可充电氟离子电池电解质研究与应用
段新平1，田庆斌2，李明强1
（1.大连理工大学 能源与动力学院，辽宁 大连 116024；2.大连市第三十六中学，辽宁 大连 116218）
摘要：氟离子电池(FIB)是基于氟离子穿梭驱动的低成本新型储能系统，具有比锂离子电池(LIB)更高的理论能量密度，作为下一代可充电电池引起了学术界的广泛关注。然而，FIB仍处于早期开发阶段，需要解决许多技术问题。用于FIB的电解质要求具有高离子导电性，并需要满足在循环过程中对电极反应保持稳定的要求。综述了FIB研究过程中使用的固态和液态电解质，分析了基于不同电解质的电池的性能特征，为FIB电解质进一步的研究方向提供了参考。
关键词：氟离子电池；固态电解质；液态电解质；离子电导率
与其他电池系统相比，锂离子电池(LIB)具有较高的工作电压和出色的能量密度，已成为大多数便携设备和交通应用的首选[1]。然而，LIB的比能量理论上仅限于250 Wh/kg，而且电池中使用的关键矿物质（锂、镍和钴）供应紧张、成本高昂，这促使追求更高能量密度、低成本电池的兴趣与日俱增。氟的储量是锂的50倍，是元素周期表中电负性最强、原子量相对较低的元素，金属氟化物的形成反应通常伴随着巨大的吉布斯自由能变化，因此会产生很高的理论电压，可以构建高压电化学电池（大于3 V）。此外，一价氟离子的独特性质能够与金属形成二价或三价金属氟化物[2]。因此，每个金属原子可以可逆地存储多个电子，氟离子电池(FIB)可提供高于2 000 Wh/kg的理论比能量。 自2011年由Reddy等[3]首次验证了可充电FIB的可行性，研究者们致力于开发电化学稳定、快速传导氟离子的电解质。表1为FIB和LIB电解质特点对比。FIB的发展始于使用无机固体氟化物作为离子导体，其中大部分需要高温才能工作。液体电解质具有比固体电解质高得多的离子电导率，为构建室温氟离子电池(RTFIB)提供了新的可能性。本文旨在概括迄今为止用于FIB的各种固态和液态电解质，并强调阻碍FIB走向商业化的相关挑战。表1 FIB和LIB电解质特点对比
电池类型 | 电解质类型 | 状态 | 工作温度/℃ | 电导率/(S·cm－1) | 参考文献 |
FIB | 氟铈锎矿型氟化物、萤石相氟化物 | 固态 | ≥150 | ～10－4 | [2] |
SnF2基氟化物 | 固态 | 室温 |
有机基 | 液态 | 室温 |
水基 |
LIB | 聚合物固体 | 固态 | －50～200 | ～10－3 | [1] |
无机固体 | 固态 | ～10－4 |
复合固体 | 准固态 |
有机液体 | 液态 | －20～60 |
室温离子液体 | 液态 |
1 固态电解质
适用于FIB的固态电解质应具有极高的氟离子电导率、高热稳定性、宽电化学稳定性窗口和极低的电子电导率[2]。一般来说，固体电解质的电导率取决于其晶体结构和存在的缺陷类型。理想电池系统的主要特征之一是在室温下正常工作。但大多数固态电解质在低温时离子电阻较高，只有在150 ℃以上才能提供更好的离子导电性。从实用角度来看，这类电解质并不具有优势。高温固态FIB需要在高温下运行，仅能在储能或其他特定场景应用。而理论上来说，室温固态FIB可用于目前LIB的所有应用场景，为了实现RTFIB，多次尝试探索在室温下具有出色氟离子导电性的新型电解质。高温固态电解质常用的氟化物结构有稀土金属氟铈锎矿结构(MF3, M=Ce, La)和碱土金属萤石相(MF2, M=Ba, Ca, Sr)。但是，这两种结构的电解质纯电导率都不够高，无法直接用于实际应用。异价掺杂剂能在晶体中产生更多永久性缺陷，可大幅提高电导率，从而使F－快速迁移。氟铈锎矿型氟化物（MF3, M=Ce, La）离子导电性较高，并能通过二价阳离子置换（Ba2+、Ca2+、Sr2+等）得到很大程度上的改善。