环性能优异。DFT与有限元模拟表明，SiO2涂层可锚定并均匀分散铁离子、优化电场与离子通量分布，缓解浓差极化。该改性方法简便低成本，实现光伏副产物SiCl4资源化利用，为全铁液流电池电极规模化改性及大规模储能应用提供了可行技术方案。

第一作者：李俊华 通讯作者：靳健 通讯单位：苏州大学 DOI：10.1002/anie.9300778 工作简介 膜材料中长期存在离子选择性与离子电导率此消彼长的权衡矛盾：很难在化学均一的孔道内实现目标离子快速传输，同时阻挡大尺寸离子。本文通过哌嗪与 1,3,5‑三 (溴甲基) 苯发生反应‑扩散耦合界面聚合，制备得到一种溶剂化梯度膜。该膜包含厚度约 35 nm 的致密外层选择层（传输孔径约 6 Å），以及厚度约 400 nm 的富氨基内层。致密外层对大离子构建很高的进入 / 去溶剂化能垒，抑制大离子跨膜输运；而富氨基区域依靠再溶剂化与氢键重排实现氢氧根快速输运。这种沿膜深度变化的分级结构，在空间上将铁氰根截留行为与氢氧根传导行为分离开。深度分辨光谱表征和分子动力学模拟证实膜内存在沿深度变化的溶剂化环境，富氨基区域中水与氢氧根相互作用更强。经过优化的聚叔胺（PTA）膜，铁氰根渗透率低至8.07×10-7 cm2·h-1，氢氧根电导率可达41.08 mS·cm-1。将该膜组装到碱性锌‑铁液流电池中，在80mA·cm-2电流密度下，电池能量效率达到89.94 %，并且可以稳定循环超过 800 h。该研究表明：沿深度调控溶剂化环境，是缓解电化学膜 “选择性‑电导率权衡效应”的有效设计思路。 感谢苏州大学靳健团队（第一作者：李俊华）供稿！ 本文所用 一体化液流单电池测试系统（YTH-1）  由武汉之升新能源有限公司提供 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 离子选择性膜需要让目标载流离子快速通过，同时阻止体积较大的氧化还原活性物质跨膜。在碱性锌铁液流电池中，隔膜既要传导OH⁻以维持电荷平衡，又要抑制Fe(CN)₆³⁻/⁴⁻交叉渗透。传统均相膜通常只能在同一种化学环境中同时调节两类离子：提高交联度、减小孔径有利于截留铁氰根，却会增加OH⁻传输阻力；增强亲水性或扩大自由体积虽可提升电导率，却往往削弱选择性。因此，选择性–电导率权衡的本质并不只是孔径问题，还涉及不同离子的溶剂化结构和迁移机制。铁氰根是体积较大、带高负电荷且强水合的离子。进入亚纳米膜孔前，需要压缩水合壳层或发生部分去溶剂化，因而对膜表面的自由体积和化学配位环境高度敏感。OH⁻的快速传输则依赖局部氢键网络的连续形成、断裂和重排，更接近结构扩散或Grotthuss型迁移。两者对膜环境的要求不同，因而作者提出：不必让同一区域同时承担两种功能，而应沿膜厚方向设置不同的局部传输环境。 核心内容 图1 溶剂梯度膜的仿生设计、制造和离子传输机制 以多孔聚醚砜超滤膜为支撑层，先用哌嗪水溶液浸润基膜，再与1,3,5-三(溴甲基)苯的正己烷溶液接触。PIP与TBB通过亲核取代反应形成交联聚叔胺（PTA）网络。PIP-TBB体系具有适中的反应活性，使界面初期形成的疏松聚合层仍允许单体继续扩散；随后外层逐渐致密并产生自限效应，而已经进入PES近表面孔道的单体继续反应，最终形成“表面超薄致密层+基膜孔道内嵌层”的复合结构。该结构不是把两种独立膜简单叠加，而是利用同一界面聚合过程同时生成结构梯度和化学梯度。靠外一侧交联更充分、可接近N-H位点较少；靠内一侧保留更多仲胺位点并嵌入PES孔道，从而形成深度依赖的水合与离子相互作用环境。 图2 溶剂化梯度结构的结构和化学来源 电子显微镜显示PTA-6形成连续、无明显缺陷的选择层。最外侧致密层厚度约35 nm，富NH聚合物向PES近表面孔道内的渗入/致密区约400-430 nm。随着聚合时间延长，外层厚度基本维持在30-40 nm，而内嵌深度继续增加，符合反应–扩散自限模型。BET孔径分析显示自由膜具有0.5-0.7 nm的窄分布超微孔，中位孔径约0.6 nm；分子模型给出的理论孔径为4-7 Å。该尺度小于铁氰根的有效水合尺寸，却能够组织受限水和OH⁻的氢键网络。固体核磁共振证实PIP与TBB构成PTA网络；FTIR、Raman及XPS深度剖析共同表明，N-H含量由膜表面向内部逐渐增加，在约50 nm溅射深度处达到约50%。内外层接触角和水合光谱的差异进一步说明局部润湿性与溶剂化环境沿厚度方向变化。AFM获得的自由膜厚度约27 nm；将PES溶解除去后，复合膜中可检测到约260 nm的PTA含量区。该数值与截面显微镜所见约400-430 nm内嵌致密区并非同一测量定义，二者共同说明PTA不仅覆盖表面，还进入支撑层近表面孔道。 图3 溶剂梯度TFC膜中传输函数解耦 铁氰根渗透主要由最外侧致密层控制。与原始PES相比，PTA-6的Fe(CN)₆³⁻渗透率从1.35×10⁻⁵ cm²·h⁻¹降至8.07×10⁻⁷ cm²·h⁻¹，即约降低94%、为PES的1/16.7。聚合时间越长，外层越致密，铁氰根渗透越低，说明大离子的控制步骤集中在膜表面进入阶段。OH⁻传输则表现出不同趋势。PTA-6的跨平面电导率达到41.08 mS·cm⁻¹，比PES的28.46 mS·cm⁻¹提高44.3%，也明显高于自由PTA致密膜的14.04 mS·cm⁻¹。该对比说明高电导并非来自致密PTA本体，而与嵌入PES孔道、保留大量N-H位点的水合活性区域有关。随聚合时间延长，OH⁻渗透/传导先略升后下降；过度聚合会填充孔道并使结构过度致密，因此PTA-6构成选择性与传导性的最佳平衡。 图4 PTA膜中Fe(CN)64−排斥和氢键辅助OH−transport的分子水平起源 铁氰根：去溶剂化控制的膜表面进入。势均力（PMF）计算表明，Fe(CN)₆⁴⁻在体相水中接近膜表面时，自由能开始上升；进一步进入PTA后，自由能显著增加，同时第一水合壳层持续损失。在体相位置，Fe(CN)₆⁴⁻周围水配位数约为34.9；到达膜/水界面附近降至约31.0，进入膜内后进一步降至23.4，最深位置仅约5.6，相比体相减少约84%。