虞鑫润，马君，牟春博，崔光磊

1青岛大学材料科学与工程学院，山东 青岛 266071

2中国科学院青岛生物能源与过程研究所，青岛市储能产业技术研究院，山东 青岛 266101

1 引言

液态有机电解液泄露、燃烧引发的安全问题，以及石墨负极的理论能量密度瓶颈(≈ 390 Wh·kg-1)，已严重制约了高安全性、高能量密度锂离子电池的发展1,2。锂金属具有高比容量(3860 mAh·g-1)和低电化学电位(-3.04 V对标准氢电极)的优点，是高能量密度锂电池理想的负极材料3,4。固态电解质因其优异的机械性能以及不易燃性，有望取代液态有机电解液，从而解决锂枝晶生长导致的内部短路和电池燃烧等安全问题5-9。因此，由固态电解质、锂金属负极和现有正极材料构成的固态锂金属电池兼具高安全性和高能量密度的优点，被认为是最具发展潜力的下一代锂电池技术，并且得到了广泛关注与研究10-12。为了实现固态锂金属电池的高安全性和高能量密度，固态电解质除了具备优异的机械性能和不易燃性，还应满足以下要求：室温锂离子电导率高，电化学窗口宽，对锂金属电化学稳定性高，与电极界面阻抗低，加工性能优异，易于大规模生产等13,14。

通常，固态电解质可分为无机固态电解质和聚合物固态电解质两大类。其中，无机固态电解质的优点是室温离子电导率高、电化学窗口宽及机械强度高；缺点是脆性较大、固/固接触阻抗大、制备工艺复杂、难以大规模生产15-19。聚合物固态电解质通常是在聚合物基体中加入易解离的锂盐后通过溶液浇筑法制得，具有较好的柔性和加工性能、良好的力学性能和成膜性，且容易与锂金属形成稳定的界面20-23。一般认为聚合物固态电解质中的离子传输主要发生在聚合物基质的非晶区24。然而，聚合物倾向于在室温下结晶，所形成的结晶区会阻碍离子移动，导致锂离子传导性差。因此，聚合物固态电解质的室温锂离子电导率较低(＜ 10-6S·cm-1)，需要在较高的温度(60 °C)才能满足固态锂电池的要求。由此可见，现有的单一固态电解质体系难以满足固态锂金属电池的要求。通过将无机固态电解质和聚合物固态电解质复合，取长补短，优势互补，有望获得综合性能显著提升的有机-无机复合电解质。因此，通过将无机填料加入聚合物电解质中，发展有机-无机复合电解质成为固态锂金属电池突破困境的有效方法。特别是在提高室温锂离子电导率方面，有机-无机复合电解质已展现出极大的优势。

Cui等25在最近的综述中指出，无机填料提升聚合物电解质离子电导率的原因与二者之间分子间相互作用有关。无机填料不仅可以降低聚合物链段的结晶度，而且其表面的路易斯酸/碱基团、氧空位等还有助于提高锂盐解离度和锂离子迁移数，从而提高锂离子的导电能力。但是，无机填料的渗流结构对有机-无机复合电解质电导率的影响还有待探讨。因此，本文将从渗流结构与复合电解质离子电导率构效关系的角度出发，首先阐述有机-无机复合电解质的导电机理，然后综述基于不同维度结构设计的无机填料用于有机-无机复合电解质的设计策略，对比分析不同设计策略的优缺点，最后对高性能有机-无机复合电解质面临的挑战和发展方向进行展望。

2 有机-无机复合电解质的导电机理

关于有机-无机复合电解质的锂离子导电机理，主要有以下三种观点：(1)聚合物电解质导电，(2)无机电解质导电，(3)有机-无机界面导电。它们的导电路径如图1所示。

图1 有机-无机复合电解质锂离子导电路径示意图Fig. 1 Schematic diagram of lithium ion conduction pathway in organic-inorganic composite electrolytes.