二价阳离子的掺杂会产生F－空位，并增加了F－的迁移率。因此，氟铈锎矿类氟化物中的氟离子传导是一种空位机制。萤石型氟化物(MF2, M=Ba, Ca, Sr)经过异价掺杂（La3+、Sb3+等）后，三价阳离子占据了M2+位点，而多余的氟离子占据了萤石型结构中的间隙位点。这些新增的间隙是这些掺杂化合物具有高氟离子导电性的原因。萤石型氟化物的氟离子传导是一种间隙传导机制。室温固态电解质则常用SnF2基金属氟化物MSnF4 (M=Pb, Ba, Sr)，得益于SnF2上的孤对电子对的立体活性造成的失调，其在室温下具有较高的离子电导率，为可充电固态RTFIB的构建提供了广阔的空间。SnF2基金属氟化物的氟离子传导是空位和间隙结合的传导机制。1.1 高温固态电解质
1.1.1 氟铈锎矿型氟化物电解质
Reddy等[3]通过球磨法制备了纳米晶氟铈锎矿型样品La0.9Ba0.1F2.9，160 ℃时电导率为2.8×10－4 S/cm。La0.9Ba0.1F2.9的高温离子电导率和高度稳定的电位窗口的协同效应可帮助电池在高温下显示出令人满意的电化学性能。使用La0.9Ba0.1F2.9块状电解质组装的BiF3/Ce电池在初始循环中实现了190 mAh/g的总体可逆放电比容量，是活性材料理论比容量(302 mAh/g)的63%。然而，在随后的循环中，观察到容量严重下降，这归因于电极材料的巨大体积变化引起的电解质-电极接触问题，也归因于散装型固体电解质厚度(600～800 μm)过高所产生的巨大界面电阻。此外，高厚度还延长了离子扩散距离，造成离子传导的高阻力。而采用薄膜技术取代厚导体不仅缩短了离子扩散路径长度，还保证了电极与电解质之间更好的接触。Zhang等[4]通过溶胶-凝胶旋涂法在不锈钢基底上制备了5～6 μm的La0.9Ba0.1F2.9薄膜，170 ℃时电导率为8.8×10－5 S/cm。与块体材料类似，LaF3薄膜通过掺杂Ba3+在晶格中产生点缺陷，大大提高了电导率，虽仍低于块状电解质（170 ℃时为5×10－4 S/cm），但薄膜导体带来了整个电池组件整体紧凑的优势，因此整体电导率提高了约30倍。图1为散装固态电池与薄膜电解质电池的示意图。![]()
图1 散装固态电池(a)与薄膜电解质电池(b)示意图
图2为烧结La0.95Ba0.05F2.95电解质的BiF3/Ce电池制备过程，Bhatia等[5]通过简便的湿化学方法合成了氟铈锎矿型样品La0.95Ba0.05F2.95电解质，能够达到单晶体的导电性。高温烧结(800 ℃, 20 h)会减少晶界部分和杂质数量，从而提高离子导电性。与球磨工艺相比，烧结La0.95Ba0.05F2.95电解质显示出更优越的电化学性能，具有更高的放电容量和更小的滞后。使用烧结La0.95Ba0.05F2.95电解质的BiF3/Ce电池的放电比容量为245 mAh/g，约为理论比容量302 mAh/g的81%，是使用La0.9Ba0.1F2.9电解质的BiF3/Ce电池的放电比容量(190 mAh/g)的1.29倍。![]()
图2 烧结La0.95Ba0.05F2.95电解质的BiF3/Ce电池制备过程
此外，通过调整烧结温度和制备时间也能使电解质薄膜致密化，提高离子电导率。与块状样品相比，薄膜的离子电导率较低的主要原因是在400 ℃下烧结会导致金属络合物分解，挥发出大量气体，形成的多孔结构使颗粒之间接触不良，导致晶界电阻增大。随着烧结温度的升高，颗粒尺寸变大，孔隙率随之降低，从而使离子在晶界处更好地传输。Zhang等[6]在450 ℃下烧结的La0.9Ba0.1F2.9薄膜(4～5 μm)在170 ℃下显示出1.6×10－4 S/cm的高离子电导率。图3为在400与450 ℃下烧结4 h后La0.9Ba0.1F2.9薄膜表面的扫描电镜(SEM)图。如图3(b)所示，在450 ℃时，薄膜的致密性达到99%，界面层厚度为1.3 nm。40 ℃时的本征离子电导率为9×10－5 S/cm，仍比单晶的数值小2倍。尽管薄膜电解质的电导率仍低于相应的块状电解质，但基于薄膜电解质的电池在80 ℃时的整体电导率与基于块状电解质的电池在170 ℃时的电导率相当，即使用致密薄膜的电池的整体电导率提高了约65倍。![]()