自由能升高与配位水减少同步出现，说明铁氰根排斥来自亚纳米限域与去溶剂化能垒的协同，而非单纯静态尺寸筛分。 OH⁻：富NH区域中的重溶剂化与氢键重排。水合PTA的O-H伸缩振动由纯水约3500 cm⁻¹移动至约3300 cm⁻¹，显示膜内氢键作用增强。分子动力学进一步表明，仲胺位点与水形成的氢键数量高于叔胺位点；N-H位点附近可形成更有序的H₂O/OH⁻第一配位层，仲胺N与水氧之间在约0.25 nm处出现明显径向分布峰。 关键之处在于这些相互作用具有适当的动态性：PTA-OH⁻氢键寿命约11.9 ps，短于PTA-H₂O的17.52 ps，意味着与OH⁻相关的氢键能够更快解离和重组。富NH区域因此既能暂时稳定OH⁻和水，又不会把载流离子永久束缚在局部位点，从而支持OH⁻沿动态重构的氢键网络迁移。 图5 溶剂化梯度膜概念的AZIFB验证 PTA-6膜在器件层面保持了高库仑效率与较低极化。根据论文正文，在80 mA·cm⁻²下，电池的库仑效率（CE）为99.1%，电压效率（VE）为90.75%，能量效率（EE）为89.94%。在同一电流密度下，电池稳定运行超过800 h，后期仍保持CE 98.3%和EE 85.2%。在200-240 mA·cm⁻²下也表现出稳定循环和良好可逆性。极化测试显示，电池峰值功率密度随荷电状态升高而增加：在30% SOC时约为640 mW·cm⁻²，在90%

通讯作者：卢怡君 通讯单位：香港中文大学 DOI：10.1002/anie.2958917 工作简介 本研究创新性地将研究范式转向膜–电解质界面处的离子分配机制，通过建立离子特异性门控策略，在选择性拦截活性物质的同时，仍保持快速的电荷载流子传输。所开发的超薄（29±2 μm）且经极性氧空位增强（POVE）的离子交换膜，凭借其强化学吸附作用及强化的水合层，有效抑制了多硫化物的跨膜迁移；在与基础膜相当的导电性条件下，其选择性达到基础膜的3.4倍以上；而在与商用Nafion膜相当的导电性条件下，其选择性则高达商用Nafion膜的24.8倍。在多硫化物–亚铁氰化物液流电池中，该膜在40mA cm⁻²时实现了82%的EE，并可维持超过2000次循环且容量衰减可忽略不计，性能远超基础膜的286次循环以及Nafion膜的不足100次循环。 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 离子交换膜（IEMs）是众多电化学系统中的关键组件，包括液流电池、燃料电池、海水淡化以及水电解。在这些应用中，液流电池对离子交换膜提出了最严苛的要求之一，即需实现电荷载流子的高效传导，同时严格阻隔活性物质的跨膜迁移。在大多数液流电池系统中，离子交换膜是决定EE与循环寿命的关键部件，例如基于多硫化物的PBFBs和VFBs。然而，离子交换膜领域存在一个长期存在的根本性挑战，即离子电导率与选择性之间的权衡取舍长期制约着液流电池的商业化应用。例如，由于硫元素在自然界中储量丰富，PBFBs的化学制备成本极低；但商用膜材（如Nafion）无法提供足够的K⁺电导率，也无法有效阻隔小尺寸（约9Å）的多硫化物阴离子（Sₓ²⁻）的跨膜迁移，从而导致其EE较低且循环寿命短（<100次循环）。因此，克服离子交换膜中电导率与选择性之间的这一根本性权衡取舍，对于充分发挥液流电池作为低成本、高耐久性电网级储能技术的潜力至关重要。 核心内容 1.宏观物理化学性质揭示了导电性与选择性之间的界面解耦现象 图1.不同IEMs的宏观物理化学性质 横截面SEM图像和数码照片显示了Nafion系列和SPEEK基膜的均匀、致密的形态，而S@KB和POVE膜则表现出两侧都有功能层涂层的三明治结构。 此外，与去离子水（DI水）相比，所有膜在1MKOH和1M KCl水溶液中的电解质吸收量及溶胀比均较低，且溶胀比随盐水/碱性溶液浓度的升高而逐渐降低。浓度依赖性的溶胀抑制现象可归因于：在较高外部溶液浓度下，渗透压降低以及固定磺酸盐电荷的屏蔽效应增强，两者共同抑制了水的吸收及水合离子域的溶胀。N212和N117在DI水、1M KOH及1M KCl溶液中表现出相对较低的吸收量但较高的溶胀比，归因于其由刚性疏水主链与侧挂亲水侧链构成的相分离结构。 尽管Nafion系列膜（包括N212和N117）仍表现出显著高于基于超薄SPEEK材料的离子交换膜（包括SPEEK、S@KB和POVE）的离子渗透性，在后者的测试期间内，[Fe(CN)₆]³⁻与[Fe(CN)₆]⁴⁻的跨膜迁移现象均未被检测到。结果凸显了制备的基于超薄SPEEK材料的离子交换膜对多盐体系中活性材料所具有的优异阻隔性能。通过引入离子特异性界面层可进一步抑制S2²⁻的跨膜迁移：在相同厚度条件下，S@KB膜和POVE膜将离子渗透率分别降低至SPEEK基材膜的约一半和三分之一。而且，在所有膜材料中，POVE膜的S₂²⁻渗透速率（2.25×10⁻⁸ cm² min⁻¹）最小，低于Nafion膜的渗透速率（N117膜为107.26×10⁻⁸cm² min⁻¹，N212膜为140.31×10⁻⁸cm² min⁻¹。 尽管SPEEK基材的离子电导率（在KOH溶液中为6.0mS cm⁻¹）略低于Nafion膜（在KOH溶液中，N212为9.9mS cm⁻¹，N117为10.4mS cm⁻¹），但显著减小的厚度使得其面电阻与N212相当（N212为0.55Ω cm²，而SPEEK在KOH溶液中为0.57Ω cm²），且仅为N117的三分之一（在KOH溶液中为1.82Ω cm²）。界面涂层引入了微小的面电阻增益，从而保留了超薄SPEEK膜固有的低电阻优势。因此，在超薄离子特异性门控膜中，K⁺/S2²⁻选择性得到显著提升：POVE膜在KOH溶液中达到2.4×10⁵ S min cm⁻³，在KCl溶液中达到1.6×10⁵ S min cm⁻³，相较于SPEEK基膜的离子选择性提高了3.4倍以上，同时保持了近乎相同的电导率；相较于Nafion膜，离子选择性提高了24.8倍以上。   2.