原位構(gòu)建屏蔽層實(shí)現(xiàn)超穩(wěn)定鋰金屬固態(tài)界面

引言由于電動汽車和可再生能源存儲的快速市場發(fā)展，現(xiàn)有的鋰離子電池?zé)o法滿足日益增長的能量密度和安全性要求。作為液體鋰離子電池的最終替代品，采用固態(tài)電解質(zhì)（SSEs）與鋰金屬負(fù)極相結(jié)合的固態(tài)鋰金屬電池（SSLBs）受到了廣泛關(guān)注，由于金屬鋰電極的超高比容量（3860mAhg?1）和最低氧化還原電位（相對于標(biāo)準(zhǔn)氫電極為?3.04V）產(chǎn)生的高能量密度，以及由于消除了高度易燃的電解質(zhì)溶劑而增強(qiáng)的安全性。SSE的最新進(jìn)展為促進(jìn)SSLB的發(fā)展提供了一個(gè)有吸引力的機(jī)會。在SSE候選者中，石榴石型氧化物SSE，例如Li7La3Zr2O12（LLZO）及其摻雜衍生物，由于其優(yōu)點(diǎn)，包括高剪切模量（≈150GPa）、高室溫離子電導(dǎo)率（10-4至10-3Scm–1）、寬電化學(xué)窗口（相對于Li/Li+高達(dá)5V）、熱穩(wěn)定性和低Li金屬的化學(xué)/電化學(xué)反應(yīng)性。此外，石榴石型氧化物SSE在干燥空氣中的穩(wěn)定性有利于SSLB的制造，具有實(shí)際可行性。施加外部堆疊壓力以將電池組件正確地連接在電池支架中，對于賦予SSLB令人滿意的界面接觸和可循環(huán)性是必不可少的。SSLBs中的堆壓范圍從幾百kPa到幾MPa，不可避免地會導(dǎo)致具有高延展性但低剛度的Li金屬的蠕變。這種壓力驅(qū)動的Li金屬蠕變變形是影響SSLB性能的一個(gè)重要因素，但長期以來一直被忽視。已經(jīng)證明，在鍍/脫鋰過程中，鋰金屬的蠕變可以防止在鋰金屬|(zhì)SSE界面中形成孔隙和空隙，并改善界面接觸。然而，另一方面，堆壓會在Li金屬表面引發(fā)局部集中的應(yīng)力和電流密度的不均勻性，導(dǎo)致電化學(xué)-機(jī)械驅(qū)動的Li成核和枝晶生長到SSE中。這種壓力誘導(dǎo)的Li侵入是SSLB過早短路的主要原因。此外，當(dāng)應(yīng)用于極端環(huán)境（例如，深海和深地場景）時(shí)，SSLB上的MPa級-高堆壓會產(chǎn)生鋰金屬的顯著塑性變形以及SSE內(nèi)的微觀結(jié)構(gòu)裂紋，大大增加了鋰枝晶刺穿SSE的可能性。因此，有效抑制壓力誘導(dǎo)的Li滲透不僅可以延長SSLB，但也促進(jìn)了廣泛的壓力范圍應(yīng)用SSLB。然而，據(jù)作者所知，到目前為止，還沒有關(guān)于這一主題的相關(guān)工作報(bào)告。正文部分01成果簡介近日，清華大學(xué)報(bào)道了一種原位構(gòu)建的界面屏蔽，可以有效抑制壓力誘導(dǎo)的鋰侵入SSLB。理論模型和實(shí)驗(yàn)研究表明，屏蔽內(nèi)的高硬度金屬鉬納米晶體可以有效抑制鋰枝晶的生長，而不會導(dǎo)致合金硬化引起的界面接觸惡化。同時(shí)，電絕緣的Li2S作為屏蔽成分大大提高了界面潤濕性，并阻礙鋰枝晶滲透到石榴石電解質(zhì)中。界面屏蔽保護(hù)的Li6.4La3Zr1.4Ta0.6O12（LLZTO）基電池表現(xiàn)出顯著增強(qiáng)的循環(huán)性能，在約0.2MPa的常規(guī)壓力甚至高達(dá)70MPa的高壓下不會出現(xiàn)短路；這是使用石榴石電解質(zhì)的SSLB所報(bào)告的最高可承受堆垛壓力。這些關(guān)鍵發(fā)現(xiàn)預(yù)計(jì)將促進(jìn)SSLB的寬壓力范圍應(yīng)用。