在有机-无机复合电解质中，根据无机填料自身是否具有锂离子导电性，可将无机填料分为非活性填料和活性填料。非活性填料即非锂离子导体，如SiO2、TiO2、Al2O3等26,27，活性填料为锂离子导体，包括石榴石型(例如Li7La3Zr2O12(LLZO))、NASICON型(例如Li1.5Al0.5Ti1.5(PO4)3(LATP))，以及硫化物(例如Li10GeP2S12)28-30。在聚合物基质中加入非活性的纳米颗粒作为填料可以同时实现高锂离子电导以及机械强度的改善。电导率的提高主要是因为无机填料使聚合物基质结晶度的降低。此外，纳米颗粒的表面基团可以促进锂盐的解离，导致游离锂离子浓度增加。由于早期的有机-无机复合电解质中主要添加非活性无机填料，所以一般认为其导电机理为聚合物电解质导电。与非活性填料相比，活性填料不仅可以起到和非活性填料相同的作用，而且还会参与复合电解质中的离子传导，从而产生更加复杂的锂离子导电行为。

随着渗流理论31在有机-无机复合电解质中的应用，科研人员提出有机-无机界面是锂离子电导率提高的主要原因。近期，Li等32通过透射电子显微镜(TEM)观察和相场模拟分析，发现聚环氧乙烷(PEO)和Li6.25Ga0.25La3Zr2O12(Ga-LLZO)纳米颗粒之间形成了厚度约为3 nm的空间电荷层。而且，他们通过采用蒙特卡罗方法模拟复合电解质中的锂离子输运行为，提出PEO-Ga-LLZO复合电解质锂离子电导率的提高可归因于空间电荷层的导电能力以及空间电荷层的渗流作用。该研究不仅进一步证明了有机-无机界面导电机理，同时强调了界面渗流结构对锂离子电导的重要意义。

此外，Kitajima等33通过对比ZrO2-PEO-LiTFSI和LATP-PEO-LiTFSI不同的导电行为发现，当用活性无机填料LATP取代非活性无机填料ZrO2时，有机-无机复合电解质的导电路径会从聚合物电解质向无机电解质转变。而且，Zheng等29通过采用核磁共振(NMR)技术分析LLZO-PEO-LiClO4复合电解质的离子导电路径，进一步证明了锂离子是通过LLZO陶瓷颗粒而不是PEO/LLZO界面或PEO电解质进行的传导。这些研究表明，当活性无机填料在复合电解质中形成互联互通的渗流通道时，将有助于提高锂离子电导。

虽然目前关于有机-无机复合电解质的导电机理仍然存在争议，但是可以确定的是复合电解质的离子电导率与无机填料在聚合物基质中形成的渗流结构密切相关，而渗流结构主要受无机填料形貌(零维纳米颗粒，一维纳米线，二维纳米片，三维网状结构)、排列方式(有序，无序)、取向分布等因素的影响。研究锂离子在复合电解质中的扩散途径，合理设计复合电解质中无机填料的结构，有利于提高复合电解质的离子导电性。因此，本文将重点关注不同维度结构设计的无机填料应用于有机-无机复合电解质的研究进展。

3 不同维度的无机填料的复合电解质设计

3.1 零维无机填料

基于零维无机纳米填料的有机-无机复合电解质已被广泛研究。Chen等34制备了一系列含有不同比例Li6.4La3Zr1.4Ta0.6O12(LLZTO)的(1-x)% PEO8-LiTFSI-x% LLZTO CPE (mass fractionx=0.1-0.8)，研究了复合电解质的锂离子电导率和传输路径随LLZTO无机纳米填料含量增加的变化情况。研究表明，无论是以PEO为主体(10% LLZTO)还是以LLZTO为主体(80% LLZTO)，复合电解质均表现出较高的离子电导率，55 °C时锂离子电导率可达10-4S·cm-1。而且，随着LLZTO-PEO CPE中LLZTO含量的增加，锂离子传输路径从PEO基质逐渐转向由松散连接的LLZTO颗粒组成的渗流网络。但是，由于LLZTO无机纳米颗粒的团聚，复合电解质的离子电导率随着无机颗粒加入量的增加先升高后降低。这是因为零维无机纳米填料通常是在聚合物基质中呈随机分布状态，团聚导致渗流网络不均匀，不利于锂离子的传导。因此，通过一定的方法使零维无机填料有序排列可以进一步提高离子电导率。