微观机理揭示了强吸附作用与强化水化层在闸门控制中的作用 图2.具有不同多硫化物吸附与水合层结构的离子特异性门控膜的微观对比研究 S@KB膜与POVE膜之间的界面差异显示S@KB膜依赖于多孔碳与极性多硫化物离子在外部亥姆霍兹平面处由弱范德华力驱动的物理吸附作用；而POVE膜上的Magneli相Ti₄O₇则在内部亥姆霍兹平面处促进了强化学吸附作用，同时增强的水合层进一步抑制了多硫化物的跨膜迁移。 理论计算证实了Ti₄O₇与多硫化物之间存在强烈的化学键合。Ti₄O₇对K₂S₂和K₂S₄的吸附能分别为−3.25eV和−3.41eV，而KB对应的吸附能分别为−0.71eV和−0.81eV。与理论计算结果一致，实验吸附测试显示S₂²⁻（300nm）和S₄²⁻（375nm）的特征紫外–可见光谱峰在Ti₄O₇存在时显著减弱，而在KB存在时仅轻微减弱。结果可归因于功能材料与多硫化物之间不同的吸附机制：与KB依赖于比表面积的物理吸附不同，Ti₄O₇对多硫化物的吸附源于其上大量活性位点处的化学键合。经多硫化物浸渍处理后的POVE膜所获得的高分辨率XPS的S 2p谱图在161.9和162.8eV处显示出化学吸附峰，而该峰在S@KB膜中并不存在（仅在167.9和169eV处出现磺酸基团信号。这种强相互作用促进了多硫化物离子的快速固定化，从而防止了进一步的跨膜迁移。 POVE膜上强化的水合层引入了第二种门控机制：离子在界面处发生部分脱水并重新排列其水合壳层，其相关的能垒对离子尺寸、水合自由能及表面亲水性具有敏感性。与K+相比，具有较大水合尺寸的Sx2-在穿过高度结构化的水合层时，预计会因结构重排和部分醛化而受到更高的惩罚，从而进一步降低Sx2-穿透膜的可能性。此外，POVE膜的接触角仅为53°，反映了Ti₄O₇的亲水性；而S@KB膜的接触角则高达98°，表明表面具有疏水性。与S@KB膜相比，完全水合的POVE膜的衰减全反射傅里叶变换红外光谱（ATR–FTIR）在O–H伸缩振动和H–O–H弯曲振动处均显示出明显的红移。此外，在POVE膜中于3238 cm⁻¹处出现了一个显著增强的特征峰。在脱水过程中，POVE膜在两个特征峰处均表现出显著较小的蓝移现象，尤其是在O–H伸缩振动处：对于POVE膜，振动峰仅蓝移了8cm⁻¹至3372cm⁻¹；而对于S@KB膜，则蓝移了38cm⁻¹至3416cm⁻¹。光谱变化表明POVE膜中形成了一个更强且稳定的氢键网络，与更结构化的水合层的形成相一致。XPS O 1s光谱中还出现了Ti–OH特征峰，证实了POVE膜中存在更强的界面水合环境。   3.水系硫铁液流电池中高效、耐用的性能彰显其实用价值 图3.高效、耐用的水系S–Fe液流电池性能 采用N117膜的S–Fe电池所测得的电阻约为基于SPEEK膜电池的两倍。因此，N117在所有电流密度下均表现出显著较高的过电势，将最大稳定工作电流限制在120mA cm⁻²；超过该电流密度后，放电容量急剧下降，主要归因于快速交叉反应引发的硫积累及电阻导致的失效。相比之下，配备制备的S@KB和POVE膜的S–Fe电池可维持高达200mA cm⁻²的电流密度，且在20至200mA cm⁻²范围内的放电容量高于N117和N212膜。采用S@KB和POVE膜组装的电池在40mA cm⁻²下分别达到81%和82%的EE，与基于SPEEK的膜电池相当，而N117膜的效率仅为69%。开路电压（OCV）衰减测试反映了在连续流条件下整体的跨膜行为。采用N117的电池在出现快速电压下降前仅维持了153小时；而N212的电压衰减更为迅速，仅在46小时内即出现失效。结果反映了两种Nafion膜中均存在的严重多硫化物穿梭效应以及其厚度依赖性。相比之下，采用POVE膜的S–Fe电池可维持高电压超过600小时，证实了其相较于SPEEK基底膜（289 小时）具有更优异的跨膜阻隔能力。因此，采用POVE膜的电池可循环超过2000次，且每次循环的容量保持率均超过99.9997%，性能远优于使用SPEEK基底材料的电池（286次循环）及采用S@KB膜的电池（约1000次循环）。相比之下，Nafion膜的循环寿命则显著缩短：N117膜仅循环98次，N212膜仅循环61次。成本与性能对比分析显示POVE膜的生产成本为22.6–25.8美元/平方米，可实现超过2000次循环的稳定运行；作为对比，N117膜（500–2200美元/平方米）的平均成本高出50倍以上，在仅运行98次后即出现性能衰减。因此，POVE膜展现出高EE与长时循环稳定性的罕见结合，凸显了界面离子特异性门控策略在克服PBFBs电池膜材局限性方面的有效性。 核心结论

第一作者：包道日娜、李友 通讯作者：包道日娜 通讯单位：内蒙古工业大学、深圳技术大学 DOI：10.1016/j.tsep.2026.104900 工作简介 针对极端低温与高温环境下全钒液流电池（VRFB）电解液储罐难以同时兼顾保温、快速加热和高效散热的问题，本研究开发了一套双模式温控系统，将双层真空绝热、夹层液冷和旋转搅拌加热集成于同一储罐结构，并在−40～60 ℃范围内开展对比实验与COMSOL传热模拟。结果表明，在−20～−40 ℃低温保温试验中，新系统的电解液温降为24.6～32.4 ℃，明显低于传统系统的40.3～51.5 ℃；加热时间缩短77%～83%，能耗降低44%～58%。在40～60 ℃环境下，夹层液冷可将电解液温度快速降低至约27 ℃附近并维持稳定。−20 ℃单电池循环试验进一步证实，该系统可提高不同流量和电流密度下的库仑效率、电压效率与能量效率，为VRFB在寒冷、炎热及温差显著地区的稳定运行提供了一体化热管理方案。 感谢内蒙古工业大学包道日娜团队（第一作者：李友）供稿！ 本文所用 一体化液流单电池测试系统（YTH-1）  由武汉之升新能源有限公司提供 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 钒液流电池具有功率与容量可独立设计、循环寿命长、安全性高和适合大规模长时储能等优势，但电解液性能对温度十分敏感。