在SSB中使用硅负极的进展和存在的挑战

一、背景介绍

硅因其高的比容量（3590 mAh g-1）而成为固态电池（SSBs）中最有前途的负极材料之一。硅在0.4 V（vs Li+/Li）的锂化电位下不仅可以防止锂电镀和锂枝晶生长，而且比其他合金负极具有更高的能量密度。此外，硅负极具有高的丰度、低的成本和环境友好性。虽然基于硅负极的SSBs具有广阔的应用前景，但目前的研究结果在电化学性能、分析表征和机理理解方面仍处于初级阶段。

二、正文部分

1、成果简介

近日，德国吉森大学Jürgen Janek教授团队，总结了目前在SSB中使用硅负极的进展和存在的挑战，并对具有高能量密度SSB电池进行了展望。从电化学力学行为到微观结构优化，综述了三种不同硅负极类型的电池（薄膜电池、粉末压片型电池和片状软包电池），并展望了硅负极在SSBs中的研究方向，如定量测定硅负极的部分离子/电子电导率、明确其界面稳定性、研究其化学-机械稳定性等。

2、研究亮点

本综述首先简要总结了近15年来硅负极在SSB中的发展情况。从对内在特性的理解到为实际应用而合理设计负极，将薄膜、粉末压制和片状硅负极按其典型的优缺点进行了区分。如图1所示，在不同的SSB中应用了不同类型的硅负极，它们都面临着特定的问题和挑战。分析了硅粉性能、电化学测试参数等因素对硅负极电化学性能的影响。SSB与锂或硅负极的能量密度的比较突出了薄SE隔膜和高负载电极的重要性。最后，我们指出了目前硅负极面临的挑战，并提出了未来不同SEs电池的研究方向。

【图1】（a）薄膜电池中的硅薄膜负极，（b）粉末压片型电池中的压制成型的Si/SE/C复合负极，和（C）软包电池中的片状Si/SE/C复合硅负极的关键问题。

3、图文导读

【图2】硅负极在SSB中的发展时间表。

图2显示了SSB中硅负极的发展历史。2007年，Notten等人首次探索了基于三维（3D）集成薄膜构型的SSB硅负极。由LiPON层覆盖的硅薄膜负极（50 nm）在循环时保持完整，使得其在60个循环期间具有稳定的容量，为3500 mAh g–1，且不会衰减。在制备室温具有足够倍率性能的高容量电极过程中，硫化物型SEs因其高离子导电性而最有前途。硫化物SE还表现出良好的机械延展性，这使得通过冷压工艺就可以制备具有高离子导电性的致密硫化物SE层。在粉压硅负极中使用硫化物SEs和导电碳不仅改善了离子和电子传输，而且改变了循环过程中硅的电化学机械性能。2009年，Trevey等人首次报道了无粘结剂压制硅复合负极，该负极由Si纳米颗粒（50-100 nm）、乙炔黑和玻璃陶瓷电解质（xLi2S·（100-x）P2S5（x=77.5）组成，重量比为15。40次循环后，比容量仍约为1000 mAh/gSi。

由于SSB对高能量密度和大规模制备的需求越来越大，自2018年以来，通过刮刀涂敷制备的片状硅负极被越来越多地报道。与粉末压制复合负极不同，片状硅负极大多是从浆料中制备的。因此，必须考虑浆料溶剂中SE的稳定性，聚合物粘结剂的作用，以及Si/SE分布的均匀性。纯硅片负极没有SE作为离子传导基质，其厚度在几微米量级，并表现出优异的倍率和循环性能。

薄膜硅负极可应用于微型电池、集成电路和柔性器件。它们的制备方法多种多样，如磁控溅射、喷雾沉积和脉冲激光沉积。由于对衬底没有严格的要求，气相沉积薄膜硅与不同的SEs具有良好的相容性。薄膜硅负极可以直接沉积在SEs的表面，如LiPON电解质，石榴石型Li7La3Zr2O12（LLZO）电解质，或固体聚合物电解质（SPE）。在这些情况下，铜（或碳）层通常沉积在硅层的顶部作为集流体，即，从正极半电池作为基底开始制备电池。或者，薄膜硅也可以沉积在铜（或不锈钢）集流体上，并与硫化物SE隔膜压在一起，就像硅片负极。基于石榴石型LLZO电解质的薄膜硅层有利于研究硅负极的固有性能，特别是Si|SE界面的电-机械稳定性。

