Amélioration de la conductivité ionique des électrolytes polymères solides à base de PEO par laminage sous presse

Résumé

Les électrolytes polymères solides (SPE) à base de polyéthylène oxide (PEO) sont considérés comme ayant de grandes perspectives d'application dans les batteries lithium-ion tout-solide. Cependant, leur application est entravée par une conductivité ionique relativement faible, qui dépend fortement de leur cristallinité et de la densité de leurs joints de grains. Dans ce travail, une méthode simple et efficace de laminage sous presse est appliquée pour réduire la cristallinité des SPE à base de PEO pour la première fois. Avec le SPE à base de PEO laminé, la batterie tout-solide LiFePO₄/SPE/Li délivre une capacité spécifique rechargeable supérieure de 162,6 mAh g⁻¹ avec un écart de tension charge-décharge de 60 mV à une densité de courant de 0,2 C, avec un taux de décroissance de capacité bien plus faible. L'amélioration des propriétés électrochimiques peut être attribuée à la méthode de laminage sous presse, entraînant un doublement de la conductivité et une énergie d'activation réduite par rapport à l'électrolyte préparé par la méthode de coulée traditionnelle. Ce travail fournit une méthode efficace et facile à utiliser de reformage des grains pour les SPE, digne d'applications futures.

Introduction

En raison de leur densité énergétique élevée et de leur excellente performance en sécurité, les batteries lithium-ion tout-solide sont largement considérées comme des systèmes prometteurs pour le stockage électrochimique d'énergie rechargeable de prochaine génération. Pour atteindre une batterie lithium-ion tout-solide à haute performance, les électrolytes à l'état solide doivent présenter une conductivité ionique satisfaisante, une bonne stabilité mécanique/électrochimique et une interface électrode-électrolyte adéquate.

Les électrolytes polymères solides (SPE) à base de polyéthylène oxide (PEO) ont de grandes perspectives d'application en raison de leur bonne flexibilité, leur bonne compatibilité avec les métaux lithium, leur procédé facile et leur faible coût. En plus des batteries lithium-ion, les SPE à base de PEO ont également de larges perspectives d'application dans de nombreux domaines tels que les batteries magnésium-ion et lithium-soufre. Cependant, la faible conductivité entrave grandement l'application des SPE à base de PEO : les électrolytes PEO présentent une conductivité variant de 10⁻⁸ à 10⁻⁶ S cm⁻¹ à température ambiante, et cette faible conductivité augmente la polarisation interne de la batterie, diminuant la capacité charge-décharge et l'efficacité énergétique. Dans les SPE à base de PEO, les ions lithium forment une liaison de coordination avec l'oxygène dans le PEO et migrent par coordination et dissociation continues avec les atomes d'oxygène. Par conséquent, la mobilité des ions lithium dépend principalement du mouvement des segments de chaînes polymères aux joints de grains et dans les régions de phase amorphe, et la conductivité ionique à travers les joints de grains et la phase amorphe est bien plus élevée que celle à travers les lamelles cristallines.

Pour diminuer la cristallinité du PEO et améliorer la conductivité des SPE, différentes approches ont été développées et appliquées, telles que le remplissage et le greffage. Des charges de taille nanométrique ont été largement utilisées dans les SPE à base de PEO, incluant Al₂O₃, TiO₂, SiO₂, Li_0,33La_0,557TiO₃ et Li_6,4La₃Zr_1,4Ta_0,6O₁₂ de taille nanométrique. Ces charges nanométriques peuvent inhiber la cristallisation du PEO et favoriser la formation de joints de grains et de régions amorphes. De plus, certaines charges à haute conductivité ionique peuvent également fournir des voies de transport ionique supplémentaires pour le transport des ions lithium. Le greffage réduit également la cristallinité des SPE à base de PEO. Par exemple, le PEO a été greffé sur une squelette de poly(hydroxystyrène) ainsi que des copolymères blocs avec le polystyrène. Les macromolécules obtenues suppriment fortement la propension des chaînes de PEO à former des cristaux complexes et améliorent ainsi la conductivité ionique des SPE.