低温会使电解液黏度升高、离子扩散变慢，增加流动阻力、泵耗和电极极化；高温则会降低高价钒离子的稳定性，增加沉淀、副反应及容量衰减风险。现有工程方案通常在低温下采用外贴伴热带、保温棉或保温棚，在高温下依赖自然散热、空调或外部换热器。这些措施往往彼此独立：外部加热传热路径长、热损失大，固定热源容易造成局部过热，而单一保温结构又难以兼顾高温散热。因此，如何围绕电解液储罐构建可在保温、加热与冷却之间切换的紧凑型系统，是提升VRFB全气候适应性与系统效率的关键问题。 核心内容 1.现有温控策略的局限性及所提出系统的设计理念 图1 双模式温度控制系统的工作原理示意图 在实际工程应用中，VRFB电解液储罐通常采用外部伴热带、保温棉包覆以及保温大棚等方式进行低温防护。伴热带通过外部加热补偿热量损失，保温棉和保温大棚则通过降低环境换热减少电解液降温。然而，这些方法主要针对低温保温需求设计，仍存在传热路径长、升温速度慢、温度分布不均以及无法兼顾高温散热等问题。尤其是保温棉和保温大棚属于被动保温措施，在高温环境下难以实现主动温度调控。因此，传统单一保温或加热方式难以满足VRFB 在复杂气候条件下的综合温度管理需求。 为解决上述局限性，本研究提出了一种用于全钒液流电池（VRFB）电解液储罐的双模式温度控制系统。不同于传统依赖独立保温、加热和冷却设备的方案，所提出的系统将真空保温、夹层液冷以及直接接触式旋转搅拌加热集成于同一储罐结构中。在低温条件下，夹层作为真空保温层，以减少电解液的热量损失；在高温条件下，夹层则作为冷却液循环通道，以增强散热能力。旋转搅拌加热装置将直接接触加热与强制对流混合相结合，实现了电解液的快速升温并提高了温度均匀性。   2.双模式温控系统构建及实验验证方案 图2 验证双层储罐在低温保温、高温液冷模式下的性能 图3 比较伴热带+保温棉与旋转搅拌加热两种升温方式 图4 将传统系统与提出系统集成到 VRFB 单电池测试平台，验证实际运行效果 本研究构建了一套用于全钒液流电池（VRFB）电解液储罐的双模式温度控制实验系统，并通过实验对比传统温控方式与所提出系统的热管理性能。首先，针对低温环境，分别测试了单层储罐结合保温棉、伴热带等传统保温方式，以及双层真空保温储罐的隔热性能；针对高温环境，进一步对比了单层储罐自然散热与双层储罐夹层液冷模式的散热效果。随后，设计并搭建了旋转搅拌加热装置，将其与传统外部伴热带加热方式进行对比，评价不同加热方式对电解液升温速率和温度均匀性的影响。最后，将传统系统与所提出双模式温控系统集成至VRFB 单电池循环测试平台，在低温条件下验证其对电池运行性能的改善效果。   3.双层真空保温储罐低温保温性能验证 图5  SWI 和 DWVI 储罐的实验平均温度衰减曲线（n = 3）、标准差以及模拟结果：（a–c）SWI 储罐在 −20、−30 和 −40 ℃条件下的温度变化；（d–f）DWVI 储罐在 −20、−30 和 −40 ℃条件下的温度变化 图6 低温条件下不同储罐结构保温性能对比。（a）单层保温储罐和双层真空保温储罐在 −20 ℃、−30 ℃和 −40 ℃条件下的温度衰减曲线；（b）−20 ℃条件下四种保温结构的温度衰减曲线及最终温度对比 针对低温环境下电解液快速降温问题，开展了单层保温储罐（SWI）与双层真空保温储罐（DWVI）的热性能对比实验，并结合COMSOL 数值模拟分析其温度变化规律。在低温测试过程中，双层储罐夹层被抽真空形成真空保温层，以减少气体导热和自然对流造成的热量损失。结果表明，在−20、−30和−40 ℃环境条件下，双层真空保温储罐均表现出更优的保温效果，其电解液温降范围为24.55–32.44 ℃，相比单层保温储罐降低约37.0%–39.5%。随着环境温度降低，真空保温结构的优势更加明显，能够有效延缓电解液温度下降并维持较高运行温度。实验结果与模拟结果具有较好一致性，验证了模型的可靠性。此外，在−20 ℃条件下对比不同储罐结构发现，双层真空保温储罐的保温性能优于单层保温棉、未通电伴热带辅助保温以及裸单层储罐，表明抽真空形成的低导热夹层能够有效提升储罐隔热能力。   4.双层储罐高温液冷性能验证 图7 裸单层储罐和双层液冷储罐的实验平均冷却曲线（n = 3）、标准差及模拟结果：（a–c）裸单层储罐在40、50和60 ℃环境条件下的冷却过程；（d–f）液冷双层储罐在40、50和60 ℃环境条件下的冷却过程 图8 高温条件下裸单层储罐和双层液冷储罐的温度响应及液冷换热过程 针对高温环境下VRFB 电解液温升及热稳定性问题，开展了裸单层储罐自然散热与双层液冷储罐夹层强制冷却性能对比实验，并结合COMSOL 模拟分析其传热过程。在高温测试过程中，双层储罐夹层作为液冷通道，通过循环冷却液强化储罐壁面的换热能力，实现主动散热。结果表明，在40、50和60 ℃环境条件下，液冷双层储罐均表现出明显优于裸单层储罐的降温效果，可在30–40 min 内将电解液温度降低至约27–28 ℃并保持稳定，而裸单层储罐主要依靠自然对流散热，降温速度较慢且最终温度接近环境温度。模拟结果与实验数据吻合良好，验证了模型的可靠性。进一步分析表明，夹层液冷结构建立了稳定的强制对流换热路径，有效提升了高温条件下储罐的散热能力。   5.旋转搅拌加热方式及其强化传热机理研究 图9三种加热方式及其对应温度场对比。（a–c）外部伴热带、固定式浸入加热棒和旋转搅拌加热装置示意图；（d–f）对应加热方式下的温度分布 图10所提出系统与传统系统温度场和速度场对比：（a，d）所提出系统在 YZ 和 XY 平面上的温度云图；（b，e）传统系统在 YZ 和 XY 平面上的温度云图；（c，f）所提出系统在 YZ 和 XY 平面上的速度云图。颜色标尺分别表示温度（℃）和速度（m·s⁻¹） 针对低温环境下VRFB 电解液升温速度慢及温度分布不均的问题，设计了一种直接接触式旋转搅拌加热装置，并通过数值模拟对比分析了外部伴热带、固定浸入式加热棒和旋转搅拌加热三种方式下的温度分布特性。结果表明，外部伴热带主要依靠罐壁导热传递热量，容易造成壁面温度较高而中心区域升温滞后的现象；固定浸入式加热棒虽然提高了热源与电解液的接触程度，但仍存在热源附近局部过热问题。相比之下，旋转搅拌加热通过加热元件直接向电解液供热，并利用旋转运动诱导流体循环，增强了对流换热能力，使电解液内部形成更加均匀的温度场。 进一步结合三维瞬态模拟，对比分析了传统加热系统与所提出旋转搅拌加热系统的温度场和速度场演化过程。结果显示，旋转搅拌作用能够显著促进电解液内部流动，提高热量传递效率，减少温度梯度，实现快速且均匀的升温过程，为低温条件下VRFB 储罐快速启动提供了有效的热管理方案。   6.双模式温控系统低温加热性能及单电池性能验证 图11所提出系统与传统系统的低温性能对比 图12 −20 ℃条件下传统系统与所提出系统的库伦效率、能量效率和电压效率随循环次数的变化关系：（a）50、（b）70 和（c）90