Chen等人研究了硅薄膜负极电-机械稳定性对其厚度的依赖性。随着硅的厚度从180 nm增加到300 nm，经过100次循环，Li|LLZTO|Si电池的容量保持率从85%下降到77%。进一步增加厚度到900 nm后，循环10次后的容量很少。原位扫描电镜（SEM）测量结果表明，由于循环过程中体积变化较大，较厚的层表现出更严重的接触损失，从而降低了循环性能。采用有限元模拟的方法模拟了硅薄膜负极的面内正应力分布。析出过程中较大的体积收缩引起硅负极的面内拉应力。当拉应力超过临界极限时，裂纹沿厚度方向萌生并扩展。随着硅薄膜负极厚度的增加，界面稳定性降低。显然，在没有外部堆叠压力的情况下，薄膜SSB中的Si|SE界面是机械不稳定的。

虽然Si|LLZO界面需要SE作为硅沉积基底，但在高压（例如400 MPa）下，沉积在集流体上的硅可以与相对柔软的硫化物SEs接触，从而形成良好接触的Si|硫化物SE界面。Miyazaki等报道了In-Li|70Li2S·30P2S5|Si薄膜（300 nm）电池，在0.1 mA cm-2下进行100次循环后，其比容量为2400 mAh g-1，表明Si|硫化物SE界面稳定。为了减轻Si|硫化物SE界面的累积应力和提高化学-机械稳定性，提出了多种策略，如共溅射复合薄膜和制造三维硅阵列。薄膜硅是非晶态的，离子/电子导电性不足，动力学较差。通过退火改变硅的结晶度和微观结构似乎可以改善离子/电子的输运，这有望增加硅层厚度。传统的Li|LiPON|LiCoO2薄膜电池可以稳定运行超过2000个循环，面积容量约70 μAh cm-2。

粉末压制的硅负极表现出比薄膜硅负极更高的容量和更简便的制备过程，然而，它们通常局限于面积较小的陶瓷片电池。它们是通过混合硅粉、SE和导电碳，然后用SE隔膜在高压下压制在一起而制成的。硅的粒度、形状、比例和分布对粉末压制硅负极的电化学性能有复杂的影响，尤其是当外部压力施加到SSB上时。例如，一方面，由于锂化/脱锂过程中的应力松弛，小颗粒尺寸减轻了硅内裂纹的形成。另一方面，小的硅颗粒显示出高的比表面积，这不可避免地导致与SE产生更多的副反应和不可逆的锂消耗（图3a）。总体而言，与粉末压制硅负极中的微米级硅（μ-Si，》1μm）相比，纳米级硅（纳米Si，50 nm）表现出更好的性能。此外，SEs的粒度也可能影响硅复合负极的性能。

【图3】（a）粉末压制硅负极的尺寸效应示意图（Si：黄色，SE：绿色）。（b）球磨和浆料混合制备的Si/SE复合材料微观结构。（c）施加压力对粉末压制硅负极的影响。（d）粉末压制硅负极中潜在的化学和电化学降解。

Lee和同事们制作了具有不同硅颗粒大小的Si/C复合负极。含有50 nm硅粒子的复合负极在初始容量、库仑效率和容量保持率方面优于两种含有μ-Si粒子的复合负极。与乙炔黑相比，引入多壁碳纳米管作为导电添加剂进一步提高了纳米Si的性能。与无孔纳米Si相比，多孔纳米Si （Si晶粒尺寸为55 nm，具有无序的纳米尺寸孔隙）可以有效地缓解体积变化产生的应力。此外，不同混合方式下纳米Si的分布影响硅负极的循环稳定性（图3b）。多孔纳米Si在球磨后的SE基体中分布均匀。相比之下，μ-Si（1-5 μm）在浆料碾磨过程中出现团聚。由于μ-Si更适合于工业生产，需要更深入的研究来验证微尺寸硅的可行性。

