硅基固态电池的界面失效挑战与应对策略

锂电联盟会长 2024-10-15 09:02 1049浏览 0评论 0点赞

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摘要：硅基材料因其较高的理论比容量被认为是固态电池中最有前景的负极材料之一。然而，在充放电过程中，硅基电极材料和固态电解质容易发生界面失效，破坏了界面处的离子电子传输通路、引起电池内部阻抗增加以及电流密度分布不均匀，最终造成电池容量和循环寿命的衰减，这是设计高比能和长循环硅基固态电池时面临的挑战之一。本文首先从硅基材料的晶体结构、临界直径和电化学烧结方面阐述了界面失效的原因，并介绍了嵌锂数量对纯硅材料电子电导率、离子扩散系数、杨氏模量性能的影响。随后总结了应对固态电池中电极和电解质界面失效问题的多种方案，包括粘结剂、缓冲层的应用、电极材料结构设计以及电极材料和电解质的粒径匹配。此外，文章还强调了循环过程中施加相等且恒定的堆叠压力对电池性能的潜在影响。本文旨在阐明固态电池中硅基材料与电解质界面失效导致的电池容量衰减以及循环寿命下降的科学挑战，并从硅基材料设计、电极材料制备、电极材料和电解质匹配等方面提出了解决这些挑战的策略，为该领域的进一步发展指明了方向。

关键词：硅基固态电池；界面失效；应力错配；堆叠压力

随着电动汽车及大型储能设备市场的不断扩大，对二次电池的能量密度、安全性和循环寿命提出了更高的要求。传统电池使用的有机电解液在高温下易燃，存在较大的安全隐患。固态电池（solid-state battery, SSB）采用不可燃的固态电解质(solid electrolyte, SE)替代易燃的有机电解液，有望实现高能量密度和高安全性，被认为是最有潜力的下一代电池。

开发高能量密度固态电池的关键是制备高容量的电极材料，硅负极在室温下具有 3590mA·h·g ^-1的高理论容量（相对于 Li₃_.75Si），以及 0.4 V（VS Li⁺/Li）的嵌锂电位，同时，硅材料在合金化反应中锂化动力学较快，硅负极在工作过程中不易形成锂枝晶，从而增加了电池的安全性和稳定性，而且硅材料广泛分布于全球，原料供应不受地域限制。因此，硅基材料成为全固态电池中极具前景的负极材料之一。

硅基固态电池可以借鉴传统硅基锂离子电池的设计经验，但固态电池中存在一些与传统锂离子电池不同的现象。在固态电池外部往往施加一定的压力，压力通过具有较高机械强度的固态电解质传递到硅基材料上，这种方式在一定程度上限制了硅基材料的体积膨胀率、增强了电极材料的结构稳定性，因此，在固态电池中硅负极表现出较少的颗粒粉化，在一定程度上缓解了合金材料开裂导致的电子通路失效问题，从而有望实现更好的循环稳定性。然而，固态电解质的低流动性和低润湿性增加了电极材料电解质界面失效的风险。

在本文中，我们主要从控制硅基材料的体积膨胀以及调控电极电解质界面角度来提供 SSB 性能优化策略。首先，我们从硅基材料的基本性质出发讨论了电极材料和电解质界面失效的原因；随后，我们总结了关于硅基材料本征性质的最新研究，包括硅基材料的电子电导率、离子扩散系数、杨氏模量随锂化程度的变化；最后我们从粘结剂、电极结构设计、缓冲层、电极材料和电解质粒径匹配方面介绍了缓解界面失效的策略，同时强调了相等且恒定的循环压力对于固态电池性能测试的潜在影响。本文旨在为缓解硅基材料在固态电池中的界面失效问题提供可行性方案的参考，并为硅基固态电池的下一步发展指明了方向。