Liu等35提出了一种利用外加交流电场通过偶极-偶极相互作用实现对LATP纳米颗粒进行有序排列的简便方法。原位光学显微镜结果显示，在外加交流电场作用下，LATP粒子和聚乙二醇二丙烯酸酯在聚二甲基硅氧烷基质(LATP@PEGDA@PDMS)中组装成三维连续的网络结构。扫描电子显微镜(SEM)照片显示，LATP陶瓷颗粒呈项链状排列。电化学阻抗谱分析表明，与随机排列的LATP相比，这种LATP呈链状有序排列的复合电解质离子电导率有明显的提高。为了进一步研究填料取向分布对离子电导的影响，Yang等36研究了垂直连续排列的LATP纳米颗粒作为PEO基电解质填料的复合电解质。该研究认为，垂直连续排列的无机结构为锂离子传输提供了直接的通道，使得室温下复合电解质的锂离子电导率为0.52 × 10-4S·cm-1，是添加随机分散的LATP纳米颗粒的PEO电解质的3.6倍，证明了无机纳米填料的有序分布比随机分散更有利于提高复合电解质的离子电导率。但是，LATP-PEO复合电解质的SEM照片显示，垂直连续排列的LATP纳米颗粒形成了直径在微米级的阵列结构，但在水平方向上仍有相互连接的部分，这表明LATP纳米颗粒在聚合物基质中不是绝对的垂直阵列结构，不能称为严格意义的一维填料。如果将相同质量分数的LATP垂直阵列的直径减小至纳米尺寸，有望进一步提高离子电导率。

3.2 一维无机填料

一维无机填料是在零维纳米颗粒基础上的延伸，相较于纳米颗粒其拥有高的长径比，可以提供长程有序的离子传输路径以及连续的有机-无机界面。Cui等37报道了聚丙烯腈基质(PAN-LiClO4)与15%质量分数的Li0.33La0.557TiO3(LLTO)纳米线复合形成的有机-无机复合电解质，其室温离子电导率达到了2.4 × 10-4S·cm-1，要高于添加等量LLTO纳米颗粒的复合电解质(如图2a)。值得注意的是，研究人员通过热重分析(TG)证明了LLTO纳米线没有影响聚丙烯腈(PAN)的结晶度，这表明LLTO纳米线不会通过降低PAN的结晶度来提高复合电解质的离子电导率。因此，研究人员认为LLTO纳米线可以促进固态聚合物电解质中离子导电网络的形成，从而使离子电导率提高了三个数量级(如图2b)。最近，Zhang等38报到了PEOLiTFSI与15%质量分数的LLTO纳米线复合形成的有机-无机复合电解质，其室温离子电导率达到了2.4 × 10-4S·cm-1，同样高于添加等量LLTO纳米颗粒的复合电解质(如图3a)。然而，由于一维纳米填料随机地分散在聚合物基质中，导致离子在有机-无机界面的离子传导路径是曲折的。在聚合物电解质基质中构建取向分布的一维纳米填料，将有助于形成最短的锂离子传导路径。而且，一维纳米填料的直径较大，通常会大于200 nm(如图3b)。如果减小一维纳米填料的直径，则有利于增加纳米纤维和聚合物之间的接触界面，为锂离子传导提供更多路径。

图2 (a)LLTO纳米线，LLTO纳米颗粒填充以及无填料的PAN-LiClO4电解质的锂离子电导率；(b)纳米线填充和纳米粒子填充复合电解质中锂离子传导路径的对比37Fig. 2 (a)Ionic conductivity of LLTO nanowire, LLTO nanoparticle-filled and filler-free PAN-LiClO4 electrolytes.(b)The comparison of possible lithium-ion conduction pathway in nanowire-filled and nanoparticle-filled composite electrolytes37.