通讯作者：徐群杰 通讯单位：上海电力大学 DOI：10.1016/j.cej.2026.180039 工作简介 本研究通过水热法在GF上合成双金属金属有机框架Bi/M（M=Zn、Ni、Fe），并将其作为电极应用于钒氧化还原液流电池（VRFBs）中。实验结果表明与原始电极相比，Bi/M@GF电极展现出更优的氧化还原动力学特性和更高的电子转移能力。在200mA cm⁻²下，正极、负极及双极均经Bi/Zn@GF改性的电池的EE分别为76.08%、77.05%和82.24%。与未改性的GF（73.14%）相比，双侧改性实现了最大的EE提升（9.1%），而负极改性所获得的更高EE表明V²⁺/V³⁺反应是VRFBs中的主要动力学瓶颈。此外，电极在连续500次充放电循环中表现出良好的稳定性。密度泛函理论（DFT）计算进一步揭示了该双金属MOF对钒离子的潜在催化作用机制。 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 电极是钒氧化还原液流电池的关键部件，性能直接影响电池的整体性能。石墨毡（GF）是一种通过聚合物前驱体高温碳化制得的纤维状多孔碳材料。由于优异的热稳定性、耐腐蚀性、较大的比表面积及良好的导电性，该材料被广泛用作电极材料。然而，未经处理的GF材料表面电化学活性较低、亲水性较差且活性位点不足，导致电化学反应动力学缓慢且存在显著极化现象。此外，对钒离子氧化还原反应（尤其是反应动力学较慢的V²⁺/V³⁺对）的催化活性有限，从而导致较高的极化程度和较低的功率密度。因此，需对电极表面进行官能团改性（主要包括氮掺杂、氮–硫或氮–硼共掺杂）及表面催化改性（主要是金属/离子表面改性与金属氧化物表面改性）。 核心内容 图1.(a)四种改性样品的态密度（DOS）计算结果；(b)四种样品中Bi6s轨道的偏态密度（PDOS）；(c)Bi6p轨道的PDOS；(d)四种样品中O6p轨道的PDOS；(e)V3d轨道的PDOS；(f)Zn、Fe、Ni3d轨道的PDOS Bi/Zn@GF在费米能级处显示出最高的DOS，表明在费米能级处存在可参与反应的电子态，这些电子态具有良好的本征导电性及较低的电荷转移电阻，有利于电化学吸附过程中的电子交换。在−5eV至0eV范围内，所有四种样品的DOS均显著较高，表明掺杂材料中引入了新的局域电子态，对材料的催化性能产生了积极影响。峰的分裂与展宽表明Bi6p与V3d轨道之间存在强烈的相互作用。在Bi/Zn@GF中，Bi6s的主峰向低能方向移动，而6p轨道基本保持不变，表明Zn通过电子效应和结构支撑作用，稳定了Bi的核心正电荷，同时部分激活了其前沿6p轨道并促进了杂化。O2p轨道的PDOS显示在Bi/Zn@GF中，Bi–O中的O2p轨道能量较低，表明电子云更集中于氧原子上，从而导致其与两端金属原子之间形成更强的化学键。此外，O2p峰分裂为多个子峰，表明O2p电子与Bi及V轨道之间存在显著的杂化作用，且电子云具有高度离域性。V3d轨道的PDOS显示V3d轨道整体向低能方向移动，表明V原子获得了电子并发生了部分还原。在Bi/Zn@GF模型中，V3d轨道向左移动最为显著，直接解释了更强的吸附作用。此外，五个简并的V3d轨道在配位场中发生分裂，且Bi/Zn@GF模型中的V3d轨道峰最为宽泛，表明V离子周围的配位场更强。尽管锌元素并未显著改变铋的能级，但优化了界面结构，使铋与钒之间的电荷转移更为高效且轨道匹配度更高，从而形成了最强的Bi–O键。Zn的3d轨道峰较窄且较高，而Fe/Ni的3d轨道峰则较宽且分布更分散，表明其3d电子与周围原子轨道存在更强的杂化作用，且电子离域程度更高，表明Zn主要通过精细调控局部配体场来影响与其结合的氧和Bi原子，从而优化关键Bi–O界面处的电子环境并实现能量优化。Fe/Ni中高反应活性、自旋极化的d电子与吸附的V3d轨道直接相互作用，分散了本应集中于Bi–O键上的电子密度。相比之下，Ni具有不完整且处于前线的d轨道，可对Bi的电子态进行强调控。然而，其d电子也与V发生直接相互作用，从而引发竞争效应，导致吸附构型并非最优。Fe具有活性较高的前沿d轨道，会强烈干扰Bi的电子态；其高活性d电子会吸引电子密度，显著分散了本应集中于Bi–O键上的电子云，从而削弱了主吸附键。单金属MOF只包含Bi活性位点，缺乏来自第二种金属的电子或结构调控。Bi位点的电子环境与几何结构未得到优化，因而导致其吸附容量最弱。 图2.(a–c)GF；(d，e)Bi/Zn@GF；(f)Bi/Zn@GF的元素分布图的低倍率与高倍率SEM图像 SEM显示原始GF表面相对光滑，且具有石墨毡固有的沟槽结构。Bi/Zn@GF、Bi@GF、Bi/Ni@GF及Bi/Fe@GF的SEM图像表明Bi-MOF在样品表面均匀覆盖，且MOF结构清晰可辨。这些材料在酸处理后仍保持牢固附着，证明在强酸环境中具有良好的化学稳定性，并与碳纤维结合牢固。EDS显示在样品表面检测到C、O和Bi元素。Zn、Ni和Fe元素分别均匀分布于Bi/Zn@GF、Bi/Ni@GF和Bi/Fe@GF样品表面。 图3.(a)XRD；(b)拉曼测试；(c)GF、(d)Bi@GF、(e)Bi/Zn@GF、(f)Bi/Ni@GF、(g)Bi/Fe@GF的接触角测试 所有样品的XRD衍射图谱均呈现宽泛的衍射峰，表明结晶度较低。