1 硅基负极的机理研究

由于固态电解质与液态电解液在润湿性和流动性方面存在差异，电极材料与电解质之间生成的固体电解质界面（solid electrolyte interface, SEI）、界面接触和离子传输过程等也有所不同。同时，固态电池中硅基负极与电解质之间的机械稳定性的重要性也不可忽视。本章回顾了近期国内外对于硅的晶体结构、临界直径以及电化学烧结性质的研究结果，从根本上探究硅基固态电池界面失效的原因，以及硅基材料在锂化过程中的电子电导率、离子扩散系数、杨氏模量以及体积随锂含量变化的研究成果，可为解决硅基固态电池界面失效问题提供理论基础。

1.1 晶体结构与临界直径

根据材料晶体结构的差异，硅基材料可以分为两大类：晶体硅（crystalline Si, c-Si）和无定形硅（amorphous Si, a-Si）。c-Si 中有序排列的晶格结构和明显的晶粒各向异性，相比之下，a-Si 内部由于存在大量悬垂键，导致 Si 原子偏离轨道，形成各向同性（图 2a 和 b）所示。此外，悬垂键的存在也使得 a-S 合金化反应需要克服的势垒下降，更有利于合金化反应的进行。由于晶体结构的不同，c-Si 和 a-Si 的锂化过程表现出差异。在 c-Si 形成 a-Li_xSi（x<3.75）的锂化过程中，不同晶面上相边界移动速度不同，导致膨胀速率不均匀，从而在膨胀速率较快的方向上产生应力集中，超出材料承受极限后可能导致结构破裂，相比之下，a-Si 锂化速度各向同性，使得应力释放更均匀，避免了应力在某个方向上集中（图 2c）。这种应力释放机制将 a-Si 的临界直径拓宽至 870nm，显著大于 c-Si 的 150nm（图 2d 和 e）。同时，a-Si 由于无晶粒取向和边界，锂化势垒较低，锂化过电位也更低，更有利于锂化反应的进行。

1.2 电化学烧结

在锂化和脱锂化过程中，伴随 Si-Si 键周期性的断裂与重建，不同 Si 颗粒之间通过化学键重整合并成更大的粒子，这一现象被称为电化学烧结。原先紧密排列具有孔隙的 Si 颗粒在多次循环后通过电化学烧结转化为结构致密的大颗粒块，失去了小体积优势，增加了局部膨胀，导致其电化学性能下降。（如图 2f 所示）。此外，在固态电池中，为了保持循环过程中电极材料和电解质之间的紧密接触，通常施加较大的堆叠压力（2-250 MPa），高堆叠压力使得活性材料之间的接触更加紧密，因此在相邻的小颗粒之间通过 Si-Si 键连接形成大颗粒的难度降低，电化学烧结现象更加明显。

1.3 硅的锂化性质

c-Si/a-Si 在第一次脱锂后都会转变成 a-Si。在 Si 负极锂化过程中存在两种类型的体积膨胀：一种是形成 Li_xSi（x<3.75）导致体积增加，这种相变导致的体积膨胀与硅基材料容量的释放密切相关。严格的限制这种体积膨胀会减少锂离子的储存数量，进而降低电极材料的容量，因此有必要在体积膨胀和容量释放之间寻找一个平衡。另一种是循环过程中缺陷积累导致的不可逆膨胀（图 3a），这种不可逆膨胀与储锂的容量无关，但缺陷的积累会增加硅基材料破碎的风险。因此，控制这种不可逆的体积膨胀对于提升硅基材料的机械完整性和循环稳定性至关重要。