图3 (a)不同含量的LLTO纳米线复合电解质以及无填料电解质的锂离子电导率，(b)700 °C持续煅烧2小时后LLTO纳米线的SEM图像38Fig. 3 (a)Li-ion conductivity of the composite electrolyte with different content of LLTO nanowires and filler-free electrolyte. (b)SEM image of the LLTO nanowires after calcination at 700 °C for 2 h38.

Cui等39在上述工作的基础上进一步研究了取向分布的一维纳米线对复合电解质离子电导率的影响。由3%质量分数的垂直定向排列的LLTO纳米线和PAN-LiClO4组成的复合电解质的离子电导率为6.05 × 10-5S·cm-1(30 °C)，比具有相同数量随机分布纳米线的复合电解质提高了一个数量级。这是因为垂直定向排列的LLTO纳米线不会形成纵横交错的离子传导通路，使得锂离子可以沿着垂直于电极的最短路径快速传导。研究人员还通过理论计算推导并证明了在30 °C条件下，LLTO纳米线/PAN-LiClO4界面的离子电导率为1.26 × 10-2S·cm-1，与液态电解质相当。但是，当LLTO纳米线平行于电极方向(90°)时，复合电解质的离子电导率只有1.78 × 10-7S·cm-1。当LLTO纳米线与电极的角度调整为45°时，复合电解质的离子电导率为2.24 × 10-5S·cm-1，比垂直排列时的电导率低。这是因为在45°时，LLTO纳米线在电极上的连续长度是在垂直排列时的1.4倍。该研究不仅证明了复合电解质中一维纳米填料的取向分布对离子电导率的重要影响，而且证明了垂直取向分布的一维纳米填料可以在复合电解质中形成最短的离子传输通道，显著提升了复合电解质的离子电导率。但是，由于LLTO纳米线填料用量有限(3%质量分数)，复合电解质在30 °C时仍不能表现出较高的电导率(6.05 × 10-5S·cm-1)。进一步的研究可以集中在提高LLTO纳米线填料的含量上，以提高复合电解质的锂离子导电性。

3.3 二维无机填料

二维填料可以理解为一维填料在一个平面的延伸，而且比一维填料具有更高的表面积，从而与聚合物电解质形成更多的界面离子传输通道。Luo等40将二维层状结构的纳米蛭石(VS，如图4a)加入PEO-LiTFSI中制备复合电解质(VS-CSPE)，显著改善了电解质的热稳定性、机械强度、弹性、离子导电率、电化学稳定性以及界面阻抗。在25 °C时，PEO-LiTFSI-10% VS的离子电导率为2.9 × 10-5S·cm-1，远高于PEO-LiTFSI的7.9 × 10-7S·cm-1。该研究还发现，表面电负性的蛭石不仅促进了复合电解质中LiTFSI的解离，而且可以吸附解离的Li+，从而产生更多游离的Li+，起到改善离子电导率的作用。在此研究基础上，Luo等41进一步研究了二维蛭石填料在复合电解质中的取向分布对其综合性能的影响。作者首先通过一种垂直温度梯度冷冻的方法制备了垂直排列的二维蛭石片(VAVS)，然后将其与PEO聚合物电解质复合，获得了纳米片与电极之间呈垂直排列的复合电解质(VAVSCSPE)，如图4b所示。结果表明，相对于随机分散的蛭石纳米片，垂直阵列型的纳米片可以形成垂直排列的、连续的、贯通的有机-无机界面，从而进一步改善复合电解质的离子电导率。在25 °C时，PEO-LiTFSI-10% VAVS的离子电导率为1.89 ×10-4S·cm-1，是PEO-LiTFSI-10% VS的6.5倍(2.9 ×10-5S·cm-1)，如图4c所示。此外，复合电解质的机械强度和界面稳定性也得到了进一步的提高。使用PEO-LiTFSI-10% VAVS组装的磷酸铁锂(LiFePO4)全固态锂金属电池在35 °C条件下实现了优异的长循环性能(0.5C循环200圈容量保持率为82%)。然而，目前报道的二维无机填料大多为非活性的。除了纳米蛭石片，层状的氧化石墨烯(GO)纳米片作为无机填料被广泛报道。虽然，GO可显著提高复合电解质的离子电导率、热力学性能和力学性能，但是GO的不稳定性以及高电子电导带来的短路危害限制了它在复合电解质中的应用42-45。

