全固態(tài)鋰離子電池正極界面的研究進(jìn)展

第一部分：前言統(tǒng)鋰離子電池的有機(jī)液態(tài)電解質(zhì)在高溫下極易起火，造成電池?zé)崾Э兀哂休^大安全隱患；同時(shí)，由于金屬鋰負(fù)極在電解液中極易產(chǎn)生枝晶，刺穿隔膜引起電池內(nèi)短路，所以基于有機(jī)電解液的傳統(tǒng)鋰離子電池不能采用金屬鋰作為負(fù)極，限制了電池能量密度的進(jìn)一步提升。

全固態(tài)鋰離子電池由于采用耐高溫的固態(tài)電解質(zhì)代替常規(guī)有機(jī)液態(tài)電解質(zhì)，故安全性好于傳統(tǒng)鋰離子電池。同時(shí)，由于固態(tài)電解質(zhì)的機(jī)械性能遠(yuǎn)優(yōu)于電解液，所以其理論上可以有效阻擋金屬鋰負(fù)極在充放電過(guò)程中產(chǎn)生的枝晶，使得全固態(tài)鋰離子電池可以采用金屬負(fù)極，進(jìn)一步提高電池的能量密度。 然而， 固態(tài)電解質(zhì)的本征電化學(xué)性能及其與正、負(fù)極的界面穩(wěn)定性等多個(gè)方面的問(wèn)題限制了全固態(tài)電池的實(shí)際應(yīng)用。尤其在正極結(jié)構(gòu)中，包括活性物質(zhì)、導(dǎo)電劑和固態(tài)電解質(zhì)等在內(nèi)的不同組分之間固-固界面的穩(wěn)定性限制了電池的容量發(fā)揮和循環(huán)壽命，是阻礙電池性能 提升的主要瓶頸。

其中，固-固界面化學(xué)和電化學(xué)穩(wěn)定性不佳導(dǎo)致正極材料固-固界面不斷發(fā)生化學(xué)和電化學(xué)反應(yīng)，使鋰離子在反應(yīng)過(guò)程中逐漸消耗，造成電池的容量衰減；其較差的機(jī)械穩(wěn)定性導(dǎo)致正極材料固-固界面發(fā)生剝離，減小了正極活性物質(zhì)與導(dǎo)電劑和集流體的接觸面積，使電池阻抗大幅增加，降低了電池的容量和循環(huán)壽命；界面熱穩(wěn)定性不佳導(dǎo)致正極材料和固態(tài)電解質(zhì)在高溫下容易發(fā)生分解和元素滲透，造成電極與電解質(zhì)在高溫下相變從而失效，限制了電池的裝配工藝普適性。因此，提高全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面的穩(wěn)定性是提升全固態(tài)鋰離子電池電化學(xué)性能的關(guān)鍵。

然而，對(duì)全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面基礎(chǔ)科學(xué)問(wèn)題的認(rèn)識(shí)不清限制了其性能的進(jìn)一步提升。本文將對(duì)全固態(tài)鋰離子電池正極界面的化學(xué)穩(wěn)定性、電化學(xué)穩(wěn)定性、機(jī)械穩(wěn)定性和熱穩(wěn)定性的機(jī)理問(wèn)題進(jìn)行探討，對(duì)不同影響因素和優(yōu)化方法進(jìn)行總結(jié)和討論，為全固態(tài)鋰離子電池的開(kāi)發(fā)和應(yīng)用提供參考。 第二部分：化學(xué)穩(wěn)定性正極材料固-固界面極大的阻抗是造成全固態(tài)鋰離子電池室溫電化學(xué)性能不佳的主要因素，而導(dǎo)致正極材料固-固界面阻抗過(guò)大的重要原因是該界面的化學(xué)穩(wěn)定性和電化學(xué)穩(wěn)定性不佳。其中，界面的化學(xué)穩(wěn)定性是指在沒(méi)有電場(chǎng)或磁場(chǎng)力的情況下，界面保持原有物理化學(xué)性質(zhì)的能力。在正極材料固-固界面中，化學(xué)穩(wěn)定性不佳的兩種表現(xiàn)形式為正極材料間元素的相互擴(kuò)散和空間電荷層的形成。

