郑州大学周震&东方理工大学孙学良/王长虹&清华深研院贺艳兵&杭电石振,最新Nature子刊!体相-界面氟化策略助力稳定低压全固态锂金属电池

全固态锂金属电池因其高比能量和增强的安全性而被广泛认为是极具前景的下一代储能系统，然而其实际应用受到高堆叠压力和较差电化学性能的阻碍。

2026年05月14日，郑州大学周震、东方理工大学孙学良院士/王长虹团队合作在Nature Communications期刊发表题为“Bulk-to-interface fluorination for stable and low-pressure all-solid-state lithium metal batteries”的研究论文，郑州大学/东方理工大学桑君武为论文第一作者，周震、孙学良院士、清华大学深圳国际研究生院贺艳兵、杭州电子科技大学石振、王长虹为论文共同通讯作者。

第一作者：桑君武

通讯作者：周震、孙学良、贺艳兵、石振、王长虹

通讯单位：郑州大学、东方理工大学、清华大学深圳国际研究生院、杭州电子科技大学

论文DOI：10.1038/s41467-026-73012-4

该研究利用氟原子的快速热力学扩散，设计了一种核壳结构硫化物电解质0.2LiF@Li₅.₄PS₄.₄Cl₁.₄F₀.₂，其特征为50 nm的LiF纳米壳层和F富集体相。在电化学运行过程中，氟原子扩散到LiNi₀.₈₃Co₀.₁₂Mn₀.₀₅O₂正极晶格中，增强了结构稳健性并缓解了机械化学失效，同时LiF纳米壳层通过自发的氟化扩散稳定了锂金属负极和正极界面。因此，全电池表现出良好的电化学性能，包括长循环寿命、高电压稳定性以及在宽温度窗口内的稳健运行。此外，全固态软包电池在2.5 MPa的低堆叠压力下运行，在350次循环（1C）中表现出稳定的循环性能，容量保持率为85%，并实现了超过400 Wh/kg的高比能量（基于固体电解质、锂金属和正极材料的质量）。这种体相到界面的氟化策略有效缓解了机械化学失效，为实现低压、长寿命和高能量全固态电池提供了一条替代途径。

全固态锂金属电池（ASSLMBs）因其高比能量和本征安全性的潜力，被视为有前景的下一代储能技术。通过用无机固体电解质替代液体电解质并采用锂金属负极，ASSLMBs在能量和安全性方面均有可能超越传统的锂离子电池。然而，其实际应用仍然受到关键挑战的阻碍：需要高外部堆叠压力来维持电极-电解质接触、负极和正极界面的不稳定性，以及富镍层状氧化物正极的机械退化。这些因素导致电池级循环寿命不足、倍率性能差和比能量有限。

研究人员已通过固体电解质设计（例如复合或多层异质电解质）、界面工程（例如Al₂O₃包覆正极和Mg₁₆Bi₈₄负极中间层）以及电极结构优化（例如Al替代正极和Ag-C负极）等方面进行了大量研究来应对这些挑战。其中，硫化物基固体电解质因其高离子电导率（10⁻³ - 10⁻² mS cm⁻¹）、良好的变形能力和可规模化合成而成为有前景的候选材料。然而，它们对锂金属和高电压氧化物正极均具有化学反应活性，导致不稳定的界面相、寄生反应和机械应力的积累。同时，富镍层状氧化物——最实用的高能量正极——在ASSLMB运行的严苛电化学和机械条件下，会遭受晶格氧释放、相变和晶间开裂。人们已提出了许多策略，包括正极涂层（例如氟化物）、电解质改性（例如F取代或壳层结构）以及弹性体中间层，来缓解这些问题。然而，一种能够同时稳定正极和负极界面，并在低堆叠压力下增强正极完整性的统一策略尚未建立。

在此，该研究报道了一种体相到界面的氟化策略，利用氟原子的快速热力学扩散来克服这些耦合的挑战。通过设计核壳结构硫化物固体电解质0.2LiF@Li₅.₄PS₄.₄Cl₁.₄F₀.₂（LPSCF-LiF），将F富集体相与共形50 nm LiF纳米壳层相结合。在电化学循环过程中，氟原子自发扩散到富镍正极体相中，增强其结构稳健性并抑制机械化学失效，同时LiF纳米壳层促进在正极和负极界面原位形成稳定的氟化界面相。这种多尺度策略不仅使ASSLMBs能够在低堆叠压力下稳定运行，而且还赋予了良好的电化学性能，包括长循环稳定性（3000次循环）、高电压耐受性（在1C、4.6 V下为188 mAh g⁻¹）、快速充电能力（在5C下为156 mAh g⁻¹）和宽温度适应性（-40至80°C）。此外，全固态软包电池在2.5 MPa的低堆叠压力下，在3 mAh cm⁻²的面容量下表现出350次循环的稳定性能和85%的容量保持率，并在更高载量（5.4 mAh cm⁻²）下实现了409 Wh kg⁻¹的高电池级别比能量（基于固体电解质、锂金属和正极材料的质量）。该研究发现突显了氟介导的体相和界面工程作为推进实用化ASSLMBs的强大设计原则。

