李 潘，朱依依

（1.中航鋰電技術(shù)研究院有限公司，河南濮陽 213000；2.浙江理工大學(xué)）

鋰離子電池作為一種性能優(yōu)異的二次電池，經(jīng)過多年的發(fā)展已經(jīng)廣泛地應(yīng)用于電子產(chǎn)品、交通工具、醫(yī)用等許多領(lǐng)域，大大地改善了人們的生活。然而，隨著其應(yīng)用領(lǐng)域的不斷發(fā)展，人們對鋰離子電池的綜合性能提出了更高的要求。目前鋰離子電池依舊面臨著一些瓶頸問題，例如：基于有機(jī)體系的電解液具有易燃易爆的特性，由此帶來了安全隱患［1］；商業(yè)化的鋰離子電池負(fù)極材料大多是石墨，而石墨的理論比容量僅為372 mA·h/g，制約了電池體系能量密度的提升［2］。因此，傳統(tǒng)鋰離子電池難以滿足高安全性以及高能量密度的要求，尤其是對安全性與續(xù)航要求較高的新能源汽車領(lǐng)域，基于傳統(tǒng)液態(tài)體系的鋰離子電池具有較多缺陷。除此之外，基于組裝工藝的改進(jìn)對于鋰離子電池能量密度的提升依舊杯水車薪，因此實(shí)現(xiàn)鋰離子電池綜合性能的突破將在于材料和體系的創(chuàng)新［3］。

相比于傳統(tǒng)液態(tài)體系的鋰離子電池，基于固體電解質(zhì)的固態(tài)電池具有不可燃性和更好的對鋰兼容性，從而具備了更高的安全性與更高的能量密度，因此成為新能源汽車電池領(lǐng)域關(guān)注的焦點(diǎn)［4-9］。固態(tài)電池的核心在于固體電解質(zhì)，而固體電解質(zhì)可分為無機(jī)電解質(zhì)與聚合物電解質(zhì)兩大類［10］。無機(jī)電解質(zhì)通常具有更高的離子電導(dǎo)率和機(jī)械強(qiáng)度，但是面臨著高界面阻抗問題［11-13］；聚合物電解質(zhì)具有低成本、低界面阻抗以及易加工的優(yōu)勢，因此是目前工業(yè)界應(yīng)用的主流之一［14-16］。然而，聚合物電解質(zhì)有以下缺點(diǎn)：1）室溫離子電導(dǎo)率偏低；2）由于聚合物電解質(zhì)機(jī)械強(qiáng)度較弱，因此對于鋰枝晶生長的抑制作用通常不及無機(jī)固體電解質(zhì)。

在聚合物電解質(zhì)中，聚氧化乙烯（PEO）基電解質(zhì)是一種廣泛應(yīng)用的電解質(zhì)，具有較好的延展性和加工性能。為了解決其室溫離子電導(dǎo)率低的問題，通常采用添加無機(jī)填料的方法以降低其結(jié)晶性，從而提高其室溫離子電導(dǎo)率。而在無機(jī)填料中，氧化物材料由于具有較好的空氣穩(wěn)定性與較寬的電壓窗口，因此是制備聚合物-無機(jī)復(fù)合電解質(zhì)材料的主要填料物質(zhì)。其中，石榴石型電解質(zhì)（Li7La3Zr2O12，LLZO）由于具備這些氧化物填料中最高的離子電導(dǎo)率，因此能夠大大提高復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率［17-20］。盡管目前關(guān)于PEO 與LLZO 的復(fù)合電解質(zhì)已有報(bào)道，但是主要研究仍集中于離子電導(dǎo)率的提升與鋰離子傳輸機(jī)理研究，而關(guān)于其對鋰枝晶抑制效果的研究依舊較少，因此使其商業(yè)化的進(jìn)程依舊較為緩慢。