硅负极的一个关键问题是容量和循环稳定性之间的平衡，因为提高循环稳定性通常只能通过牺牲一些容量来实现。例如，对于Li|Si半电池，较低的截止电压50 mV可以有效避免硅负极的体积变化并保持稳定性，尽管初始放电容量明显低于较低的截止电压5 mV（1278 mAh g-1 vs 2013 mAh g-1）。机械约束也可以用于硅基合金负极的设计，如Si-Ti-Ni和Si-Sn合金负极。施加外部压力通常会降低界面接触损失，缓解硅负极体积变化的影响，从而降低界面电阻，保持SSB的循环稳定性。总的来说，过高或过低的外部压力往往会降低电池性能（图3c）。Piper等人研究了基于硅粉（50 nm）、铜粉（20-40 nm）和77.5Li2S-22.5P2S5玻璃SE重量比为15的复合硅负极的压应力效应。虽然过高的压力（即150和230 MPa）由于硅膨胀的体积限制而限制了容量，但它通过在重复循环过程中保持界面接触而稳定了电池的容量。相比之下，低压力（即3 MPa）也导致了粉末压硅负极的快速容量衰减。

外压对复合硅负极结构演变和电化学性能的影响尚不明确，需要进一步研究。事实上，堆压只能施加在全电池上，而不能只施加在硅负极上。在循环过程中，由于正极和负极之间的体积膨胀/收缩的差异，全电池的厚度会发生变化。最佳压力还应考虑SE隔膜和复合正极的性能（如力学性能、成分比和层厚），而不仅仅是复合硅负极的性能。根据热力学，高压（例如，100 Mpa）只会使半电池中的硅电位改变几毫伏。尽管有论文报道了高压下硅膨胀的体积限制，但100 MPa的外部压力是否能真正抑制硅负极的体积变化和降低过电位仍存在争议。还不清楚高外压下性能的提高是源于致密的SE基体还是增强的Si|SE界面接触。为了更好地理解密封SSB中复合硅负极的微观结构演变，迫切需要高空间分辨率的原位表征研究。

到目前为止，大多数报告集中在电池性能的改进，缺乏深入的机理分析。首先，无论是正极材料还是硅负极材料，电极材料与SEs之间的化学稳定性通常被忽略。即使Si|SE界面上的反应层很薄，也可能阻碍离子/电子通过界面的传输（图3d）。其次，硅、硫化物SE和导电碳之间的降解反应仍然不清楚，尽管人们普遍认为硫化物SE在低电位时电化学不稳定。扫描电镜观察到硅颗粒周围有明显的SEI。Sakuma等人评估了对称LiySi|Li4-xGe1-xPxS4（x=0.5， 0.65和0.75）|LiySi电池中LiySi合金的电极电位与SEI电阻的函数关系。高锗含量的Li4-xGe1-xPxS4和低Vr值的LiySi合金匹配导致了高的SEI阻抗，表明在低电位下硅和硫化物SE之间存在显著的副反应。目前尚不清楚SEI是否仅仅来自低电位下SE的分解，还是硅也参与了副反应。

碳添加剂在Si/SE复合材料中有促进降解的倾向，在正极复合材料中也有。μ-Si/SE|SE|NCM811/SE/C电池在未添加碳的情况下表现出3.5 V左右的初始电压平台，与锂化过程相对应。相比之下，添加碳添加剂（20 wt%）的电池在2.5 V时表现出较低的初始平台，在电池电压高于3.5 V时达到锂化电位，表明出现了大范围的SE电化学分解。同样，如果只有碳添加剂促进了SE的分解，而没有硅的参与，SEI层可能不会在Si|SE|C界面形成（图3d）。在任何情况下，复合硅负极中的离子/电子渗透都受到这些分解反应的影响。此外，硅粒子表面不可避免的SiOx杂质可能会使化学/电化学副反应更加复杂。为了阐明复合硅负极的化学/电化学稳定性，需要多种表征技术，如原位X射线光电子能谱（XPS）、飞行时间二次离子质谱（ToF-SIMS）和微分电化学质谱（DEM）。

片状硅负极通常采用一步湿法制备，先将硅、SE颗粒、导电碳和粘结剂组成的浆液刮刀涂敷在集流体上，然后在真空下高温蒸发溶剂（图4a）。该方法与目前LIB生产线的匹配性好，适合于放大生产。但是，浆料制备前需要考虑不同溶剂中粘结剂与SEs的相容性。大多数能溶解粘结剂的溶剂极性大，不可避免地会与无机SEs发生溶解和副反应。

