固體氧化物電解CO2技術(shù)現(xiàn)狀與前景

趙建軍，甄文龍，呂功煊

（中國科學院蘭州化學物理研究所 羰基合成與選擇氧化國家重點實驗室,甘肅 蘭州 730000）

人類對化石燃料的大量消耗導(dǎo)致大氣中CO2的濃度持續(xù)升高，根據(jù)美國國家海洋與大氣管理局全球系統(tǒng)研究實驗室的最新數(shù)據(jù)[1]，大氣中CO2的體積分數(shù)已由1980年的3.40 × 10-4增長到2022年3月的4.17 × 10-4。CO2含量的升高導(dǎo)致全球的平均溫度較工業(yè)革命前上升1.2 ℃，這帶來一系列嚴重的環(huán)境問題和生態(tài)問題[2]。習近平總書記在第75屆聯(lián)合國大會上向全世界做出“2030年實現(xiàn)碳達峰、2060年實現(xiàn)碳中和”的莊嚴承諾。因此，當前迫切需要發(fā)展CO2減排與資源化利用技術(shù)。同時，不可再生化石燃料的日益消耗釋放出大量的CO2，逐步調(diào)整能源結(jié)構(gòu)并大力發(fā)展風電、太陽能、地熱能等可再生能源已迫在眉睫。但可再生能源能提供的電能具有季節(jié)性、間斷性和波動性，因而將不能及時消納的電能轉(zhuǎn)化為化學能，并以H2、CO、CH4等物質(zhì)的形式儲存起來，是可再生能源的轉(zhuǎn)化與利用重要方式之一[3,4]。

CO2同時也是碳循環(huán)中的主要載體和自然界中重要的碳資源，其資源化利用可以直接或間接地減少CO2凈排放。事實上，CO2作為化工原料已經(jīng)廣泛應(yīng)用于化學品合成領(lǐng)域，主要用于生產(chǎn)尿素、水楊酸、聚碳酸酯和純堿，但利用量有限，明顯小于CO2的排放量[5-7]。CO2加氫制備能源產(chǎn)品是CO2資源化利用的一個重要方面，部分技術(shù)已投入工業(yè)中試，然而其大規(guī)模應(yīng)用仍面臨挑戰(zhàn)，尤其是H2的來源[8]。光/電催化轉(zhuǎn)化CO2制能源產(chǎn)品無需考慮H2的來源，但普遍存在效率低等問題[9-11]。相較而言，以CO2為唯一原料直接電解制備化學品是一種高效利用與轉(zhuǎn)化CO2的綠色方式，這個過程無需其他還原劑的參與，具有很好的減排潛力。

高溫固體氧化物電解池（Solid Oxide Electrolysis Cell，SOEC）是一種全固態(tài)結(jié)構(gòu)的能量與物質(zhì)轉(zhuǎn)換器件，具有效率高、清潔無污染等優(yōu)點[12,13]，利用SOEC電解CO2可以實現(xiàn)CO2的直接分解。相比低溫電解，CO2的SOEC電解所需要的外加電壓更小，且具有更大的電流密度（圖1）[13,14]。在可再生電能的驅(qū)動下，可以將CO2直接電解為CO和O2，法拉第效率接近100%[11]。產(chǎn)物CO為能源產(chǎn)品和化工基礎(chǔ)原料之一，O2可以為火箭推進劑和生命維持所需物質(zhì)。同時該轉(zhuǎn)化過程實現(xiàn)電能向化學能的轉(zhuǎn)化，并以化學能的方式儲存電能[12,13]。

單個SOEC主要由三部分組成，致密的電解質(zhì)、多孔的陰極和陽極，三者呈三明治結(jié)構(gòu)（圖2）。其工作溫度通常為600-1000 ℃，高溫操作具有反應(yīng)動力學快和電池阻抗小的優(yōu)勢。在外電場的作用下，CO2在SOEC陰極分解為CO和氧離子（式（2）），氧離子通過電解質(zhì)中存在的氧空位傳遞到陽極，在陽極失去電子生成氧氣（式（3））。電極反應(yīng)如下所示：

SOEC最早在二十世紀六十年代由美國NASA提出的[12]，目的是火星大氣氧的原位資源利用，通過電解CO2、H2O或兩者共解制備宇航員生存和火箭發(fā)射所需的O2[15]。隨后的七十年代，全球石油危機的爆發(fā)，引發(fā)歐美發(fā)達國家對SOEC電解水制氫的開發(fā)興趣。近年來，隨著平板固體氧化物燃料電池（SOFC）技術(shù)的快速發(fā)展，其關(guān)鍵材料和技術(shù)可被直接用于SOEC，這推動了SOEC的發(fā)展，也使得SOEC電解技術(shù)引起廣泛的關(guān)注。再者，全球范圍對綠色氫能的普遍重視，基于SOEC電解的研究主要聚焦于電解水制氫[16]。除此之外，借助還可以SOEC共電解CO2和H2O制備CO和H2（合成氣），進而生產(chǎn)各種碳氫燃料[13,17]。CO2的直接電解無需其他輔助原料，可直接電解制備CO和O2，在當前全球面臨溫室效應(yīng)問題和國內(nèi)“雙碳”目標背景下，SOEC直接電解作為一種極具減排潛力和可再生源利用的方式，以CO2為電解對象的SOEC研究也逐漸引起更為廣泛的研究興趣[13,18]。但整體而言，SOFC的發(fā)展領(lǐng)先SOEC；就SOEC的電解技術(shù)而言，其他國家領(lǐng)先中國；無論是基礎(chǔ)研究還是工業(yè)示范性應(yīng)用，SOEC電解水領(lǐng)先共解和電解CO2，后兩者的電解效率更低、電解難度更高[13]。

單電池層面，經(jīng)歷過去十幾年的努力，其性能成倍增長。750℃時，Ni-YSZ電極的面電阻由0.71 Ω/cm2降至0.27 Ω/cm2（圖3(a)）；其穩(wěn)定性也得到極大的提升（圖3(b)）[13]。當前，最優(yōu)的CO2電解電流密度最大可達到3.1 A/cm2（1.8 V，800 ℃），單個以Ni-YSZ為陰極的電解池電解CO2的活性已完全滿足工業(yè)化要求[19]，但是工業(yè)大電池及其串聯(lián)堆積系統(tǒng)的活性和穩(wěn)定性還不能達到商業(yè)化標準。電堆系統(tǒng)的穩(wěn)定性決定了其壽命，最終影響SOEC商業(yè)化應(yīng)用的固定投資成本。SOEC技術(shù)已逐步進入商業(yè)化階段，例如，丹麥托普索公司已建立了大型的SOEC電解工廠，其目的是把CO2轉(zhuǎn)化為CO，于2021年首次啟動商業(yè)化運行[20]。在中國，2022年1月，氫邦科技SOEC千瓦級電解堆研發(fā)成功并順利運行，實現(xiàn)CO2和H2O的高效共解和示范運行，初步驗證了電解合成燃料的可行性[21]。但是大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用有待SOEC技術(shù)的進一步優(yōu)化，首先，其關(guān)鍵在于解決電池及電堆的長期運行性能衰減問題，主要通過關(guān)鍵材料的研發(fā)和電池構(gòu)型的優(yōu)化；其次，也需要其他材料和技術(shù)的改進與優(yōu)化，如密封材料、連接體材料、集流材料、制膜技術(shù)、材料制備技術(shù)等，材料和技術(shù)方面的突破也將極大降低SOEC的投資成本；再者，依賴上游CO2捕獲技術(shù)和綠電技術(shù)發(fā)展。在此，本綜述對固體氧化物電解CO2技術(shù)中關(guān)鍵要素、重要科學問題及技術(shù)可行性等進行了系統(tǒng)地總結(jié)和分析，總結(jié)了SOEC電解CO2的電極材料、性能衰減、電堆系統(tǒng)、以及應(yīng)用領(lǐng)域的發(fā)展，分析了其經(jīng)濟性、減排潛力和工業(yè)化應(yīng)用的制約因素，并就發(fā)展趨勢和研究重點進行展望，以期為相關(guān)領(lǐng)域?qū)W者和廣大讀者提供參考。

1 SOEC電解CO2的熱力學

SOEC中電解反應(yīng)是在外加電壓下，電流通過電解質(zhì)，在陽極和陰極引起氧化還原反應(yīng)。當外加電壓高于可逆電壓（也稱為理論分解電壓）時，CO2分解?？赡骐妷?Erev)由吉布斯自由能決定，因此是壓力和溫度的函數(shù)。在標準狀況下，CO2的理論分解電壓為1.33 V。隨著溫度的升高，可逆電壓和電極的極化阻抗均顯著降低，所以高溫有利于CO2的電解反應(yīng)（圖4）[11]，CO2的電解是吸熱反應(yīng)，需要持續(xù)給體系供熱。這也使得CO2電解能充分地利用電流所產(chǎn)生的焦耳熱，能量利用率增高。