基于此，筆者將著重從電化學(xué)表征角度入手，探索PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)的鋰枝晶抑制效果。通過對LLZO基、PEO基以及PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)的電化學(xué)表征，探索最適合的LLZO填料添加量，并通過臨界電流密度的測量，評估其對鋰枝晶抑制的效果。最后，組裝鈷酸鋰對石墨的軟包全電池以及對金屬鋰的軟包半電池，評估各自體系的正極活性物質(zhì)的比容量、電池包的能量密度以及室溫1C條件下的循環(huán)性能，為新能源汽車用動(dòng)力型電池的開發(fā)以及復(fù)合電解質(zhì)中鋰枝晶的抑制提供實(shí)驗(yàn)參考與理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 LLZO填料和LLZO片體的制備

采用溶膠-凝膠法制備LLZO 電解質(zhì)。前驅(qū)體為LiNO3、La（NO3）3·6H2O、ZrO（NO3）2·xH2O，物質(zhì)的量比為7.1∶3∶2。將前驅(qū)體溶于去離子水中，以物質(zhì)的量比為1∶1 加入檸檬酸和乙二醇，將混合后的前驅(qū)體于90 ℃烘干10 h，然后分別在450 ℃和750 ℃燒結(jié)10 h 以分別除去乙二醇和檸檬酸。將獲得的LLZO 粉末在400 MPa 壓制成片，然后在900 ℃燒結(jié)5 h，再于1 100 ℃燒結(jié)12 h。為了抑制鋰的揮發(fā)，采用LLZO 母粉覆蓋片體。最后將合成的片體拋光，并儲存于氬氣手套箱中。

1.2 PEO基電解質(zhì)的制備

將PEO 分散于四氫呋喃溶劑中，加入鋰鹽LiTFSI［雙（三氟甲基磺?；﹣啺蜂嚕荩⒊浞?jǐn)嚢柚苽鋺覞嵋?，直至團(tuán)聚物消失，其中鋰鹽LiTFSI 與PEO 物質(zhì)的量比為1∶10。將懸濁液倒入聚偏氟乙烯（PVDF）圓盤（深度為5 mm、直徑為50 mm）中，置于80 ℃烘箱中烘烤10 h，再置于120 ℃烘箱中烘烤10 h以徹底去除溶劑。將得到的固體狀PEO基電解質(zhì)用刀模裁成不同的形狀，以組裝Li/Li對稱電池和軟包全電池。

1.3 PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)的制備

PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)的制備方法同PEO電解質(zhì)的制備方法，其中額外加入了LLZO 電解質(zhì)。為了使LLZO 電解質(zhì)粉末充分分散，將攪拌時(shí)間延長1 倍。為了探索最佳LLZO 添加量，將LLZO 在復(fù)合電解質(zhì)中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)調(diào)控為10%、20%、30%、40%、50%，分別進(jìn)行電化學(xué)性能測試以進(jìn)行橫向?qū)Ρ取?/p>

1.4 材料測試表征

LLZO 基、PEO 基、PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率以及各自體系的Li/Li 對稱電池的阻抗譜均采用VSP-300 型電化學(xué)工作站進(jìn)行測量，其中高頻為6 MHz、低頻為100 mHz。LLZO基、PEO基、PEOLLZO 復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率以及激活能測試采用同樣的方法。其中：LLZO的阻塞電極為Au，采用磁控濺射法在LLZO兩側(cè)直接濺射，厚度為300 nm；PEO基、PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)采用不銹鋼片作為阻塞電極。合成的LLZO電解質(zhì)采用D8 Advance Diffrac?tometer 型X 射線衍射儀（XRD）進(jìn)行表征。Li/Li 對稱電池的臨界電流密度測試、鈷酸鋰/石墨軟包全電池與鈷酸鋰/Li軟包半電池的常溫1C循環(huán)性能測試均采用LAND CT2001A型藍(lán)電測試系統(tǒng)獲得。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 LLZO固體電解質(zhì)物相分析