图4 (a)VS薄膜的横截面扫描电镜照片，(b)VAVS-CSPE的横截面扫描电镜照片，(c)PEO-SPE、VS-CSPE和VAVS-CSPE在不同温度下的离子电导率40,41，(d-f)具有交错的“砖和砂浆”显微结构示意图以及层状LAGP和LAGP-PEO NCPE的微观交错结构46Fig. 4 (a)Cross-section SEM image of the VS film. (b)Cross-sectional SEM image of VAVS-CSPE.(c)Ionic conductivity of PEO-SPE, VS-CSPE and VAVS-CSPE at different temperature40,41.(d-f)Schematic of staggered “brick-and-mortar” microstructure and cross-sectional SEM images of layered LAGP tablets and LAGP-PEO NCPE film showing the staggered microstructure46.

受到天然珍珠层结构的启发，Li等46通过一种自下而上合成类珍珠层结构固态电解质的方法，以陶瓷电解质片为“砖”、粘性聚合物电解质为“泥”，大规模制备类珍珠层固体电解质(NCPEs)，如图4d-f所示。研究人员通过将LAGP陶瓷电解质颗粒和聚合物添加剂的悬浮液涂覆在聚酯薄膜基底上制备陶瓷薄膜堆叠并压在一起，然后高温烧结形成多层陶瓷结构。随后在真空下将得到的多层陶瓷浸泡在溶于一定溶剂中的聚合物电解质中(PEO-LTFSI)，使得聚合物电解质能够渗入到多层陶瓷结构中并粘附到陶瓷表面。接着在80 °C下对该复合材料进行热压，以将陶瓷电解质膜破碎成小片，并使聚合物电解质能够同时填充所有间隙，形成珍珠层结构并进一步改善聚合物与陶瓷小片之间的接触。该电解质展现了良好的极限弯曲强度和韧性，解决了陶瓷电解质中高强度/低韧性和聚合物中低强度/高韧性的难题。LAGPPEO NCPEs还具有高离子电导率，在25 °C时达到了1.25 × 10-4S·cm-1，远远高于PEO-LTFSI本体(1 × 10-5S·cm-1，25 °C)且接近LAGP陶瓷片(2 ×10-4S·cm-1，25 °C)的离子电导率。进一步研究表明，LAGP-PEO NCPEs的活化能(0.58 eV)要远低于PEO-LTFSI (1.42 eV)，这意味着LAGP-PEO NCPEs中LAGP相主导了锂离子传输。因此，LAGPPEO NCPEs的高离子电导率可归因于复合电解质中LAGP的高体积分数(90.8%)以及较小的聚合物界面层厚度(≈ 1 μm)。由LAGP-PEO NCPEs组装的5 cm × 5 cm LiFePO4软包电池，0.2C室温条件下稳定循环100圈，容量保持率为95.6%。相反，使用纯陶瓷片以及纯聚合物电解质的电池循环寿命较差。

3.4 三维无机填料

Bruce等47采用3D打印的方法制备了具有连续空通道结构的Li1.4Al0.4Ge1.6(PO4)3(LAGP)三维框架材料，并将聚丙烯(PP)或环氧聚合物(环氧树脂)填充在三维LAGP的空通道，从而创造出具有三维双连续陶瓷和聚合物微通道的复合电解质。其中，三维的导电陶瓷结构用于提供连续的、不间断的离子导电通道，聚合物则用于提高电解质的力学性能，特别是降低陶瓷的脆性。与致密陶瓷片相比(2.8 × 10-4S·cm-1)，三维陶瓷框架复合电解质具有相当的离子电导率(1.6 × 10-4S·cm-1)，证明了三维框架型的导电陶瓷不会牺牲自身离子导电性能。但是，三维陶瓷框架复合电解质中的绝缘聚合物对离子导电性并没有贡献。因此，如果将绝缘的聚合物换成含有锂盐的聚合物电解质，有望进一步改善复合电解质的离子电导。