正極材料間元素的相互擴(kuò)散通常發(fā)生在氧化物陶瓷固態(tài)電解質(zhì)和氧化物正極材料之間的界面上。Kim等利用TEM和線性EDS發(fā)現(xiàn)LLZO與LCO的界面在室溫下存在50~100nm的元素?cái)U(kuò)散層，如圖1a所示，其主要成分為L(zhǎng)a2CoO4。但是，由于在室溫下正極材料間元素相互擴(kuò)散的速度極慢，所以很難對(duì)該擴(kuò)散過(guò)程生成的產(chǎn)物進(jìn)行表征。

圖1 LLZO/LCO界面的TEM照片（上） 和線性EDS圖譜（下） （ａ）；通過(guò)DFT計(jì)算得到的 LCO/LPS界面（上）和LCO/LNO/LPS界面 （下）在穩(wěn)態(tài)下鋰離子濃度分布示意圖（ｂ） 在全固態(tài)鋰離子電池中，當(dāng)過(guò)渡金屬氧化物作正極、硫化物作電解質(zhì)時(shí)，由于鋰離子在氧化物中的電勢(shì)比在硫化物中的高，所以鋰離子在電場(chǎng)力的驅(qū)動(dòng)下從硫化物電解質(zhì)遷移到氧化物正極材料中，直至界面兩端電勢(shì)平衡。但當(dāng)達(dá)到平衡后，硫化物電解質(zhì)與氧化物正極材料的界面處會(huì)形成一個(gè)類(lèi)似電子導(dǎo)體中PN結(jié)的低鋰離子濃度區(qū)域，該區(qū)域被稱為空間電荷層。由于空間電荷層的鋰離子濃度較低，所以該區(qū)域的離子電導(dǎo)率較低，從而導(dǎo)致離子在該區(qū)域的遷移勢(shì)壘較高，造成該區(qū)域的阻抗急劇增大。如圖 1b所示，通過(guò)在LCO表面包覆LNO可以有效抑制空間電荷層的形成。

Yamamoto等利用電子全息照相對(duì)LCO和LPS之間的界面進(jìn)行表征，證實(shí)了在該界面靠近LPS側(cè)存在因鋰離子重新排布形成的低離子濃度區(qū)域，即空間電荷層。盡管研究人員意識(shí)到了空間電荷層的存在，也證實(shí)了空間電荷層是導(dǎo)致基于硫化物固態(tài)電解質(zhì)的全固態(tài)鋰離子電池阻抗過(guò)大的主要原因，但是對(duì)于空間電荷層的化學(xué)形成過(guò)程的機(jī)理依然認(rèn)識(shí)不清。同時(shí)，由于外加電勢(shì)差的作用，界面處空間電荷層的化學(xué)行為更加復(fù)雜。 第三部分：電化學(xué)穩(wěn)定性與化學(xué)穩(wěn)定性不同，全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面的電化學(xué)穩(wěn)定性體現(xiàn)的是在電場(chǎng)力作用下，界面保持原有物理化學(xué)性質(zhì)的能力。

全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面的電化學(xué)行為非常復(fù)雜，隨著固態(tài)電解質(zhì)和正極材料種類(lèi)的不同以及預(yù)處理方式的不同，正極材料固￣固界面表現(xiàn)出不同的電化學(xué)穩(wěn)定性。本節(jié)將按電解質(zhì)的種類(lèi)對(duì)全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面的電化學(xué)穩(wěn)定性進(jìn)行介紹。 在基于硫化物固態(tài)電解質(zhì)的全固態(tài)鋰離子電池中，由于硫化物固態(tài)電解質(zhì)與正極材料之間的接觸面積較大，所以電解質(zhì)與正極材料的界面在充放電過(guò)程中的元素相互擴(kuò)散現(xiàn)象容易被表征。

LPS固態(tài)電解質(zhì)與LCO的界面在充放電過(guò)程中局部產(chǎn)生了Co3O4，且其位置并不固定，說(shuō)明Co3O4是界面局部過(guò)充的產(chǎn)物。Auvergniot等利用掃描俄歇電子顯微鏡對(duì)LPSC固態(tài)電解質(zhì)與LMO正極的界面進(jìn)行表征，如圖2a所示，發(fā)現(xiàn)在 LPSC表面有S、LiC、P2Sx 和Li2Sn生成，說(shuō)明LPSC在充放電過(guò)程中被氧化。高電子電導(dǎo)率的產(chǎn)物是造成硫化物固態(tài)電解質(zhì)與正極材料界面在充放電過(guò)程中發(fā)生電化學(xué)反應(yīng)的主要原因。近期研究發(fā)現(xiàn)，LPS的最高價(jià)帶高于LFP，由于電荷補(bǔ)償機(jī)制，在充放電過(guò)程中，LPS與LFP的界面處產(chǎn)生電化學(xué)活性，最終使該界面變成貧鋰區(qū)，即形成了空間電荷層，隨著S-S鍵與PS4四面體不斷發(fā)生聚合反應(yīng)，空間電荷層繼續(xù)生 長(zhǎng)。此外，Sumita等發(fā)現(xiàn)隨著充放電過(guò)程的進(jìn)行，硫化物固態(tài)電解質(zhì)中S-S鍵發(fā)生可逆的生成和斷裂過(guò)程，如圖2b所示。說(shuō)明在高電壓下，硫化物固態(tài)電解質(zhì)具有一定的氧化能力，導(dǎo)致其在高電壓下的電化學(xué)穩(wěn)定性很差。