Le laminage sous presse est une technique normale de reformage pour le traitement des métaux. En appliquant une force externe sur la surface du métal, le laminage sous presse peut broyer et affiner les grains, ainsi qu'augmenter la proportion de joints de grains et la dureté du métal. En raison de son procédé simple, son faible coût, son efficacité élevée et son effet évident d'affinage des grains, la méthode de laminage sous presse est largement utilisée pour la fabrication d'échantillons de feuilles ou plaques de grand volume. Comme le laminage sous presse peut briser les grains et augmenter les joints de grains et la phase amorphe, il a le potentiel d'être appliqué aux SPE à base de PEO pour réduire la cristallinité des électrolytes et améliorer la conductivité. Dans ce travail, nous rapportons une voie simple de laminage sous presse pour préparer un électrolyte à l'état solide à base de PEO avec une haute conductivité ionique pour les batteries lithium-ion tout-solide. Cette nouvelle méthode présente les caractéristiques suivantes : (i) après traitement par laminage, les sphérulites de l'électrolyte polymère sont broyées et reformées, entraînant une diminution de la cristallinité et un doublement de la conductivité ; (ii) avec la faible cristallinité, les SPE à base de PEO peuvent fournir plus de voies de transport pour les ions lithium afin d'équilibrer la distribution du courant à la surface du lithium et prévenir la croissance des dendrites. De plus, la méthode de laminage sous presse pour former les SPE à base de PEO proposée dans ce travail est très simple.

Méthode et Caractérisation

Préparation de l'électrolyte polymère solide

Les produits chimiques de grade analytique polyéthylène oxide (PEO, Mw = 600 000), oxyde d'aluminium de taille nanométrique (Al₂O₃, d ≤ 20 nm), bis(trifluorométhane)sulfonimide de lithium (LiTFSI) et acétonitrile sont achetés chez Aladdin, Chine, et utilisés tels que reçus.

L'électrolyte polymère solide original a été préparé par une méthode de coulée simple : le PEO, l'Al₂O₃ et le LiTFSI ont été mélangés dans l'acétonitrile pendant 24 h avec un rapport molaire EO/Li de 16/1 et un rapport massique PEO/Al₂O₃ de 90/10, puis la suspension blanche obtenue a été coulée dans un moule en polytétrafluoroéthylène et séchée dans un flux de N₂ sec à température ambiante pendant 24 h. L'électrolyte transparent résultant est nommé PAL-C puis transféré dans un sécheur pour conservation. Pour préparer l'électrolyte PAL-R, un électrolyte polymère solide PAL-C tel que préparé a été laminé à froid dans une presse à laminer sous une charge linéaire de 150 N mm⁻¹. Afin d'éliminer l'influence de l'épaisseur de l'électrolyte sur les performances, les épaisseurs de chaque électrolyte ont été contrôlées à ~ 135 µm.

Préparation de l'électrode

L'électrode positive a été préparée par la méthode conventionnelle de doctor blade avec un rapport massique LiFePO₄ (LFP, BTR New Energy Material Ltd., Chine), noir d'acétylène (AB), PEO et LiTFSI de 7:1:1,4:0,6. Le PEO et le LiTFSI ont d'abord été complètement dissous dans l'acétonitrile, puis le LFP et l'AB ont été ajoutés à la solution transparente obtenue. Une boue uniforme a été obtenue après agitation magnétique du mélange pendant 24 h, puis enduite sur feuille d'aluminium par la méthode conventionnelle de doctor blade. L'électrode a ensuite été séchée à 80 °C pendant 12 h et finalement découpée en disques circulaires de 12 mm de diamètre. Le chargement en matériau actif de l'électrode LFP préparée est contrôlé à ~ 1,5 mg cm⁻².

Caractérisation des électrolytes

Les morphologies de grains des électrolytes PAL-C et PAL-R ont été obtenues par microscopie électronique à balayage (MEB, JEOL-7500F). La cristallinité a été analysée avec un système de diffraction des rayons X (DRX, modèle PW1825) utilisant une source Cu-Kα fonctionnant à 40 keV. Les mesures de calorimétrie différentielle à balayage (DSC) ont été testées sur un instrument TA (Q5000IR) avec un taux de chauffe de 5 °C min⁻¹ de -70 à 10 °C sous atmosphère de N₂. Le rapport contrainte/déformation a été évalué par les courbes contrainte-déformation et la résistance à la traction a été prise sur une machine d'essai de traction (CMT6104, Chine) comme la valeur de contrainte au maximum des courbes.

