对高能量密度、安全且长循环寿命储能系统的全球追求，推动了全固态锂电池（ASSLBs）的快速发展。1., 2., 3.其中，硫化物固态电解质（SSEs）已成为极具前景的候选材料。4., 5.与依赖易燃液态电解质的传统锂离子电池（LIBs）不同，ASSLBs采用硫化物SSEs，其具有高离子电导率（>10−3S cm−1）、优异的锂金属负极相容性及本征抗热失控特性。6., 7., 8., 9.这些特性解决了与锂离子电池（LIBs）相关的关键安全问题，同时可实现更高能量密度的配置。因此，采用富镍层状氧化物正极（NRLOs，镍含量≥80%）的全固态锂电池（ASSLBs）被认为是最具前景的电化学储能系统。10., 11.为缓解硫化物固态电解质（SSEs）与NRLOs之间的界面不稳定性，并进一步构建稳定的正极-电解质界面（CEI）层，目前已提出多种有效的NRLOs包覆材料，例如Li2O、12LiNbO3,13Li3PO4,14LiAlO2,15Li3BO3–Li2CO3,16和Ti3（PO4)4.17 尽管存在稳定的界面，硫化物全固态电池的商业化仍受限于未解决的机械失效问题。18., 19., 20.活性材料颗粒在锂化和脱锂过程中会表现出不同程度的膨胀或收缩。例如，硅负极在转化为Li4.4Si时会出现280-300%的体积扩展。21., 22.相比之下，采用纳米结构（如硅纳米颗粒和纳米线）23来缓冲体积扩展，或将硅与碳材料复合（如硅/碳复合材料），24可将体积变化降低至150-200%，同时提升结构稳定性与循环寿命。对于正极活性材料（CAMs），钴酸锂（LCO）在放电过程中会发生约2%的体积膨胀，随后在充电过程中收缩。25相比之下，富镍层状氧化物（NRLOs）在整个充放电过程中会发生更大的体积变化（通常为5-10%），其收缩程度取决于镍含量。26., 27. 近年来，学界日益认识到堆叠压力对硫化物基全固态锂电池（ASSLBs）性能的影响。28., 29., 30., 31.然而，文献报道的堆叠压力水平差异显著，横跨多个数量级。32目前对电池堆叠压力的基础认识仍显不足。此外，现有大多数关于堆叠压力的研究聚焦于其对金属锂负极的影响，这归因于金属锂的高理论容量（3860 mAh g−1)33以及其面临的关键挑战，例如枝晶生长、严重的体积膨胀（锂化过程中达300-400%）、34以及不稳定的固体电解质界面层，这些都对压力高度敏感。30., 31., 35.在此情况下，由于现有研究方法的局限性，堆叠压力对硫化物ASSLBs中NRLOs机械失效的影响仍不明确。例如，采用有限元分析（FEA）的计算研究25., 31., 36., 37.虽然模拟了正极应力演变，但少有研究整合实时电化学数据（ %% 例如通过循环伏安法（CV）、电化学阻抗谱（EIS）等电化学表征技术量化机械失效对离子传输动力学的影响。这一空白强调了需要采用力学表征与电化学测试相结合的 holistic 方法，以揭示硫化物基全固态电池中 NRLOs 材料随压力变化的失效机制。, cyclic voltammetry (CV), electrochemical impedance spectroscopy (EIS)) to quantify how mechanical failure modulates ion transport kinetics. This gap underscores the need for a holistic approach that couples mechanical characterization with electrochemical testing to unravel the pressure-dependent failure mechanisms of NRLOs in sulfide ASSLBs. 本研究系统探究了堆叠压力对硫化物基全固态电池(ASSLBs)正极材料电化学性能与力学行为的影响。通过采用零应变钛酸锂(LTO)和锂铟(LiIn)合金作为负极，并结合纳米计算机断层扫描(CT)、差分电化学质谱(DEMS)、弛豫时间分布(DRT)分析以及高分辨透射电子显微镜(HRTEM)等技术，揭示了堆叠压力与电池性能、正极失效机制之间的内在关联。