CO2電解所需總能量可由式（4）表示，

總能量ΔHf包括ΔGf和熱能TΔSf，ΔGf由電流供應(yīng)。

熱中性電壓，也稱為熵電壓（Etn）定義為沒有熱量流入或流出體系時電解反應(yīng)發(fā)生所需的最小電壓。Etn是熱力學量，與電解質(zhì)溫度和總壓強有關(guān)。在電解溫度下，Etn對應(yīng)電解過程中的熵變，兩者關(guān)系如式（5）所示：

式中，ΔHf為CO2的摩爾生成焓，n為單個CO2分子分解的電子轉(zhuǎn)移數(shù)目，F(xiàn)為法拉第常數(shù)（96485 C/mol）。對于CO2，在25和800 ℃時，Etn分別為1.47和1.26 V。值得注意的是，所有的熱力學量都需根據(jù)實際情況來計算。可逆電壓（Erev）被定為電解反應(yīng)發(fā)生所需的最小電壓，與標準生成吉布斯自由能（ΔGfθ）相關(guān)。在標準狀況下，Erev可通過ΔGθf計算得到，

CO2的為-250.1 kJ/mol，由此可得，在標準狀況下，CO2的為1.33 V。與之相比，H2O的為1.23 V，相比而言，H2O更易于發(fā)生電解反應(yīng)。對于不同溫度和壓力，Erev可用能斯特方程表示，式（7）給出了不同條件下與Erev的關(guān)系：

式中，Q為反應(yīng)系數(shù)，對于CO2的電解反應(yīng)，Q=pCO2/在標準狀況下，Q= 1，lnQ= 0。

2 SOEC電解CO2的動力學

在SOEC實際運行中，電解電壓常會超過理論值，實際電解電壓與理論值之間的差值為過電位。SOEC電解CO2需要施加額外的過電壓才能進行，該過程涉及到多個反應(yīng)步驟，包括吸附、解離、電荷轉(zhuǎn)移、脫附等。在這個過程中存在三種極化現(xiàn)象，根據(jù)產(chǎn)生的原因可分為歐姆極化、活化極化和濃差極化。

歐姆極化是指電子和離子在電池各個組件之間接觸和電池內(nèi)部傳導(dǎo)受到的阻礙而引起的極化現(xiàn)象。電池的組件中，電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率明顯小于集流板、電極等組件的電子電導(dǎo)率，因此，電解質(zhì)的電阻主導(dǎo)電池的歐姆極化，這要求組裝電池時需選用離子電導(dǎo)率大的材料，而且電解質(zhì)片的厚度盡可能薄。

需要克服歐姆極化的過電位ηΩ可由式（8）得到：

式中，i為串聯(lián)電路的電流，RΩ為歐姆阻抗。

活化極化是指電極表面反應(yīng)速率有限而導(dǎo)致的極化現(xiàn)象。電極表界面的電荷轉(zhuǎn)移需要克服很大的能壘，在這一過程中，電極的催化活性主導(dǎo)電荷轉(zhuǎn)移動力學。電極電荷轉(zhuǎn)移的動力學可以用Bulter-Volmer方程來描述[22]，如下所示：

式中，i為電解電流密度，i0為交換電流密度，α為電荷傳遞系數(shù)，z為電子轉(zhuǎn)移數(shù)。根據(jù)定義，該方程描述的并不是整個反應(yīng)，而是單個基元反應(yīng)。對于CO2的電解，其過程涉及一步兩電子轉(zhuǎn)移（z=2）和兩步單電子轉(zhuǎn)移（z=1）。Bulter-Volmer方程給出了活化極化ηct與電流密度之間的定量關(guān)系。在存在活化極化且活化極化很大的情況下，陰極的正反應(yīng)速率遠大于逆反應(yīng)速率。此時，逆反應(yīng)速率可忽略不計，式（9）中第二項可忽略，并解出方程得到式（10）。

式（10）即為Tafel公式。由此可知，活化極化可以通過Tafel公式擬合，電流密度的對數(shù)與過電勢成線性關(guān)系，并可以據(jù)此判斷電極過程是否為極化活化控制。

濃差極化是指電荷轉(zhuǎn)移速率過快而電極反應(yīng)的活性物種不能及時擴散遷移至活性位點補充導(dǎo)致反應(yīng)物種的濃度偏離其本體濃度而引起的極化現(xiàn)象。存在濃差極化時，氣體反應(yīng)物在電極的表面與氣體本體之間形成明顯的濃度梯度，這個區(qū)域通常被稱之為擴散層?？朔獠顦O化需要的過電位為：

式中，Pbulk和PTPB分別表示反應(yīng)氣體在氣體本體和電極界面的分壓。在SOEC陰極發(fā)生的是CO2轉(zhuǎn)化為CO的反應(yīng)，CO2和CO的擴散系數(shù)小于H2和H2O，因此，SOEC比SOFC更容易出現(xiàn)濃差極化。

3 SOEC電解CO2的機制

CO2電還原主要包括三個步驟:CO2分子和表面晶格氧/氧空位形成吸附態(tài)中間活性物種，中間活性物種通過接受電子分解和CO分子的解吸。CO2的吸附與解離在SOEC的陰極進行，吸附行為極大影響CO2的解離效率，CO2與電極材料之間弱的相互作用力會導(dǎo)致電解動力學緩慢。而且在電解過程中，吸附行為受表面性質(zhì)、CO2濃度、溫度和壓力等多種因素制約。

電化學表征分析是研究固體氧化物電解CO2機制最為普遍的方法，尤其是極化曲線和交流阻抗譜（EIS），可實現(xiàn)電解池原位測試[23,24]。Su等[23]結(jié)合弛豫時間分布法和合適的等效電路模型，分析電解Cu-SDC復(fù)合電極電解CO2過程的EIS，揭示了每個過程與溫度、偏壓和氣氛的依賴關(guān)系；交流阻抗研究和電流電壓分析表明，高頻過程與Cu-SDC界面快速電荷轉(zhuǎn)移有關(guān)，低頻過程與Cu-SDC界面氧空位形成有關(guān)，推測出Cu-SDC復(fù)合陰極的三相界面（TPB）處CO2電解反應(yīng)的基本步驟，如式（12）-（15）所示；以上結(jié)果證實Cu-SDC的界面氧空位在CO2電解動力學中起著至關(guān)重要的作用。

由于SOEC電解CO2在高溫下進行，其機理研究方法和原位表征手段有限。原位X射線光電子能譜（XPS）結(jié)合DFT計算是研究高溫CO2電解過程中的反應(yīng)路徑和中間物種的常用技術(shù)。Optiz等[25]采用近常壓X射線光電子能譜（NAP-XPS）研究了SOEC工作溫度下(La,Sr)FeO3-δ和(La,Sr)CrO3-δ基鈣鈦礦型陰極在電化學CO2還原過程中的表面反應(yīng)機理。結(jié)果表明，CO2首先結(jié)合氧空位和電子形成吸附態(tài)，然后再與表面氧離子O2-結(jié)合生成；之后，再接受第二個電子，分解成CO分子和兩個（決速步），如式（16）-（18）所示。上述機理表明，高電子濃度和氧空位濃度的摻雜型氧化物可能更有利于CO2的還原。

Yang等[26]利用拉曼光譜和DFT計算研究了在LaxSr1-xFeO3-δ陰極表面的CO2還原過程，發(fā)現(xiàn)不同于上述機理，CO2是優(yōu)先吸附在La-O-Sr橋鍵處與表面晶格氧（O2-）形成吸附態(tài)；再經(jīng)歷兩步單電子過程轉(zhuǎn)化為CO。雖然上述兩種關(guān)于LaxSr1-xFeO3-δ陰極電解CO2具有差異，但都利用不同的表征手段檢測到碳酸根中間活性物種的存在。此外，不同電極表面的CO2還原機理存在差異，深層次的機理研究需要更精準的原位表針技術(shù)和研究手段[27]。