Performance électrochimique de l'électrolyte polymère solide à base de PEO

L'électrolyte polymère solide synthétisé a été découpé en disque de 16,5 mm de diamètre pour les tests de performance électrochimique. Les conductivités ioniques des électrolytes polymères solides ont été mesurées dans des cellules CR2032 en intercalant l'électrolyte solide entre deux feuilles d'acier inoxydable (SS) polies (d = 14,0 mm). La conductivité ionique a été obtenue sur cellule SS/SPE/SS par spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) sur station électrochimique CHI660E avec une gamme de fréquence de 1 à 100 mHz à des températures de 25 à 65 °C. L'effet inhibiteur des SPE à base de PEO sur la croissance des dendrites de lithium a été conduit dans la cellule symétrique Li/SPE/Li sur système de test Neware (Neware, Chine) sous densités de courant charge-décharge de 0,1, 0,2 et 0,3 mA cm⁻² à 60 °C respectivement. Le nombre de transport des ions lithium (t_Li+) des différents électrolytes a été évalué par une mesure combinée d'impédance AC et de polarisation DC en utilisant la méthode décrite par Evans et al. Les courants de polarisation pour une cellule symétrique Li/SPE/Li (incluant les valeurs initiale (I_o) et d'état stationnaire (I_s) du courant) sous un petit potentiel de polarisation (ΔV) à 10 mV ont été enregistrés. Simultanément, les valeurs initiale et d'état stationnaire des résistances interfaciales Li/électrolyte (R₀ et R_s) ont été examinées avec des mesures d'impédance avant et après la polarisation DC. Le t_Li+ a été calculé avec l'équation de Bruce-Vincent-Evans.

La performance de la batterie des électrolytes polymères solides a été testée dans la batterie lithium-ion tout-solide avec la cathode LFP préparée, le SPE à base de PEO et l'anode en métal lithium. Les batteries ont été assemblées dans une boîte à gants remplie d'argon (DELLIX, Chine, eau et oxygène ≤ 0,1 ppm) sans aucun autre électrolyte liquide. Les tests de charge-décharge galvanostatiques ont été conduits sur un système de cyclage de batterie à une densité de courant de 0,1 C (1 C = 170 mA g⁻¹) avec une plage de tension de 2,0 à 3,75 V. Avant le processus charge-décharge, les résistances de transfert de charge ont été mesurées par spectres d'impédance électrochimique (EIS) opérés avec une gamme de fréquence de 100 kHz à 0,1 Hz et une amplitude de tension AC de 5 mV. La performance en taux et en cyclage a été obtenue de 0,1 C à 1 C et 0,5 C respectivement. Tous les tests de performance de batterie mentionnés ci-dessus ont été réalisés à 60 °C sur système de test Neware (Neware, Chine).

Résultats et Discussion

Les images MEB des électrolytes obtenus révèlent directement la taille des grains et la distribution des joints de grains de l'électrolyte tel que préparé (PAL-C) et de l'électrolyte laminé (PAL-R). L'électrolyte PAL-C présente une structure polycristalline de sphérulites compactes avec un diamètre de sphérulite de 50 µm. Pour les SPE à base de PEO, les ions lithium sont considérés comme étant principalement transportés à travers les joints de grains et la phase amorphe. Par conséquent, le PAL-C SPE à gros grains obtenu par coulée est défavorable au transport des ions lithium et limite la conductivité des électrolytes. Le traitement par laminage peut briser les grains de l'électrolyte, ce qui peut réduire significativement la cristallinité et augmenter les voies de transport des ions lithium. Après laminage sous presse, les grosses sphérulites ont disparu et l'électrolyte montrait une structure relativement homogène pour PAL-R. Cette structure homogène uniforme est considérée comme ayant des avantages évidents pour améliorer la conductivité des SPE.

Afin d'analyser davantage le changement de cristallinité avant et après laminage, un test DRX a été conduit et les résultats sont montrés en Figure 1c. Les pics de diffraction de l'électrolyte PAL-C à 19,0° et 23,2° sont nets et intenses, indiquant une nature hautement cristalline. En comparaison, le patron de diffraction de PAL-R présente plusieurs pics larges et faibles, suggérant que la cristallinité de PAL-R a fortement diminué après laminage sous presse. De plus, les pics principaux de DRX du PEO à 19,0° sont également caractérisés par des changements significatifs dans la largeur à mi-hauteur (0,216 pour PAL-C et 0,323 pour PAL-R), impliquant que la phase amorphe dans l'électrolyte a augmenté. La diminution de la cristallinité est censée avoir un effet significatif sur l'amélioration de la conductivité.