图3 在400 ℃(a)与450 ℃(b)下烧结4 h后薄膜表面的SEM图
1.1.2 萤石相氟化物电解质
与氟铈锎矿型氟化物相比，由于萤石型氟化物中可用的间隙位点的尺寸相对较大，较容易形成氟离子间隙。Rongeat等[7]在BaF2中掺入La3+来增加晶体中的点缺陷数量。此外，采用球磨技术会产生具有大量晶界的小晶体，能够提供额外的离子传导途径。点缺陷和晶界的累积效应使掺杂多晶Ba0.6La0.4F2.4的离子电导率高于没有晶界的Ba0.6La0.4F2.4单晶体。使用Ba0.6La0.4F2.4电解质构建的BiF3/Li电池在150 ℃首次放电比容量为110 mAh/g，比容量略低，与Ba0.6La0.4F2.4的电导率（160 ℃时为1.9×10－4 S/cm）低于La0.9Ba0.1F2.9（160 ℃时为2.8×10－4 S/cm）有关。由于氟离子难以从固体电解质转移到电极，因此无法达到理论放电比容量，之后的循环中容量也呈下降趋势。Mohammad等[8]采用高能球磨法合成了萤石型纳米材料Ba0.7Sb0.3F2.3（160 ℃时，电导率为4.4×10－4 S/cm），通过用Sb3+取代Ba2+的方式增加间隙氟离子浓度，从而提高体系的离子电导率。这是因为Sb3+上存在的电子孤对排斥带负电荷的氟离子，促使它们占据更多的间隙位点，可以提高材料中氟离子的迁移率。Toma等[9]报告了通过物理气相沉积技术制造出的BaxLa1－xF3－x (x=0.08～0.09)薄膜。通过掠入射x射线衍射(GIXRD)对超薄薄膜(e≈100 nm)的研究发现，在物相沉积中，薄膜/基底界面上形成了氧氟化物La1－xBaxO1－uF1－x+2u(0≤u≤x)相。这一结果对于解释跨面和面内配置的电导率测量结果至关重要。而基底温度是获得高密集薄膜的关键参数，同时也会减小电阻性氟化氧界面层的厚度。1.2 室温固态电解质
1.2.1 铅基氟化物
铅基氟化物在室温下具有高氟离子电导率（如PbF2的电导率为5.44×10－4 S/cm），其萤石晶体结构与常用的CaF2电解质相似。β-PbF2结构富含间隙F－，具有超离子特性，经过球磨法处理的β-PbF2的晶界区域比α-PbF2的晶界区域更适合氟离子导电[10]，通过掺杂阳离子（K+、Sn2+等）的方式在阴离子亚晶格内形成空位和间隙，能够补偿广泛的动态紊乱，可进一步增强其离子导电性。Fujisaki等[11]在室温下机械研磨SnF2和α-PbF2，合成了γ-PbSnF4，并且发现γ-PbSnF4在137 ℃左右发生了γ-β相转变，β-PbSnF4中单一锡层和铅层的有序框架得到了优化，间隙位点上氟离子浓度的增加导致β-PbSnF4的室温离子电导率(1.6×10－3 S/cm)比γ-PbSnF4 (3.4×10－4 S/cm)提高了一个数量级。Molaiyan等[12]发现用β-SnF2掺杂PbF2可以得到最稳定的γ-Pb0.55Sn0.45F2立方相（室温电导率为2.5×10－3 S/cm）。由于价层电子对之间的排斥、较小的锡原子半径和交换表面缺陷的贡献，使得宏观电导率增加。Ji等[13]首次采用机械化学方法合成了具有萤石型结构的Pb0.75Sr0.20K0.05F1.95固溶体。碱土金属氟化物的引入稳定了萤石结构的富铅氟化物相，使离子电导率得到改善，20 ℃时为3.05×10－4 S/cm，是纯β-PbF2的2 300倍。1.2.2 BaSnF4固体电解质