并且，所有样品的XRD衍射图谱仅在约25°和43°处出现两个衍射峰，这些峰可对应于石墨毡的(002)和(101)反射峰。拉曼光谱显示Bi/Zn@GF样品表现出最高的无序度水平，ID/IG为1.21；其他Bi/M@GF样品也呈现较高无序度，其中Bi/Ni@GF的ID/IG为1.16，Bi/Fe@GF的ID/IG为1.13。这些缺陷充当了活性催化位点，能高效吸附V离子并降低能垒。无序结构通常与更丰富的介孔和微孔相关，为离子扩散提供了低阻力路径，极大地缓解了浓差极化现象，因此较高的无序度通常有利于电极材料对V离子的吸附，从而提升电池性能。较高的ID/IG进一步证实了该材料具有较大的比表面积及丰富的纳米孔结构。高密度缺陷充当活性电化学催化位点，充当离子吸附和快速扩散的锚点和通道，显著提高了电极的润湿性。接触角显示原始GF的接触角为109°，而所有改性样品均表现出亲水性行为，间接证实了富含缺陷的表面通常具有增强的亲水性。改善的润湿性有利于电解液的充分渗透，并促进电荷从导电碳毡基材向表面活性双金属位点的高效转移，从而提高材料的整体导电性并降低界面接触电阻。 图4.Bi/Zn@GF的高分辨率XPS谱：(a)C1s；(b)O1s；(c)Bi4f；(d)Zn2p；(e)Bi/Ni@GF的Ni2p XPS谱；(f)Bi/Fe@GF的Fe2p XPS谱 高分辨率XPS光谱显示Bi/M@GF的高分辨率C1s谱图显示出归属于C–C、C–O及O–C=O键的特征峰，主要原因为对苯二甲酸（PTA）配体中的羧基碳（-COO⁻）与金属离子发生配位作用。高分辨率O 1s谱图呈现三个特征峰，分别对应C–OH、O–C=O及M–O键。高分辨率Bi4f谱图显示出与Bi 4f₅/₂及4f₇/₂轨道相对应的拟合峰。Bi³⁺价态在反应过程中得以保持，且Bi³⁺在Bi-MOF中与PTA配体配位。此外，高分辨率Zn2p XPS谱图在1022.6eV和1045.7eV处出现特征峰，分别对应Zn 2p₃/₂及Zn 2p₁/₂轨道，表明在最终产物中，Zn仍保持其初始的Zn²⁺状态。在Bi/Zn-MOF中，Zn²⁺作为金属节点，通过PTA配体的羧酸盐氧原子与Bi³⁺配位，形成了一种混合金属有机框架结构。高分辨率Ni2p XPS光谱，峰值分别为878.5eV、872.9eV、860.8eV和855.3eV，其中878.5eV和860.8eV对应于Ni 2p轨道的两个卫星峰。高分辨率Fe 2p XPS谱图在727.4eV、724.1eV、715.3eV和711.2eV处呈现四个特征性结合能峰。在727.4eV和715.3eV处观测到的信号被归因于Fe³⁺的卫星峰；其余峰则为Fe的卫星峰。 图5.GF、Bi@GF、Bi/Zn@GF、Bi/Ni@GF及Bi/Fe@GF在VO₂⁺/VO₂⁺氧化还原反应中的循环伏安法（CV）曲线，扫描速率分别为：(a)1mV s⁻¹；(b)2mV s⁻¹；(c)3mV s⁻¹；(d)4mV s⁻¹；(e)5mV s⁻¹；(f)不同样品对应的拟合等效电路图及相应奈奎斯特图 Bi/Zn@GF在所有扫描速率下均表现出最小的ΔEp，表明在正极电解质中具有优异的氧化还原性能，表现为加速的电荷转移和增强的动力学可逆性，归因于Bi与Zn之间的协同效应。此外，MOF的多孔结构确保了V离子的快速补充与去除，减少了浓度梯度极化对峰位的干扰；同时，金属节点与有机配体形成了大量均匀分布的催化活性位点，在碳毡基材与电解质之间建立了更高效的电子转移路径，其电荷转移电阻低于原始碳毡/电解质界面处的电阻，为氧化还原反应提供了更多反应位点。Bi/Fe@GF与Bi/Ni@GF较大的ΔEp表明其反应动力学较慢，归因于其固有的低催化活性或由传输限制引起的显著极化效应。EIS显示所有电极的奈奎斯特曲线均呈现半圆与倾斜直线特征，表明VO₂⁺/VO₂⁺氧化还原反应受电极处的电荷转移与扩散过程共同调控。 图6.GF、Bi@GF、Bi/Zn@GF、Bi/Ni@GF及Bi/Fe@GF在扫描速率分别为(a)1mV s⁻¹、(b)3mV s⁻¹、(c)5mV s⁻¹时对V2+/V3+氧化还原反应的循环伏安曲线；(d)氧化峰电流值；(e)还原峰电流值；(f)Nyquist图 在扫描速率分别为1、3和5mV s⁻¹时，Bi/Zn@GF表现出最高的阳极与阴极峰值电流，以及最小的峰值电位差，表明对V2+/V3+氧化还原反应具有优异的可逆性与电催化活性。此外，Bi/Zn@GF材料丰富的微孔结构为V2+/V3+物种提供了额外的可及反应区域，从而加速了界面氧化还原动力学。该分级微–介孔框架增强了电解液的渗透性，而相互连通的介孔则促进了钒离子的快速传输，且较大的孔隙体积可缓冲多孔电极内的局部浓度波动。相比之下，Bi/Ni@GF、Bi/Fe@GF和Bi@GF的介孔结构互联程度较低，导致V²⁺/V³⁺传输缓慢且多孔骨架内的离子补充不足，从而表现出较高的Warburg扩散阻抗。 GF、Bi@GF、Bi/Zn@GF、Bi/Ni@GF在第1–5次循环中的平均EE（AEE）分别为73.14%、74.87%、82.24%、78.42%和76.43%（电流密度为200mA cm⁻²）。库仑效率随电流密度的增加而提高，可归因于在高电流操作条件下钒离子跨膜迁移减少，从而有效抑制了自放电现象。CV结果表明经MOF结构改性的双金属电极具有较小的ΔEp，表明其反应可逆性良好且过电位较低。因此，即使在高电流反应过程中，也仅需较小的额外驱动力。MOF结构为离子传输提供了通道，确保了在高电流需求下，电解质离子能够快速且充分地到达每个活性位点，从而显著缓解浓差极化现象。 图7.(a)VRFB结构示意图；(b)不同电极下的EE与(c)CE；(d)在100mA cm⁻²、(e)200mA cm⁻²及(f)300mA cm⁻²时的充放电曲线；(g)在200mA cm⁻²下进行的500次循环长期测试中各循环的放电容量；(h)在200mA cm⁻²下进行的500次循环长期测试中的EE与CE；(i)GF、Bi@GF、Bi/Zn@GF、Bi/Ni@GF、Bi/Fe@GF的电导率测量结果 采用双面改性电极的单体电池在100mA cm⁻²、200mA cm⁻²和300mA cm⁻²时的第二循环充放电容量曲线表明Bi/Zn@GF具有最佳的充放电性能。在100、200和300mA cm⁻²下，电极分别表现出最低的初始充电电压（分别为1.35V、1.42V和1.48V）以及最高的初始放电电压（分别为1.39V、1.31V和1.24V）。在100至300mA