作为一种半导体材料，纯硅的电导率为 10^-4S·cm^-1，在充放电过程中，其较低的电子电导率会在 Si 上形成较大的过电位，限制容量的释放。为了解决这一问题，过去人们通常选择添加碳或其它导电材料，制备成复合电极，以提升硅电极的电子电导率。然而添加的导电材料对容量的贡献较低，降低了电池整体的能量密度，更糟糕的是，添加的碳材料会导致硫化物电解质的分解，不仅降低电池的库伦效率，还会影响电池的循环稳定性。孟颖团队最近的研究结果表明，Li 本身也可以作为一种性能优良的硅导电剂。随着 Li 含量的增加，Li_xSi 的电子电导率从 10^-4S·cm^-1（Li₀Si）增加到 10S·cm^-1（Li₂Si）（图 3b 和 c）。Jürgen Janek采用恒电流间歇滴定技术测量了无 SE 的 Si 电极中 Li 的扩散系数，证实了 Li_xSi 的离子扩散系数随着 Li 的增加也有相应的改善（图 3d）（D_Li（Li_0.188Si）=5.7×10^-10cm²S^-1，D_Li（Li_3.656Si）=6.9×10^-8cm²S^-1，平均 D_Li为 1.0×10^-8cm²S^-1），通过 InLi|LPSCl|Si/LPSCl 和 InLi|LPSCl|Si 半电池在 0.1C 下的循环曲线可以看到，随着锂化过程的进行，无 SE 的 Si 负极的过电位逐渐降低（图 3e），这与 Li 的嵌入对离子、电子电导率的改善结果相互印证。

有观点认为硅在嵌锂、脱锂过程中从晶体到非晶结构相变引起的局部机械应力是造成容量快速衰减的主要因素。Hertzberg 等人研究了纳米晶体硅电极首次锂化为 Li_0.6Si，Li_1.08Si，Li_2.06Si 和 Li_3.75Si 相的杨氏模量，发现当 x≤0.375 时，Li_xSi 合金的杨氏模量与 Li 的含量呈线性关系，而在 0.52xSi 合金的杨氏模量保持为恒量。Zeng 等人在室温下使用原位高压同步加速器 X 射线衍射（X-ray Diffraction, XRD）实验测量了亚稳态多晶 Li₁₅Si₄ 相的体积模量，发现晶体 Li₁₂Si₇和 Li₇Si₃的体积模量和 Li 与 Si 的比例表现出非线性行为。非原位表征结果受到样品转过程中的电压松弛以及样品不均匀性的干扰。近来，Ridwan P采用双峰原子力显微镜，以杨氏模量为力学映射指标，测得了非晶 Si 薄膜电极在固态电池中首次嵌锂和脱锂过程中的实时形貌和模量变化。在锂化初期（x=0-0.37），Si 薄膜电极的模量急剧下降，随着 Li_xSi 中 x 继续增加，杨氏模量缓慢下降（图 3f）；而在脱锂过程中，Li_xSi 电极的模量与 x 呈现近似线性关系（图 3g）。我们需要更多的测试手段来直接获取连续嵌锂、脱锂过程中 Li_xSi 中局部机械应力变化，尤其是两相区域中的应力变化，这对于减轻硅基固态电池机械衰退和电极故障方面至关重要。

伴随硅基材料的合金化相变过程，电极材料的体积、模量、电子电导率、Li⁺扩散系数也会发生相应的变化，电极材料性质的改变不可避免地影响了固态电池的机械稳定性、电化学性能和热稳定性。因此，综合考虑热-力-电化学多物理场耦合效应，建立真实工况下固态电池的物理化学模型对于理解固态电池的界面失效机制和推动其原始创新具有重要的意义。

2 缓解硅负极界面失效的策略

硫基电解质因其出色的室温电导率，成为固态电池中最有前景的电解质。然而硫基电解质的化学稳定性差，和碳材料接触易分解（图 4a）。电解质的分解导致电极、电解质界面的离子、电子传输阻抗增大；同时硅基电极在循环过程中经历显著的体积变化，导致电极与电解质界面产生孔隙进而引发接触失效（图 4b），引起电池容量衰减和循环稳定性下降。因此，减轻硅基电极的体积变化，同时确保固态电解质具有一定的弹性和化学稳定性，保持电极材料和电解质之间的良好应变匹配，可以显著缓解甚至完全避免由硅基负极的机械行为引起的界面问题。接下来将从五个维度来探讨抑制界面失效的策略：粘结剂的效用、电极材料结构优化、电极材料和电解质的粒径匹配、缓冲层的应用以及循环压力的设置。采用不同改性策略的硅基固态电池的性能如表 1 所示。