02圖文導(dǎo)讀MIS層的合理設(shè)計(jì)與性能選擇納米晶體Mo作為MIS層中的增強(qiáng)相以防止Li枝晶的侵入。眾所周知，屈服強(qiáng)度是金屬抗變形性的指標(biāo)，其表現(xiàn)通常與硬度相似（表S1，支持信息）。如圖1a所示，在SSE界面改性中使用的金屬元素（即Al:46MPa；Mg:35MPa，Zn:85MPa；Cu:50MPa；Ni:63MPa；Ag:57MPa；Sn:38MPa）。此外，由于尺寸效應(yīng)，納米晶體Mo的屈服強(qiáng)度達(dá)到GPa水平，比大塊Li金屬的屈服強(qiáng)度高出千倍（≈0.8MPa），從而抑制了Li枝晶的生長。更重要的是，這些Mo納米晶體在循環(huán)過程中保留在MIS層中，而不是逐漸擴(kuò)散到Li金屬負(fù)極中。這是因?yàn)榧词乖?00℃下，Mo也幾乎不溶于熔融的Li金屬（圖1a）。即使在1200℃的高溫下，Mo在鋰金屬中的溶解度也可以忽略不計(jì)（僅為3×10?4wt%）。與此形成鮮明對比的是，Al、Mg、Zn、Ag和Sn在Li中具有高溶解度（300℃時(shí)，Al:≈7wt%；Mg:70wt%；Zn:24wt%；Ag:32wt%；Sn:80wt%），導(dǎo)致在Li金屬中連續(xù)擴(kuò)散，并在長期老化或循環(huán)過程中形成堅(jiān)硬的Li合金。Li金屬的這種合金硬化顯著阻斷了Li的蠕變，這將惡化Li電鍍/剝離過程中的Li|SSE界面接觸。因此，納米晶體Mo作為MIS層的增強(qiáng)相，有望在不犧牲界面接觸的情況下，在電池循環(huán)過程中對Li入侵提供長期抑制作用。MIS層是通過兩步工藝制造的（圖S1）。首先，通過四硫代鉬酸銨的原位熱分解在LLZTO表面上構(gòu)建MoS2層：飛行時(shí)間二次離子質(zhì)譜（TOF–SIMS）深度剖面顯示，在上述分解反應(yīng)后，四硫代鉬酸銨的S2–分解產(chǎn)物出現(xiàn)在LLZTO球團(tuán)表面（圖1b）。S2–和O2–（來自LLZTO）的集中分布沿濺射方向的重疊區(qū)域表明，含S2–的物種很好地填充到LLZTO表面的凹坑中，圖S2所示的頂視圖場發(fā)射掃描電子顯微鏡（FE–SEM）圖像進(jìn)一步證實(shí)了這一點(diǎn)。通過X射線衍射（XRD）圖譜（圖S3）和拉曼光譜（圖S4），含S2–的物種被證實(shí)為MoS2，而基于LLZTO–MIS顆粒的截面SEM圖像和圖S5中相應(yīng)的元素圖譜，沉積的MoS2層的厚度約為400~500nm。透射電子顯微鏡（TEM）圖像顯示，涂層中平均直徑≈20nm的MoS2顆粒（圖1c的插圖）提供了典型的層狀結(jié)構(gòu)，具有幾個(gè)（<10）堆疊層，具有有序的晶格條紋，其層間距為0.65nm，對應(yīng)于MoS2的（002）平面（圖1c）。在第二步中，LLZTO顆粒上構(gòu)建的MoS2層在350℃下與熔融的Li金屬反應(yīng)，原位形成由Mo和Li2S組成的MIS層：圖1d展示了鋰化后MoS2納米片的TEM圖像?？梢郧宄乜吹剑阡嚮笮纬闪似骄睆健?0nm的Mo納米晶體（見圖1d的插圖），其中層間距為0.21nm的有序晶格條紋對應(yīng)于Mo的（110）平面（圖1d）。此外，在鋰化反應(yīng)后，MoS2的高分辨率X射線光電子能譜（XPS）譜中的Mo4+3d5/2（232.86eV）和3d3/2峰（229.74eV）（圖1e，上圖）分別移動到231.12eV和228.00eV（圖1e，下圖），這證實(shí)了在MIS層中形成了還原的Mo0。圖S6中的S3pXPS光譜進(jìn)一步驗(yàn)證了從MoS2到Li2S的轉(zhuǎn)化，驗(yàn)證了LLZTO表面MIS層的構(gòu)建。