一方面，随着堆叠压力的增加，固-固界面的空隙减少，有利于锂离子（Li+）传输；另一方面，过高的压力可能导致电极结构变形，反而阻碍离子扩散。这种压力依赖性行为揭示了电极加工工艺中力学-电化学耦合效应的重要性。实验数据表明，存在最优的堆叠压力范围（通常为2-5 MPa），在此区间内电池的界面阻抗最小，循环性能最佳。通过同步辐射X射线断层扫描技术，研究者观察到压力诱导的颗粒重排现象，这为理解界面接触演化机制提供了直接证据。+一方面促进了Li+迁移，提升了硫化物全固态电池（ASSLBs）的放电比容量与倍率性能。另一方面，随着堆叠压力的增加，硫化物全固态电池中锂铟负极显著的体积效应会引发剧烈内部压力波动，导致NRLOs晶格畸变、氧空位增加以及硫化物固态电解质（SSE）氧化分解，最终造成电池性能快速衰减。在375 MPa压力下，锂铟硫化物全固态电池的容量保持率仅为29%。译文： 在100次循环后保持2%的容量，其在2 C倍率下的放电比容量急剧下降至45 mAh g−1与250 MPa时相比，这代表着50%的容量衰减。相比之下，LTO负极的零应变特性（体积变化<0.1%）使得电池内部压力变化较为温和，在375 MPa压力下循环100次后仍能保持68.4%的容量，同时倍率能力持续改善。
结果与讨论
图1展示了硫化物全固态锂电池在2.7-4.3 V电压范围内的电化学性能相对于Li/Li+在不同堆叠压力下25°C时的表现。图1a–c该研究聚焦于LiIn硫化物全固态锂电池(ASSLBs)，揭示了堆叠压力与初始放电比容量之间明显的正相关性。当堆叠压力从125 MPa提升至250 MPa并进一步增至375 MPa时，初始放电比容量从195 mAh g−1逐步上升至202 mAh g−1，最终达到207 mAh g−1。如图1f-h所示，LTO硫化物ASSLBs中也观察到类似的初始放电比容量变化趋势 %%当堆叠压力从125 MPa增至375 MPa时，LTO硫化物的初始放电比容量分别为179、205和214 mAh g值得注意的是，两类电池的初始库仑效率（ICE）存在显著差异。随着堆叠压力增加，LiIn硫化物ASSLBs的ICE呈现先升后降趋势（−1图1a–c），而LTO硫化物ASSLBs的ICE则持续上升（图1f–h所示。LiIn-375 MPa硫化物ASSLB甚至出现过充和浅放电现象，其首次充电比容量高达279 mAh g，但初始库伦效率（ICE）仅为75.6%。相比之下，LTO-375 MPa硫化物ASSLB的ICE可达81.1%。这与本研究的实验规律一致，RenJie Chen的工作−1et al.总结了堆叠压力与LiIn硫化物ASSLBs中ICE的关系。研究指出，增加堆叠压力可建立更好的界面接触；但当压力超过特定阈值时，会导致ASSLBs发生机械失效，进而引起ICE的快速下降。因此，LiIn硫化物ASSLBs的机械失效阈值显著低于LTO硫化物ASSLBs，这凸显了研究堆叠压力对LiIn硫化物ASSLBs机械失效影响的重要性。29 summarizes the relationship between stacking pressure and ICE in LiIn sulfide ASSLBs. It points out that the increase in stacking pressure establishes better interfacial contact; however, when the pressure exceeds a certain threshold, it leads to mechanical failure of ASSLBs, resulting in a rapid decline in ICE. Therefore, the mechanical failure threshold of LiIn sulfide ASSLBs is significantly lower than that of LTO sulfide ASSLBs, underscoring the importance of investigating the effect of stacking pressure on the mechanical failure of LiIn sulfide ASSLBs.