4 電解質(zhì)材料

電解質(zhì)是SOEC和SOFC的重要組件之一，起到傳輸離子和導(dǎo)電的作用，因此，需要其致密度接近100%，高溫下具有良好的氧化還原穩(wěn)定性，以及較好的機械強度和離子電導(dǎo)率。固體氧化物電解質(zhì)材料最早由Nernst在1899年發(fā)現(xiàn)[28]，Nernst發(fā)現(xiàn)在ZrO2中摻雜金屬氧化物能夠均勻分散在ZrO2中，成為運輸離子的載體。ZrO2通常以多種晶型結(jié)構(gòu)存在，包括單斜相（低于1170 ℃）、四方相（1170-2370 ℃）和立方相（高于2370 ℃）?？紤]到單斜相和四方相在高溫工作時容易相變，及其低的離子電導(dǎo)率，通常選用高溫穩(wěn)定和離子電導(dǎo)率較高的立方相ZrO2作為電解質(zhì)基底。但由于Zr4+太小，無法匹配理想的立方結(jié)構(gòu)，立方相的ZrO2并不穩(wěn)定，在高溫冷卻時，會轉(zhuǎn)變?yōu)槌胤€(wěn)定的單斜相，并伴隨著體積的變化。因此，需要在ZrO2中引入一些低價和半徑較大的離子使其穩(wěn)定，如Y3+、Sc3+，同時低價態(tài)元素的引入使Zr4+周圍的氧配位數(shù)降低而產(chǎn)生氧空位以保持電荷平衡；氧空位的存在也使得ZrO2的離子電導(dǎo)率提高，兩者關(guān)系如下所示：

式中，μ為氧離子遷移率，[]為氧空位濃度。當摻雜量在一定范圍內(nèi)，μ幾乎保持不變，此時，電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率與氧空位濃度呈正比。當氧空位濃度過高時，氧空位與Zr4+相互作用使得μ降低，從而使得電導(dǎo)率降低，因此，存在最佳摻雜量和氧空位濃度。在SOEC和SOFC研究中，Y2O3穩(wěn)定的ZrO2(YSZ)無疑是被最廣泛使用的電解質(zhì)材料，最佳的摻雜量為8%，在800 ℃下，其電導(dǎo)率為0.036 S/cm。ScO2穩(wěn)定的ZrO2(ScSZ)被認為是可能替代YSZ的電解質(zhì)材料之一，最佳摻雜量為11%，在800 ℃下，其電導(dǎo)率為0.15 S/cm，優(yōu)于YSZ，但是ScSZ的成本要比YSZ高得多[29]。為獲得性能更優(yōu)的電解質(zhì)材料，Alfeche等[30]利用滴涂-沉積法在NiO-YSZ多孔電極襯底表面沉積了致密的薄膜固體電解質(zhì)Sc0.08Y0.08Zr0.84O1.92，在700 ℃時，其電導(dǎo)率為0.12 S/cm；Temluxame等[31]合成了Sc3+、Ce4+和Gd3+共摻雜的ZrO2(SCGZ)，其性能優(yōu)于YSZ和GDC，組成為Ni-SCGZ/SCGZ/BSCF的電池穩(wěn)定性也比Ni-YSZ/YSZ/BSCF電池更好。然而，對于ZrO2基電解質(zhì)的SOFE和SOEC，氧氣極材料的選擇十分有限，因為含有Ba、La等元素的氧氣極容易與ZrO2基電解質(zhì)發(fā)生反應(yīng)，這使得電極極化電阻和歐姆電阻大幅增加，從而縮短了電池壽命。可以引入緩沖層來避免兩者的直接接觸，例如，Temluxame等[31]通過將Ce0.9Gd0.1O2-δ夾層致密化，提高了La0.6Sr0.4Co0.2Fe0.8O3-δ/Ce0.9Gd0.1O2-δ界面和SOFC的穩(wěn)定性；并且GDC阻擋層可以避免氧化鋯電解質(zhì)與氧電極之間的化學不相容和元素擴散[32]。

除了上述的ZrO2基電解質(zhì)材料，常見的還有LaGaO3基、CeO2基和Bi2O3基電解質(zhì)[27]。Sr和Mg共摻雜的LaGaO3是第二種有望替代YSZ的電解質(zhì)材料。1994年，La1-xSrxGa1-yMgyO3(LSGM)由諾獎得主Goodenough和Hihara兩個研究小組相繼報道，LSGM的電導(dǎo)率甚至超過ScSZ，但略低于Bi2O3基電解質(zhì)[33]。研究表明在500 ℃時，LSGM的離子電導(dǎo)率要比YSZ高得多（圖5），而且在600-700 ℃，LSGM的電子電導(dǎo)率也很小[34]。但是LSGM面臨的最大問題是穩(wěn)定性差，且制備單純的LSGM比較困難，在LSGM中存在La4Ga2O9和SrLaGa3O7雜質(zhì)[35]；其次，LSGM在高溫下容易與電極材料發(fā)生反應(yīng)，如與鎳基材料生成絕緣相[36]。此外，LSGM的機械強度小于YSZ，這要求LSGM電解質(zhì)具有足夠的厚度，厚度的增加導(dǎo)致歐姆阻抗的增大。為了在較低溫度下獲得致密的LSGM電解質(zhì)，Wang等[37]提出了一種真空冷噴涂(VCS)輔以低溫兩步燒結(jié)制備LSGM電解質(zhì)的雙層設(shè)計方法，在1200 ℃煅燒下，可制得致密的LSGM電解質(zhì)涂層，其厚度約為5 μm。LSGM的平均晶粒尺寸會影響其電化學性能，Yu等[38]采用甘氨酸-硝酸鹽法合成La0.9Sr0.1Ga0.8Mg0.2O2.85材料，并分別在不同溫度下煅燒，隨著燒結(jié)溫度的升高，晶粒尺寸從1.02 μm增加到4.87 μm，電化學交流阻抗測試表明，La0.9Sr0.1Ga0.8Mg0.2O2.85的晶粒電導(dǎo)率與晶粒尺寸大小無關(guān)，而其宏觀晶界電導(dǎo)率隨著晶粒尺寸的增加而變大。1500 ℃燒結(jié)的LSGM樣品在800 ℃時的最大電導(dǎo)率為9.19×10-2S/cm。

第三種有望替代YSZ的電解質(zhì)材料是Gd2O3或Sm2O3摻雜的CeO2（GDC和SDC）[39,40]，這類材料有望將SOEC的工作溫度降到600 ℃以下。圖5為不同固體氧化物電解質(zhì)的離子電導(dǎo)率曲線圖，由圖5可知，GDC在低溫下具有較好的電導(dǎo)率，可作為低溫電解質(zhì)材料[34]。但遺憾的是，在還原氣氛下，CeO2被部分還原為Ce3+，這使得其電子電導(dǎo)性升高，極大地減小了SOEC的效率。通常有兩種途徑來改善CeO2在還原氣氛下的穩(wěn)定性，一是在電解質(zhì)表面添加一層阻擋電子傳遞的隔離層，使之能夠阻止CeO2在還原氣氛下的還原[39-41]；二是降低工作溫度，當工作溫度低于500 ℃時，電子電導(dǎo)率將變小，甚至可以忽略不計，但是低的工作溫度也會使電池整體的效率降低。為進一步提升CeO2基電解質(zhì)材料的性能，可借助共摻雜的方法。阻抗研究表明，600 ℃時，共摻雜的Ce0.8Pr0.1La0.1O2-δ電解質(zhì)材料的電導(dǎo)率為0.0192 S/cm，這表明Ce0.8Pr0.1La0.1O2-δ可以作為一種高效的電解質(zhì)材料，用于中溫(500-700℃)SOFC和SOEC[42]；Venkataramana等[43]制備了La3+和Dy3+共摻雜的Ce0.85La0.075Dy0.075O2-δ電解質(zhì)材料，相比單一元素摻雜，共摻雜具有更高的離子電導(dǎo)率，在600℃時，其電導(dǎo)率約為0.02 S/cm。三摻雜的CeO2也表現(xiàn)出良好的電導(dǎo)性能，例如，M0.2Ce0.8O2-δ(M= Sm0.1、Ca0.05、Gd0.05)[44]、M0.24Ce0.76O2-δ(M= Pr0.08、Sm0.08、Gd0.08)[45]等。多元素摻雜可以引起材料多個物化性質(zhì)的變化，這有利于電導(dǎo)率的提高，這些改變包括晶界阻礙效應(yīng)、晶格應(yīng)變、氧空位與氧空位之間、氧空位與陽離子之間的缺陷締合等[46]。