根據(jù)原子力顯微鏡（AFM）圖像，經(jīng)MIS層改性后，LLZTO顆粒的表面粗糙度從53.9nm（圖1f）顯著降低到20.9nm（見圖1g），表明原位制備的MIS層充分填充了LLZTO的表面谷，有利于界面接觸。密度泛函理論（DFT）計(jì)算用于進(jìn)一步分析LLZTO與MIS層中Li或Li2S之間的相互作用。如圖1h所示LLZTO@Li2S（–2.509Jcm?2，右側(cè)）遠(yuǎn)高于LLZTO@Li（–1.435Jcm?2，左圖），表明MIS層中的Li2S組分導(dǎo)致Li和LLZTO之間的化學(xué)鍵增強(qiáng)。考慮到MIS層中的Mo金屬，這種界面相互作用將更大（圖S7），這可以促進(jìn)Li在LLZTO上的界面潤濕性?！緢D1】MIS層的設(shè)計(jì)。a）元素Li、Al、Mg、Zn、Cu、Ni、Mo、Ag、Sn在室溫下的屈服強(qiáng)度以及它們在300℃下在Li中的溶解度。銅、鎳、鉬在300℃的熔融鋰金屬中幾乎不溶。b）LLZTO–MoS2顆粒的TOF–SIMS深度剖面。O2-和S2-元素分布的相應(yīng)三維視圖如插圖所示。制備的c）MoS2粉末的高分辨率TEM圖像（比例尺：10nm）和d）MIS層內(nèi)還原的Mo金屬顆粒（比例尺：5nm）。e）LLZTO–MoS2顆粒在鋰化之前（上圖）和之后（下圖）的高分辨率Mo3dXPS光譜。f）LLZTO和g）LLZTO-MIS的表面AFM圖像（10×10μm）。h）界面形成能的DFT計(jì)算LLZTO@Li和LLZTO@Li2S.常規(guī)堆壓下的界面行為和電池性能研究了MIS改性前后熔融Li與LLZTO的界面潤濕性。可以看出，熔融的Li在裸露的LLZTO顆粒表面聚集成一個(gè)球體（圖2a的插圖），但在LLZTO–MIS顆粒上均勻分布（圖2b的插圖）。這清楚地表明，MIS層改善了Li的潤濕性。冷卻至室溫后，圖2a中的截面SEM圖像顯示，在Li負(fù)極和LLZTO顆粒之間出現(xiàn)了大的間隙。相反，在用厚度約為400nm的MIS層改性后（圖S8），Li|LLZTO–MIS界面保持緊密接觸，沒有任何可見間隙，進(jìn)一步驗(yàn)證了Li在LLZTO-MIS上的優(yōu)異界面潤濕性（圖2b）。組裝了Li||Li對稱電池，以評估在常規(guī)堆疊壓力（即0。MPa）。圖2c顯示了從電化學(xué)阻抗譜（EIS）數(shù)據(jù)得出的弛豫時(shí)間（DRT）的分布（圖S9）。特定弛豫時(shí)間（τ）的峰值反映了具體涉及電化學(xué)過程，同時(shí)峰面積代表阻抗值?！?0?7s和10?1至102s時(shí)的τ分別代表LLZTO晶界和界面離子傳輸?shù)捻憫?yīng)?？梢钥闯觯琈IS修飾的LLZTO電池的界面離子轉(zhuǎn)移峰的積分面積遠(yuǎn)小于裸LLZTO的電池，表明界面接觸電阻降低。臨界電流密度（CCD）是表征界面穩(wěn)定性的一個(gè)識別參數(shù)。如圖2d的上面板所示，具有裸陶瓷的Li|LLZTO|Li對稱電池的CCD低至0.2mAcm?2。相比之下，在通過添加MIS層進(jìn)行修改后，Li|MIS–LLZTO–MIS|Li對稱電池的CCD顯著增加到1.8mAcm?2（圖2d的下面板）。這可歸因于界面接觸的改善和對Li枝晶生成的更高的界面魯棒性。Li||Li對稱電池的長期恒流循環(huán)性能如圖2e和圖2f所示。Li|LLZTO|Li電池在0.2mAcm?2下產(chǎn)生66mV的過電位，87h后突然降至≈0V，表明Li樹突侵入引起短路。相反，Li|MIS–LLZTO–MIS|Li電池在Li電鍍和剝離過程中顯示出平坦的電壓平臺，在2500小時(shí)的循環(huán)過程中，電壓滯后降低且穩(wěn)定，約為31mV。