为进一步探究阴极活性材料（CAM）在充放电过程中的压力演变规律，本研究对采用钛酸锂（LTO）负极的硫化物全固态电池（ASSLBs）进行了压力测试。对于LTO硫化物全固态电池体系，其充放电循环中内部压力的动态变化与镍锰酸锂（NRLOs）的特征相变过程呈现显著且明确的关联性（图2d–f）。这是由于LTO负极具有"零应变"特性，其在锂化/脱锂过程中的体积变化率小于0.1%，意味着该电极几乎不会引发电芯内部的压力波动。36在充电过程中，随着锂+离子从正极活性材料(CAM)结构中脱嵌，压力逐渐降低。随后在M→H2相变阶段，可观察到压力短暂上升现象。该现象可通过各向异性晶格变化进行解释：特别是当轴发生收缩的同时轴产生膨胀，这种复杂的应变响应会瞬时提升体系压力。当充电过程进入H2→H3相变阶段时，压力呈现快速下降趋势。这主要源于轴与轴向上显著降低了晶胞总体积。值得注意的是，125 MPa压力下的LTO硫化物全固态锂电池相比250 MPa工况表现出更大的压力掉落（图2d与S7）。这是由于在较低堆叠压力下，初始颗粒间接触本质上就是不充分的。此外，与锂铟合金负极不同，LTO材料不具备显著的塑性或蠕变行为来提供额外的自紧力以补偿接触损失。因此，在反复循环过程中，持续的颗粒重排和界面松动会导致电极层内部出现更明显的应力弛豫，进而使硫化物全固态电池的内压降进一步加剧。c-axis, which significantly reduces the overall unit cell volume. Notably, the LTO sulfide ASSLBs under 125 MPa exhibit a larger pressure drop than at 250 MPa (Fig. 2d and S7). This is because, at lower stacking pressure, the initial interparticle contact is inherently incomplete. Furthermore, unlike the LiIn alloy anode, LTO does not exhibit significant plasticity or creep behavior that could provide additional self-clamping force to compensate for contact loss. As a result, during repeated cycling, continuous particle rearrangement and interfacial loosening occur, leading to more pronounced stress relaxation within the electrode layers, which further results in an increased internal pressure drop in the sulfide ASSLBs.31 综上所述，不同的阳极材料，特别是零应变LTO和Li-In合金，在硫化物ASSLBs充放电过程中表现出不同的体积变化行为。值得注意的是，LTO硫化物ASSLBs的内部压力变化相对温和，且其电化学性能随着堆叠压力的增加而稳步提升。相比之下，Li-In阳极显著的循环体积变化在施加堆叠压力下进一步加剧，导致内部压力出现大幅波动。Li-In硫化物ASSLBs中剧烈的内部压力波动与电化学性能快速衰减的同步发生表明，机械失效可能是导致性能下降的关键因素。Li-In阳极的压力行为通过何种具体形式和机制影响阴极，进而导致硫化物ASSLBs的机械失效，仍需进一步研究。 为探究锂铟合金负极引起的压力变化对硫化物基全固态电池中NRLOs机械失效的影响，对首次充放电后的NCM95样品进行了高分辨透射电子显微镜（HRTEM）分析。通过选区快速傅里叶变换（FFT），依据晶面间距与夹角确定了相应晶面。如图3b及S8所示，经250 MPa堆叠压力预处理的NCM95仍保持高度有序的层状晶体结构，具有典型的空间群（3̄图3a) 在进行任何电化学循环之前。如图S9a所示，对LiIn-125 MPa硫化物ASSLB进行初始充放电后，NCM95样品表面的大部分晶格仍保持相对完整的层状结构。值得注意的是，在大多数区域未观察到明显的晶格畸变或位错，这表明在相对较低的堆叠压力（125 MPa）下循环不会对NCM95晶格造成显著的机械损伤，从而保持了晶体结构的稳定性。