Les profils DSC des électrolytes PAL-C et PAL-R ont été testés et montrés en Figure 1d, révélant les différences de température de transition vitreuse (T_g) entre les deux électrolytes. Les résultats suggèrent que le T_g de PAL-R est de -49,17 °C, plus bas que celui de PAL-C (-46,78 °C). Ce résultat montre que dans l'électrolyte PAL-R, le mouvement des segments de polymère peut se produire à température plus basse, ce qui conduit à une conductivité ionique plus élevée que dans l'électrolyte PAL-C.

La conductivité ionique σ de PAL-C et PAL-R SPE est calculée avec l'équation : σ = L / (R × S), où S, L et R représentent la surface géométrique des électrodes bloquantes en acier inoxydable, l'épaisseur des électrolytes et la résistance en volume de l'échantillon obtenue à partir des diagrammes d'impédance, respectivement. Les spectres d'impédance des électrolytes polymères solides PAL-C et PAL-R à différentes températures sont testés et montrés en Figure S2. La Figure 1e montre la dépendance en température de la conductivité ionique calculée des électrolytes PAL-C et PAL-R. L'électrolyte PAL-R tel que préparé atteint une conductivité ionique de 7,58 × 10⁻⁵ S cm⁻¹ à 25 °C et 1,03 × 10⁻³ S cm⁻¹ à 60 °C, soit deux fois plus élevée que celle de l'électrolyte PAL-C (3,58 × 10⁻⁵ S cm⁻¹ à 25 °C et 7,43 × 10⁻⁴ S cm⁻¹ à 60 °C) et meilleure que celle des SPE à base de PEO préparés par d'autres méthodes. L'amélioration de la conductivité ionique est attribuée à la réduction de la cristallinité du SPE à base de PEO après le processus de laminage sous presse et devrait conduire à une bonne performance de batterie. La relation entre log σ et 1000/T des SPE PAL-C et PAL-R révèle que la dépendance en température de la conductivité suit l'équation empirique de Vogel-Tammann-Fulcher (VTF). L'E_a de PAL-C et PAL-R a été calculée en utilisant l'équation VTF (Figure 1e), et les résultats montrent la valeur d'ajustement de E_a pour PAL-R est de 5,0 × 10⁻² eV, bien plus faible que celle pour PAL-C (5,8 × 10⁻² eV). La plus faible E_a démontre que le mouvement des ions lithium dans l'électrolyte PAL-R nécessite moins d'énergie que dans les électrolytes PAL-C, indiquant une conductivité plus élevée.

La propriété mécanique du SPE est directement liée à son effet barrière contre les dendrites de lithium. La Figure 1f montre les résultats des essais contrainte-déformation des SPE PAL-C et PAL-R. La ductilité du SPE PAL-R atteint 1990 %, bien plus élevée que celle du SPE PAL-C (1470 %). Cette ductilité renforcée du SPE PAL-R améliorerait significativement la tolérance à la pénétration des dendrites et inhiberait les courts-circuits dans les batteries. Les fenêtres électrochimiques des deux électrolytes polymères solides différents ont été testées par la méthode de voltampérométrie de balayage linéaire et les résultats sont montrés en figure S2. Les tensions de décomposition des deux électrolytes ont été testées jusqu'à 5,8 V, suggérant que la stabilité de l'électrolyte polymère solide n'a pas changé après le laminage sous presse. Les densités réelles des deux électrolytes sont obtenues par la méthode de drainage d'Archimède avec le kérosène comme milieu, et les densités de PAL-C et PAL-R sont calculées à 1,38 ± 0,02 g cm⁻³ toutes les deux. Les résultats montrent que la différence de conductivité obtenue entre ces deux électrolytes provient de la différence de joints de grains plutôt que du changement de densité.