LLZTO–MIS循環(huán)后的截面SEM圖像如圖S10所示。在0.2mAcm?2下循環(huán)2000小時(shí)后MIS層和LLZTO之間的界面接觸保持緊密，沒有任何再生孔隙。此外，MIS層的厚度在循環(huán)過程中沒有顯著變化（循環(huán)前≈400μmvs.循環(huán)后≈400μm）（圖S10），同時(shí)MIS層內(nèi)Mo顆粒的分布保持分散分布，沒有部分聚集，顯示了MIS層的穩(wěn)健性，有效地阻斷了循環(huán)過程中Li的入侵（圖S12）。即使在0.5mAcm?2的大電流密度下，具有LLZTO–MIS的Li||Li對稱電池也僅實(shí)現(xiàn)了≈120mV的穩(wěn)定電壓滯后（圖2e的插圖），循環(huán)壽命為1900h（圖2d和e）?；贛IS的Li|LLZTO|Li對稱電池的這種優(yōu)異的可循環(huán)性優(yōu)于先前報(bào)道的在Li本體或SSE上進(jìn)行表面修飾的大多數(shù)Li|LLZTO|Li電池（圖2g和補(bǔ)充表2）。這也揭示了Li|LLZTO–MIS界面上Li電鍍/剝離過程的特殊可逆性和快速動力學(xué)?！緢D2】傳統(tǒng)堆壓下的Li金屬|(zhì)LLZTO–MIS界面行為。橫截面SEM和Li在a）LLZTO和b）LLZTO-MIS上潤濕現(xiàn)象的數(shù)字圖像（插圖）。比例尺：10μm。c）Li|LLZTO|Li和Li|MIS–LLZTO–MIS|Li對稱電池的DRT曲線和d）CCD曲線。Li|LLZTO|Li和Li|MIS–LLZTO–MIS|Li對稱電池的電壓分布在e）0.2mAcm?2（容量為0.1mAhcm–2）和f）0.5mAcm?2（容量為0.25mAhcm–2）下循環(huán)。所有這些電化學(xué)測試都是在0.2MPa。g）這項(xiàng)工作與先前報(bào)道的在Li本體或SSE表面修飾的Li|LLZTO|Li電池的可循環(huán)性比較。制備了具有或不具有MIS層的Li|LLZTO|LiFePO4（LFP）電池，以評估在施加0的常規(guī)堆疊壓力的全電池中的電化學(xué)性能。室溫（25℃）下的MPa。在正極|LLZTO之間使用由雙（三氟甲磺?；啺蜂嚕↙iTFSI）和丁二腈（SN）組成的正極夾層，以促進(jìn)界面接觸（圖S13）。圖3a和圖S14顯示了這些Li||LFP全電池的速率能力。在0.05C的初始三次激活循環(huán)后，基于LFP在0時(shí)的質(zhì)量，Li|LLZTO–MIS|LFP電池提供了157、155、151和140mAhg?1的比放電容量0.1C、0.2C、0.5C、1C，遠(yuǎn)高于Li|LLZTO|LFP電池（即0.1C時(shí)為135mAhg?1和95mAhg?1在0.2C、隨后是由0.5C處的界面劣化引起的電池故障）。當(dāng)電流密度反轉(zhuǎn)回0.1C時(shí)，MIS電池的高容量保持率（≈初始值的99.6%）得以實(shí)現(xiàn)。證明了Li|LLZTO–MIS界面的高穩(wěn)定性和可逆性，以及在這些界面上的快速離子傳輸動力學(xué)（圖3a）。在0.2C下循環(huán)激活后，與Li|LLZTO|LFP電池（104.4mAhg?1，圖3b）相比，Li|LLZTO–MIS|LFP電池提供了更高的初始放電容量（154.8mAhg–1）和更低的極化。此外，對于MIS界面修飾的電池，獲得了高平均庫侖效率（≈99.87%）以及改進(jìn)的容量保持率?；贚LZTO–MIS的全電池的可逆容量在250次循環(huán)后保持137.8mAhg?1，對應(yīng)于89.0%的容量保持率，而裸LLZTO的參考電池的電壓曲線在26次循環(huán)后由于微短路而大幅波動（圖3c和圖S15）。