在中低溫條件下，鉍基氧化物電解質(zhì)的氧離子電導(dǎo)率比YSZ高1-2個數(shù)量級，因此，Bi2O3基材料作為電解質(zhì)具有很大的潛力[47]。然而，Bi2O3在低氧分壓下易分解，限制了其實際應(yīng)用。Bi2O3與其他電解質(zhì)復(fù)合可以一定程度上改善其穩(wěn)定性，例如，Huang等[48]合成的Bi2O3-Y2O3-CeO2固溶體電解質(zhì)在600 ℃時，其離子電導(dǎo)率達到0.1 S/cm，在650 ℃下煅燒300 h，其性能保持不變。以Dy2O3和Ta2O5共摻雜Bi2O3，可以得到穩(wěn)定的δ相Bi2O3，在500 ℃時，組成為(Dy2O3)0.13(Ta2O5)0.2(Bi2O3)0.85的電解質(zhì)材料具有最高的電導(dǎo)率（0.08 S/cm）[49]。Bi2O3-Er2O3-WO3三元體系具有高的離子電導(dǎo)率和熱穩(wěn)定性，Chen等[50]針對其低熔點，通過等離子噴涂沉積法制備了致密的(Bi2O3)0.705(Er2O3)0.245(WO3)0.05復(fù)合電解質(zhì)，在750 ℃時，其電導(dǎo)率高達0.34 S/cm。

在不改變溫度的情況下，電解質(zhì)薄膜化是降低電池內(nèi)阻的方式之一。所用到的薄膜化技術(shù)有干壓法、射頻濺射、等離子噴涂和氣相沉積等，這些技術(shù)都可實現(xiàn)小于10 μm厚度的電解質(zhì)制備，工藝已相當成熟[14]。但更多的應(yīng)用在實驗室規(guī)模的基礎(chǔ)研究，大規(guī)模的商業(yè)化生產(chǎn)有待進一步改進技術(shù)，以降低生產(chǎn)成本和提高效率。

5 陰極材料

陰極是CO2反生電還原的反應(yīng)場所，陰極材料需具有多孔性、穩(wěn)定性和催化活性，并滿足與電解質(zhì)相匹配的熱膨脹系數(shù)和足夠高的強度和韌性等要求。在理論上，SOEC是SOFC的逆過程，SOEC和SOFC中發(fā)生的反應(yīng)互為逆反應(yīng)。SOEC陰極和SOFC陽極可以統(tǒng)一稱之為燃料極，SOEC陰極材料通常發(fā)展自SOFC陽極材料。不同的是，燃料極在SOFC中發(fā)生的是燃料的氧化反應(yīng)，而在SOEC中表現(xiàn)為CO的析出。在SOEC中，相比陽極的析氧反應(yīng)，發(fā)生在陰極的CO2還原反應(yīng)具有更大的極化損失，所以電解池材料的開發(fā)研究主要集中在陰極結(jié)構(gòu)和材料的優(yōu)化設(shè)計。陰極材料大致可以分為金屬陶瓷和鈣鈦礦氧化物兩大類[51]，下文將針對這兩類材料進行詳細介紹。

5.1 金屬陶瓷電極

金屬陶瓷陰極是指由金屬和氧化物電解質(zhì)組成的復(fù)合電極，其中金屬為電子傳輸相，氧化物為氧離子傳輸相。CO2的還原反應(yīng)在三相界面（TPB）處發(fā)生，氧離子導(dǎo)體的加入增加了TPB，有利于CO2的電解。YSZ是一種純氧離子導(dǎo)體，具有很低的電子電導(dǎo)率，電化學反應(yīng)只能在TPB處進行。目前，金屬陶瓷陰極主要有Pt-YSZ[52,53]、Ni-YSZ[54,55]、Ag-GDC（Gd2O3doped CeO2）[56]、Cu-GDC[57]和Ni-GDC[58]。其中，Ni-YSZ因其優(yōu)異的催化活性而受到廣泛的關(guān)注[59-62]，然而，Ni是CO歧化反應(yīng)的催化劑，導(dǎo)致該電極的抗積炭能力較差；CO2具有氧化性，在高溫下可以將Ni氧化為NiO，從而使電極失活。通常為了防止Ni被氧化，需要在原料氣體CO2中加入一定比例的H2或CO作為保護氣，以保持一定還原氣氛。以H2為保護氣時，少量H2的引入，可使得電極性能提升。這是因為電解反應(yīng)伴隨著逆水煤氣反應(yīng)；再者，H2還可以將CO2存在的微量雜質(zhì)硫化物帶出體系，硫化物被認為是電極失活的原因之一[63]。以CO為保護氣，可以防止Ni被氧化，但是同時也會導(dǎo)致積炭的形成，因此，CO的濃度不宜過高。過多加入保護氣會嚴重稀釋CO2的濃度，導(dǎo)致CO2分壓和陰極氧分壓降低，從而降低電解池的電解效能。然而，Dong等[64]通過滲透法在Ni-YSZ表面形成高效的Pd/GDC催化劑涂層，形成納米網(wǎng)絡(luò)，阻止了炭的形成，抑制了鎳的氧化，這種新型陰極實現(xiàn)了在不需要保護氣的情況下，穩(wěn)定地電解CO2。助催化劑修飾也是有效提高Ni-YSZ電極抗積炭能力的策略之一，Zheng等[59]通過在多孔Ni-YSZ陰極骨架中浸漬BaCO3納米顆粒作為助催化劑，不僅提升了Ni-YSZ陰極的電解性能，而且增強其抗積炭能力；阻抗譜（EIS）結(jié)合弛豫時間分布法（DRT）分析表明BaCO3顆粒能顯著降低了表面電荷轉(zhuǎn)移反應(yīng)（H2O/CO2還原反應(yīng)的限速步驟）的界面極化阻抗；此外，研究還表明，BaCO3促進了CO2的吸附/解離過程。

Ni-YSZ電極存在另外一個問題就是Ni納米顆粒的團聚，在高溫電解過程中，高的Ni含量和大的Ni納米顆粒會導(dǎo)致Ni快速遷移和團聚，從而導(dǎo)致電解性能下降。除了通過改變Ni-YSZ電極組分提高電解池的性能的方式，研究者在電解池構(gòu)型的設(shè)計和電極微結(jié)構(gòu)的方面也做了大量的探索。已報道的電池構(gòu)型有平板式電池[54,60,61]、管式電池[19,65-67]、紐扣電池[59]和平管式電池[55,61]。Lu等[55]結(jié)合管式結(jié)構(gòu)的幾何對稱特性和平板電池易于電子收集的優(yōu)點，設(shè)計了對稱雙陰極平管式結(jié)構(gòu)的電池（DSC），組成為Ni-YSZ||YSZ||GDC|LSCF-GDC，其結(jié)構(gòu)示意圖和測試組裝圖如圖6所示。DSC相比傳統(tǒng)平板式電池具有更好的結(jié)構(gòu)強度，可以大幅提升電池耐久性與可靠性。測試結(jié)果表明，DSC在電解電壓為1.305 V時，CO2轉(zhuǎn)化率為47.4%，能量轉(zhuǎn)換效率達到91.4%，對應(yīng)的CO產(chǎn)率為210 mL/min。在750 ℃、300 mA/cm2的電流密度和4.89%/kh的衰減速率下，這種新型電解CO2電池結(jié)構(gòu)在1910 h內(nèi)穩(wěn)定，表明新型SDC能夠高效、長期穩(wěn)定地進行CO2電解。此外，最近Rabuni等[19]報道了由商品材料制備而成，電池組成為Ni-YSZ||YSZ||YSZ-LSM的特殊微管結(jié)構(gòu)電池（圖7），具有最優(yōu)異的電解性能，在1.5 V外壓和800 ℃下，電流密度高達3.1 A/cm2。

鎳納米顆粒分散在GDC中形成的Ni-GDC作為SOEC陰極材料也得到廣泛的應(yīng)用。與YSZ相比，GDC具有更高的離子電導(dǎo)率和電子電導(dǎo)率。在高溫和還原氣體氛圍下，GDC可以通過Ce4+/Ce3+轉(zhuǎn)化實現(xiàn)電荷轉(zhuǎn)移，這將活性位點從TPB拓寬至氧化物/氣體界面，因此，具有更高的活性。文獻報道表明，Ni-GDC與Ni-YSZ相比具有更高的電流密度和更低的面電阻，而且在Ni-GDC陰極中，GDC的混合導(dǎo)電性增加了電極的電化學活性位點，抑制了Ni顆粒的粗化[58]。Ni顆粒互相連接促進電子的轉(zhuǎn)移，Ni的粗化和遷移會導(dǎo)致Ni-YSZ和Ni-GDC電極的歐姆阻抗升高，Ni-YSZ的歐姆電阻增加更為嚴重。GDC具有電子電導(dǎo)性，可以有效補償電極-電解質(zhì)界面附近的Ni遷移、孔隙率增加和TPB損失[68]。此外，GDC還可以與Ag、Cu混合形成Ag-GDC和Cu-GDC復(fù)合電極[56,57]等。為了便于比較不同材料，表1列出了不同金屬陶瓷陰極的電解性能。