当堆叠压力增加至250 MPa时（图3c和图S9b），NCM95的表面晶格在不同区域显示出显著的结构完整性差异。部分区域仍保持完好的层状结构，具有清晰连续的晶格条纹，与空间群（区域I）一致。然而区域II的晶格内部出现明显原子位移，晶格条纹略显模糊，原有的规则原子排列遭到破坏（图S10）。该现象的产生是由于在高堆叠压力作用下，NCM95承受了显著的压力变化（图2b3̄），导致因局部应力集中而产生部分晶格畸变。当堆叠压力进一步增至375 MPa时，NCM95的机械损伤更为严重（图S9c）。在此压力水平下，整个观察区域仅剩小部分晶格保持原始层状结构，相应的晶格条纹不连续且微弱。相比之下，大部分区域晶格发生显著剪切变形，导致晶格条纹扭曲、断裂甚至完全无序，层状结构几近消失。该现象会阻碍锂传输受阻，从而导致LiIn-375 MPa硫化物ASSLB的倍率性能不佳。40 This phenomenon occurs because under high stacking pressure, NCM95 undergoes significant pressure variation (Fig. 2b), leading to partial lattice deformation due to localized stress concentration. As the stacking pressure further increases to 375 MPa, the mechanical damage to NCM95 becomes more severe (Fig. S9c). At this pressure level, only a small portion of the lattice in the entire observation region retains its original layered structure, with the corresponding lattice fringes being discontinuous and weak. In contrast, a large area of the lattice undergoes significant shear deformation, resulting in twisted, broken, and even completely disordered lattice fringes, with the layered structure nearly lost. This phenomenon can impede Li+ transport, thereby resulting in the poor rate capability of the LiIn-375 MPa sulfide ASSLB.41
此外，X射线衍射仪（XRD）结果为晶格结构的变化提供了进一步证据。具体而言，（003）晶面衍射峰的偏移表明晶格沿c轴方向发生了结构变化。随着堆垛压力的增加，（003）晶面衍射峰持续向更高的242θ角度移动，同时伴随着晶胞参数的急剧减小。轴方向。在晶格坍塌过程中，还观察到"峰展宽"现象，这表明晶格的远程有序性遭到严重破坏（图S11）。c-axis. During the lattice collapse process, a “peak broadening” phenomenon is also observed, which indicates that the long-range order of the lattice is severely disrupted (Fig. S11). 这种结构变化不仅阻碍了锂离子的传输+还会导致晶格氧的产生，这两者都是导致电池容量衰减和循环稳定性下降的关键因素。如图Fig. 3d和e所示随着电池组装过程中施加的堆叠压力逐步增加，NCM95正极材料在首次充放电过程中释放的氧含量呈现明显上升趋势。这种氧气释放量的渐进式增长直接反映了NCM95晶格损伤的加剧。在更高压力作用下，材料的层状结构更容易发生坍塌，原本稳定结合在晶体框架中的晶格氧发生解离，以游离氧形式释放。为进一步验证晶格氧的缺失，我们对经过不同堆叠压力处理并完成首次充放电的NCM95样品进行了电子顺磁共振（EPR）测试。结果表明(图3g）表明随着堆叠压力的升高，材料中氧空位对应的信号强度逐渐增强。O 1s能谱（图S12）进一步证实，随着堆叠压力增大，氧空位含量（531.8 eV）增加，而晶格氧含量（527.9 eV）减少。