濃度極化誘導(dǎo)相變穩(wěn)定聚合物電解質(zhì)中的鋰鍍

背景介紹

鋰金屬負(fù)極具有3860 mAh g-1的理論容量，以及超低的電極電位（-3.04 V），因此有望極大提高電池能量密度。然而，液體電解質(zhì)中的濃差極化促進(jìn)了金屬沉積過程中晶須的生長，導(dǎo)致鋰沉積不均勻，形成粗糙的形貌，如苔蘚狀和樹枝狀的鋰。這種不均勻沉積不僅導(dǎo)致電極表面積大，促進(jìn)與電解質(zhì)發(fā)生副作用，降低庫侖效率（CE）和循環(huán)壽命，而且還存在內(nèi)短路、熱失控等安全隱患，尤其是與傳統(tǒng)的易燃液體電解質(zhì)（如醚類、碳酸鹽）匹配時(shí)。聚合物電解質(zhì)雖然不能完全解決鋰金屬電池（LMBs）中的安全問題，但由于其比液體電解質(zhì)的熱穩(wěn)定性更高，因此有助于提高LMBs安全性。遺憾的是，聚乙烯氧化物（PEO）電解質(zhì)的楊氏模量，通常在20-70 MPa范圍內(nèi)，遠(yuǎn)低于有效抑制Li晶須所需的1 GPa閾值。因此，Li晶須在聚合物電解質(zhì)中快速生長。當(dāng)引入增塑劑來增強(qiáng)離子電導(dǎo)率時(shí)，會(huì)進(jìn)一步軟化聚合物電解質(zhì)，晶須生長變得更加嚴(yán)重。解決這一挑戰(zhàn)需要對動(dòng)態(tài)的Li金屬/聚合物電解質(zhì)界面有基本的理解，例如Li+濃度如何在Li負(fù)極表面演變，以及Li負(fù)極如何與固體電解質(zhì)相互作用。

二、正文部分

1、成果簡介

近日，哥倫比亞大學(xué)楊遠(yuǎn)教授，閔瑋教授和Qian Cheng，通過受激拉曼散射顯微鏡證明，固體聚合物電解質(zhì)中的濃差極化可以誘導(dǎo)聚乙烯氧化物（PEO）電解質(zhì)發(fā)生相變，在鋰/電解質(zhì)界面形成一個(gè)富PEO但貧鹽/增塑劑的新相。與本體聚合物電解質(zhì)（《1 MPa）相比，新相具有高得多的楊氏模量（~1-3 GPa）。因此，PEO電解質(zhì)的組成應(yīng)在相圖中單相區(qū)和兩相區(qū)的邊界附近，這樣施加的電流可以誘導(dǎo)形成機(jī)械剛性的富PEO相來抑制鋰晶須。具有濃差極化誘導(dǎo)相變的LiFePO4/PEO/Li電池可以可逆循環(huán)100次，而沒有這種相變的電池在10次循環(huán)內(nèi)失效，證明了該策略的有效性。該研究以題目為“Stabilizing lithium plating in polymer electrolytes by concentration-polarization-induced phase transformation”的論文發(fā)表在國際頂級期刊《Joule》上。

2、研究亮點(diǎn)

本工作利用具有高時(shí)間分辨率、成像速度和靈敏度的受激拉曼散射（SRS）顯微鏡研究了固體聚合物電解質(zhì)（SPE）與電極的相互作用。結(jié)果表明，濃差極化并沒有促進(jìn)晶須的生成，而是降低了鋰/電解質(zhì)界面的鹽濃度，使單相PEO電解質(zhì)轉(zhuǎn)變?yōu)閮上郟EO電解質(zhì)。這導(dǎo)致在鋰/電解質(zhì)界面形成了模量為~1-3 GPa的機(jī)械剛性富PEO相，對應(yīng)的剪切模量為0.36-1.06 GPa（圖1B）。這么的高模量抑制了晶須的生長，使鋰沉積均勻。因此，電解質(zhì)成分應(yīng)位于PEO-鹽-增塑劑相圖中單相區(qū)和兩相區(qū)的邊界處，這樣通過小電流誘導(dǎo)形成輕微的濃差極化，就可以在金屬鋰表面獲得機(jī)械剛性的富PEO相，使金屬鋰鈍化。具有濃差極化誘導(dǎo)機(jī)制的LiFePO4（LFP）/PEO/Li電池能夠穩(wěn)定循環(huán)超過100次。