供体数为9或更少的溶剂，如茴香醚、正癸烷和2-二氯乙烷，不会改变Li3PS4的颜色和离子导电性（典型的硫化物SEs），表明相容性良好。供体数大于14的溶剂通过亲核攻击分解Li3PS4。Yamamoto等报道了苯甲醚作为溶剂，它不仅可以溶解聚碳酸丙烯粘合剂（PPC），而且Li3PS4在其中也很稳定。球磨降低了Li3PS4的粒径，从而改善了硅/Li3PS4复合材料的微观结构。PPC在225℃解聚生成PC， PC在真空下迅速蒸发。去除不导电的PPC粘结剂进一步改善了离子传输。在硅片表面涂覆SE浆料，使75Li2S·25P2S5隔膜的厚度降低到50 μm。所得的Si/SE|SE|NCM/SE全电池具有两个复合电极，能量密度超过210 Wh kg-1。Kim等人通过Li6PS5Cl浆料浸润硅片负极来组装电池。粘结剂和SE分两步添加（图4b）。首先用粘结剂（聚偏二氟乙烯）制备多孔硅片，然后用Li6PS5Cl/乙醇溶液填充孔隙。虽然Li6PS5Cl通过溶液路径均匀形成，但新析出Li6PS5Cl的离子电导率比原始Li6PS5Cl低1个数量级，这阻碍了锂离子在硅负极中的传输，限制了高载量电极的功能。由于卤化物SEs（如Li3InCl6）可以用水作为溶剂合成，卤化物渗透硅片负极有望实现高负载和快速离子传输。

【图4】（a）硅复合负极一步湿法工艺示意图。（b）硅复合负极的两步湿法示意图。（c）硅复合负极干燥工艺示意图。（d）二维层状硅负极的关键问题。

最近，由于非溶剂制造的简化和材料相容性的改善，干法加工在电极制造中越来越受到关注（图4c）。压延过程可有效降低复合电极的孔隙率，使微观组织致密化，从而提高电化学性能。通过干法成功地制作电极主要依赖于不同电极组件的表面相互作用和粘结剂创建的3D网络。然而，硅、SE和碳颗粒的表面能和由此产生的粒子粘附性还没有得到很好的研究。干燥过程中较大的剪切力可能会损伤SE颗粒，导致离子导电性降低，这一问题目前尚未得到研究。此外，与湿法刮刀涂敷相比，在干燥工艺中控制恒定的电极厚度更为困难。这些关键问题需要进一步研究。

虽然片状硅负极最终设计用于软包电池和大规模制造，但目前的硅负极大多用粉末压片制备，形成厚的SE隔膜并需要高的外压。如何制备柔性薄隔膜并降低堆叠压力是片状硅负极在软包电池中应用面临的一大挑战。此外，与粉末压片硅负极相比，片状硅负极面临类似的问题，如界面降解和需要较低的硅质量分数来获得充分的离子渗透复合材料。为了提高Si/SE比，抑制SE分解，采用混合导电聚丙烯腈作为粘结剂和导电添加剂。富硅的薄片负极（70 wt %，约0.9 mg cm-2Si）在1 C（~3 mA cm-2）时具有约1500 mAh g-1的高可逆容量。Canaz等人报道了一种通过可伸缩物理气相沉积工艺制备的柱状硅负极（col-Si），实现了100%纯硅负极，厚度为6-8 μm（1 mg cm-2）。作者认为，与复合硅负极中的3D SEI相比，平面SE/col-Si界面上的2D SEI更好（图4d）。在循环过程中，col-Si只在垂直方向（沿电池轴）显示体积变化。这种一维“呼吸”行为是通过柱状硅微观结构的固有孔隙率和电池堆上的外压实现的，从而进一步稳定了2D SEI。col-Si|NCM电池能够稳定循环超过100次，库仑效率高达99.7-99.9%，面积载量高达3.5 mAh cm-2。然而，目前尚不清楚施加的堆压（20 MPa）是否过高，破坏了多孔的col-Si结构，并随着时间的推移破坏了一维“呼吸”行为。