圖2 LMO/LPSC/ Li-In全固態(tài)電池正極側(cè)循環(huán)前（上） 和循環(huán)后（下） 的SAM圖譜（ａ） ；LPS/LFP界面的電子層狀態(tài)密度 （LDOS）等高線圖（利用+U能級(jí)計(jì)算得到的結(jié)果（上）， 利用HSE06雜化泛函能級(jí)計(jì)算得到的結(jié)果（下））（ｂ）相比于硫化物固態(tài)電解質(zhì)，氧化物固態(tài)電解質(zhì)和正極材料的固-固界面不存在空間電荷層效應(yīng)，所以氧化物固態(tài)電解質(zhì)和正極材料固-固界面的電化學(xué)反應(yīng)主要體現(xiàn)在固態(tài)電解質(zhì)和正極材料界面之間的元素在充放電過(guò)程中的相互擴(kuò)散現(xiàn)象。Kim等證明了 LCO與鈉超離子導(dǎo)體（NASICON）型固態(tài)電解質(zhì)和LiPON的界面在充放電過(guò)程中沒(méi)有變化。

但是，研究表明LCO和LMO與Garnet型固態(tài)電解質(zhì)LGLZO的界面分別在3.0和3.8V時(shí)會(huì)發(fā)生分解，而且分解產(chǎn)物的生成速度遠(yuǎn)高于這兩者與LGLZO化學(xué)反應(yīng)產(chǎn)物的生成速度，因此，LCO和LMO與LGLZO的界面在高電壓下分解的驅(qū)動(dòng)力主要是電化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，故LCO和LMO正極與LGLZO的電化學(xué)穩(wěn)定性不佳。 由于聚合物固態(tài)電解質(zhì)（SPE）的電壓窗口較小，所以當(dāng)其與電壓平臺(tái)較高的正極材料，例如LCO和LNMO匹配時(shí)，在正極材料固￣固界面處會(huì)發(fā)生電化學(xué)反應(yīng)，導(dǎo)致電池容量衰減，循環(huán)性能大幅 降低。LCO/ SPE/ Li全固態(tài)電池循環(huán)10周后，容量衰減了42％，通過(guò)交流阻抗對(duì)電池在高電位下的阻抗測(cè)試發(fā)現(xiàn)，隨著電池在高電位的時(shí)間逐漸增加，正極側(cè)的阻抗逐漸增大，但是電解質(zhì)和負(fù)極側(cè)的阻抗幾乎沒(méi)有變化，而且 LCO與SPE界面處在循環(huán)后產(chǎn)生了高阻抗的Co3O4相。

因此，正極材料與SPE間在高電壓下界面穩(wěn)定性不佳是導(dǎo)致全固態(tài)電池極化過(guò)大的主要原因。 第四部分：機(jī)械穩(wěn)定性在全固態(tài)鋰離子電池中，電極或固態(tài)電解質(zhì)的機(jī)械穩(wěn)定性不佳會(huì)造成電池的電化學(xué)性能大幅下降。其中，正極材料固-固界面機(jī)械穩(wěn)定性不佳會(huì)造成全固態(tài)電池的極化大幅增加。造成該現(xiàn)象的主要原因是正極材料在鋰離子脫嵌時(shí)會(huì)發(fā)生相變或晶格膨脹/收縮，使正極材料的晶格大小在充放電過(guò)程中會(huì)發(fā)生變化。這種體積效應(yīng)會(huì)導(dǎo)致正極材料與導(dǎo)電劑的界面在充放電過(guò)程中不斷生成—破碎，消耗可遷移的鋰離子，使電池容量下降。同時(shí)，正極材料在充放電時(shí)的體積變化會(huì)造成其與導(dǎo)電劑和集流體發(fā)生剝離，使電池的阻抗大幅上升。Tian和Qi對(duì)一維Newman電池基于Poisson接觸力學(xué)理論進(jìn)行計(jì)算模擬，發(fā)現(xiàn)電極與導(dǎo)電劑和集流體的剝離行為發(fā)生在循環(huán)后，該行為導(dǎo)致電池容量的衰減。Bucci等利用力聚區(qū)模型對(duì)因正極材料體積變化導(dǎo)致全固態(tài)電池正極側(cè)產(chǎn)生裂紋的行為進(jìn)行模擬，如圖3所示，證實(shí)了只有具備低斷裂能和高體積變化的正極材料才會(huì)使全固態(tài)電池正極側(cè)在充放電過(guò)程中產(chǎn)生裂紋并使其在正極側(cè)蔓延傳播。