3、圖文導(dǎo)讀

【圖1】（A和B）Li/Li電池中高濃度聚合物電解質(zhì)（HCPE）和低濃度聚合物電解質(zhì)（LCPE）的SRS成像示意圖。（C）Li/PEO/Li電池的亮場圖像。上圖為電池結(jié)構(gòu)，下圖為光學(xué)顯微鏡放大后的圖像，比例尺為100 mm。（D）LCPE的拉曼光譜。LCPE對應(yīng)的組成為EOSN=122.64（摩爾濃度）。（E）1245 cm-1處LiTFSI峰的拉曼強(qiáng)度圖隨PEO電解質(zhì)中Li:EO比的演變，顯示出良好的線性關(guān)系。1.1 M和1.8 M LiTFSI的點(diǎn)分別對應(yīng)LCPE和HCPE。

自制了鋰對稱電池，并通過SRS顯微鏡研究Li/PEO電解質(zhì)相互作用（圖1C）。在該電池中，PEO電解液填充在兩塊鋰之間的空隙中，所有組件被夾在兩塊玻片之間，用環(huán)氧樹脂密封。PEO電解質(zhì)以雙（三氟甲磺酰）亞胺鋰（LiTFSI）為鹽，琥珀腈（SN）為增塑劑，以增強(qiáng)離子電導(dǎo)率，使其可在室溫（RT）下運(yùn)行。圖1D的LCPE拉曼光譜顯示，在1245 cm-1（C-F拉伸）、2250 cm-1（C≡N拉伸）和2800 cm-1（C-H的拉伸振動(dòng)）附近的峰分別為LiTFSI、SN和PEO的拉曼特征峰（圖1D）。由于電解質(zhì)滿足電中性要求，因此［Li+］可以被認(rèn)為等于［TFSI-］。測量［TFSI-］可以用來表示局部的［Li+］。而TFSI-的拉曼強(qiáng)度與其濃度成正比，因此可以將拉曼信號轉(zhuǎn)換為化學(xué)濃度（圖1E）。

【圖2】（A-D）HCPE中鋰晶須的生長。（A）［Li+］=［TFSI-］三個(gè)代表性階段的亮場及對應(yīng)的SRS圖像。（B）（A）中Li/Li電池的電壓曲線。（C）［Li+］=［TFSI-］隨時(shí)間的變化，（D）鋰生長速率（v）隨時(shí)間的變化。界面1為鋰電極與PEO電解質(zhì)的邊界。（E-H）鋰在LCPE中的生長。（E）［Li+］三個(gè)代表性階段的亮場圖像和SRS圖像。（F）（E）中Li/Li電池的電壓曲線。黃色的陰影對應(yīng)富PEO相的出現(xiàn)，綠色的陰影表示富PEO相已經(jīng)覆蓋整個(gè)鋰表面。（G）［Li+］=［TFSI-］隨時(shí)間的變化，（H）鋰生長速率（v）隨時(shí)間的變化。界面2為富PEO相與各向同性體相聚合物電解質(zhì)之間的邊界，如圖（E）中SRS圖像中的虛線所示。比例尺為50 mm。兩個(gè)電池的電極距離均為500mm。在室溫下，對兩個(gè)電池施加0.5 mA cm-2的電流密度。

以EOSN=122.64和122.64，分別制備了高濃度聚合物電解質(zhì)（HCPE）和低濃度聚合物電解質(zhì)（LCPE），并進(jìn)行了研究，HCPE對應(yīng)的LiTFSI和SN濃度分別為1.8 M和2.4 M， LCPE對應(yīng)的LiTFSI和SN濃度分別為1.1 M和2.9 M。兩種情況下SN與PEO的重量比均固定在40%。

對于HCPE（圖2A），施加0.5 mA cm-2的電流時(shí)，鋰表面的［Li+］（［Li+］0 μm）從t=0時(shí)的1.8 M逐漸消耗到t=27 min時(shí)的1.2 M，之后［Li+］0 μm在穩(wěn)定在~1.2 M（圖2B和2C）。同時(shí)，在t=0的鋰生長速率（v）從0.27±0.18 μm min-1迅速增加到t=27 min的0.9±0.46 μm min-1（圖2D）。之后，v在剩余的時(shí)間里急劇增加到~1.5 μm min-1，導(dǎo)致了97%的超高孔隙率，表明HCPE不能抑制晶須的生長。這些結(jié)果表明，如果不發(fā)生相變，Li/聚合物電解質(zhì)界面的離子濃差極化促進(jìn)了晶須的生長。