2.1 粘结剂的效用

利用结实且有弹性的粘结剂将硅基材料、导电剂和固态电解质粘合起来，来增强电极与电解质之间的结合强度，这是缓解硅基负极界面失效的一个实用方案。

根据粘结剂使用条件，电极制备工艺可以分为湿法涂浆、干法压片两种。湿法涂浆工艺和传统的锂离子电池电极制备工艺兼容，将粘结剂溶解在极性溶剂中，与电极材料混合均匀后涂覆在集流体上，并烘干以除去溶剂。干法工艺则无需将粘结剂溶解在极性溶剂中，而是依靠粘结剂自身的缠结作用，将粘结剂与电极材料充分搅拌均匀后压延成薄片，再将其压在集流体上。硫化物电解质在高极性的溶液中易发生溶解和晶格结构坍塌、导致离子电导率损失。干法工艺中常用的聚四氟乙烯（PTFE）聚合物粘结剂，其最低未占据轨道较低，在低电位下不稳定，主要用作正极材料的粘结剂。目前有研究将 PTFE 粘结剂应用在碳负极当中，但在硅基负极中的应用尚未有报道。同时，为提升聚合物粘结剂的离子、电子电导率而添加碳导电材料会催化硫化物电解质的分解，导致电池的阻抗增加。

为了减少硫基固态电解质与碳导电剂之间的副反应，研究人员对单一功能的粘结剂进行升级改造。宋江选等制备了一种具有离子-电子双导电功能的 Ag@PAP 粘结剂。将原位还原的银纳米颗粒掺入富含醚键的高强度聚合物中，为锂离子和电子建立了导电途径。Si-Ag@PAP|Li₆PS5Cl |Ni_0.9Co_0.075Mn_0.025O₂全固态电池在 8mA cm^-2 的电流密度下稳定循环2000次，容量保留率 60.2%。这种复合功能粘结剂设计方案不仅解决了固态电池中的电解质副反应造成的循环性能差的问题，同时显著提升了倍率性能和循环稳定性，为固态电解质粘结剂的设计提供了新的思路。

2.2 电极材料结构优化

微米级，薄膜型材料相比于纳米材料具有高振实密度、高面容量、低成本的优点，同时由于比表面积的减少，增加了首次库伦效率，因此微米电极和薄膜型电极成为固态电池硅基电极的热门研究方向之一。Stefan Kaskel 等采用易扩展的 PVD 工艺制备了柱状结构的硅薄膜电极（图 5a 和 b），通过控制硅的体积膨胀方向，保持了与电解质的界面接触，与 LiNi_0.9Co_0.05Mn₀_.05O₂正极组成的全电池，面容量达到 3.5mAh cm^-2。稳定循环 100 圈后容量保持率为 82%。在微米材料中进行多孔结构设计可以同时兼顾微米材料的高振实密度，多孔材料的低体积膨胀率优点。霍开富等设计的微米级的蚁巢状多孔硅负极（图 5c 和 d），在 5.1mA·h·cm^-2面容量下以 2100mA g^-1的电流密度循环1000圈后，容量保持 1271mA h g^-1，容量保留率高达 90%，同时体积膨胀率控制在 17.8%。郭玉国等利用镁的掺杂，通过在微米级的 SiO_x颗粒中诱导 O 的偏析形成高密度的碳酸镁以产生封闭的纳米孔（图 5e 和 f）。这种闭合多孔的设计保证了电极材料与电解质的接触面积，同时闭合孔结构将 SiO_x的体积膨胀率限制到 22%，大大增强了电解质和电极材料界面的稳定性，以制备的闭孔 SiO_x 为负极组成的 11Ah 的软包电池在循环700圈后容量保留率为 80%。吴凡等利用硅在循环过程中发生的电化学烧结过程，形成由可塑性变形的富锂相（Li₁₅Si₄、LiC₆）组成的 3D 离子-电子导电网络，缓解了锂化过程中的应力集中，改善了电极动力学和机械稳定性。使用制备的硅基负极、LiNi_0.8Co_0.1Mn_0.1O₂ 正极、Li₆PS₅Cl 电解质组成的固态电池表现出良好的倍率能力和循环稳定性，在 5.86 mA·h·cm^-2的高负载下，1C（5.86 mA cm^-2）倍率可以稳定循环5000圈。