表1 不同陶瓷陰極的性能比較Table 1 Performance comparison of different cermet cathodes

5.2 鈣鈦礦基電極

鈣鈦礦基復(fù)合氧化物（鈣鈦礦、雙鈣鈦礦和Ruddlesden-Popper相）因其優(yōu)異的抗積炭能力、氧化還原穩(wěn)定性以及優(yōu)異的離子和電子導(dǎo)電性作為SOECs陰極材料的新選擇而受到越來越多的關(guān)注。與上述陶瓷電極不同的是，鈣鈦礦復(fù)合氧化物電極的電化學反應(yīng)發(fā)生在兩相（電極-氣相）界面。文獻中已經(jīng)報道多種鈣鈦礦復(fù)合氧化物陰極材料，主要有鈦基、鉻基、鐵基等鈣鈦礦復(fù)合氧化物，相比而言，鐵基材料陰極的性能更加優(yōu)異[18]。然而，相對Ni基陶瓷陰極，較差的電催化活性是大多數(shù)鈣鈦礦基電極面臨的主要挑戰(zhàn)。

為了提高鈣鈦礦復(fù)合氧化物陰極材料的催化活性，研究者已經(jīng)開發(fā)多種方法來改性鈣鈦礦復(fù)合氧化物，如滲透、摻雜和原位出溶[27]。滲透法通過將活性納米顆粒負載于電極骨架內(nèi)表面，經(jīng)過兩步燒結(jié)過程，根據(jù)需要將催化活性相形成溫度與燒結(jié)溫度有效分離，在SOFC電極中形成緊密的電極/電解質(zhì)界面結(jié)合。滲透法的制備溫度低，可避免高溫導(dǎo)致的電極分層和電極材料粗化。因此，該方法是提高電極電化學性能的一種最有效方法[72]。La0.75Sr0.25Cr0.5Mn0.5O3-δ(LSCM)作為一種常見復(fù)合氧化物導(dǎo)體，在氧化氣氛中具有較高電子導(dǎo)電性，而在還原氣氛中則具有較低電子導(dǎo)電性。為了提高其電導(dǎo)率和電化學性能，可以在LSCM中引入多種金屬[73]。在1.65 V和750 ℃條件下，通過滲透法制得的Cu納米粒子修飾的LSCM（圖8(A)），其歐姆電阻和極化電阻顯著降低，電流密度增加到1.82 A/cm2。除金屬外，鈰基氧化物也可作為浸漬劑。通過滲透法制備的Pd和GDC共修飾的LSCM陰極材料，其活性可與Ni-YSZ陰極相媲美[72]。

元素摻雜是一種有效提高鈣鈦礦復(fù)合氧化物的電化學性能的策略。鈣鈦礦復(fù)合氧化物的通式可表達為ABO3，可摻雜的位置有A位、B位和O位。通過元素摻雜和調(diào)控摻雜量可改變鈣鈦礦材料的容忍因子、晶體結(jié)構(gòu)、穩(wěn)定性、電導(dǎo)率、熱膨脹系數(shù)和電化學性能等。低價金屬離子可以被摻雜到鈣鈦礦的A位或B位，同時在鈣鈦礦中產(chǎn)生氧空位，這對鈣鈦礦的電子和離子電導(dǎo)率和催化活性至關(guān)重要[27]。La(Sr)FeO3-δ(LSF)作為SOEC陰極材料具有廣闊的應(yīng)用前景，但是其電催化活性依舊不及傳統(tǒng)的Ni-YSZ[76]。在LSF的B位摻雜V元素可以將LSF的電催化活性提高50%，在1.6 V和800 ℃條件下，LSFV0.05-GDC陰極的電流密度達到0.62 A/cm2，V取代Fe提高電極對CO2的吸附和解離性能[76]；同樣地，在Ba0.5Sr0.5Co0.8Fe0.2O3-δ(BSCF)的B位摻雜V得到的Ba0.5Sr0.5(Co0.8Fe0.2)1-xVxO3-δ陰極材料，相比BSCF，其電催化性能也顯著提高[77]。在無需還原劑或保護氣體的條件下，A位缺陷摻雜的LSF((La0.6Sr0.4)0.95Co0.2Fe0.8O3-x)-Gd0.2Ce0.8O1.95)，作為雙相混合導(dǎo)電陰極，用于對稱管狀電解槽中電解純CO2；在800℃下工作350 h后，在外加電壓為1.2 V下，其極化阻抗低至0.36 Ω/cm2，性能優(yōu)于相同條件下的Ni-YSZ[66]。此外，一種新型Ni摻雜La(Sr)FeO3-δ材料首次在固體氧化物電解電池(SOEC)中被用于CO2電解陰極的材料[78]，結(jié)果表明該材料具有極低的極化阻抗，在外加電壓1.55 V和溫度850 °C條件下，電流密度達到1.21 A/cm2。LaxSr1-xTiO3±δ(LST)具有良好的氧化還原穩(wěn)定性，作為SOEC陰極已經(jīng)引起廣泛的關(guān)注。將具有多種氧化態(tài)的活性Mn引入氧化還原穩(wěn)定性的(La,Sr)TiO3+δ的B位晶格中，并在體和表面產(chǎn)生氧空位，無論在還原還是氧化氣氛中，中溫度下Mn摻雜(La,Sr)TiO3+δ的離子電導(dǎo)率顯著提高了1-2個數(shù)量級[74]。(La,Sr)CrO3-δ的離子電導(dǎo)率很低，摻雜Fe可使其離子電導(dǎo)率和電催化活性提高，再利用Bi部分替代La，可進一步提高(La,Sr)(Cr,Fe)O3-δ的電催化活性，在A位摻雜10%的Bi顯著提高了電極的電催化活性；Bi摻雜提升了電極的氧空位濃度、CO2吸附能力和混合電導(dǎo)率；借助HRTEM發(fā)現(xiàn)，晶格間距隨Bi摻雜量的增加而減小（圖8(B)）[74,79,80]。La0.3Sr0.7Fe0.7Cr0.3O3-δ也是一種良好的對稱可逆SOFC(RSOFC)的電催化材料[81]，這可以明顯簡化電池的設(shè)計和制造過程，進而有助于降低電池的成本。

原位脫溶是指利用鈣鈦礦晶格可以容納不同尺寸和價態(tài)離子的能力，在材料制備過程中引入Fe、CO、Ni等催化性能較好的過渡金屬元素或Pd、Ru等貴金屬元素，使之在適當?shù)臏囟认逻M入鈣鈦礦復(fù)合氧化物晶格，然后在還原氣氛下，這些元素就會從鈣鈦礦晶格內(nèi)部擴散至表面并逐漸成核、生長，最終在鈣鈦礦復(fù)合氧化物表面形成均勻分布的金屬納米顆粒。脫溶形成的金屬納米顆粒具有良好的表面覆蓋率和與復(fù)合氧化物基底具有強的相互作用，如通過原位脫溶法改性的鉻酸鑭在還原氣氛中具有優(yōu)異的穩(wěn)定性。Xi等[82]通過原位處理Sr2Fe1.25Cu0.25Mo0.5O6-δ，構(gòu)建了異質(zhì)結(jié)構(gòu)鈣鈦礦復(fù)合材料，其中，脫溶形成的Fe-Cu合金納米顆粒作為高效的CO2還原電催化劑，用于高性能固體氧化物電解池，在800 ℃和1.4 V外壓下，電極電流密度達到1.7 A/cm2。Lv等[75]提出了一種通過重復(fù)氧化還原操作方法，使得在鈣鈦礦表面下的活性Ru富集，從而促進RuFe合金納米顆粒在Sr2Fe1.4Ru0.1Mo0.5O6-δ鈣鈦礦表面溶出（圖8(C)）。相比Sr2Fe1.4Ru0.1Mo0.5O6-δ鈣鈦礦陰極，RuFe/Sr2Fe1.4Ru0.1Mo0.5O6-δ陰極電解CO2的電流密度提高了74.6%，并在外加電壓1.2 V和800 ℃條件下，其電解CO2性能在1000 h以內(nèi)相對穩(wěn)定。借助原位脫溶法可構(gòu)建NiFe3納米顆粒修飾的La0.1Sr0.85Ti0.35Fe0.6Ni0.05O3-δ鈣鈦礦燃料極，NiFe3納米粒子極大地改善了可逆固體氧化物燃料電池（RSOC）燃料極的電化學性能，在燃料電池模式下，在800 ℃條件下電極界面極化阻抗降低13.6%，峰值功率密度提高了19%；在電解模式下，CO2電解的電流密度提高30%[83]。此外，結(jié)合滲透法和原位脫溶法可以實現(xiàn)高效納米電極制備。例如，Ding等采用滲透法和原位脫溶制備了Ni-LSCeCrF/GDC復(fù)合陰極，該電極在850 ℃工作溫度下電解純CO2的電極電流達到2.26 A/cm2(1.85 V)[84]。

