问题1：在前驱体高温焙烧的环境下如何能保证成分均匀??各种金属原子能不发生扩散迁移??
问题2：为什么不给出充放电多周后的曲线??是否存在电压衰减的问题???
问题3： @翟传鑫知友提出了一个合成的难题，那就是批次无法控制，因为孙教授的合成方法是先后加入不同溶液，溶液的反应时间等问题会影响料的成分和分布。
问题4：@黄磊知友在评论区提出了关于共沉淀中异相成核的控制问题。
2.类固溶体型Li2RuxM（1-x）O3, [M=Mn, Ti, Sn, et al]
众所周知，高电压材料是现在的一个热门，在电解液能够跟上步伐的研究中，在高压下材料所表现出的“电压衰减”现象让很多人望而止步，这个电压衰减严重阻碍了高电压层状材料的实用化。
M. Sathiya, J. M. Tarascon and et al, Nature Materials 14 （2015）
这篇文章其实本质实在论述电压衰减的实质，通过两种离子半径不同的离子（Ti4+和Sn4+）对Li2RuO3掺杂，观察两者100周后的放电曲线，对比二者的电压衰减程度，可以得到离子半径越大的过渡金属离子能更加有效地抑制控制电压衰减现象，因为材料中的四面体间隙无法锁住离子半径大的离子，从而给出一个推测：高电压层状正极材料的电压衰减跟其材料结构中的四面间隙阳离子数量有着密切的关系!如果知友们不想看文献，请下拉到该部分底部看结论。
这里插一句话，之所以选择Ti4+和Sn4+，是因为它们都没有d轨道的自由电子，并且离子半径都不大，可以很明显地观察到阳离子在晶格内部的迁移现象，并且这两种离子都不具备晶体场分裂，就是d轨道分裂：
Li2RuxM（1-x）O3其实是一种类似富锂锰基材料中Li2MnO3的一种单斜结构的层状材料，看下图的图a中的超晶格部分的衍射峰可知，在晶体图上也可以看出这个是一个明显的层状材料。从下图b中可知，在2~4.6V区间的充放电的特征跟Li2MnO3也是一模一样!都是在4.50V左右有一个明显的长平台，然后在第二周往后就消失了，同时带来了不可逆容量的损失。由下图c可知，作者对比了三种材料：Li2Ru0.75Ti0.25O3、Li2RuO3和Li2Ru0.75Sn0.25O3，这三种材料中纯相的Li2RuO3展示了首周放电接近300mAh/g的比容量，非常的高，然后Li2Ru0.75Ti0.25O3低一些有接近250mAh/g，Li2Ru0.75Sn0.25O3最低220mAh/g左右，但是从循环性能来看，Li2Ru0.75Sn0.25O3是保持的最好的一个，100周过去了还有接近85%的循环保持率，最差的是Li2Ru0.75Ti0.25O3，100周过后掉到了70%以下!!!
如果大家还觉得困惑，那么请看下面这幅图，简洁明了：
在把不同的材料的放电比容量都归一化后，可以明显看到100周后，添加了Sn4+的Li2Ru0.75Sn0.25O3材料和没有添加Sn4+的Li2RuO3对比，前者的衰减程度要好得多，再看上图c，对着加入Sn4+的浓度的增加（Li2Ru0.75Sn0.25O3和Li2Ru0.25Sn0.75O3），衰减趋势进一步得到控制，但是相应的放电比容量也跟着下降!
那么，问题来了，为什么添加了Ti4+和Sn4+的材料，电压的衰减程度会有如此的不同?
来看下面几组比较有趣的实验数据：
从上图看到对比三种材料在充放电不同周数的微观应力数值的大小，可以得出掺入了Ti4+的材料内部应力变化非常大，而掺入了Sn4+的材料则变动很小，这种内部应力的变化究竟是由什么造成呢？在Li2Ru0.75Ti0.25O3这里究竟发生了什么?我们来看下图：
这个图我们直接看最右边的那张，Ti的XPS（X射线光电子能谱分析）数据表明，在经过了50周的循环后，四面体间隙的Ti4+含量达到了41%（通常Ti4+和Ru4+都是稳定的呆在八面体间隙），这也是为什么Li2Ru0.75Ti0.25O3的内部晶格应力变化如此剧烈的原因。
上图中绿色的柱状峰代表四面体占位的金属离子，而蓝色的峰代表八面体占位的锂离子，黄色的峰代表八面体占位的金属离子，我们可以看到，经过循环后，Li2Ru0.75Ti0.25O3材料里有不少的四面体占位Ti4+而Li2Ru0.75Sn0.25O3里几乎没有四面体占位的Sn4+。
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