Hu等48利用细菌纤维素为模板制备了三维连续纳米纤维网络结构的LLZO，并将其与PEOLiTFSI电解质复合(如图5所示)，所制备的复合电解质室温离子电导率为1.12 × 10-4S·cm-1，远高于PEO-LiTFSI电解质(约1 × 10-6S·cm-1)。这是由于三维网络结构的LLZO与PEO-LiTFSI形成了相互连接的界面离子高速传输通道以及填料与聚合物基质之间的相互作用促进了锂盐的解离。此外，该复合电解质具有优良的可弯曲性能，弯曲前后阻抗几乎不变，有效解决了无机电解质存在的脆性问题。然而，研究人员并未对比三维网络结构LLZO与LLZO纳米颗粒对复合电解质离子电导率的改善效果。而且，LLZO三维网络与PEO之间的界面是长程无序的，导致离子传输路径比垂直阵列结构长得多。

图5 具有三维连续纳米纤维网络的LLZO-PEO复合电解质的合成过程及锂离子传输示意图48Fig. 5 Schematic illustrations for the synthesis and Li-ion transport of LLZO-PEO composite with interconnected 3D network structure48.

Yu等49设计了一种由3D纳米结构水凝胶衍生的三维框架结构的Li0.35La0.55TiO3(LLTO)，并将其用作高性能复合电解质的3D纳米填料(如图6a所示)，所制备的PEO-LiTFSI-LLTO复合电解质的室温锂离子电导率达到8.8 × 10-5S·cm-1。为进一步研究填料种类对复合电解质离子电导的影响，研究人员使用非活性TiO2和La2Ti2O7制备了与LLTO三维骨架相似的框架结构，发现具有非锂离子传导框架的复合电解质的锂离子电导率比具有LLTO框架的复合电解质的锂离子电导率低大约一个数量级(如图6b所示)，证实了无机填料的类型对于锂离子传导具有重要的作用。研究人员进一步提出了LLTO纳米颗粒和3D连续结构LLTO与PEO复合后可能的锂离子传输路径(如图6c所示)，并将锂离子电导率的提升归因于3D连续结构的LLTO与PEO之间形成的渗流结构为锂离子的传输提供了连续的界面传导相。

图6 (a)LLTO框架复合电解质的合成示意图，(b)基于LLTO框架、LLTO纳米颗粒和二氧化硅颗粒的复合电解质的离子导电性对比，(c)具有团聚纳米颗粒和3D连续框架的复合电解质的锂离子传输路径示意图49Fig. 6 (a)Schematic illustration of the synthesis of LLTO framework composite electrolytes.(b)Ionic conductivity of composite electrolytes with LLTO framework, LLTO nanoparticle, and silica particle.(c)Schematic illustration of possible conduction mechanism in composite electrolytes with agglomerated nanoparticles and 3D continuous framework, respectively49.

综上所述，无机填料的结构和含量直接影响复合电解质的离子电导率。通过设计复合电解质中无机填料的结构，可以直接调控渗流结构，从而改善锂离子电导率。然而，基于不同结构设计的无机填料的复合电解质仍然存在诸多问题。通过比较不同结构设计的复合电解质的锂离子电导率(表1)，概括如下：

表1 基于不同结构设计和取向的无机填料的复合电解质锂离子电导率比较Table 1 Comparison of Lithium-ion conductivity of Composite electrolytes based on different structure Design and orientation of Inorganic fillers (RT = room temperature).