圖2E和2F的SRS圖像和明場（BF）圖像顯示，與HCPE中觀察到的行為相反，LCPE中的濃差極化導(dǎo)致鋰/電解質(zhì)界面發(fā)生相變過程，這反而能抑制鋰晶須的生長。首先，在SRS中，新相出現(xiàn)在藍(lán)色區(qū)域，在BF中表現(xiàn)為粒狀區(qū)域。從Li/電解質(zhì)界面（界面1）上的［LiTFSI］和新相與各向同性體相電解質(zhì)界面（界面2）外的［LiTFSI］對比可以看出，富PEO相的［LiTFSI］比相鄰各向同性體相電解質(zhì)中的［LiTFSI］低得多（圖2G）。這一差異在t=15 min時(shí)為0.79/0.74 M，在t=30 min時(shí)為0.87/0.61 M，在t=79 min時(shí)為0.89/0.43 M。

這一新相的出現(xiàn)能夠有效地抑制鋰晶須的生長。雖然在t=0時(shí)觀察到鋰晶須生長，v為~0.3 μm min-1（87%孔隙率），但在t=30 min時(shí)，富PEO相初步形成后，v迅速下降到0.048 μm min-1（圖2H），相當(dāng)于孔隙率為16%。在這一階段，富PEO相逐漸在金屬鋰表面形成。新相完全覆蓋Li金屬表面后，30 ~ 63 min的平均v僅為0.044 μm min-1，孔隙率為9.2%，約為HCPE的三十分之一，表明鋰沉積致密均勻。這種行為在濃差極化過程中不僅是自發(fā)的，而且是自增強(qiáng)的。例如，如果鋰晶須在某一位置生長迅速，局域電流密度會(huì)增加，導(dǎo)致濃差極化更大，從而形成更厚的富PEO相，從而抑制晶須的生長。

【圖3】（A）PEO-LiTFSI-SN三元相圖。橙色代表各向同性單相區(qū)域，其他區(qū)域代表兩相區(qū)域。三角形頂部的彩虹色區(qū)域代表相圖中相應(yīng)組分形成的富PEO相楊氏模量分布。（B）當(dāng)施加電流時(shí)，聚合物電解質(zhì)中初始鹽濃度影響富PEO層厚度和覆蓋面積的示意圖。（C）當(dāng)c0較高時(shí)，沒有形成富PEO層，容易形成鋰晶須（c0cb）。（D）c0略高于cb，因此晶須通常比富PEO層更早形成。這導(dǎo)致了鋰晶須生長的部分鈍化。（E）c0cb時(shí)，富PEO相對金屬鋰的鈍化效果最好。（F）c0《cb時(shí)，它具有較低的離子電導(dǎo)率，可能導(dǎo)致厚的富PEO層。

在排除電解質(zhì)分解的可能性后，在高通量SRS的幫助下構(gòu)建了PEO-LiTFSI-SN三元相圖（圖3A），以研究相隨成分的演化。相圖由中間（橙色）的單相各向同性區(qū)（I區(qū)）和角落處的三個(gè)兩相區(qū)（白色區(qū)）組成。圖3A顯示，HCPE的組成位于I區(qū)中心。當(dāng)施加電流時(shí)，鋰金屬表面的［LiTFSI］逐漸降低（圖3A中的路徑A）。由于HCPE中鹽濃度較高，濃極化過程中Li/電解質(zhì)界面處的電解質(zhì)成分保持在I區(qū)，沒有發(fā)生相變。

相比之下，LCPE的組成非常接近單相I區(qū)和兩相區(qū)的邊界（cb），容易發(fā)生濃差極化（圖3A中的路徑B和3E），因?yàn)樾纬蓛上啾缺３謫蜗嘣跓崃W(xué)上更穩(wěn)定。由于較大的離子濃度梯度，較低的t+可以在較早的時(shí)間觸發(fā)相變。這種相變不僅使新相的［LiTFSI］降低，而且使［SN］降低，將SN排斥到各向同性電解質(zhì)中。