第一作者：王世慧 通讯作者：李世友 通讯单位：兰州理工大学 工作简介 钒氧化还原液流电池（VRFB）被认为是最有前景的大规模储能技术之一。然而，它的广泛应用一直受到电极上 V3+/V2+动力学迟缓的限制。本文开发了一种界面工程策略，将电场松弛与原位催化剂沉积协同结合，以实现电场松弛调控，在石墨毡上均匀分布活性位点的电极表现出高效的电催化活性，同时抑制了析氢副反应。通过这一策略，构建了稳定且高活性的电极/电解液界面，为高性能电极的工程设计和VRFB系统的大规模应用提供了一种可扩展的方法。 感谢兰州理工大学李世友（第一作者：王世慧）供稿！ 本文所用 一体化液流单电池测试系统（YTH-1）  由武汉之升新能源有限公司提供 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 VRFB中电池堆的高成本仍然是限制其在储能市场大规模部署的核心瓶颈。针对电极的各种改性策略也已经进行了探索，包括掺杂异质原子如氮和磷、负载碳基材料如碳纳米管和石墨烯。这些策略的目的是引入活性位点并增加比表面积，从而增强钒的电荷转移动力学。特别是，将铋颗粒负载到电极上引起了广泛关注，因为它们具有出色的催化活性、在酸性电解液中的稳定性以及操作简便性。目前，将铋基催化剂引入石墨毡（GF）的方法主要集中在热还原和连续电沉积两大类，但存在反应条件苛刻、能耗高等局限。然而，连续沉积模式容易导致催化剂颗粒在局部聚集，导致基底某些区域覆盖不完整。因此，需要开发一种在电极上负载均匀催化剂的技术方法。 核心内容 1.电极的SEM和TEM表征 图1 (a) GF, (b) CBi-GF 和 (c, d) IBi-GF的SEM图; (e) C and (f) Bi的EDS图; (g) TEM; (h) HRTEM; (i) FFT图 采用扫描电子显微镜（SEM）对样品的表面形貌进行了表征。GF表面（图1a）呈现光滑平整的质地，未见任何沉积物。经恒电流沉积后，CBi-GF样品表面显示出团聚堆叠的块状沉积物，还散布着未沉积的光滑区域，这直接反映了由于电沉积动力学不可控所导致的铋催化剂高度不均匀分布。IBi-GF样品表面沉积物均匀地分散在整个碳质纤维上。此外，放大图像（图1d）清晰地显示出Bi催化剂层均匀且疏松的包覆形貌。同时，C和Bi的元素分布图像明确表明碳和沉积Bi相的均匀分布。高分辨透射电子显微镜（HRTEM）图像表明，IBi-GF电极上的Bi具有明确的晶体结构，测得的晶面间距为0.33 nm与金属Bi的(012)晶面完美吻合。   2.各电极的材料表征 图2 (a) XRD图; (b) 拉曼; (c) GF的XPS C1s谱; (d，e) 电极的Bi4f 谱; (f) 各电极的N2 吸附; (g) GF, (h) CBi-GF和(i) IBi-GF 在负极电解液中图片和接触角 图2a比较了不同电极的XRD图谱，GF电极在25.60°和42.70°处呈现出两个明显的特征衍射峰，分别归属于(002)和(100)晶面。另外，CBi-GF和IBi-GF电极在27.16°处观察到了Bi的特征峰，表明Bi催化剂已在GF上负载。此外，与CBi-GF电极相比，IBi-GF电极中Bi信号强度更高。相比之下，CBi-GF电极沉积不均匀，大尺寸Bi颗粒发生团聚。拉曼光谱（图2b）显示所有电极样品均在~1355 cm-1和1580 cm-1处表现出明显的D带和G带，分别对应于结构缺陷和有序石墨化结构。IBi-GF具有更显著的结构缺陷和无序度。 如图2c所示，GF的高分辨率C 1s谱图被解卷积为五个不同的峰。此外，在CBi-GF和IBi-GF样品中均检测到明显的Bi特征峰对应于Bi

第一作者：王宏达 通讯作者：叶强 通讯单位：上海交通大学 DOI：10.1016/j.est.2026.124060 感谢上海交通大学叶强团队（第一作者：王宏达博士）校稿！ 工作简介 本研究开发并验证了一个二维模型用于评估铁铬液流电池（ICFB）的性能，重点在于优化薄电极设计以及电压效率与泵送功率之间的权衡关系。该模型揭示了电极厚度与系统性能之间存在非单调关系：采用厚度为0.5mm的电极可最优地平衡活化损失与欧姆损失。针对这种薄电极设计，本文采用一个包含泵功损失在内的综合效率指标来评估电化学性能与泵功损失的综合影响。当电解液流速为15mL min⁻¹（表观流速为1.7cm s⁻¹）时，可实现最佳状态。为模拟实际流场，将交指型流道间距建模为等效流通距离；在固定面积流速为1.67mL min⁻¹ cm⁻²的条件下，2.5cm的等效流通距离最能协调反应物供给与泵功损失之间的关系。此外，虽然较高的电流密度可提高功率输出，但会因极化效应增强而降低可利用容量。表面浓度分布分析表明正极反应集中在膜附近；而缓慢的铬电化学反应动力学则要求负极内存在更宽广的反应区域。 《2025年我司用户发表的液流电池论文合集》 研究背景 ICFBs最初由美国国家航空航天局（NASA）于20世纪70年代中期开发，如今已被公认为电网级储能系统中的领先候选方案。然而，商业化应用仍受到铬氧化还原反应动力学缓慢（Cr³⁺/Cr²⁺）以及由寄生析氢反应导致的容量衰减问题的制约。目前已有大量实验研究致力于克服这些局限性并提升ICFB的性能。例如，通过添加氨基酸添加剂对电解液进行改性已被证明可抑制析氢反应，从而改善容量保持率和能量效率。与此同时，诸如元素掺杂和原位催化剂沉积等电极改性策略被广泛采用，以加速铬氧化还原反应的缓慢动力学过程并提升循环稳定性。 