Li|LLZTO–MIS|LFP電池在0.5C時(shí)也表現(xiàn)出高的長期穩(wěn)定性，在600次循環(huán)中具有81.9%的高容量保持率和≈99.93%的平均庫侖效率（圖3d和圖S16）。MIS修飾的電池在室溫下在0.2MPa的堆疊壓力下表現(xiàn)出優(yōu)異的整體性能。由于界面接觸的改善和MIS層的抑制能力。這些結(jié)果清楚地驗(yàn)證了Li|LLZTO–MIS接觸的魯棒性和循環(huán)過程中防止枝晶形成的高界面穩(wěn)定性。【圖3】具有MIS層的LLZTO基SSLB在常規(guī)堆壓下的電化學(xué)性能。a）具有和不具有MIS層的Li|LLZTO|LFP電池的倍率性能（1C=170mAhg–1）。b）不同循環(huán)下的充電/放電曲線和c）具有和不具有MIS層的Li|LLZTO|LFP電池在0.2C.d）Li|LLZTO–MIS|LFP電池在0.5C時(shí)的長期循環(huán)性能。插圖中顯示了基于MIS的SSLB的原理圖。所有這些電化學(xué)測試都是在0.2MPa，在25℃下，在0.05℃下進(jìn)行最初的三次活化循環(huán)。過大堆壓下的界面行為和電池性能為了驗(yàn)證MIS層在高堆壓下的Li侵入-阻擋效應(yīng)，在2MPa的堆壓下對Li對稱電池進(jìn)行了CCD測量?？梢钥闯觯瑢τ贚i|LLZTO|Li（圖4a）和Li|MIS–LLZTO–MIS|Li（圖4b）電池，在2MPa堆壓下的CCD值遠(yuǎn)高于在0下測得的CCD值。MPa（分別為0.2mAcm–2vs.0.8mAcm–2.和1.8mAcm–2-vs.2.0mAcm–2）。這是因?yàn)樵谘h(huán)過程中，Li金屬負(fù)極的壓力誘導(dǎo)變形同時(shí)改善了初始界面接觸，并抑制了Li|SSE界面處的空隙形成。值得注意的是，由于MIS改性和堆壓優(yōu)化的協(xié)同作用，Li|MIS–LLZTO–MIS|Li電池的CCD達(dá)到2.0mAcm–2，優(yōu)于先前文獻(xiàn)報(bào)道中的大多數(shù)其他系統(tǒng)。此外，將裝有壓力傳感器的堆疊Li||Li電池（見圖4c的插圖）依次在1、5、10、15、20、30、50和70MPa的壓力下循環(huán)，以比較其抗壓能力。對于使用1MLiPF6–碳酸亞乙酯（EC）：碳酸甲酯乙酯（EMC）LE浸泡在Celgard2500分離器中的電池，在10MPa的堆疊壓力下觀察到極化電壓略有下降，由于隔膜壓縮變形導(dǎo)致離子傳輸路徑縮短。然后，當(dāng)電池組壓力增加到15MPa時(shí)，基于LE的電池發(fā)生短路（見圖4c的上圖）。Li|LLZTO|Li電池顯示出改進(jìn)的耐壓循環(huán)能力，短路發(fā)生在20MPa附近（見圖4c的中間面板）。值得注意的是，在1～10MPa的范圍內(nèi)，增加的壓力可以通過鋰金屬蠕變改善界面接觸，從而降低極化電壓。然而，由于Li枝晶生長加劇，Li|LLZTO界面在更高的壓力（即>15MPa）下顯著惡化，這提高了極化電壓。令人印象深刻的是，Li|MIS–LLZTO–MIS|Li電池在70MPa的超高堆壓下提供了穩(wěn)定的循環(huán)性能，沒有短路（見圖4c的下面板）。這可能是石榴石SSE基鋰金屬電池報(bào)道的最高可承受的堆疊壓力值，證明了Li|LLZTO–MIS界面對壓力誘導(dǎo)的Li入侵具有卓越的耐壓能力?！緢D4】Li金屬|(zhì)LLZTO–MIS在過大堆壓下的界面行為。a）Li|LLZTO|Li和b）Li|MIS–LLZTO–MIS|Li對稱電池在2MPa下的CCD曲線。