圖3 正極材料有限元模型的幾何、離散化和邊界條件示意圖。電極材料顆粒嵌入了固態(tài)電解質(zhì)和電子導(dǎo)電劑顆粒中在全固態(tài)電池正極側(cè)施加壓力可以有效抑制因正 極材料體積變化產(chǎn)生的裂紋蔓延現(xiàn)象。Janek等證實(shí)加壓可以有效抑制因LCO在充放電過(guò)程中鋰離子脫嵌產(chǎn)生的體積變化造成的裂紋蔓延現(xiàn)象，有效提升全固態(tài)電池正極材料固￣固界面的機(jī)械穩(wěn)定性。Koerver等發(fā)現(xiàn)即使是采用零體積應(yīng)變材料Li4Ti5O12作為全固態(tài)電池正極材料，在正極側(cè)依舊會(huì)產(chǎn)生裂紋。所以，在全固態(tài)電池中，提升界面的機(jī)械穩(wěn)定性，改善正極材料間兼容性是未來(lái)全固態(tài)電池正極材料固-固界面的研究重點(diǎn)。 第五部分：熱穩(wěn)定性固態(tài)電解質(zhì)與正極材料混合后，分解溫度會(huì)大大低于其正常分解溫度。研究發(fā)現(xiàn)，熱分解過(guò)程通常在固態(tài)電解質(zhì)與正極材料接觸的部分，即固-固界面處開(kāi)始發(fā)生，然后逐漸向材料內(nèi)部蔓延。

在對(duì)氧化物固態(tài)電解質(zhì)與正極材料界面熱穩(wěn)定性的研究中，Gellert等通過(guò)XRD對(duì)LATP和LMO正極材料的固-固界面的熱分解產(chǎn)物進(jìn)行表征，發(fā)現(xiàn)該界面在500℃發(fā)生了分解，同時(shí)LMO正極側(cè)產(chǎn)生無(wú)鋰氧化物，而在LATP電解質(zhì)側(cè)產(chǎn)生如Li3PO4的含鋰磷酸鹽。由于這些含鋰磷酸鹽的熔點(diǎn)較低，故界面的分解溫度進(jìn)一步降低。Inoue等發(fā)現(xiàn)LLZTO與石墨以及Li0.47CoO2的固-固界面在480℃ 即發(fā)生了分解。Miara等利用XRD和差示掃描量熱DSC分別對(duì)LLZO和LATP固態(tài)電解質(zhì)與LCMO、LNMO和LFMO尖晶石結(jié)構(gòu)正極的界面熱穩(wěn)定性進(jìn)行探究，如圖4所示。結(jié)果表面，LLZO與尖晶石結(jié)構(gòu)正極的界面在600℃即發(fā)生分解， 而LATP與尖晶石結(jié)構(gòu)正極的界面在700℃才開(kāi)始分解。由于鋰元素從固態(tài)電解質(zhì)向尖晶石正極材料擴(kuò)散，LLZO與尖晶石正極界面在高于600℃的溫度下生成富鋰錳氧化物L(fēng)i2MnO3和各種無(wú)鋰氧化物，而LATP與尖晶石正極界面在高于700℃的溫度下生成Li3PO4、各種無(wú)鋰氧化物和無(wú)鋰磷酸鹽。