在EOSN=82.64的Li/Li電池中，鹽濃度略高于cb。鋰沉積開始后，鋰晶須先生長，未觀察到富PEO相。而當(dāng)鋰表面鹽濃度逐漸降低至低于cb時(shí)，富PEO相出現(xiàn)并增厚，抑制了鋰晶須的生長。但由于鋰晶須最初呈針狀，導(dǎo)致富PEO相不能完全覆蓋在鋰表面，破壞了保護(hù)的有效性。最后，測試了濃度為0.52 M LiTFSI和2.6 M SN的聚合物電解質(zhì)，該聚合物電解質(zhì)位于兩相區(qū)深處。這種固體電解質(zhì)具有較低的離子電導(dǎo)率，無法正常運(yùn)行。

從以上四種情況可以得出結(jié)論，富PEO層來源于RT時(shí)或近RT時(shí)的固相轉(zhuǎn)變，其形成高度依賴于PEO電解質(zhì)中的鹽濃度（圖3B）。如果初始鹽濃度（c0）在單相區(qū)較深處，則HCPE（c0cb）時(shí)，不太可能形成富PEO相（圖3C）。當(dāng)c0略高于cb時(shí)，晶須可能在富PEO相形成之前就開始形成，因此不能完全抑制晶須生長（圖3D）。如果c0接近c(diǎn)b（LCPE），即使很小的電流也能形成富PEO相，在短時(shí)間內(nèi)完全覆蓋鋰表面，有效抑制晶須（圖3E）。如果c0《cb，聚合物電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率通常較低。此外，富PEO的相很容易在金屬鋰表面形成，但它可能太厚而不能導(dǎo)電（圖3F）。

基于以上分析，提出了LMBs聚合物電解質(zhì)的設(shè)計(jì)原則：電解質(zhì)成分應(yīng)位于PEO-鹽-增塑劑相圖中單相區(qū)域和兩相區(qū)域的邊界處，這樣只需要很小的電流就會(huì)導(dǎo)致鹽濃度降低，并在金屬鋰表面形成機(jī)械強(qiáng)度高的富PEO相。

【圖4】（A）各向同性體相電解質(zhì)（I區(qū)，HCPE）和（B）富PEO相的AFM拉伸和收縮力曲線。（C）（A）和（B）樣品對應(yīng)的力-壓痕曲線。（D）不同鹽濃度下富PEO相的楊氏模量。（E）高濃度（2 M鹽）和（F）低濃度（1 M鹽）固體聚合物電解質(zhì)在 0.5 mA cm-2下鋰電沉積的相場模擬。

富PEO相對鋰晶須的有效抑制是由鋰/電解質(zhì)界面相變過程中的機(jī)械力-化學(xué)耦合引起的。為了驗(yàn)證這一點(diǎn)，使用AFM測量了不同組成的SPE楊氏模量，包括各向同性相（I區(qū)）和富PEO相，并將結(jié)果疊加在圖3A的相圖上。對于HCPE（1.8 M LiTFSI， 2.4 M SN），接近曲線顯示，當(dāng)尖端壓入電解質(zhì)時(shí)，懸臂梁沒有變形，說明電解質(zhì)非常柔軟（圖4A）。針尖縮回時(shí)檢測到大的懸臂撓度，證實(shí)針尖被壓在HCPE內(nèi)部，電解質(zhì)有粘性。圖3A中I區(qū)內(nèi)的所有SPE和兩相區(qū)域中SPE的各向同性相顯示出相似的結(jié)果（楊氏模量《1 MPa），表明它們不能抑制鋰晶須的生長。

相反，SPE中形成的富PEO相表現(xiàn)出不同的力曲線。樣品整體組成為0.6 M LiTFSI， 3.3 M SN，其中富PEO相包含0.52 M LiTFSI和2.6 M SN（圖4B）。采用Sneddon模型，對應(yīng)的模量為1.6 GPa（圖4C），壓痕硬度為~410-780 MPa。材料的壓痕硬度通常是其抗拉強(qiáng)度的3倍，這意味著富PEO相的抗拉強(qiáng)度為~137 MPa。這遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過了金屬鋰的硬度（~7-43 MPa）和屈服強(qiáng)度（0.6-1.3 MPa），所以在鋰沉積過程中金屬鋰的蠕變是不可避免的，導(dǎo)致鋰晶須的生長受到抑制。而體相PEO電解質(zhì)的模量《1 MPa，與金屬鋰的硬度和屈服強(qiáng)度相近或較小，因此不能抑制鋰晶須的生長。