43此外，Ni 2p3/2峰向结合能较低的方向移动，材料表面Ni的平均价态降低（例如 , from Ni3+/Ni4+至低价态如Ni2+），用于补偿晶格中的氧损失（图3h）。然而，Ni2+低价态物质参与锂氧化还原反应的能力较差+嵌锂/脱锂过程导致电池比放电容量急剧下降。44., 45.采用X射线光电子能谱（XPS）对首次充放电后的硫化物固态电解质（SSE）进行分析，以探究其分解行为。如图3i及表S2所示，由于晶格氧的氧化作用，除PS43−（161.7 eV）的主特征峰外，分解产物P2(163.2 eV)也被检测到。x此外，P的含量46随着堆叠压力的升高而增加。进一步观察发现，随着堆叠压力的增大，硫化物固态电解质（SSE）的晶体结构未发生显著变化，但其离子电导率略有提升，而分解电位则明显降低（图S13）。这一现象可归因于高压条件下硫化物SSE晶体结构中位错密度的增加。2晶格畸变导致的晶格氧逃逸与硫化物固态电解质（SSE）的分解，正是LiIn-375 MPa硫化物全固态锂电池（ASSLB）初始库仑效率（ICE）较低（75.6%）的根本原因。这些结果表明，LiIn硫化物ASSLB的正极材料在循环初期便经历了严重的机械-电化学失效。x increases as the stacking pressure rises. Furthermore, as the stacking pressure increases, no significant change is observed in the crystal structure of the sulfide SSE, while the ionic conductivity improves slightly and the decomposition potential decreases noticeably (Fig. S13). This phenomenon can be attributed to the increase in dislocation density within the crystal structure of the sulfide SSE under higher pressure.25., 29. The escape of lattice oxygen caused by lattice deformation and the decomposition of the sulfide SSE are exactly the reasons for the low ICE (75.6%) of the LiIn-375 MPa sulfide ASSLB. These results indicate that the cathode material of the LiIn sulfide ASSLBs experiences severe mechanical–electrochemical failure at the very early stage of cycling. 对首次充放电后的LTO硫化物ASSLBs中NCM95样品也进行了HRTEM分析（图S14所示）。与采用LiIn负极的硫化物ASSLBs相比，配备LTO负极的电池在首次充放电后正极材料结构退化显著减轻。即使将堆叠压力提升至375 MPa，LTO硫化物ASSLBs中NRLO表面仅观察到极微弱的晶格畸变。在LTO硫化物全固态锂电池中，NCM95正极的氧释放虽随堆叠压力增加呈现显著上升趋势，但其释放程度仍明显低于LiIn硫化物全固态锂电池。这一差异可归因于LTO硫化物体系内部压力变化相对有限。因此，尽管增加堆叠压力确实会加剧LTO硫化物全固态锂电池的正极失效，但在相同压力条件下，其性能衰减程度仍远低于LiIn硫化物全固态锂电池。 为深入探究堆叠压力对锂离子传输行为的影响，+针对LiIn硫化物全固态电池体系，原位在首次充放电过程中进行了电化学阻抗谱测试（图S15），并进一步采用弛豫时间分布技术分析界面阻抗的演变过程。图3j-lD1表示扩散过程，D2代表电极表面的电荷转移阻力()，D3对应锂ct在电极界面的传输过程，D4反映硫化物SSE的晶界离子传导（+在相对较低的堆叠压力（125 MPa）下，硫化物SSE内部组分之间的固-固接触不充分，导致显著的D1峰出现，表明锂扩散动力学迟缓（SSE).47图3j+当堆叠压力增至250 MPa时，施加的压力有效压缩了颗粒间的内部间隙，促进了更紧密的固-固接触。这种增强的界面接触降低了Li+的扩散阻抗并改善了电化学反应动力学，其证据体现在图3k+所显示的降低趋势。