孟和同事将二维方法扩展到99.9% μ-Si负极（0.1 wt%聚四氟乙烯粘结剂）。μ-Si|NCM811电池的硅载量为1.67 mg cm-2时，在50 MPa，宽温度范围内表现出优异的倍率性能。纯硅薄片厚度达10 μm，成功改变了半导体硅需要离子和电子导电性添加剂才能制备复合硅负极的模式。尽管取得了明显成功，但纯硅负极的离子/电子导电性仍缺乏定量了解，特别是与复合硅负极和纯薄膜硅负极相比（图4d）。尽管在锂化过程中硅的杨氏模量降低，但完全锂化的硅杨氏模量仍然高达41 GPa。复合负极中的应力可以通过邻近的具有较低杨氏模量（~20 GPa）的硫化物SE粒子的变形而得到缓解。相比之下，杨氏模量大的硅颗粒在循环过程中变形很小，导致二维Si|SE界面处产生应力积累。因此，纯硅厚膜负极的结构演化和二维Si|SE界面的力学稳定性需要进一步研究。

图5a显示了基于四种代表性SEs的SE隔膜厚度对Si|NCM811 SSB能量密度的影响。将LPSCl隔膜厚度从100 μm减少到30 μm，可以使Si|LPSCl|NCM811电池的比能量从270.3增加到350.8 Wh kg-1。在四种选定的SEs中，由于PEO的密度较陶瓷SEs低，基于PEO的Si|NCM811电池自然表现出最高的比能量。30 μm厚的PEO SE隔膜组装的Si|NCM811电池比能量可达362.3 Wh kg-1。如果Si|NCM电池的能量密度为300 Wh kg-1，则相应的LLZO、LPSCl、PEO和Li3InCl6厚度应分别小于23、74、92和43 μm。然而，在保持SE隔膜厚度相似的情况下，Li|NCM电池可以达到350 Wh kg-1，表明锂负极比能量优于硅负极（图5b）。这可以归因于Li|NCM811电池的平均电压（3.7 V）高于Si|NCM811电池（3.4 V）。Si|NCM811和Li|NCM811电池同样表现出较高的能量密度（图5c）。当SE隔膜厚度为50 μm时，其能量密度可达800 Wh L-1。即使Si|NCM811电池处于充电状态，考虑到硅300%的体积膨胀，Si|NCM811电池的能量密度仍然可以达到675.0 Wh L-1。

【图5】（a）Si|NCM811电池的比能量随SE隔膜厚度的变化。（b）Li|NCM811电池比能量随SE厚度的变化关系。（c）基于硅和锂负极的SSB能量密度比较。（d）调查已公布的电池数据中的硅组分和硅载量。（e）带有硅负极的SSB电池容量保持率随循环数的变化。

虽然这些计算显示了硅负极在能量密度方面的巨大潜力，但在实际情况下，硅的质量分数目前远远低于计算中使用的85% wt%。导电添加剂和硅负极内的SE网络在复合硅负极中构建足够快的离子/电子传导路径方面起着关键作用。因此，大多数报告都局限于低的硅质量分数（《40 wt %）和低的硅载量（《1 mg cm-2）（图5d）。与复合正极中导电碳的比例（1-3 wt%）相比，由于硅的电子导电性较低，复合硅负极中导电碳的比例通常要高得多（~10 wt %），这可能会导致更严重的副反应。此外，使用过厚的SE隔膜很难发挥高比容量硅负极的优势。Yamamoto等报道了基于浆料涂敷法的片状Si|NCM SSB，其比能量为212 Wh kg-1。该值是根据初始放电容量（132 mAh g-1）、平均放电电压（3.40 V）和无集流体的电池重量计算而成。这些SSB在47个循环后显示了79%的容量保持率。Kim等报道了基于Li6PS5Cl浸润电极的片状Si|LiCoO2 SSB，其比能量为338 Wh kgLCO+Si-1。如果实际考虑所有非活性材料（如SE和集流体）的重量，估计比能小于50 Wh kg-1。Cao等人报道了片状Si|NCM SSB电池，通过夹层硅负极、薄硫化物SE膜和界面修饰的NCM811正极，其材料级比能量为285 Wh kg-1。

大多数基于硅负极的SSB电池稳定性不足，因此循环数低（《100），容量保持率太低（《85%），远远不能满足实际应用的需要（图5e）。这种快速的容量衰减来自于SEI层中锂的损失和循环过程中硅粒子的失活。具体来说，硫化物SEs与硅负极接触时的不稳定性诱发了高电阻SEI的形成。SEI在机械上不稳定，由于硅的循环体积变化而不断消耗锂。循环过程中硅颗粒的反复膨胀/收缩也导致硅颗粒的机械解体，从而降低了容量的有效利用。由于锂平衡的快速丧失，SSB全电池表现出比半电池更差的循环性能。优化后的N/P比有望提供适当的锂平衡。为了提高SSB中硅负极的性能，未来需要探索多种策略，如复合电极的微观结构设计、硅的预锂化以及开发低杨氏模量的SEs。