為了進(jìn)一步了解Li/電解質(zhì)界面上的機(jī)械力-化學(xué)耦合作用，本研究利用原子力顯微鏡（AFM）系統(tǒng)地測定了PEO電解質(zhì)中富PEO相的機(jī)械性質(zhì)。圖4D顯示，當(dāng)富PEO相的［LiTFSI］分別降至0.80和0.44 M時(shí)，富PEO相的模量迅速上升至1.2 ~ 1.8 GPa。進(jìn)一步研究I+富PEO兩相區(qū)的富PEO相楊氏模量（圖3A）可以看出，當(dāng)［LiTFSI］小于0.8 M時(shí)，模量通常在1 GPa以上。由于純PEO的楊氏模量為5-7 GPa，因此，在有限鹽/增塑劑的半晶化富PEO層中，其楊氏模量可以達(dá)到1-2 GPa。上述結(jié)果表明，濃差極化誘導(dǎo)的鋰沉積穩(wěn)定機(jī)制是有效的。

相場模擬結(jié)果也證實(shí)了上述抑制機(jī)制的合理性，該模擬考慮了機(jī)械力-化學(xué)耦合。基于上述結(jié)果，模擬假設(shè)在［LiTFSI］《0.85 M時(shí)形成富PEO相，富PEO相的楊氏模量為1.6 GPa，而［LiTFSI］0.85 M區(qū)域的模量為1 MPa。由于在HCPE中沒有形成新相，鋰晶須在軟的各向同性體聚合物電解質(zhì)中快速生長（圖4E）。相反，當(dāng)［Li+］極化至0.85 M以下時(shí)，會(huì)形成富PEO相，有效抑制鋰晶須的生長（圖4F）。沉積的鋰均勻，表面［Li+］不均勻性較低。這些模擬結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果非常吻合，證明高楊氏模量富PEO相的形成能夠抑制晶須生長。

【圖5】0.5 mA cm-2下，在（A）LCPE和（B）HCPE中鋰電極電鍍和剝離的明場圖像。比例尺為100 μm。具有LCPE的LiFePEO4/Li電池（C）循環(huán)性能和（D）相應(yīng)的充放電曲線。（E）循環(huán)100次后金屬鋰表面的SEM圖像。具有HCPE的LiFePO4/Li金屬電池（F）循環(huán)性能和（G）相應(yīng)的充放電曲線。（H）循環(huán)40次后金屬鋰表面的SEM圖像。（E）和（H）中的比例尺為10 μm。兩個(gè)電池的電流密度為0.15 mA cm-2。所有電池在40℃下測試。

接下來，研究了這種策略在Li/Li電池和全電池循環(huán)中的有效性。首先，使Li/SN-LCPE/Li對稱電池在0.5mA cm-2@0.25 mAh cm-2下循環(huán)20次。第一次沉積時(shí)沒有形成明顯的鋰晶須，鋰突起被不斷增長的富PEO相凍結(jié)，鋰沉積穩(wěn)定。在鋰剝離過程中，富PEO相和金屬鋰電極均收縮，不形成任何死鋰。20次循環(huán)后，鋰表面略有前移，表明這種抑制機(jī)制在多次循環(huán)后都是有效的。相比之下，如果沒有富PEO相，使用HCPE的Li/Li電池在前幾個(gè)循環(huán)內(nèi)可以觀察到快速的晶須生長，在重復(fù)剝離過程中形成大量的死鋰（圖5B）。

圖5C顯示，使用LCPE組裝的LiFePO4/PEO/Li全電池實(shí)現(xiàn)了穩(wěn)定的循環(huán)。初始放電容量為160.2 mAh g-1，CE為93.4%，在第10個(gè)循環(huán)中由于活化，容量緩慢增加到164.2 mAh g-1。100次循環(huán)后，容量為156.1 mAh g-1，容量保持率為97.4%。第5個(gè)循環(huán)到第100個(gè)循環(huán)的平均CE為99.5%（圖5C）。充放電曲線顯示，內(nèi)阻只略有增加，沒有出現(xiàn)晶須引起的短路現(xiàn)象（圖5D）。SEM進(jìn)一步顯示，100次循環(huán)后，金屬鋰表面相對平坦，偶爾出現(xiàn)島狀形貌，表明富PEO相抑制鋰晶須的有效性（圖5E）。