然而当堆叠压力进一步升至375 MPa时，NRLOs中会出现晶格畸变，导致Li+扩散阻抗与图 3lct (此外，随着堆叠压力的增加，D3（与界面锂传输相关）呈现出增强的弛豫峰强度以及与副反应相关的电压依赖性峰位逐渐偏移，表明副反应产物显著增多。随着堆叠压力进一步增大，（D4）逐渐升高，这是由于硫化物固态电解质在高堆叠压力下发生氧化分解所致。+同样地，如图S16所示，在充电初始阶段，锂扩散系数(ct (随着堆叠压力的增加，锂离子电导率显著提升。然而在高荷电状态（SOC）下，LiIn-375 MPa硫化物ASSLB表现出明显低于其他样品的性能，进一步表明过高的堆叠压力会导致晶格畸变，从而阻碍锂离子传输。与S6a图对比可见。当堆叠压力增至250 MPa时，固-固界面空隙被完全压缩，实现了电极与硫化物固态电解质（SSE）的紧密接触（+图2hRSSE (D4) gradually increases, which is caused by the oxidative decomposition of the sulfide SSE under high stacking pressure.48 Similarly, as shown in Fig. S16, during the initial stages of charging, the Li+ diffusion coefficient (DLi+) increases noticeably with increasing stacking pressure. However, at high states of charge (SOC), the LiIn-375 MPa sulfide ASSLB exhibits a significantly lower DLi+ compared to other samples, further indicating that excessive stacking pressure induces lattice distortion, which hinders Li+ transport. 循环过程中的阻抗通过图S17所示的等效电路进行测量与拟合。49., 50.拟合结果如图 S18、S19 及表 S1 所示。LiIn-125 MPa 硫化物 ASSLB 在初始循环阶段表现出独特行为，其界面阻抗呈现下降趋势。该现象与观测到的放电比容量变化规律一致，后者呈现先上升后下降的特征。阻抗初始下降可归因于循环早期发生的界面副反应。这些反应产生的副产物有效填充了固-固界面的间隙，从而提升了电荷转移效率。相比之下，LiIn-250 MPa 和 LiIn-375 MPa 硫化物 ASSLB 的界面阻抗随循环进行逐渐增加。值得注意的是，LiIn-375 MPa 变体的阻抗显著上升，这与电池容量的急剧衰减具有相关性。这表明较高压力条件可能加剧界面降解，导致电荷转移效率降低，最终损害电池性能。 为全面理解硫化锂铟基全固态电池中堆叠压力对富镍正极颗粒界面特性与晶体结构的影响，我们对循环200次后的复合正极材料进行了高分辨透射电镜表征。通过选区快速傅里叶变换分析，依据晶面间距与夹角对相应晶面进行了标定。如图4a所示在低压条件下循环200次后，NRLOs的结构仅表现出极微弱的退化，并保持着相对完整的层状结构。当堆叠压力增至250 MPa时，材料表面会形成部分岩盐相结构（Fm3̄），如图4b所示，这种结构显著阻碍了锂离子的扩散沿ab平面方向。此外，随着堆叠压力的持续增加，表面的岩盐相结构将继续扩展（+图4c）。这一现象归因于晶格变形以及过量压力诱导的晶格氧释放。在图4a-d中，经过200次循环后，随着堆叠压力的增加，晶格间距从0.211纳米持续减小至0.171纳米。这种晶面间距的持续缩减主要源于充放电过程中机械应力与化学变化的累积效应。在更高堆叠压力下，富镍正极颗粒承受更大的压缩力，同时伴随着锂插入与脱出过程。这导致晶格内产生显著的局部应力集中，引发晶格畸变和氧空位形成，最终造成晶体结构坍塌。+ insertion and extraction. This results in significant localized stress concentration within the lattice, leading to lattice distortion and loss of lattice oxygen, ultimately causing the collapse of the crystal structure.