研究最多的鈣鈦礦復(fù)合氧化物陰極材料主要有La0.75Sr0.25Cr0.5Mn0.5O3-δ(LSCrM)、La0.3Sr0.7Fe0.7Cr0.3O3-δ(LSCrF)、La0.2Sr0.8TiO3-δ(LST)、(La,Sr)FeO3-δ、Sr2FeMoO6-δ(SFM)、Ruddlesden-Popper相復(fù)合氧化物等[85,86]。為了便于比較不同材料的性能，表2列出了文獻中不同鈣鈦礦基復(fù)合氧化物為陰極的電化學參數(shù)。

表2 不同鈣鈦礦基復(fù)合氧化物為陰極電解CO2的性能比較Table 2 Performance of high CO2 electrolysis with different perovskite-based cathodes

6 陽極材料

SOEC中的陽極對應(yīng)的是SOFC中的陰極，為了方便區(qū)分，通常也統(tǒng)一稱之為空氣極。陽極材料需要在氧氣氛圍中保持穩(wěn)定，和陰極一樣，也必須具有多孔結(jié)構(gòu)和電子電導(dǎo)性，而且在高溫下穩(wěn)定。在SOEC運行過程中，O2在陽極析出，該過程是個四電子轉(zhuǎn)移過程，因此，需要的能量占整個體系所消耗的大部分，這也說明陽極的析氧反應(yīng)對SOEC的發(fā)展至關(guān)重要。陽極材料大致可分為兩類，貴金屬和電子電導(dǎo)率較高的氧化物。由于高成本和稀缺性，貴金屬已經(jīng)被排除在外，也很少被研究，可選擇的陽極材料只有電子導(dǎo)電性的氧化物，同時還要具備與電解質(zhì)材料接近的熱膨脹系數(shù)。

對于以ZrO2基材料為電解質(zhì)的SOEC，使用最多的陽極材料是鍶摻雜的LaMnO3(La1-xSrxMnO3，LSM)[98-100]，因為兩者的熱膨脹系數(shù)接近，且具有較好的化學相容性。LaMnO3是具有P型半導(dǎo)體導(dǎo)電性的鈣鈦礦材料，使用Ca2+、Sr2+、Ba2+等二價金屬離子部分取代La3+，可以提高Mn4+的含量，從而提高電子導(dǎo)電性。LSM的導(dǎo)電性與離子摻雜量有關(guān)，但是離子摻雜量受制備方法和加熱條件的影響。LSM的運行溫度一般高于800 ℃，以保持較高的電導(dǎo)率。LSM作為SOEC的陽極時，析氧反應(yīng)反生在電解質(zhì)/電極兩相界面，這使得界面局部氧分壓增高，導(dǎo)致氧電極的分層和剝離。通過材料復(fù)合拓展三相界面和提高電極的電導(dǎo)率，是有效提高LSM電極的電解性能和穩(wěn)定性的方式。將Au納米顆粒負載在傳統(tǒng)的LSM-YSZ陽極表面，在800 ℃下可以顯著提高電極的性能，在外加電壓在1.2和1.4 V條件下，電流密度分別提高60.0%和46.9%[100]。分析結(jié)果表明，LSM-YSZ陽極負載Au納米顆粒加速電子轉(zhuǎn)移，而且形成新的三相界面。相比傳統(tǒng)的球磨混合制備LSM復(fù)合電極的方法，用浸漬法制備的復(fù)合電極在SOEC模式中具有優(yōu)異的活性和穩(wěn)定性[101]，極化阻抗低至0.21 Ω/cm2(800 °C)。

摻雜的LaCoO3也是一種被廣泛研究的具有鈣鈦礦結(jié)構(gòu)的SOEC陽極材料，在同等條件下，它的電子電導(dǎo)率比LaMnO3高，與LaMnO3相似，LaCoO3是P型半導(dǎo)體[11]。用Sr替代部分La，用Fe替代部分Co，得到La1-xSrxCo1-yFeyO3(LSCF)。LaMnO3的熱膨脹系數(shù)明顯高于ZrO2，這限制了LSCF在ZrO2基電池中的應(yīng)用，更多的使用在以GDC或LSGM為電解質(zhì)的電池中。LSCF與GDC復(fù)合可以制備得到LSCF-GDC復(fù)合電極[26,102,103]，這種復(fù)合電極具有更低極化阻抗和更好的活性與穩(wěn)定性[102]，這可能是由于GDC復(fù)合拓寬了三相界面，增加表面氧空位，從而促進氧遷移[103]。Guan等[103]采用浸漬法在LSCF陽極表面修飾GDC以改善SOEC在CO2電還原過程中的析氧反應(yīng)(OER)性能，結(jié)果表明，10% GDC修飾的LSCF陽極具有最優(yōu)的析氧性能，借助電化學阻抗譜和弛豫時間分布法揭示了陽極的析氧反應(yīng)機制，析氧反應(yīng)包括四個基元反應(yīng)：陽極O2-的轉(zhuǎn)移；O2-失去一個e-生成中間物種O-；O-向兩相界面或三相界面擴散；O-再失去一個e-生成O2。

Ba1-xSrxCo1-xFexO3-δ(BSCF)是一種優(yōu)于LSM的陽極材料，它的氧表面交換系數(shù)k和體擴散系數(shù)D也都明顯高于其他陽極材料[104,105]。在實際應(yīng)用中，通常使BSCF與SDC復(fù)合構(gòu)建復(fù)合陽極，以提高電極的離子和電子電導(dǎo)率，BSCF-SDC復(fù)合陽極的析氧活性和穩(wěn)定性都優(yōu)于傳統(tǒng)的LSM陽極[105]。此外，以Sr2Fe1.5Mo0.5O6-δ(SFM)和LnBaCo2O5+δ(Ln=Gd、Nd、Sm、Ga、Pr)等為代表的雙鈣鈦礦結(jié)構(gòu)氧化物也能作為SOEC陽極材料，這類材料具備電子導(dǎo)電和離子導(dǎo)電性能，同時也具有較高的氧表面交換系數(shù)和體擴散系數(shù)[106]。

7 SOEC的性能衰減

與SOFC相似，限制SOEC應(yīng)用進程的最大障礙是電池性能的衰減問題，但相比SOFC，SOEC的性能衰減更快[107-109]，這主要因為氧分壓(pO2)的差異。整個電解池的長期穩(wěn)定性取決于電池材料、制作工藝、以及操作條件，如運行溫度、電流密度、原料氣成分等[11,108-110]，其中，電池材料的衰減是導(dǎo)致電池壽命短的主要原因。根據(jù)SOEC的組成，SOEC的性能衰減是陽極、陰極和電解質(zhì)材料性能衰減的綜合結(jié)果，一般認為，氧電極的衰減是導(dǎo)致SOEC的性能衰退的主要原因[110]，因此，筆者在此首先主要針對常見陽極材料的衰減現(xiàn)象和機理進行總結(jié)和討論。

7.1 陽極的性能衰減

對于LSM氧電極，其與電解質(zhì)之間的分層現(xiàn)象是導(dǎo)致SOEC的性能衰減的主要原因（圖9）[111,112]，這種分層現(xiàn)象可能是由于在電解過程中陽極/電解質(zhì)界面的封閉孔隙中形成了高的pO2[113]，也可能歸因于局部LSM顆粒的分裂和電極/電解質(zhì)界面納米顆粒的形成[111]。揮發(fā)性Cr物種，如CrO3、CrO2(OH)2，在SOEC運行過程中從連接體材料的表面Cr2O3保護層揮發(fā)并沉積在LSM電極表面，從而使電極中毒[114,115]；Chen等[116]發(fā)現(xiàn)，在SOEC運行過程中從硼硅玻璃密封材料中揮發(fā)出來的B元素也會沉積在LSM表面并使LSM電極中毒，B元素優(yōu)先沉積在電極/電解質(zhì)界面，形成LaBO3。