微米材料和薄膜材料相比于纳米材料具有突出的成本优势，通过对 Si 薄膜材料进行图案设计、微米材料的进行结构设计可以将其体积膨胀率从 400% 控制到 18%。结构设计方案有效的缓解硅基材料的机械失效行为，这对于制备高稳定、低成本、高能量密度的固态电池具有重要意义。

2.3 电极材料与电解质粒径匹配优化

硅基材料和电解质颗粒的接触表面是离子传输的唯一路径，为了提升离子的传输速率，必须扩大电解质与电极材料的接触面积，尽管这会增加电极和电解质界面的副反应。优化固体电解质与电极材料的粒径比例对于选择最佳接触面积（图 6a 和 b）、最优离子、电子传输速率（图 6c 和 d）以及保持电极材料内部电流均匀分布（图 6e）、降低界面副反应方面至关重要。Horst Hahn 发现较小的固体电解质颗粒可以增加离子电导率，进而提高倍率性能。Zhian Zhang 分别比较了 380nm、5μm、17μm、30μm 粒径的 Li_6.4La₃Zr_1.4Ta_0.6O₁₂电解质在 Li 金属对电池中的电导率，发现电解质粒径为 17μm 时可以获得最高的电导率，表明电解质粒径对电池性能的影响存在一个最优值。Rana 等人探索了不同粒径 Si 颗粒和固体电解质的粒径相容性，通过设计电极材料与电解质的颗粒来优化堆积密度，可以减少复合电极中的孔隙率，进而降低离子的传输距离，增加电极的有效离子电导率，提升电池的倍率性能。Masaaki Hirayam比较了0.51μm和1.32μm 的 Li_10.35Ge_1.35P_1.65S₁₂的电解质在 In-Li 对电池中的电极电解质界面演化情况，采用 1.32μm 粒径的电解质时，在循环5圈时，电极与电解质的界面处就产生了裂缝，而使用 0.51μm 的电解质在循环到71圈时才在电极电解质界面处产生裂缝。证明降低电解质的粒径对于抑制充放电期间电极/电解质界面的机械降解的重要性不可忽视。

越来越多的研究数据表明，电极材料和电解质的粒径大小，对于固态电池的离子电导率、离子传输路径、界面结构稳定性具有不可忽视的影响。然而，目前粒径对于电池性能的影响还处于探索阶段，粒径对电荷传输和电化学性能的作用机理仍需进一步深入研究。