核心内容 1.模型验证与网格无关性测试 图1.(a)实验数据与仿真结果的对比；(b)在80mA cm⁻²、60mL min⁻¹条件下的网格独立性验证 仿真结果在较宽的SOC范围（0.1–0.9）内与实验数据吻合良好，证实了该模型能够准确预测ICFB电池的行为特性。存在的微小差异主要源于模型所采用的简化假设，例如忽略气体析出侧反应以及Cr²⁺与Fe³⁺之间的交叉反应。然而，在单次充放电循环中，离子交叉效应极小，且与气体析出反应相关的电流通常占总电流的不到1%。因此，简化假设预计不会对本研究中的分析结果产生显著影响。 为平衡数值精度与计算成本，开展了一项网格无关性研究。在SOC=0.5时，采用五种不同网格（单元数范围从2231到90193个）对负极中放电电压及Cr²⁺浓度的网格敏感性进行了评估。当网格尺寸超过22675个单元时，计算结果趋于收敛。与最细的网格相比，放电电压和Cr2+浓度的相对误差分别约为0.01%和0.001%。因此，为所有后续模拟选择了包含22675个单元的网格。   2.电极厚度的影响 图2.不同电极厚度对SOC=0.5及100mA cm⁻²时电池电压的影响：(a)充电电压；(b)放电电压 对于所有电极厚度，充电电压均随电解液流速的增加而降低，表明增强的电解液供给可减小充电过程中的浓度极化。同样，放电电压随流速的增加而升高，证实了改善反应物供给有利于提升电池性能。。然而，在较高流速下，继续提高流量带来的电压改善逐渐减弱，表明当电解液供应充足时，传质限制效应已得到明显缓解。 厚度为0.10mm的电极具有最高的充电电压和最低的放电电压，表明极化损失最大，主要是因为过薄的电极导致电化学活性面积和反应体积不足，从而引发较高的局部反应速率并增大活化极化。将电极厚度从0.10mm增加至0.50mm可显著降低充电电压并提高放电电压，表明更大的反应区域能有效降低活化损失并提升电池性能。然而，继续增加电极厚度并不能持续改善电压性能。与0.50mm电极相比，较厚的电极延伸了离子传输路径，增加了多孔电极内的欧姆电阻，使欧姆损失成为极化的主要因素。因此，当电极厚度过大时，放电电压会降低。此外，当流速超过20mL min⁻¹时，即使最厚的电极其表面流速仍高于5.5mm s⁻¹，满足电化学反应的基本要求，表明在所研究的流速范围内，传质损失并非主导电压变化的主要因素，从而使电极厚度对活化损失与欧姆损失的影响能够更清晰地区分出来。电极厚度对电池性能的影响呈非单调性；在所考察的电极厚度中，0.50mm厚的电极在所研究的流速范围内实现了活化损失与欧姆损失之间的最佳平衡，从而展现出更优的整体电压性能。因此，本研究将0.50 mm作为后续分析中优选的电极厚度。   3.入口流量的影响 图3.(a)入口流量对ICFB电压的影响；(b)电池的电压效率及含泵效率随入口流量的变化关系 随着流速的增加，充电电压降低，而放电电压略有上升，反映了电化学性能的提升。在最低流速（10mL min⁻¹）下，系统呈现出明显的传质限制行为，导致充电末期电压急剧上升、放电末期电压急剧下降；相反，在较高流速（≥15mL min⁻¹）下，电压上升速率减缓，表明传质限制问题已得到很大程度缓解。尽管较高的电解液流速可确保充足的反应物供给从而提高电压效率，但同时也增大了电极两端的压降，显著增加了循环泵的泵功损耗，揭示了增强传质与增加泵功损失之间存在一种固有的权衡关系。因此，需开展进一步分析以探究电解液流速的变化如何同时影响电池性能与泵功损失。 此外，随着流速增加，反应物向碳纤维表面的供给量增强，促进了电化学反应的进行，从而减小了浓差极化并提高了电压效率。然而，当流速超过某一临界值后，浓差极化的降低作用逐渐减弱，电压效率的提升速率开始放缓。包含泵功的效率最初随流速增加而上升，但最终会下降。此趋势的出现是由于在较高流速下，电压效率的提升幅度逐渐减小，而泵功损失则以加速态势增长。因此，在实际应用中，采用15mL min⁻¹的电解液流速（对应于1.7cm s⁻¹的表观流速）可在电池性能与泵功损失之间实现最优平衡。而且，在实际电池电堆系统中，表观液流速度高于1.6cm s⁻¹即足以有效促进气泡排出，从而限制气体积聚及其对电池性能可能产生的影响。   4.薄电极下叉指型通道间距的影响 图4.交指型通道间距对面积流速为1.67mL min⁻¹ cm⁻²时的单电极ICFB性能的影响：(a)间距不同时、电极间距为0.5mm时的充放电电压分布曲线；(b)对应的电池电压效率与包含泵送功的效率 将通道间距从1.0cm增加至2.5cm可明显降低充电电压并提高放电电压，表明极化效应减弱且电池性能得到改善。性能提升在充电和放电接近结束时尤为明显，因为此时反应物耗尽程度更为严重。然而，当通道间距进一步增大至5.0cm和7.5cm时，额外的电压提升幅度趋于有限，表明增强质量传输所带来的效益逐渐趋于平稳。此外，电压效率随通道间距增大而升高，随后趋于稳定。相比之下，包含泵功的效率先升高后降低。此趋势反映了电化学性能提升与泵功损失之间的权衡关系。较大的通道间距可提高电解液流经电极的流速，从而改善反应物利用率；然而，也延长了电解液流经多孔电极的流道长度，导致更大的压降和更高的泵送损耗。在当前单位面积流量条件下，约2.5cm的通道间距在电压效率与泵功损失之间实现了最佳平衡。结果表明对交指型通道间距进行精细优化对于薄型电极而言至关重要。   5.工作电流密度的影响 图5.电流密度对ICFB电压分布的影响 充电电压随电流密度的增加而显著升高，表明过电势增大；而在较低电流密度下，过电势较小，从而降低了极化损耗并提高了电压效率。为抑制有害的析氢副反应，ICFB电池需采用适当的充放电截止电压进行操作。当充电截止电压设定为1.15V时，充电深度随电流密度的增加而减小：从50mA cm⁻²时的90.6%降至100mA cm⁻²时的83.8%、150mA cm⁻²时的76.6%，以及200mA cm⁻²时的仅67.0%。同样，在放电截止电压设定为0.8V时，放电深度从50mA cm⁻²时的89.4%降至200mA