LSCF氧電極在SOEC運行過程也會發(fā)生性能衰減，它的主要衰減現(xiàn)象是嚴重的陽離子擴散和SrZrO3的形成[117,118]。Laurencin等[117]測試了結(jié)構(gòu)為Ni-YSZ//YSZ//LSCF-CGO的電池分別在SOFC和SOEC兩種運行模式下的長期穩(wěn)定性（1000 h），發(fā)現(xiàn)在SOEC模式下電池的性能衰減更快，通過分析測試后的電池發(fā)現(xiàn)電解過程中在電極/電解質(zhì)界面存在Sr擴散和SrZrO3的形成，而在SOFC模式下，該過程影響非常有限。SrZrO3的形成導(dǎo)致Zr4+從電解質(zhì)中流失，促進了GDC/8YSZ界面上Gd的擴散，降低局部離子電導(dǎo)率，從而使得歐姆電阻提高[119]。借助HAADF/STEM測試發(fā)現(xiàn)在LSCF電極中會形成Co3O4，這將導(dǎo)致LSCF部分結(jié)構(gòu)分解；莫斯波爾譜研究表明在長期穩(wěn)定性測試后LSCF中的Fe(IV)被還原為Fe(III)，在SOEC分別運行0、1774、6100和9000 h時，LSCF電極中Fe(IV)的比例分別為18%、15%、13%和11%[120]。Frey等[121]研究了以LSCF為氧電極的SOEC電堆系統(tǒng)超過20000 h的長期穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)測試后的LSCF會發(fā)生分裂和Sr擴散，Sr元素的揮發(fā)擴散導(dǎo)致在電解質(zhì)與GDC阻擋層界面處生成SrZrO3，電池頂部生成SrO和SrCrO4，甚至在電解質(zhì)表面的孔隙中存在SrO。

Kim-Lohsoontorn等[122]研究了基于LSM-YSZ復(fù)合氧電極和BSCF氧電極的SOEC在不同運行條件下的電化學性能，兩者相比，BSCF氧電極表現(xiàn)出更好的電解性能，LSM-YSZ復(fù)合電極具有更好的穩(wěn)定性；通過SEM觀察發(fā)現(xiàn)長時間電解后BSCF氧電極的微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，這可能是電池性能下降和歐姆阻抗增加的原因。雙鈣鈦礦GdBaCo2O5+δ(GBCO)是一種新型的電極材料，它的衰減現(xiàn)象是在苛刻的氧化氣氛中其表面形成BaO沉淀，這使得GBCO的電化學性能衰減甚至失活[123]。

7.2 陰極的性能衰減

傳統(tǒng)的Ni-YSZ表現(xiàn)出優(yōu)異的電催化活性，然而Ni-YSZ存在易被氧化、積炭和團聚增大等問題，這嚴重影響其穩(wěn)定性。在原料氣中加入一定比例的H2/CO無疑增加了SOEC電解CO2的成本。原料氣中加入還原氣并不是必須的，Song等[61]研究表明，在外壓1.5 V、700 ℃和無還原性氣體條件下以Ni-YSZ為陰極的SOEC可以實現(xiàn)60 h的純CO2電解，其性能保持穩(wěn)定。Ni是CO歧化反應(yīng)的催化劑，故而不可避免形成積炭。積炭會覆蓋電極導(dǎo)致有效三相界面的減少，大量積炭的形成還會阻塞陰極氣體流道。在高溫、高CO2濃度和低CO濃度條件下運行SOEC有利于延緩Ni-YSZ陰極形成積炭[69]。Ni-YSZ在長期運行后，其微結(jié)構(gòu)也會發(fā)生變化，主要表現(xiàn)為以下三個方面：Ni納米顆粒表面和體相的雜質(zhì)[124,125]，如SiO2；Ni表面形成ZrO2納米顆粒[126]；Ni納米顆粒的團聚和遷移[127]。微結(jié)構(gòu)的不可逆變化最終導(dǎo)致電池歐姆阻抗和極化阻抗的增大，從而使得SOEC電解性能衰退。最近研究表明，氣體雜質(zhì)和電極過電位也會導(dǎo)致Ni-YSZ電極性能的衰減，尤其是硫化物雜質(zhì)[63]。Nuggehaui等[128]利用EIS輔以DRT研究了由五個組成為Ni-YSZ||YSZ|CGO||LSC-CGO電解池串聯(lián)成的短堆系統(tǒng)，結(jié)果表明，燃料極Ni-YSZ電荷轉(zhuǎn)移的變化是電堆性能衰減的主要原因。相比Ni基材料，鈣鈦礦陰極材料在SOEC中表現(xiàn)出較好的穩(wěn)定性。Jun等[129]首次以層狀鈣鈦礦PrBaMn2O5+δ(PBM)和PrBa0.5Sr0.5Co1.5Fe0.5O5+δ(PBSCF50)為電極，成功地設(shè)計和制備了高效的SOEC，以層狀鈣鈦礦為兩側(cè)電極的SOEC具有優(yōu)異的性能、可逆循環(huán)性和超過600 h的穩(wěn)定性。迄今，已報道的文獻還未涉及針對鈣鈦礦基陰極材料超過1000 h的長期穩(wěn)定性測試，其衰減現(xiàn)象與機理有待進一步研究。

7.3 電解質(zhì)的性能衰減

YSZ作為最常用的固態(tài)電解質(zhì)材料具有較好的氧化還原穩(wěn)定性和高溫離子電導(dǎo)率，然而，在長期苛刻環(huán)境下運行仍然會出現(xiàn)電導(dǎo)老化現(xiàn)象。YSZ的電導(dǎo)老化與運行時間、溫度、氣氛、平衡相圖等多種因素相關(guān)。Tietz等[127]制備了組成為Ni/YSZ||YSZ||LSCF的SOEC，并測試其長期穩(wěn)定性（9000 h），測試前后相比，電解質(zhì)層的變化最為明顯，呈現(xiàn)出縱向孔隙，并沿晶界形成了嚴重的孔隙，這導(dǎo)致YSZ的機械強度減弱和歐姆阻抗增加。Kim等[130]觀察到相似的老化現(xiàn)象，認為在YSZ電解質(zhì)中沿晶界的斷裂現(xiàn)象是歐姆電阻逐漸增大的原因。相同溫度下，ScSZ比YSZ具有更高的電導(dǎo)率，但是ScSZ存在顯著的電導(dǎo)老化現(xiàn)象，Badwal等[131]認為，ScSZ的老化現(xiàn)象是由于高溫工作時發(fā)生相變和電解質(zhì)晶界處微結(jié)構(gòu)變化。更高的Sc摻雜量有利于緩解ScSZ的電導(dǎo)老化，Nomura等[132]發(fā)現(xiàn)，Sc摻雜量為8%的ScSZ(8ScSZ)在1000 ℃經(jīng)歷1300 h煅燒后，其電導(dǎo)率從0.32 S/cm降至0.14 S/cm，而11ScSZ的電導(dǎo)率沒有明顯的變化，因此，提高Sc的摻雜量是有效緩解ScSZ的電導(dǎo)老化現(xiàn)象的方式之一；此外，ScSZ的老化問題也可以通過共摻雜Y2O3、CeO2等組成三元電解質(zhì)體系來解決[133,134]。

LSGM具有良好的離子電導(dǎo)性能，其最優(yōu)組成為La0.8Sr0.2Ga0.83Mg0.17O3-δ，在800 ℃時，離子電導(dǎo)率為0.15 S/cm，顯著高于YSZ(0.036 S/cm)[135]。然而，LSGM的穩(wěn)定性有待進一步提高。研究表明，Ni基燃料極會與LSGM發(fā)生反應(yīng)生成LaNiO3，這不利于電極表面的催化反應(yīng)[136]；再者，Ni基電極與LSGM的熱膨脹系數(shù)不匹配會導(dǎo)致材料斷裂[11]。CeO2基電解質(zhì)，如GDC和SDC，因Ce4+易被還原為Ce3+而很少用于SOEC，部分CeO2的還原會降低SOEC的電流效率[137]。