2.4 缓冲层的应用

除了考虑 SE 本身的化学稳定性外，还需要考虑 SE 与 Si 基电极之间的电化学稳定性。例如，硫化物 SE 不仅自身的化学稳定性差，易与碳材料发生化学反应，而且在锂离子迁移过程中会与 Si 发生多种电化学反应，电解质中发生的副反应不仅会降低库伦效率，还会缩短电池的循环寿命。在硅基材料、以及固体电解质表面外添加具有特定功能的涂层材料，是缓解因固态电解质渗透性差导致的离子传输阻力大和导电性损的一种较为实用的方法。有机材料因具有较高的电化学惰性与较好的延展性和柔韧性，通常用做锂金属负极和无机 SE 之间的缓冲层。然而，有机材料的离子电导率较低，影响了固态电池整体的性能。目前，研究人员尝试结合有机材料高弹性、高化学稳定性和无机材料高离子电导率的优点，制备复合聚合物-无机固态电解质。Zhao 将聚环氧乙烷（PEO）与双氟磺酰亚胺锂（LiTFSi）和 Li_6.5La₃Zr_1.5Ta_0.5O₁₂（LLZTO）纳米颗粒均匀分散在乙腈溶液，然后将溶液注入 PVDF 纤维网络支架中，除去溶液后，得到具有缓冲层的复合电解质（PPG）。将 Si@MOF 与 PGG/LiFePO₄ 集成正极组成扣式电池，PPG 在 60℃ 条件下会发生软化，因此 PPG 与 Si@MOF 的接触界面可以紧密结合并持续保持，利用扣式电池内部压力即可稳定运行，以 0.5C 的倍率循环500圈后容量保持率达到 73.1%。Chen采用微米硅、合成导电碳骨架、MgO 制备的 SE 表面涂层，在电极和应力释放层之间形成了电子传输通路，微米 Si 和固态电解质的原位反应，形成了富含 LiF 的 SEI，具有较强电荷转移动力学以及机械鲁棒性，可以达到 3224.6mA h g^-1的高比容量和200次的长循环寿命。Liu 采用旋涂技术在 Li_1.3Al_0.3T_i1.7(PO₄)₃（LATP）表面涂覆一层石墨烯层，在电解质表面包覆涂层材料后，在 0.1 mA cm^-2 的电流密度条件下循环200圈后，容量保留率为 86.1%。Taeseup Song采用静电纺丝技术，将 Si 纳米颗粒掺入到碳纳米纤维中，在 Si/CNF 复合材料表面的保形涂层增强了活性材料与固体电解质之间的界面稳定性，从而抑制接触损耗来改善电化学性能。Si/CNF@LPSCl 电极在 0.1C 条件下可以提供 1218 mA h g^-1的可逆比容量。

在电极与电解质之间添加一层缓冲层，既可以解决电解质的失效分解问题，同时可以在缓冲层中添加特定功能的材料，来弥补电解质性能的不足，大大拓宽了固态电解质的使用范围。

2.5 外部压力的影响

固态电解质的流动性较差，加上硅基材料的体积变化较大，导致固态电池中的电极材料和电解质之间的固-固界面接触难以保持紧密。因此，在电池循环过程中施加适当的外部压力能够确保界面的稳定接触，从而维持固态电池的性能。总体而言，过高或过低的外部压力都会对电池性能产生影响，循环压力则成为评估固态电池商业化可行性的关键指标。过高的压力（例如150至230 MPa）能有效限制硅的体积膨胀，确保电池在多次循环中保持稳定的界面接触，但也牺牲硅的部分容量，同时引入加压设备导致整体的能量密度降低。相比之下，过低的压力（例如 3MPa）无法维持电极材料和电解质在循环过程中的稳定接触，导致硅负极容量迅速衰减。目前有两种主要策略来设计固态电池循环时所需的压力：一种是确定维持稳定循环所需的最低循环压力，在循环压力和系统的能量密度之间取得平衡；另一种是采用弹性电解质，利用电池内部的压力来维持稳定的循环，避免外部压力的施加。