(1)相较于零维无机纳米颗粒，一维和二维纳米填料可以提供长程连续的有机-无机界面传导相，更有利于改善复合电解质的离子传导。特别是呈垂直阵列分布的一维和二维纳米填料，可通过形成最短的离子传输通道，进一步提升复合电解质的离子电导率。但是，通过优化填料的取向进一步提高离子电导存在制备工艺上的困难，且目前报道的制备方法并不是普适的策略，难以推广应用。三维连续结构的无机填料提供的有机-无机界面传导相类似于随机分布的一维纳米线填料，而且其复杂的制备工艺限制了大规模应用。因此，基于制备工艺，生产成本，以及实际应用的考虑，未来的高锂离子电导的有机-无机复合电解质可以更加关注于高长径比的一维纳米填料，特别是一维活性纳米填料。

(2)复合电解质中无机填料的占比对离子电导率有直接影响。当采用零维无机纳米填料时，复合电解质的锂离子电导率随填料含量的增加而先升高后降低。当采用一维和二维纳米填料时，高体积比的无机填料是提高复合电解质的锂离子电导率的主要原因之一。对于三维连续结构的无机填料，由于模板式的结构限制了填料比的调控，无机填料的占比对离子电导率的影响尚不清楚。因此，如何调控和优化不同维度的无机填料在复合电解质中的填料比，成为实现更高锂离子电导率面临的关键问题之一。

(3)聚合物基质对复合电解质的锂离子电导率也有一定的影响。目前有机-无机复合电解质主要基于PEO基质，仍然存在室温离子电导率偏低的问题。因此，选用合适的聚合物基质也是制备高锂离子电导的有机-无机复合电解质的重要因素。

4 总结与展望

基于无机填料结构设计的复合电解质研究进展充分说明了有机-无机界面设计对于改善复合电解质锂离子电导率的关键作用。这些研究不仅有力地证明了渗流结构对有机-无机界面设计及复合电解质离子导电性的影响，而且充分表明了渗流结构与无机填料的结构及其在聚合物基质中的取向分布密切相关，为设计高锂离子电导复合电解质提供了良好的研究基础。相较于在聚合物基质中随机分布或聚集的零维纳米颗粒，多维结构的纳米填料可以与聚合物基质形成长程连续的高速离子传导界面。而且与随机分布相比，呈垂直阵列型排列的无机纳米填料可以进一步优化离子沿界面传导的距离，具有更高的离子电导率。

无机填料的引入使聚合物电解质的综合性能得到大幅提升，特别是离子电导率方面尤为明显。然而，现有的有机-无机复合电解质的设计策略仍然存在一些缺陷，而且无机填料的结构设计工艺较为复杂，其在聚合物基质中的取向排列可操作性较差且很难达到最优填料比。因此，如何精确设计渗流结构和优化制备工艺，对于进一步改善有机-无机复合电解质的离子电导率具有重要意义。另一方面，为满足高安全性、高能量密度固态锂金属电池的发展需求，有机-无机复合电解质不仅需要改善锂离子电导率，还应兼顾电化学窗口、力学性能、以及复合电解质与电极的界面接触以及界面兼容性。因此，在未来的实际应用中，高性能复合电解质的设计原则应当兼顾以下几点：(1)电解质的首要作用是在锂金属负极和正极材料之间传导锂离子。因此，高离子电导率是复合电解质设计的首要目标。含有活性填料的有机-无机复合电解质可以实现高锂离子电导。(2)复合电解质应具有与正负极匹配的电化学窗口，与电极之间保持良好的界面稳定性，不会发生持续的副反应，从而延长复合电解质的使用寿命，使固态锂电池的循环稳定性得到改善。(3)复合电解质/电极界面电阻抗低，电极与电解质之间粘着性好。(4)复合电解质应兼具无机电解质的高强度与聚合物电解质的高韧性，具有优异的力学性能，从而提高固态锂电池的安全性。

Cui等50受到太极的启发首次提出“刚柔并济”的聚合物电解质设计策略，以提高聚合物电解质的综合性能。通过柔性锂离子导体与刚性支撑材料的协同效应可实现1 + 1 ＞ 2的效果，从而显著改善聚合物电解质的电化学性能、力学性能和安全性能。此外，多层结构复合电解质51,52的设计策略拓宽了聚合物电解质的电化学窗口，可同时提升电解质与高电压正极和锂金属负极的界面相容性。由此可见，刚柔并济和多层结构复合电解质的设计策略不仅丰富了有机-无机复合电解质的研究思路，而且为提升固态电解质的综合性能指明了研究方向。