图4e展示了循环后 NRLOs 材料表面镍价态随堆叠压力增加的变化规律。随着堆叠压力升高，可观察到表面镍平均价态显著降低，这进一步证实了晶格结构的退化。此外，电子顺磁共振（EPR）和 O 1s XPS 谱（图 S20）提供了更多证据，表明更高的堆叠压力会导致晶格氧减少和氧空位显著增加。我们还分析了循环后硫化物固态电解质的失效行为，如图4f在低堆叠压力（125 MPa）下循环200次后，硫化物固态电解质（SSE）仅产生少量副产物。随着堆叠压力的增加，硫化物SSE不仅生成更多P2还会产生大量SOx，进一步破坏LixPS6Cl结构并导致容量快速衰减。拉曼光谱结果为化学键提供了更详细的信息（5图4g与XPS结果一致，随着堆叠压力的增加，PS峰（C）的强度逐渐降低，而P峰（A）的强度则逐渐升高。值得注意的是，随着堆压增大，–S–S–键（B与D）的强度出现显著提升。大量存在的–S–S–键会破坏硫化物固态电解质的结构有序性，严重阻碍锂离子在电解质中的传输通道。%% %%43− peak (C) gradually decreases, while the intensity of the P2Sx peak (A) increases progressively. Notably, a significant increase in the intensity of –S–S– bonds (B and D) is observed with the rise in stacking pressure. The extensive presence of –S–S– bonds, which is associated with structural disordering of the sulfide SSE, severely disrupts the Li+ conduction channels within the electrolyte.51 此外，在宏观尺度上，循环电极的光学图像显示随着堆叠压力升高，裂纹现象愈发严重。具体而言，LiIn-375 MPa硫化物全固态锂电池的电极片甚至出现层间剥离现象（图S21）。在微观尺度上，随着堆压增加，循环后的NRLOs表面可观察到大量微裂纹（图4h–j）。与此同时，硫化物固态电解质层在堆叠压力递增条件下也呈现逐渐扩展的裂纹（图4k–m）。这种微观-宏观协同电极结构的退化主要归因于长期循环过程中机械应力的累积，而高堆叠压力会加剧这种累积效应，从而导致硫化物ASSLIBs的循环稳定性和倍率性能急剧下降。
结论
本研究揭示了硫化物基全固态电池中堆叠压力对高镍层状氧化物(NRLOs)机械失效的调控机制。通过多尺度表征与电化学分析，阐明了堆叠压力在硫化物全固态电池中的双重作用：一方面，增大堆叠压力可压缩界面空隙并降低锂+一方面，适度的堆叠压力可降低界面接触阻抗与离子传输阻力，显著提升放电容量与倍率性能。另一方面，过高的堆叠压力会加剧锂铟合金负极的显著体积变化，导致正极晶格发生机械退化并破坏固态电解质稳定性，进而引发容量快速衰减与极化加剧。相比之下，LTO负极的近零应变特性可有效缓解内应力波动，使其在375 MPa压力下仍能保持稳定的循环性能。此外，针对硫化锂铟基全固态电池机械退化机制的深入研究显示，循环过程中显著的压力变化会诱发NRLOs层状框架的剪切变形与结构坍塌。该过程伴随着氧空位的显著增加及镍平均价态降低（从Ni3+/Ni4+至Ni2+)，这会阻碍Li的嵌入和脱嵌+。同时，晶格氧的释放加速了硫化物固态电解质的氧化分解，生成P2和SOx等有害物质。这些副产物会进一步阻碍Lix传输路径并增加晶界阻抗。此外，这种劣化过程会引发宏观电极分层与微观正极颗粒开裂，共同导致100次循环后容量保持率仅为29.2%。后续研究将重点通过先进建模与实验手段，精确识别导致电池失效的临界堆叠压力。在此基础上，将开发具有柔性涂层的改良正极界面以调控应力。同时，将设计自适应电池结构以实现内部压力的自动调节。这些策略旨在降低此类电池所需的堆叠压力，从而促进其适应工业化制造流程。+ transport pathways and increase grain boundary impedance. Additionally, this degradation process promotes macroscopic electrode delamination and microscopic cracking of cathode particles, collectively resulting in a capacity retention of only 29.2% after 100 cycles. Future work will focus on precisely identifying the critical stacking pressure leading to failure using advanced modelling and experiments. Subsequently, improved cathode interfaces with flexible coatings will be developed to manage stress. Additionally, adaptive battery structures will be designed to automatically maintain optimal internal pressure. These strategies seek to reduce the required stacking pressure in such batteries, thereby facilitating their adaptation to industrial manufacturing processes.