LLZO 電解質(zhì)通常具有四方相與立方相結(jié)構(gòu)。通常情況下立方相結(jié)構(gòu)的離子電導(dǎo)率比四方相高出約兩個(gè)數(shù)量級。然而其立方相結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性較低，為了獲得更加穩(wěn)定的立方相，通常采用Al3+、Ta5+、Nb5+等元素的摻雜達(dá)到此目的。由于燒結(jié)采用的磁舟為氧化鋁坩堝，因此微量的Al3+能夠順利地?fù)诫s進(jìn)入LLZO 中。圖1 為LLZO 粉末的XRD 譜圖。從圖1 看出，LLZO 電解質(zhì)呈典型的立方相結(jié)構(gòu)，其中2θ為25.8、31.0、34.0、43.2、51.0°的主峰分別對應(yīng)于（321）（420）（422）（611）（640）晶面，顯示出較高的純度。立方相的保持與高石榴石型純度的獲得將為高的離子電導(dǎo)率提供強(qiáng)有力的支持。

圖1 LLZO固體電解質(zhì)XRD譜圖Fig.1 XRD pattern of LLZO solid electrolyte

2.2 LLZO 基、PEO 基、PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)離子電導(dǎo)率

通過交流阻抗測試可以得到固體電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率與激活能方面的信息。LLZO 電解質(zhì)通過燒結(jié)成型并拋光制備成厚度為1 mm、直徑為12 mm的片體。圖2a為LLZO固體電解質(zhì)的奈奎斯特圖。從圖2a 看出，LLZO 固體電解質(zhì)表現(xiàn)出很高的離子電導(dǎo)率，達(dá)到了5.9×10-4S/cm。其主要阻抗來源于其具有電容效應(yīng)的晶界部分，達(dá)到了123 Ω/cm2，而體相阻抗僅為28 Ω/cm2。這說明LLZO 固體電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率與晶界阻抗大小息息相關(guān)。通過對不同溫度下離子電導(dǎo)率的測試（圖2b的阿倫尼烏斯圖），得出LLZO 的激活能僅為0.40 eV，說明鋰離子的傳輸能壘較低，因此使得鋰離子在LLZO 中能夠快速傳導(dǎo)。盡管LLZO 固體電解質(zhì)具有較高的離子電導(dǎo)率和較低的激活能，然而LLZO 固體電解質(zhì)目前的商業(yè)化程度不高。主要原因有3點(diǎn)：1）LLZO較高的燒結(jié)溫度帶來了巨大的制造能耗；2）LLZO本身還有鑭、鋯元素，因此價(jià)格昂貴；3）LLZO固體電解質(zhì)與正負(fù)極界面間巨大的界面阻抗始終無法得到有效解決。因此，由以上3點(diǎn)的共同作用導(dǎo)致LLZO的實(shí)際存在價(jià)值可能在于復(fù)合電解質(zhì)的制備，即以填料的形式添加進(jìn)入聚合物電解質(zhì)中，以期提高聚合物電解質(zhì)的機(jī)械性能與離子電導(dǎo)率。相比于純LLZO固體電解質(zhì)中鋰離子依靠空穴傳輸?shù)臋C(jī)制，PEO 基電解質(zhì)中鋰離子的遷移則依靠的是鏈段擾動(dòng)。然而室溫下PEO 結(jié)晶性較強(qiáng)，因此鏈段擾動(dòng)受到限制，導(dǎo)致離子電導(dǎo)率較低。圖3a 為PEO 基電解質(zhì)的奈奎斯特圖。從圖3a 看出，在PEO 膜厚度僅為0.3 mm時(shí)，其總阻抗便達(dá)到了2 711 Ω/cm2，其中晶界阻抗占比接近80%，說明存在結(jié)晶現(xiàn)象。其離子電導(dǎo)率僅為9.8×10-6S/cm、激活能為0.57 eV（圖3b）。因此采用純PEO 基電解質(zhì)作為固態(tài)電池隔膜材料無法滿足新能源汽車的倍率要求。

圖2 LLZO固體電解質(zhì)的奈奎斯特圖（a）和阿倫尼烏斯圖（b）Fig.2 Nyquist（a）and Arrhenius（b）plots of the LLZO solid electrolyte