圖4 不同尖晶石型正極材料與LATP， LLZO固態(tài)電解質(zhì)的分解溫度以及兩兩混合后的分解溫度示意圖 關(guān)于硫化物固態(tài)電解質(zhì)和正極材料間固-固界面的熱穩(wěn)定性研究較少。Tsukasaki等利用TEM和DSC對(duì)75Li2S-25P2S5體系非晶態(tài)硫化物固態(tài)電解質(zhì)與NCM111正極材料的界面進(jìn)行表征，發(fā)現(xiàn)其在200℃時(shí)產(chǎn)生未知晶體相。與氧化物固態(tài)電解質(zhì)類(lèi)似，聚合物固態(tài)電解質(zhì)和正極材料固-固界面在加熱到一定的溫度時(shí)，聚合物固態(tài)電解質(zhì)中的鋰鹽與正極材料和聚合物基體發(fā)生反應(yīng)，生成碳酸鋰等產(chǎn)物，使界面 發(fā)生熱失效。Xia等通過(guò)XRD和DSC測(cè)試對(duì)PEO+LiTFSI聚合物固態(tài)電解質(zhì)與LiCoO2、LiNiO2、 LiMn2O4、V2O5、V6O13和LixMnO2正極的界面熱穩(wěn)定性進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)聚合物固態(tài)電解質(zhì)與不同正極材料的界面在210~340℃發(fā)生了分解，分解的產(chǎn)物主要是Li2CO3、Li2O、LiF等含鋰化合物，金屬氧化物和未知組分的氣體。同時(shí)，充電態(tài) 下正極與聚合物固態(tài)電解質(zhì)的界面分解溫度要高于放電態(tài)下界面的分解溫度。

第六部分：界面優(yōu)化方法簡(jiǎn)介由于全固態(tài)電池的工作環(huán)境溫度接近室溫，所以，相比于提升全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面的化學(xué)穩(wěn)定性和熱穩(wěn)定性，提升界面的電化學(xué)穩(wěn)定性和機(jī)械穩(wěn)定性，避免正極與固態(tài)電解質(zhì)在充放電過(guò)程中發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，抑制正極顆粒在充放電過(guò)程中的破碎現(xiàn)象，是提升全固態(tài)電池電化學(xué)性能的關(guān)鍵。避免正極材料與固態(tài)電解質(zhì)在充放電過(guò)程中發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，可以有效避免界面不斷發(fā)生分解—生成的過(guò)程，減少在該過(guò)程中消耗的鋰離子，提高全固態(tài)電池的庫(kù)倫效率和循環(huán)壽命。抑制正極顆粒在充放電過(guò)程中的破碎現(xiàn)象可以避免因顆粒破碎而導(dǎo)致的接觸不良和界面破壞，提高全固態(tài)電池的容量和循環(huán)壽命。針對(duì)這兩個(gè)問(wèn)題，有效的全固態(tài)電池正極固-固界面優(yōu)化方法主要有正極顆粒表面包覆、三維多孔固態(tài)電解質(zhì)制備以及低熔點(diǎn)離子導(dǎo)體優(yōu)化改性。

正極顆粒表面包覆是最常用的全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面的優(yōu)化方法，該方法是在正極材料表面包覆一層在高電壓下穩(wěn)定、離子電導(dǎo)率高和電子絕緣的鋰離子導(dǎo)體，達(dá)到隔絕正極與固態(tài)電解質(zhì)，避免其在充放電時(shí)發(fā)生反應(yīng)的目的。同時(shí)，這層鋰離子導(dǎo)體可以有效抑制正極顆粒在充放電時(shí)因體積變化導(dǎo)致的破碎。常見(jiàn)的正極表面包覆層有Li3PO4、LiNbO3以及各種鋰離子導(dǎo)體等， 常用的處理方式為溶膠凝膠法、噴涂法、 絲網(wǎng)印刷法、旋涂法、脈沖激光沉積 （PLD）、原子層沉積（ALD）等。然而，正極顆粒表面包覆不能解決正極材料與固態(tài)電解質(zhì)之間接觸面積過(guò)小的問(wèn)題，所以不能用于氧化物固態(tài)電解質(zhì)體系全固態(tài)電池。另外，除了PLD、ALD等濺射手段，其他包覆方式得到的產(chǎn)物存在包覆層不均勻的問(wèn)題，主要原因是其他的包覆方式均為機(jī)械混合。而PLD、ALD等濺射手段的制備成本較高。因此，如何利用成本較低的手段對(duì)正極材料表面進(jìn)行包覆是未來(lái)該方向的研究關(guān)鍵。