由于循环过程中电极材料的体积变化，固态电池的循环压力也在动态变化。传统的由螺栓、螺母、压力板组成的固态电池测试支架提供的循环压力随着循环进行而变化，使得电池处于非最佳循环压力状态，而且电极上施加的压力分布不均匀，导致不同部位的锂化程度也有差异，使电极内部的应变差距拉大，加剧了界面失效的风险。为此，Ham 等人在电池支架中加入了弹簧，来适应循环过程中体积的变化，为固态电池提供恒定的循环压力（图 7a 和 b），这种方案将 LiNi_0.8Co_0.1Mn_0.1O₂|Li电池的循环压力从 2MPa 降到了 0.5MPa 以下，将电池在 40℃ 时的临界电流密度提升了一倍。为了更精准的控制固态电池的循环压力，孟颖等开发了采用流体介质施加的相等且恒定循环压力的固态电池支架，避免了固体弹性材料面临的材料疲劳问题，在电极材料各处施加均匀相等的压力（图 7c 和 d），测得 NCM811|LPSCl|Si 的最小循环压力为 2 MPa，这种等静态循环压力装置下的固态电池的容量相比传统加压方式有明显的提升（图 7e），同时这种等静压方式为固态电池循环压力效应的评估提供了一种统一、准确的方法。此外，Hui pan等设计了一种弹性电解质（图 7f），μm-Si|弹性电解质|LFP 组成的全电池，在无外部压力条件下可以稳定循环 150 圈，而使用 LPSCl 固态电解质的电池在循环12圈后就发生了失效，而且容量远低于使用弹性电解质的方案（图 7g）。通过有限元法模拟的 μm-Si 与 LPSCl（图 7h(Ⅰ)）、弹性电解质（图 7h(Ⅱ)）中的应力分布与演化图，我们可以观察到，采用弹性电解质的电极内部压力分布均匀，避免了局部应力集中导致的电极失效问题。

以往的固态电池加压方式不能在电池内部提供均匀的压力分布，为了保证电池的循环性能，往往需要施加超过最低限值的循环压力，控制固态电池在循环过程中的压力变化，保持电极内部压力分布均匀，对于缓解界面失效、固态电池的循环性能改善和容量提升有一定贡献。

3 总结与展望

综上所述，通过对电极的优化可以有效的缓解固态电池的界面失效问题，从而提升固态电池的循环寿命和能量密度。本文回顾了在缓解固态电池界面失效问题的几种策略，包括添加粘结剂、电极材料结构优化、电极材料和电解质的粒径匹配、在电极材料和电解质之间添加缓冲层以及调控循环压力。未来，要实现硅基固态电池的商业化，需要解决以下几个关键问题：

首先，揭示电解质电极界面的演化和失效机理。固态电池中电极、电解质之间的离子、电子交换方式尚不明确，电极界面的 SEI 的生成、演化机制尚不清晰。需要结合热-力-电化学多物理场耦合模型和先进的表征技术，进一步揭示固态电池潜在的界面演化机制，从根本上减少界面失效对固态电池循环性能的影响。

其次，提升纯硅电极的面容量。目前受限于较大体积变化导致的容量迅速衰退，稳定循环的纯硅薄膜电极的厚度仍然是纳米级，要想达到实用化的水平，硅基电极的面容量要达到> 4mA h cm^-2的水平，即纯硅薄膜的厚度要能够做到微米级。因此，提升稳定运行的纯硅电极的面容量对于高能量密度的硅基材固态电池的商业化进程至关重要。

第三，建立电极材料、电解质粒径匹配原则。通过猜测和经验来设计电解质和电极材料的粒径会经历大量的试错实验，许多试错实验成本高昂且耗时长久，通过机器学习和大数据筛选，可以省去大量组装电池和测试的时间，从而缩短确定电极材料和电解质粒径的时间周期。

第四，维持循环过程中电极材料上压力分布均匀性。电极材料上不均匀的压力分布，导致不同部位处的孔隙结构、界面接触、离子传输路径也有差异，这些差异导致不同部位的容量释放也不相同，电极上实际压力与所施加的外部压力值不相等，导致评估压力对电池性能的影响出现偏差。保证电极材料在循环过程中保持相同的压力，既有利于固态电池中电极材容量的释放，又方便研究人员用统一的标准来评价压力对电池性能的影响，这对固态电池的发展具有重要推动作用。

来源：储能科学与技术
作者：王钦 1，张艳岗 1，梁君飞 1，王华 2（1中北大学能源与动力工程学院，山西省太原市 030051；2北京航空航天大学化学学院，北京市，100191）

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