c）在0.1mAcm?2和0.05mAhcm?2的容量下，具有LE、LLZTO和MIS層的Li||Li對稱電池在不同堆疊壓力下的電壓分布。將循環(huán)的Li||Li對稱電池拆開進(jìn)行尸檢分析。在15MPa下發(fā)生電池故障后（圖4c的上面板），隔板的厚度從25μm（圖S17）降至約14μm（見圖5a），對應(yīng)于孔隙率的降低（圖5a的插圖）。此外，Li金屬負(fù)極的壓力誘導(dǎo)變形導(dǎo)致樹枝狀Li滲透引起的短路（圖5b和圖S18）。對于在20MPa下失效的帶有裸露LLZTO顆粒的對稱電池（圖4c的中間面板），從循環(huán)LLZTO晶粒的橫截面SEM圖像中可以看出，Li枝晶穿透SSE（圖5c和圖S19），這可以通過光學(xué)照片中的短路位置清楚地驗(yàn)證（圖5c的插圖）。這可以說明如下。如圖5d所示，盡管高堆壓下的Li蠕變和/或甚至塑性變形可以部分改善界面接觸，但SSE表面預(yù)先存在的孔隙/缺陷引發(fā)了不均勻的Li離子通量和應(yīng)力場分布。不均勻的Li離子通量分布加速了Li枝晶的生長及其向SSE體的滲透，最終導(dǎo)致電池因短路而過早死亡。同時(shí)，不均勻的應(yīng)力場分布從界面產(chǎn)生裂紋，然后擴(kuò)展到SSE體，進(jìn)一步增加了短路的可能性。與此形成鮮明對比的是，在70MPa下循環(huán)后（圖4c的下面板），LLZTO–MIS顆粒保持了結(jié)構(gòu)完整性，沒有枝晶侵入（圖5e）或形成表面短路位置（見圖5e的插圖）。這歸因于LLZTO–MIS和Li之間界面接觸的改善（圖5f的上圖），以及納米晶含MoMIS層對枝晶生長和裂紋形成的高魯棒性（圖5f的下圖）。MIS層的這種協(xié)同效應(yīng)有助于SSLB在高壓下的高可逆性和長循環(huán)壽命?！緢D5】在過度堆壓下循環(huán)后對Li||Li電池的死后分析。a、c，e）在15MPa的堆疊壓力下短路后，來自Li|LE|Li電池的Celgard2500分離器的橫截面SEM圖像（比例尺：圖5a中為2μm，插圖中為10μm）；c）在15MPa下短路后，來自Li||Li電池的LLZTO顆粒（比例尺：圖5c中的50μm；插圖：循環(huán)LLZTO芯塊的光學(xué)照片）；以及e來自Li||Li電池的LLZTO–MIS顆粒在70MPa堆疊壓力下循環(huán)后，（比例尺：圖5e中的50μm；插圖：循環(huán)LLZTO–MIS顆粒的光學(xué)照片）。b、d，f）b）Li|LE|Li，d）Li|LLZTO|Li和f）Li|MIS–LLZTO–MIS|Li電池在過度堆疊壓力下循環(huán)之前（上面板）和之后（下面板）的界面變化的示意圖。堆疊的Li||LFP全電池在0.5、1、2、5、10、15、20、30、50和70MPa的連續(xù)壓力下循環(huán)，以測試其耐壓能力。對于Li|LE|LFP（圖6a和圖6b的上部面板）和Li|LLZTO|LFP電池（圖6a和圖S20），在15MPa下發(fā)生微短路。相比之下，基于LLZTO–MIS的Li||LFP全電池在70MPa的堆壓下顯示出穩(wěn)定的可循環(huán)性（圖6a），沒有電壓波動（見圖6b的下面板），這要?dú)w功于界面屏蔽的枝晶侵入-阻擋效應(yīng)，這與Li||Li對稱電池的結(jié)果一致（圖4c）。值得注意的是，對于具有緊密Li|LLZTO–MIS初始界面接觸的Li|LLZTO–MIS|LFP電池，增加的壓力未能進(jìn)一步提高Li與固態(tài)電解質(zhì)之間的接觸面積以提高容量。而對于壓力增加的Li|LLZTO|LFP電池，由枝晶生長加劇引起的界面惡化克服了由Li蠕變引起的界面接觸改善，從