图1 | LPSCF-LiF电解质的形成及其在电池中的作用机理示意图。a. LPSCF-LiF电解质设计与合成示意图。b. Li|LPSCF-LiF|Ni83 ASSLMBs的工作原理图。

图2 | LPSCF-LiF的物理和化学性质。a. 典型无机固体电解质和锂二元材料的稳定电化学窗口。b. 基于AIMD模拟的不同结构中Li、S、Cl和F原子的扩散系数。c. LPSCF7F1-F1电解质的结构示意图。d. 不同固体电解质的LiF纳米壳层厚度及空气暴露前后的离子电导率（堆叠压力5 MPa）。e. LPSCF-LiF电解质的TEM、SAED和EDS图。f. LPSCF-LiF电解质刻蚀30 min的XPS F 1s谱图和 g. P 2p谱图。h. LPSCF-LiF电解质的TOF-SIMS三维分布图。

图3 | Li|LPSCF-LiF的负极界面行为。a. Li|SE|Li电池（扣式电池）的锂沉积/剥离曲线。b. AIMD模拟后不同电解质中的净电荷转移和P-S键保持率（300 K，10 ps）。c. Li|LPSC|Li电池和 d. Li|LPSCF-LiF|Li电池的原位拉曼图谱（1 mA cm⁻²，0.5 mAh cm⁻²，30 °C）。e. Li|LPSC|Li电池和 f. Li|LPSCF-LiF|Li电池中锂金属的Cryo-TEM图像（1 mA cm⁻²，0.5 mAh cm⁻²，30 °C）。g. Li|LPSCF-LiF|Li电池中锂金属的TOF-SIMS图（1 mA cm⁻²，0.5 mAh cm⁻²，30 °C）。h. Li|LPSC|Li电池和 i. Li|LPSCF-LiF|Li电池界面的FIB-SEM图像（1 mA cm⁻²，0.5 mAh cm⁻²，30 °C）。j. Li|LPSC|Li和Li|LPSCF-LiF|Li电池循环后电解质刻蚀30 min的XPS谱图（1 mA cm⁻²，0.5 mAh cm⁻²，30 °C）。

图4 | LPSCF-LiF|Ni83的正极界面行为（1C = 200 mA g⁻¹）。使用 a. LPSC和 b. LPSCF-LiF电解质在不同荷电状态下的DRT分析（1C，30 °C）。使用 c. LPSC和 d. LPSCF-LiF电解质循环100次后正极的SEM-FIB图像（1C，30 °C）。使用 e. LPSC和 f. LPSCF-LiF电解质循环100次后Ni83正极的HRTEM图像（1C，30 °C）。g. 使用LPSCF-LiF电解质循环3次后Ni83正极的FIB-HADDF-STEM及EDS图（0.1C，30 °C）。使用LPSCF-LiF电解质循环100次后Ni83的 h. 表面和 i. 体相的TOF-SIMS图（1C，30 °C）。

图5 | ASSLMBs的电化学性能（1C = 200 mA g⁻¹）。a. 在30 °C下，不同正极的Li|Ni83电池（模具电池）在0.2 C活化3次后于5C-1C（充-放电）条件下的放电容量和库仑效率。b. 使用LPSCF-LiF电解质的Li|Ni83电池（模具电池）在不同温度（-40、0、80 °C）下的放电容量。c. 在30 °C、2.8-4.6 V、1C条件下，不同正极的Li|Ni83电池（模具电池）的放电容量。d. 在60 °C、2.5 MPa下，使用LPSCF-LiF电解质的软包电池在0.2 C活化3次后于1C条件下的放电容量和库仑效率（插图：相应的相对压力变化）。e. 在60 °C、2.8-4.6 V、2.5 MPa、0.2C条件下，高载量软包电池的比能量（插图：电池实物图）。f. 该研究的电池与文献报道的最先进电池的充电电流密度和循环寿命比较。