4、总结与展望

本文综述了SSB电池中不同类型硅负极（薄膜硅负极、粉末压制复合硅负极和薄片硅负极）的最新进展、表征和测试。详细讨论了各种参数对硅负极性能的影响，包括硅颗粒尺寸、施加的堆压和截止电压。尽管近年来的研究成果颇有前景，但硅负极的基础研究及其应用技术探索目前仍处于初级阶段，特别是基于硅负极的SSB全电池。实现具有高能量密度的SSB仍有许多挑战需要克服，如低的硅分数和载量，由于SEI形成导致的低初始库伦效率，由于持续SEI形成导致的快速容量衰减和硅的机械降解，以及较短的循环寿命。由于缺乏深入的表征，Si/SE复合材料中Si|SE界面的降解机理和硅负极在循环过程中的结构演化还不清楚。下面，本文提出了利用硅负极构建高性能SSB的策略。

（1）液体电解质电池中硅负极的改性策略也能移植到SSB中，如表面涂层、纳米结构设计、复合材料、多功能粘结剂和预锂化。SiOx由于体积变化小，比容量相对较高，有望取代硅负极。此外，浆料涂敷制备的片状硅负极还需要一种强的粘结剂。一些含有-COOH和-OH的粘结剂通过氢键或偶极作用与硅粒子连接。它们既能保持硅负极的结构完整性，又能在硅粒子发生裂纹时表现出自愈效应。然而，这些粘结剂需要溶解在极性溶剂中，它们与硫化物SEs发生副反应。因此，开发不损害SE的片状负极聚合物粘结剂，或开发可溶液处理的SE，对于使用硅负极的SSB大规模制备至关重要。

（2）基于2D纯厚膜硅负极（约10 μm）和硫化物SEs的SSB，获得了高的库仑效率、长循环寿命和优异的倍率性能。使用紧凑的硅负极层代替复合负极，形成了简单的层状几何结构，具有“2D SEI”，减少了SEI降解和不可逆的锂损失。但在实际应用中，活性载量应达到4 mAh cm-2，即硅层厚度》10 μm。当沉积的硅薄膜负极厚度超过1 μm时，在锂化/剥离过程中，会导致离子/电子输运不足和SE|Si界面接触损失。显然，纯硅负极中的离子/电子输运需要详细的机理研究，特别是在不同的荷电状态和堆压下。（3）聚合物SEs可以有效缓解Si/聚合物二维界面在重复循环过程中的局部应力。基于聚合物SEs的柔性界面比基于陶瓷SEs的刚性界面具有更高的稳定性。如图5a所示，由薄聚合物SE隔膜、片状NCM正极和硅负极组成的SSB可以达到较高的能量密度。然而，目前的聚合物SEs在室温下离子导电性差，氧化稳定性差。因此，具有宽电化学窗口的新型聚合物SEs的合成需要更多的关注。

（4）硅负极的化学力学性能有待进一步研究。尽管锂负极的屈服强度为~1 MPa，但维持界面接触仍需要高的堆压》100 MPa。相比之下，完全锂化的硅屈服强度高达~430 MPa。为了补偿内部屈服强度引起的材料变形，堆压应该高到什么程度还不清楚。内部屈服强度和外部堆压对硅负极的材料形貌、界面接触和电化学性能演化的影响需要进一步探究。降低施压的一种策略是将硅粒子引入较软的基体中，如Li2S-P2S5-LiI玻璃SEs和聚合物。

（5）目前大都采用未掺杂的硅作为负极材料，对改性硅的研究报道甚少。硅和硫化物SEs之间的化学/电化学稳定性仍然难以捉摸，尽管人们普遍认为硫化物SEs在低电位下与硅接触时并不稳定。利用原位XPS、ToF-SIMS和DEM等多种表征技术，有望成功揭示硫化物SEs在NCM正极和锂负极上的降解机理。先进的成像技术也能够对SSB中硅负极的失效进行分析，如超声成像、原位透射电子显微镜和X射线断层扫描。在硅粒子表面涂覆材料可以抑制副反应，也可以缓解硅负极的体积变化，值得进一步探索。

审核编辑：彭静