BaSnF4固体电解质的室温离子电导率为3.5×10－4 S/cm，因此适用于RTFIB。BaSnF4具有层状结构，氟离子穿梭主要发生在Ba-Sn层和Sn-Sn层。BaSnF4的优点还包括：出色的电子绝缘性能、高氟含量和氟离子迁移特性。然而，在室温条件下，BaSnF4中Ba-F的静电作用很强，限制了氟离子在Ba-Ba原子层中的转移，从而使其电导率低于PbSnF4。Mohammad等[14]首次展示了使用BaSnF4作为氟化物传输固体电解质的RTFIB。在室温下，BiF3/Sn电池和BiF3/Zn电池的首次放电比容量分别为120和56 mAh/g。如图4所示，Zn阳极放电后的形态与原始状态非常相似，Zn和ZnF2颗粒尺寸小于Sn和SnF2。虽然锡基电池容量较大，但锌基电池由于更小的体积和电解质-电阻变化，循环稳定性较高。Liu等[15]开发了基于BaSnF4电解质的金属氟化物电解质，构建的BiF3/Sn电池可提供125 mAh/g的初始放电比容量，约为BiF3理论比容量(302 mAh/g)的41%。![]()
图4 原始状态(a)和放电后(b)的Sn阳极SEM以及原始状态(c)和放电后(d)的Zn阳极SEM图
研究发现，掺杂稀土金属（如Nd、Eu等）可以增强BaSnF4的离子导电性。适量异价阳离子的掺入可以打破Ba-Ba原子层的限制，拓宽氟离子的传输路径。比如掺杂Nd3+的Ba0.875Nd0.125SnF4.125[16]的Ba-F键明显变长（图5），对氟离子的作用力减弱，而室温离子电导率(5.35×10－3 S/cm)也比BaSnF4(3.5×10－4 S/cm)高一个数量级。掺杂Eu3+的Ba1－xEuxSnF4+x (0≤x≤0.06)固溶体[17]经过300 °C煅烧2 h后，在室温下具有很高的离子电导率(3.8×10－4 S/cm)，掺杂的Eu占据了部分Ba位点，Ba-Ba层限制减弱，氟离子迁移更自由，提高了离子电导率。组装的BiF3/Sn电池的初始放电比容量达到106 mAh/g。Liu等[18]通过在掺杂Ce3+的BaSnF4基固态电解质中引入点缺陷，将Ba0.95Ce0.05SnF4.05在室温下的离子电导率提高至5.2×10－4 S/cm，是BaSnF4的3.5倍。同时，活化能的降低（BaSnF4为0.25 eV，Ba0.95Ce0.05SnF4.05为0.15 eV）有利于促进F－在固态电解质中的穿梭。构建的BiF3/Sn电池的初始比容量可达170.9 mAh/g，并可稳定循环30次以上。![]()
图5 BaSnF4(a)与Ba0.875Nd0.125SnF4.125(b)中Ba-Nd四面体的局部原子结构
2 液态电解质
与固态电解质相比，液态电解质在室温时通常具有更高的氟离子电导率，这使得FIB能够在环境温度下以极低的内阻运行。液态氟化物电解质的构建过程中，由于FIB高离子导电性的要求，电解质必须含有游离氟化物。此外，为了保证循环稳定性，电解质成分不应导致电极活性材料溶解。虽然氟离子液体电解质可以通过将氟化盐以足够浓度溶解在所需溶剂中来制备，但大多数氟化盐在极性非质子溶剂中的溶解度较低，研究人员尝试了多种氟化盐和溶剂的组合，这些组合能够形成高浓度盐溶液。2.1 有机基氟离子电解质
RTFIB最早由一项专利提出，采用将有机氟化物混合到离子液体的方法制成[2]。电解质由四甲基氟化铵(TMAF)和1-甲基-1-丙基哌啶鎓双（三氟甲烷磺酰）亚胺(MPPTFSI)组成，PbF2/聚苯胺电池显示出103 mAh/g的首次放电比容量。Davis等[19]报道了一种液态氟离子导电电解质，即新戊基取代的烷基铵氟化物[N,N,N-三甲基-N-新戊基氟化铵(NpF)]与双(2,2,2-三氟乙基)醚(BTFE)溶剂的组合。0.75 mol/L的电解质离子电导率可达2.35×10－3 S/cm。由于强腐蚀性氟离子会导致CuF2严重溶解，因此制备了核壳结构的Cu@LaF3阴极，如图6所示，，插图显示了薄LaF3的高分辨率TEM(HR-TEM)。Kawasaki等[20]推出了基于γ-丁内酯(GBL)的液态电解质。GBL可以完全溶解CsF或KF，离子电导率最大可达8×10－4 S/cm。![]()