圖3 PEO基固體電解質(zhì)的奈奎斯特圖（a）和阿倫尼烏斯圖（b）Fig.3 Nyquist（a）and Arrhenius（b）plots of PEO-based solid electrolyte

2.3 LLZO填料最佳添加量的確定

為了降低PEO 基電解質(zhì)的結(jié)晶性，從而提高其離子電導(dǎo)率，常用的方法是添加無機(jī)填料以抑制PEO 鏈段的結(jié)晶行為。目前常采用的填料包括氧化鋁或氧化鈦等金屬氧化物。由于此類金屬氧化物本身不是鋰離子導(dǎo)體，因而其對聚合物-無機(jī)復(fù)合電解質(zhì)離子電導(dǎo)率的提升有限。因此，筆者選擇以具備高離子電導(dǎo)率的LLZO 粉末作為填料，以提高復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率。為了探索最佳填料添加量，探索了LLZO 質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0%、10%、20%、30%、40%、50%時(shí)復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率。圖4 為不同LLZO 添加量的復(fù)合電解質(zhì)的奈奎斯特圖。從圖4 看出，LLZO 加入后，即電解質(zhì)從PEO 基轉(zhuǎn)變?yōu)閺?fù)合電解質(zhì)后，其離子電導(dǎo)率呈明顯增加趨勢，在LLZO 質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于40%時(shí)，復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率隨著LLZO 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而增加；當(dāng)LLZO 質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于40%時(shí)，復(fù)合電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率沒有進(jìn)一步提高。可能的原因是，鋰離子的主要傳輸通道為LLZO 體相，當(dāng)填料質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于40%后LLZO 便已形成了連續(xù)的鋰離子傳輸網(wǎng)絡(luò)，因此離子電導(dǎo)率不會發(fā)生顯著改變?？紤]到LLZO的成本遠(yuǎn)高于PEO，選擇LLZO 填料的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40%。

圖4 不同LLZO添加量的復(fù)合電解質(zhì)的奈奎斯特圖Fig.4 Nyquist plot of composited electrolyte with different LLZO dosage

圖5為PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)的奈奎斯特圖和阿倫尼烏斯圖。從圖5a 看出，PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)在厚度與PEO 基電解質(zhì)膜相同的情況下總阻抗僅為69 Ω/cm2，僅為PEO基電解質(zhì)的1/40，離子電導(dǎo)率增加至3.8×10-4S/cm，鋰離子遷移激活能降低至0.43 eV，甚至接近LLZO 陶瓷電解質(zhì)的水平。其較高的離子電導(dǎo)率與較低的鋰離子遷移活化能能夠保持一定的倍率性能，因此具備應(yīng)用于新能源汽車動(dòng)力型電池的潛能。

圖5 PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)的奈奎斯特圖（a）和阿倫尼烏斯圖（b）Fig.5 Nyquist（a）and Arrhenius（b）plots of PEO-LLZO composited electrolyte

2.4 鋰枝晶抑制能力評估

通過組裝Li/Li 對稱電池進(jìn)行臨界電流密度測試，即對稱電池在呈階梯式增長的電流密度下進(jìn)行充放電實(shí)驗(yàn)，通過對造成短路的電流密度的判斷，以評估LLZO加入PEO基電解質(zhì)后無機(jī)物的存在對鋰枝晶生長的抑制作用（初始值為0.2 mA/cm2，每周期增加0.2 mA/cm2，臨界電流密度值則等于0.2×循環(huán)周期數(shù)）。在測試復(fù)合電解質(zhì)之前，先分別組裝了基于LLZO 和PEO 的鋰對稱電池進(jìn)行橫向?qū)Ρ?。圖6 為LLZO 基和PEO 基鋰對稱電池的臨界電流密度。由圖6a 可以看出，盡管LLZO 具有很高的離子電導(dǎo)率，然而其臨界電流密度僅為0.6 mA/cm2。導(dǎo)致LLZO 臨界電流密度較低的原因可歸結(jié)于其較大的界面阻抗。有研究表明LLZO表面殘留的碳酸鋰具有極強(qiáng)的疏鋰性，因而導(dǎo)致熔融態(tài)金屬鋰難以在LLZO 表面浸潤，從而導(dǎo)致巨大的界面阻抗［21］。而巨大的界面阻抗將導(dǎo)致不均勻的鋰沉積-剝離，從而造成鋰枝晶沿著LLZO 晶界生長，從而造成短路。相比之下，圖6b 所示的PEO 基對稱電池的臨界電流密度更低，僅為0.4 mA/cm2。其原因可歸結(jié)為PEO較差的機(jī)械強(qiáng)度，因而導(dǎo)致金屬鋰能夠輕易地直接刺穿隔膜，導(dǎo)致短路。