L'effet inhibiteur des deux SPE sur la croissance des dendrites de lithium est testé avec une cellule symétrique Li/SPE/Li. Avant le test, la spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) est conduite pour analyser les propriétés d'interface Li-SPE de différentes cellules et les résultats sont montrés en Figure 2a. Les diagrammes EIS sont ajustés avec un modèle simple composé de la résistance ohmique (R_Ω), résistance d'interface (R_f), résistance de transfert de charge (R_ct), éléments de phase constante (CPE1 et 2) et résistance de diffusion de Warburg (Wo). Les résultats simulés de R_Ω, R_f et R_ct dans la batterie utilisant l'électrolyte PAL-R sont calculés à 19,12, 5,72 et 17,65 Ω respectivement, qui sont plus petits que ceux utilisant les électrolytes PAL-C (21,83, 5,99 et 21,77 Ω). La diminution de la résistance de solution (R_Ω) et de la résistance d'interface (R_f) peut être attribuée à deux raisons : (i) après laminage sous presse, plus de joints de grains sont créés dans l'électrolyte PAL-R, conduisant à une conductivité plus élevée et une résistance de solution plus faible. (ii) La surface d'électrolyte relativement lisse et les joints de grains augmentés sont bénéfiques pour améliorer le contact de surface entre l'électrolyte et le métal lithium, conduisant à une résistance de solution et d'interface plus faible. Les résistances de solution diminuées et la connexion interfaciale améliorée fournissent plus de voies de transport d'ions lithium et d'interfaces de réaction pour la réaction électrochimique, conduisant finalement à la réduction de la résistance de transfert de charge (R_ct). Après le test EIS initial, une tension DC de 10 mV a été appliquée aux cellules symétriques Li/SPE/Li pour étudier le nombre de transport des ions lithium dans différents SPE. Basé sur la courbe courant-temps (Figure 2b), l'impédance avant et après polarisation (Figure 2a et S3), le nombre de transport des ions lithium pour le SPE PAL-R est calculé à 0,24, plus élevé que la valeur du SPE PAL-C (0,16). Cette amélioration peut être attribuée à la réduction de la phase cristalline, qui libère plus d'ions lithium pour le transport ionique. Après le test EIS, les cellules symétriques Li/PAL-C/Li et Li/PAL-R/Li ont été chargées et déchargées à 60 °C pendant 30 min sous densités de courant de 0,1, 0,2 et 0,3 mA cm⁻² respectivement (Figure 2c). De ce résultat, on trouve que la tension de la cellule Li/PAL-R/Li peut être stabilisée à 33 mV et 67 mV à des densités de courant de 0,1 et 0,2 mA cm⁻² respectivement, bien plus petites que celle de Li/PAL-C/Li (56 et 126 mV). Pour une densité de courant plus élevée (0,3 mA cm⁻²), le SEP PAL-R peut cycler stablement pendant 200 cycles, mais la pénétration de dendrites se produit après seulement quelques cycles du SPE PAL-C sous la même densité de courant. Les morphologies de surface de l'électrode de lithium avec différents SPE après 200 cycles à 0,2 mA cm⁻² ont été testées et montrées en Figure 2d, e. On trouve des dendrites de lithium massives et irrégulières avec le SPE PAL-C mais une surface de lithium relativement lisse avec le SPE PAL-R. Ce résultat peut être attribué à la haute conductivité ionique et aux voies de transport ionique uniformes du SPE PAL-R, qui conduiront à un dépôt de lithium uniforme pour éviter le court-circuit interne causé par la croissance des dendrites de lithium.