图6 原始Cu@LaF3的TEM图像(a)与Cu（绿色）、La（蓝色）和F（红色）元素分布图(b)
为了解决氟化盐的溶解问题，人们进行了多种尝试。研究发现，阴离子受体(AA)中带正电荷的硼离子会吸引带负电荷的F－，从而提高氟化合物在有机溶剂中的溶解度。Konishi等[21-23]将二(三甲苯基)氟化硼(FBTMPhB)、三苯基硼氧烷和三苯基硼烷作为AA均能够提高CsF在有机溶剂四聚乙二醇(G4)中的溶液度。CsF-FBTMPhB-G4电解质与BiF3阴极配合良好，放电比容量高达312 mAh/g。同时提高CsF/FBTMPhB比率可抑制充电过程中Bi的溶解，改善循环性能。Kucuk等[24]发现在G4中加入等浓度的双草酸硼酸锂(LiBOB)和AA（三苯硼氧，TPhBX）能够稳定Cs+，提高F－的迁移率（室温时电导率为7.26×10－4 S/cm），同时还能将电化学窗口拓展到3.9 V。之后，提出加入4-（4,4,5,5-四甲基-1,3,2-二氧杂硼烷-2-基）吡啶(DiOB-Py)的G4[25]能够有效溶解碱金属氟化物（尤其是KF）。Py/KF/G4与最常用的电极材料BiF3具有良好的电化学相容性，具有3.2 V的宽电化学窗口。2.2 水基氟离子电解质
由于F－在水性电解质中的电化学性质不稳定，几乎没有报道过水性FIB。然而，最近的一些研究使得水性氟离子导电介质作为RTFIB电解质有了可能性。2018年，Zhang等[26]展示了以NaF盐溶液为电解质的水性双离子电池。在充（放）电期间，BiF3阳极与Na0.44MnO2阴极分别释放（捕获）F－和Na+。在电流密度为100 mA/g时，这种新型水性双离子电池的可逆放电比容量可达137 mAh/g，40次循环后的放电比容量为47.28 mAh/g。同样以NaF盐溶液为电解质，Hou等[27]构建了水性氟离子液流电池。采用的可溶性4-羟基哌啶醇氧化物(TEMPO)阴极能够捕获充电时从BiF3阳极释放的氟离子。在1 000 mA/g的条件下，放电比容量为145.3 mAh/g，85次循环后保持89.5 mAh/g的可逆稳定放电比容量。结果表明，使用可溶性阳极可提高水性FIB的循环稳定性和可逆容量。Li等[28]提出了1 mol/L KF水溶液，该溶液在室温时具有9.2×10－2 S/cm的高离子电导率，远高于传统固态电解质的电导率(10－5～10－4 S/cm)。BiF3@Bi7F11O5@还原氧化石墨烯/普鲁士蓝电池在1 mol/L的KF水电解液中可以完成1 000次循环。电池容量来自Bi3+和Bi0之间的可逆转换，中间相为Bi7F11O5。Bi7F11O5因其较低的体积变化和较高的电子电导率，在电极的稳定性和可逆性方面发挥了重要作用。活性物质的粉碎和溶解问题在低浓度电解液中得到了抑制。盐包水型电解质具有大多数氟离子电池电解质所缺乏的室温传输特性和电化学稳定性。研究表明，在氟化物盐包水电解质中，氟化氢的形成几乎完全被抑制，因此化学稳定性得到提高。25 mol/L氟化铯水溶液[29]的离子电导率为0.152 S/cm，比之前报道的FIB有机基电解质高出2个数量级，并且电化学稳定性窗口扩展到了3.1 V左右。在浓度较高时，由于粘度增加，F－和Cs+的扩散率下降。但是由于高浓度电解质中的O-Cs键增强，O-H键减弱，这种稳定的水网络与Cs+紧密络合，使氟离子迁移更加自由。Fang等[30]提出了一种基于氟离子穿梭的Cu/Zn电池，利用KF构建盐包水电解质。在KF溶液中加入适量KOH来调整电极活性材料的溶解度。