另一方面，具有HCPE的LFP/PEO/Li電池很快失效，40次循環(huán)后容量從151.5 mAh g-1下降到26.2 mAh g-1（圖5F）。充放電曲線顯示，過電位急劇增加，表明可能存在晶須生長（圖5G）。SEM圖（圖5H）證實(shí)，CE平均值僅為98.2%，這可能是由于鋰晶須生長旺盛所致。

【圖6】采用PC/LiDFOB-LiBF4雙鹽基LCPE和HCPE制備的Li/Li電池和LFP/Li電池中金屬鋰負(fù)極的循環(huán)穩(wěn)定性（A和B）采用（A）LCPE和（B）HCPE制備的Li/Li電池在0.75 mA cm-2@0.375 mAh cm-2下循環(huán)時(shí)，鋰負(fù)極的明場像。具有（C和D）LCPE和（D）HCPE的LiFePO4/Li金屬電池在38℃下的循環(huán)性能。電流密度為0.3 mA cm-2。在LCPE中，PEOLiBF4=121， PC為PEO的90 wt%。在HCPE中，PEOLiBF4=61， PC是PEO的90 wt%。

這種相分離誘導(dǎo)晶須抑制在PEO電解質(zhì)中是普遍存在的。在另一種二氟硼酸鋰（LiDFOB）和四氟硼酸鋰（LiBF4）溶解在PEO/碳酸丙烯酯（PC）增塑劑的體系中，也觀察到類似的現(xiàn)象。首先確定了該體系中單相區(qū)和兩相區(qū)的邊界，即EO:Li+=6處。因此，在0.75 mA cm-2@0.375 mAh cm-2下對Li/PC-LCPE/Li電池進(jìn)行測試，并使用光學(xué)顯微鏡對其進(jìn)行表征。在鋰沉積過程中觀察到富PEO層，該層能夠抑制鋰晶須（圖6A）。相比之下，EO/Li+=3的PC-HCPE沒有出現(xiàn)相分離，形成了明顯的晶須和死鋰（圖6B）。圖6C顯示，LFP/PC-LCPE/Li電池在0.3 mA cm-2能夠穩(wěn)定循環(huán)超過160次。而用PC-HCPE替代PC-LCPE時(shí)，100次循環(huán)后電池容量保持率僅為17.3%（圖6D）。

4、總結(jié)與展望

本工作利用具有高時(shí)間和空間分辨率的SRS顯微鏡，首次觀察到聚合物電解質(zhì)中的動(dòng)態(tài)濃差極化、相變以及它們與鋰沉積的相關(guān)性。結(jié)果表明，濃差極化會(huì)誘導(dǎo)聚合物電解質(zhì)中的相變，以及電極/電解質(zhì)界面上富PEO相的形成。這種相變也存在于其他各種聚合物電解質(zhì)體系中。這種新相的楊氏模量高達(dá)3 GPa，通過在鋰負(fù)極上充當(dāng)可逆的、自增強(qiáng)的保護(hù)層，有效地抑制了鋰晶須的生長。相比之下，沒有這種相變，傳統(tǒng)的聚合物電解質(zhì)具有較小的模量《1 MPa，鋰晶須快速生長?；谏鲜鼋Y(jié)果，本工作提出了聚合物電解質(zhì)的設(shè)計(jì)原則：在PEO-鹽-增塑劑相圖中，電解質(zhì)的組成應(yīng)該在單相和兩相區(qū)域的邊界處，這樣電流就可以很容易地降低金屬鋰表面的鹽濃度，從而在金屬鋰表面形成富PEO相。利用該機(jī)制，LFP/PEO/Li電池能夠穩(wěn)定循環(huán)，而沒有該機(jī)制的電池在10個(gè)循環(huán)內(nèi)迅速失效。該策略也與目前的電池材料制造工藝相兼容。此外，該策略對不同的鹽和增塑劑具有普適性和有效性，有利于開發(fā)具有高熱穩(wěn)定性和能量密度的固體聚合物電解質(zhì)基LMBs。

審核編輯 ：李倩