La performance de charge-décharge galvanostatique des batteries tout-solide contenant une cathode LiFePO₄ (LFP), une anode Li avec différents SPE sont testées et les résultats sont montrés en Figure 3. Avant le test de charge-décharge galvanostatique, l'impédance de chaque batterie a été testée et ajustée avec un modèle de circuit équivalent (encart Figure 3a). Dans ce modèle, R_Ω correspond à la résistance ohmique ; R_ct représente la résistance de transfert de charge pour les réactions électrochimiques ; CPE est l'élément de phase constante lié à la capacitance de double couche de la cathode poreuse, et Z_w est la contribution de Warburg de longueur finie. On trouve que R_Ω diminue de 17,1 à 14,4 Ω et R_ct diminue de 47,5 à 33,1 Ω pour la batterie avec les SPE PAL-C et PAL-R respectivement, comme montré en Figure 3a. La diminution de R_Ω et R_ct peut être attribuée à la cristallinité plus faible du SPE PAL-R, qui peut fournir plus de voies de transport d'ions lithium pour améliorer la conductivité de l'électrolyte et faciliter la réaction redox dans l'électrode LFP simultanément. La Figure 3b montre les capacités de charge-décharge des batteries lithium-ion tout-solide avec différents SPE à 60 °C sous densité de courant de 0,2 C. La batterie avec l'électrolyte PAL-R délivre une capacité de décharge de 162,6 mAh g⁻¹ avec un écart de tension charge-décharge de 60 mV, tandis que la batterie avec l'électrolyte PAL-C délivre une capacité de décharge de 156,7 mAh g⁻¹ avec un écart de tension charge-décharge de 82 mV. L'augmentation de la capacité de décharge et la diminution de l'écart de tension peuvent être attribuées à la conductivité plus élevée et aux résistances plus faibles de l'électrolyte PAL-R comparé à l'électrolyte PAL-C. La performance en taux des batteries lithium-ion tout-solide avec différents SPE a été conduite sous densités de courant de 0,1 C, 0,2 C, 0,5 C, 1 C et 0,2 C respectivement. Les résultats indiquent que la batterie avec PAL-R peut délivrer des capacités de 164,3, 162,6, 161,8, 157,8 et 161,2 mAh g⁻¹ respectivement. Cette performance est bien meilleure que la batterie avec l'électrolyte PAL-C, qui ne délivre que des capacités de 161,5, 156,7, 148,7, 142,1 et 151,8 mAh g⁻¹ respectivement. Ce résultat illustre que l'électrolyte PAL-R pourrait supporter le fonctionnement à haut taux grâce à sa conductivité plus élevée.

La performance en cyclage de la batterie avec différents SPE a été testée sous densité de courant de 0,5 C (Figure 3e). Pour la cellule LFP/PAL-C/Li, la capacité de décharge maintient 117,1 mAh g⁻¹ après 300 cycles avec un taux de décroissance de capacité de 0,071 % par cycle. Pour comparaison, la cellule LFP/PAL-R/Li maintient une capacité de décharge de 136,8 mAh g⁻¹ avec un taux de décroissance de capacité de 0,048 % par cycle sous les mêmes conditions. Dans les batteries tout-solide LFP/PEO-SPE/Li existantes, la décroissance de capacité provient principalement de deux aspects : (i) la génération et la croissance continues de dendrites de lithium sur l'anode diluent le contact entre l'électrode Li et l'électrolyte, résultant en une résistance d'anode accrue. (ii) Bien que le PEO ait une bonne stabilité, il se décompose encore pendant la plage de tension charge-décharge. Les produits de décomposition accumulés augmenteront progressivement la résistance de réaction de l'électrode cathode. Dans la batterie tout-solide avec l'électrolyte PAL-R, l'augmentation de la résistance d'anode est inhibée grâce à la bonne performance d'inhibition des dendrites. Cependant, la réaction de décomposition continue dans l'électrode cathode cause une résistance de batterie croissante et devient progressivement la raison principale de la décroissance de capacité de la batterie après 100 cycles. En contraste, la batterie tout-solide avec l'électrolyte PAL-C souffre à la fois de l'augmentation de la résistance d'anode et de cathode, conduisant à une décroissance de capacité continue pendant 300 cycles. Les résultats montrent que le traitement par laminage peut améliorer la performance électrochimique de l'électrolyte et qu'un électrolyte à l'état solide plus stable devrait être développé pour les applications futures.

Conclusion

Dans ce travail, nous avons appliqué une technologie simple de laminage sous presse pour améliorer la performance des SPE à base de PEO pour les batteries lithium-ion tout-solide. Le SPE à base de PEO laminé montre une cristallinité diminuée et une phase amorphe augmentée, ce qui devrait être bénéfique pour le transport des ions lithium. Après traitement, le SPE à base de PEO délivre une conductivité à température ambiante doublée et une énergie d'activation diminuée. Il est expérimentalement montré que la batterie lithium-ion tout-solide LiFePO₄/SPE/Li avec le SPE à base de PEO laminé présente une capacité spécifique rechargeable de 162,6 mAh g⁻¹ avec un écart de tension charge-décharge de 60 mV à une densité de courant de 0,2 C, ce qui est bien meilleur que celui du SPE à base de PEO coulé (156,7 mAh g⁻¹ et 82 mV). De plus, le taux de décroissance de capacité a été réduit à 0,0048 % par cycle après 300 cycles à 0,5 C. Tous les résultats montrent que la technologie de reformage des grains est une technologie prometteuse pour améliorer la performance des SPE à base de PEO.