OH－的掺杂可以控制Cu2+的溶解程度，提高电极稳定性，同时碱性溶液可以抑制H+的还原。图7为氟化铯的水包盐溶液和盐包水溶液的溶剂化结构以及锌枝晶和球状ZnO/ZnF2的SEM图。研究表明，裸露的锌阳极易形成枝状晶体[图7(c)]，而在氟化物电解质中形成球状ZnO/ZnF2[图7(d)]，Zn/ZnF2的新可逆转换机制将放电平台提高至1.9 V。但F－浓度过高会导致ZnF2层更密集，影响循环性能。当7.5 mol/L KF和1.5 mol/L KOH溶液混合时，电解质性能最佳，可稳定循环1 600次。![]()
图7 氟化铯的水包盐溶液(a)和盐包水溶液(b)的溶剂化结构以及(c)锌枝晶和球状ZnO/ZnF2(d)的SEM图
3 总结与挑战
与锂离子电池相比，氟离子电池表现出更高的理论容量和能量密度，但作为一项新兴技术，FIB电解质在起步阶段，仍需要大量的基础和应用研究才能实现。表2总结了氟离子电池研究过程中开发的电解质。氟离子电池最先使用固态电解质实现，但受困于固态电解质的离子电导率低，大多数需在高温环境使用，限制了固态电解质的实际应用。需要重点研究基于固态或液态电解质的RTFIB系统，这将大大加快FIB成为当前商业电池的真正替代品的步伐。表2 氟离子电解质
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固体电解质的突破可以主要侧重于工作温度和电池制备。如SnF2基金属氟化物可以在室温工作，其较低的电化学稳定性窗口可以通过在电极材料上涂覆涂层或使用层间电解质的方法来规避。需要进行探索性工作，以便制定策略来稳定此类涂层对金属电极的影响，同时尽可能避免阻塞离子传输途径。同时可以通过制备方法和结构调控的途径对电解质进行探索。现已证明高温烧结可以最大限度地减少晶界电阻，制备的电解质离子电导率高于球磨法，而其他方法（如冷烧结或火花等离子烧结）可能会为固态电解质的制备带来新的机遇。从结构角度，比如采用薄膜技术能保持与电极的紧密接触，降低电池级内阻。这一领域的探索空间很大，多层（夹层可作为保护层）、界面、薄膜电池、应变工程等方面的探索都值得重点关注。电解质通过掺杂可以改善离子电导率，但需要考虑稀土氟化物（例如镧、铈、锶）在质量和材料成本方面不具备优势，难以大规模应用。此外，铅等元素会带来一定的环境问题，在实际应用中需要谨慎，最好加以替代或限制使用。与固态电解质相比，液态电解质在室温时通常具有更高的氟离子电导率。但简单的氟化物盐（如KF和CsF）几乎不溶于有机非质子溶剂，找到合适的氟化物盐溶剂是一个问题。同时氟离子电池的实际容量和理论容量存在明显差异。主要原因在于在电化学过程中，零价氟单质和三价氟化物的转变会导致电极体积的巨大变化。另一个问题是低放电平台会限制电池的应用，需要探索金属阳极的选择以实现更高的开路电压和放电平台。此外，活性物质在液态电解质中的溶解也是影响电池性能与寿命的原因。需要开发具有优异比容量、有限体积变化以及与各种电解质相容的电极材料，以实现所需的能量密度和循环寿命。此外，具有优越的离子电导率、电化学稳定性、宽电化学窗口的合适电解液对于氟离子电池的改进也是必不可少的。对于液态电解质，还需要考虑的一个关键问题是固体电解质界面(SEI)。在有机电解质中，当电位超过电解质的热力学稳定性极限时，电极表面的盐和溶剂分解就会形成SEI。而水性电解质中的SEI主要由盐（阴离子）的分解产生，比如氟化阴离子可导致富含氟化物质的SEI。高浓度电解质可以优化SEI，但具有高粘度和高成本的问题，开发在低浓度电解质中也稳定的SEI应是重点方向。一个可行的方法是探索能在低浓度电解质中形成稳定SEI的盐以及添加剂，将间相形成与高浓度分离。此外，也可以通过开发有效的粘合剂来稳定SEI。参考文献：
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