圖6 LLZO基（a）和PEO基（b）鋰對稱電池的臨界電流密度Fig.6 Critical current densities of Li symmetric cells based on LLZO（a）and PEO（b）

圖7為PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)基鋰對稱電池的臨界電流密度和交流阻抗譜圖。從圖7a 看出，PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)基對稱電池的臨界電流密度高達(dá)1.6 mA/cm2。其臨界電流密度的顯著增加可歸結(jié)于兩個(gè)方面：1）LLZO 具有較高的楊氏模量，通?？蛇_(dá)150 GPa 以上，當(dāng)LLZO 加入PEO 后，一旦由不均勻的鋰沉積-剝離造成的鋰枝晶進(jìn)入復(fù)合電解質(zhì)內(nèi)部時(shí)，LLZO優(yōu)異的機(jī)械性能便可發(fā)揮作用起到阻擋鋰枝晶進(jìn)一步生長的物理屏障作用；2）PEO 本身優(yōu)異的延展性能夠使金屬鋰與電解質(zhì)很好地接觸。從圖7b看出，PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)鋰對稱電池的奈奎斯特圖包含3個(gè)部分的阻抗：體阻抗、晶界阻抗以及兩個(gè)相同部分的電解質(zhì)/金屬鋰界面阻抗。其中第二個(gè)半圓對應(yīng)于界面阻抗，復(fù)合電解質(zhì)與金屬鋰的界面阻抗經(jīng)計(jì)算僅為37 Ω/cm2。其較低的界面阻抗有利于鋰沉積-剝離的均勻化，因此對鋰枝晶生長起到了抑制作用。

圖7 PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)基鋰對稱電池的臨界電流密度（a）和交流阻抗譜圖（b）Fig.7 Critical current density（a）and impedance（b）of PEO-LLZO composited electrolyte?based Li symmetric cells

2.5 軟包電池體系研究

為了探索PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)在新能源車上的實(shí)際應(yīng)用潛力，組裝了30 A·h規(guī)格的石墨負(fù)極軟包全電池，以評估其電化學(xué)性能。其中，正極活性物質(zhì)采用高電壓鈷酸鋰，電池充放電區(qū)間為3.0~4.4 V。圖8為PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)基石墨負(fù)極軟包全電池首次充放電曲線和1C 循環(huán)性能。由圖8a 看出，鈷酸鋰正極材料首次放電比容量為167.5 mA·h/g，首次循環(huán)庫侖效率為97.5%。其首次循環(huán)鋰損失主要來源于負(fù)極表面固體電解質(zhì)膜（SEI）的生成。由圖8b看出，組裝的30 A·h軟包全電池在1C倍率下的首次循環(huán)能量密度可達(dá)218.2 W·h/kg，循環(huán)1 000次后能量密度仍達(dá)到201.3 W·h/kg，容量保持率高達(dá)92.3%，循環(huán)過程中無短路發(fā)生，完全滿足目前新能源汽車動(dòng)力型鋰離子電池對于高能量密度與長循環(huán)的需求。

圖8 PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)基石墨負(fù)極軟包全電池首次充放電曲線（a）和1C循環(huán)性能（b）Fig.8 Initial charge and discharge curves（a）and 1C cycling performance at 1C（b）of PEO-LLZO composited electrolyte?based graphite cathode pouch full cell