三維多孔固態(tài)電解質(zhì)可以將正極負(fù)載在多孔固態(tài)電解質(zhì)的孔內(nèi)，使正極材料與固態(tài)電解質(zhì)充分接觸，同時(shí)也可以抑制正極材料在充放電時(shí)發(fā)生破碎現(xiàn)象。制備三 維多孔固態(tài)電解質(zhì)主要有流延法和模板法。相比于工藝較為復(fù)雜、成本較高的流延法，模板法工藝更簡(jiǎn)單、成本較低。Zhang等利用模板法制備了三維多孔結(jié)構(gòu)LAGP固態(tài)電解質(zhì)并將高鎳三元正極材料NCM811負(fù)載在孔中，如圖5所示。與普通LAGP陶瓷相比，三維多孔結(jié)構(gòu)LAGP能使全固態(tài)電池具有更高的載量、更高的容量發(fā)揮和更好的循環(huán)性能。三維多孔固態(tài)電解質(zhì)優(yōu)化多用于氧化物固態(tài)電解質(zhì)和聚合物固態(tài)電解質(zhì)體系，但是，三維多孔固態(tài)電解質(zhì)無(wú)法有效提高正極材料與固態(tài)電解質(zhì)固-固界面的電化學(xué)穩(wěn)定性，將其與正極顆粒表面包覆相結(jié)合，是該方法未來(lái)的研究重點(diǎn)。

圖5 高NCM811正極材料負(fù)載量的三維結(jié)構(gòu)LAGP全固態(tài)鋰離子電池示意圖在正極材料中混入低熔點(diǎn)離子導(dǎo)體，通過(guò)施加高于 離子導(dǎo)體熔點(diǎn)的溫度使離子導(dǎo)體融化后冷卻，均勻分布在正極材料與固態(tài)電解質(zhì)之間，這種方法不僅可以避免正極材料與固態(tài)電解質(zhì)接觸發(fā)生反應(yīng)。而且可以提高正極材料與固態(tài)電解質(zhì)之間的接觸面積， 還能改善因正極顆粒在充放電時(shí)發(fā)生破碎而導(dǎo)致的接觸不良的問(wèn)題。Han等在LCO和 LLZO界面處加入低熔點(diǎn)的LCBO，如圖6所示。LCBO使LCO與固態(tài)電解質(zhì)的接觸面積增大，同時(shí)減小了LCO在充放電過(guò)程中因體積變化導(dǎo)致的顆粒破碎對(duì)正極材料與導(dǎo)電劑之間接觸性能的影響。另外，利用LCBO隔絕LCO與LLZO，避免了兩者之間在充放電過(guò)程中發(fā)生反應(yīng)。3方面共同作用，提升了LCO/LLZO/Li全固態(tài)鋰離子電池的電化學(xué)性能，然而，該方法的制備工藝非常復(fù)雜，成本較高。

圖6 全陶瓷正極-固態(tài)電解質(zhì)界面改性示意圖第七部分：結(jié)語(yǔ)全固態(tài)鋰離子電池的室溫循環(huán)性能、倍率性能以及庫(kù)倫效率低下限制了其在現(xiàn)實(shí)中的應(yīng)用。正極材料固-固界面穩(wěn)定性不佳是造成全固態(tài)鋰離子電池室溫性能不佳的主要原因。目前，對(duì)于該固-固界面的優(yōu)化研究已經(jīng)取得了顯著的成果，但仍有許多關(guān)鍵問(wèn)題亟待解決： ①正極材料與固態(tài)電解質(zhì)界面潤(rùn)濕性的微觀機(jī)制認(rèn)識(shí)不清；②活性物質(zhì)在正極材料中的比例偏低；③缺乏對(duì)界面層成分和結(jié)構(gòu)的選擇以及界面層與正極、 電解質(zhì)的界面相容性的研究。解決以上問(wèn)題是全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面研究的重要任務(wù)。

另外，對(duì)全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面在充放電過(guò)程中物相和形貌變化的表征手段也限制了正極材料固-固界面的優(yōu)化。受限于測(cè)試精度，物相分析最常用的XRD法無(wú)法應(yīng)用于正極固-固界面在充放電過(guò)程中物相變化的表征，加大了研究難度。目前，常用的正極固-固界面變化的表征手段僅有SEM、TEM、XPS、核磁共振（NMR）等少數(shù)幾種，且表征效果不佳，原位表征手段更為稀缺。所以，發(fā)展新的全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面表征技術(shù)，特別是結(jié)合各種原位表征手段是未來(lái)全固態(tài)鋰離子電池正極材料固-固界面研究的重要方向。 參考：李煜宇等《全固態(tài)鋰離子電池正極界面的研究進(jìn)展》

原文標(biāo)題：前沿！全固態(tài)鋰離子電池正極界面的研究進(jìn)展

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