為了進(jìn)一步研究金屬鋰負(fù)極對復(fù)合電解質(zhì)能量密度提升的潛力，組裝了15 A·h規(guī)格的金屬鋰負(fù)極軟包半電池。其中，正極活性物質(zhì)同樣采用高電壓鈷酸鋰?？紤]到石墨的嵌鋰電位高于金屬鋰，因此電池的充放電區(qū)間調(diào)整為3.0~4.5 V。圖9 為PEOLLZO 復(fù)合電解質(zhì)基金屬鋰負(fù)極軟包半電池首次充放電曲線和1C 循環(huán)性能。由圖9a 看出，鈷酸鋰正極材料首次放電比容量為168.2 mA·h/g，與石墨負(fù)極全電池相差無幾。然而其首次循環(huán)庫侖效率略有下降，為95.5%。其首次循環(huán)庫侖效率的降低說明金屬鋰可能與復(fù)合電解質(zhì)中殘留的微量溶劑發(fā)生了反應(yīng)。由于金屬鋰負(fù)極的理論比容量可達(dá)3 860 mA·h/g，因此金屬鋰負(fù)極的加入可使電池包的能量密度獲得大大的提升。從圖9b看出，金屬鋰負(fù)極軟包半電池的首次循環(huán)能量密度高達(dá)334.5 W·h/kg，從而滿足了當(dāng)今新能源汽車領(lǐng)域?qū)τ谀芰棵芏葹?00 W·h/kg電池包的強(qiáng)烈需求。然而高能量密度所付出的代價(jià)是循環(huán)性能的降低，由于金屬鋰與電解液反應(yīng)活性高，因此鋰的沉積-剝離相對不均勻，因而造成電池極化加重，其在1C條件下循環(huán)200次后能量密度降為273.2 W·h/kg，容量保持率為81.7%。因此，如何提高金屬鋰負(fù)極的軟包電池的循環(huán)性能是將來新能源汽車動(dòng)力型鋰離子電池領(lǐng)域亟需解決的問題。

圖9 PEO-LLZO復(fù)合電解質(zhì)基金屬鋰負(fù)極軟包半電池首次充放電曲線（a）和1C循環(huán)性能（b）Fig.9 Initial charge and discharge curves（a）and 1C cycling performance at 1C（b）of PEO-LLZO composited electrolyte?based Li cathode pouch half cell

3 結(jié)論

將具備高離子電導(dǎo)率的LLZO 電解質(zhì)作為無機(jī)填料，將其加入PEO 基電解質(zhì)中制備PEO-LLZO 復(fù)合電解質(zhì)。探索了LLZO 基、PEO 基電解質(zhì)各自的離子電導(dǎo)率與激活能，研究了最佳LLZO 添加量。通過鋰對稱電池的臨界電流密度測試發(fā)現(xiàn)在40%LLZO添加量時(shí)，基于復(fù)合電解質(zhì)的對稱電池的臨界電流密度可達(dá)1.6 mA/cm2，說明其具備很強(qiáng)的抑制鋰枝晶生長的能力。通過軟包電池的組裝測試研究發(fā)現(xiàn)：基于石墨負(fù)極的軟包全電池能量密度為

218.2 W·h/kg，1C 循環(huán)1 000 次后容量保持率高達(dá)92.3%；而基于金屬鋰負(fù)極的軟包半電池能量密度則高達(dá)334.5 W·h/kg，然而1C 循環(huán)200 次后容量保持率僅為81.7%。因此認(rèn)為，當(dāng)LLZO添加量為40%時(shí)復(fù)合電解質(zhì)具備最佳的電化學(xué)性能。而在電池體系方面，新能源汽車動(dòng)力型鋰離子電池應(yīng)用的主流在一定時(shí)間內(nèi)將仍以基于石墨負(fù)極的軟包全電池為主，復(fù)合電解質(zhì)對鋰循環(huán)穩(wěn)定性將是實(shí)現(xiàn)300 W·h/kg電池包的工業(yè)化目標(biāo)的關(guān)鍵。