8 SOEC的電堆系統(tǒng)

面積一定的單片電解池輸入功率有限，為提高產(chǎn)能，電解池被串聯(lián)起來組裝成電堆系統(tǒng)。單個SOEC通過連接體串聯(lián)成一體，在單電池與連接體之間還有一層電流收集材料，旨在減少接觸電阻。SOFC和SOEC對連接體材料的要求相當苛刻，需滿足以下條件：一是，較高的電子電導(dǎo)率，以減小歐姆阻抗；二是，足夠的高溫化學穩(wěn)定性；三是，低的氣體滲透率；四是，與電極及電解質(zhì)相匹配的熱膨脹系數(shù)；五是，良好的導(dǎo)熱性、高溫強度和蠕變強度。由奧地利攀時（Plansee）公司開發(fā)的鉻鐵釔合金（CFY）與電解質(zhì)材料（主要是YSZ與ScSZ）具有相吻合的熱膨脹系數(shù)，且具備良好的高溫穩(wěn)定性和抗蠕變性，滿足連接體材料所需的要求。在SOFC領(lǐng)域，CFY與YSZ/ScSZ組裝成的電堆已經(jīng)投入批量生產(chǎn)[138,139]。另外，密封對于電堆系統(tǒng)至關(guān)重要，電池與連接體外側(cè)均需密封，以防止漏氣；在電堆的內(nèi)部，一些封口處均需密封以防止串氣。目前，使用與研究最多的密封材料為玻璃密封材料[140-142]，無硼的SrO-La2O3-Al2O3-SiO2基密封玻璃滿足SOFC/SOEC密封所需的熱化學性能，并且具有很高的熱化學穩(wěn)定性。中國許多高校和研究所都已開發(fā)多種性能良好的密封材料，密封工藝都已相對成熟，但探索更為優(yōu)質(zhì)的密封材料依然是研究的重點[143]，這也是實現(xiàn)SOFC和SOEC規(guī)模化應(yīng)用的重要環(huán)節(jié)。

在電堆系統(tǒng)建立和小規(guī)模應(yīng)用方面，SOEC落后SOFC很多。最早在1980年，Doenitz等[144]組裝了由10個管式SOEC組成的電堆，用于電解水制氫，在工作溫度1000 ℃和外加電壓13.3 V的條件下，電流密度為0.37 A/cm2；2010年，美國愛達荷國家重點實驗室利用750片面積為10×10 cm2的電池組裝成SOEC電堆，并用于電解水制氫[145]。SOEC電解水制氫是能源領(lǐng)域研究的熱點，因此，SOEC電堆系統(tǒng)也更多地用于電解水或共解水和CO2，很少研究SOEC電堆系統(tǒng)電解CO2的性能[146,147]，只有美國Ceramatec公司為MOXIE開發(fā)的10個單電池組成的SOEC電堆產(chǎn)氧系統(tǒng)用于純CO2的直接電解[148,149]。

9 SOEC電解CO2在深空探測領(lǐng)域的應(yīng)用

從人類代謝的主要產(chǎn)物CO2中回收O2是一項對深空宇航和載人航天有重要作用的關(guān)鍵技術(shù)，借助SOEC電解CO2可以以較低的能耗實現(xiàn)這一過程。該技術(shù)的應(yīng)用可以最大限度地為封閉空間提供生命支撐所需的O2，減少深空宇航所需的氧氣對上行發(fā)射的壓力，尤其在載人火星計劃方面。利用火星資源生產(chǎn)返回地球的推進劑和生命維持所需的O2，將有望助力實現(xiàn)載人火星和取樣返回任務(wù)。即火星資源原位利用策略，這一策略得益于火星大氣特殊的組成。火星大氣是比較容易獲取的資源，CO2占其組成的95.32%，這為氧氣制備提供了充分的氧源。原位資源利用主要著眼于火星上二氧化碳和水的資源，雖然H2O分解也可以制備O2，但是火星表面的水主要存在于火星南北極和特殊地方，而且火星大氣中水蒸氣含量也較低（0.03%），所以分解H2O制氧面臨水資源匱乏的問題。

2021年4月，NASA實現(xiàn)了利用火星大氣中的CO2制氧的計劃，這也是人類首次在地外行星利用CO2制氧。制氧計劃由“毅力”號攜帶的“火星氧氣原位資源利用實驗（Mars Oxygen In-Situ Resource Utilization Experiment,MOXIE）”設(shè)備完成。MOXIE就是通過固態(tài)氧化物電解池直接電解CO2制備O2。該設(shè)備的核心部分由兩個SOEC電堆組成，每個電堆由五個單電池串聯(lián)而成，結(jié)構(gòu)如圖10所示[149]。三個氣孔分別是CO2進氣口、O2出氣口和未反應(yīng)的CO2和生成的CO出氣口。單個電池的組成為Ni-CeO2||ScSZ||Peroskite[150]，其結(jié)構(gòu)為多層平板結(jié)構(gòu)，中間為電解質(zhì)，兩側(cè)為多孔電極材料。電池間的連接體材料即為Plansee公司提供的CFY合金。由于SOXE堆內(nèi)部的壓力明顯高于火星大氣的壓力，因此，必須將各層密封在一起，以防止熱氣體的泄漏。傳統(tǒng)的橡膠材質(zhì)無法經(jīng)受800 ℃的高溫，需要特殊的玻璃密封材質(zhì)。

每生成一個O2分子需要轉(zhuǎn)移四個e-，據(jù)此可以得出氧氣的物質(zhì)量流量（fO2）與電流（I）的關(guān)系：

式中，F(xiàn)為法拉第常數(shù)，n為串聯(lián)連接的電池數(shù)，對于MOXIE，n= 10，即得質(zhì)量流量fO2與串聯(lián)電路電流的關(guān)系：

式中，I的單位為A。MOXIE的串聯(lián)電流約為2A，估測MOXIE的產(chǎn)氧速率可以達到6 g/h，MOXIE所產(chǎn)氧氣的純度達到99.9%，在滿足以上兩個要求的同時，并能保證10次循環(huán)操作實驗。盡管如此，MOXIE的性能仍無法達到既定目標，即負載電流為4A、產(chǎn)氧速率達到12 g/h和長期穩(wěn)定大于10000 h。為了便于評估SOEC制備CO的電解效率，根據(jù)O2與CO的化學計量關(guān)系，得出FCO與電流之間的關(guān)系：

10 SOEC電解CO2制備CO的效率、經(jīng)濟性及減排潛力

傳統(tǒng)的SOEC多用于高溫電解水制備H2，并與堿性電解和質(zhì)子交換膜(PEM)電解進行對比，隨著固定投資的下降，SOEC電解制氫的有望成為市場主流技術(shù)之一。已經(jīng)有很多研究分析與預(yù)測了SOEC電解制氫的效率與經(jīng)濟性[11,13,151,152]，而沒有文獻研究與預(yù)測SOEC電解CO2制備CO的效率與經(jīng)濟性，原因主要可能有以下兩個方面：一是，高溫SOEC主要用于H2O的電解，且H2O比CO2更易于電解；二是，H2的工業(yè)成本和經(jīng)濟效益高于CO。隨著溫室效應(yīng)和能源危機的日益嚴峻，CO2的SOEC直接電解制備CO逐漸引起人們強烈的關(guān)注。CO在工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用廣泛，是重要的羰基合成有機化工原料，自CO出發(fā)可合成一系列高附加值產(chǎn)品；CO也是工業(yè)合成氣（CO+H2）的重要組成部分，合成氣經(jīng)過一些化工過程可轉(zhuǎn)化為多種燃料和有機化工產(chǎn)品，包括汽油、柴油、醛、醇、酸及烯烴等，近年來，通過技術(shù)攻關(guān)，中國已實現(xiàn)百萬噸級煤炭間接液化示范項目的落地。CO的工業(yè)來源主要是水煤氣，水煤氣可由焦炭與水蒸氣反應(yīng)得到，該過程為吸熱過程，熱量通過碳燃燒來供應(yīng)，無疑在此過程中會釋放大量的CO2。因此，利用CO2制備CO既直接減少CO2排放，又通過制備CO節(jié)省化石燃料的消耗而實現(xiàn)間接減排效益。

此外，CO的工業(yè)提純過程所需能耗大、成本高，致使高純CO的成本相較工業(yè)CO顯著提高；小規(guī)模的CO制備并沒有電解水制H2便利，對于相同純度的CO和H2，CO的市面價格是H2的5倍以上；以上兩點表明，實現(xiàn)SOEC電解制備CO技術(shù)具備較好的經(jīng)濟效益。

10.1 SOEC電解CO2制備CO的效率分析

SOEC電解與常溫電解有所不同，除了電能的輸入，還需要熱能。參照SOEC電解水制氫的電解效率[153]，將制備所得CO的高位發(fā)熱量與制備過程所消耗能量之比定義為CO2的電解效率(η)，如下式所示：

式中，ΔHCO為CO的高位發(fā)熱量，ΔHCO= 283.2 kJ/mol，Qe1為系統(tǒng)所需的總電能，Qth為系統(tǒng)所需的總熱能。SOEC根據(jù)圖3可知，當SOEC的運行溫度為800 ℃時，熱能約占總能量的30%。假定熱能的利用效率為90%，按照MOXIE的電解性能，并以制備1 mol CO為例，可以大概估算出SOEC電解CO2制備CO的電解效率約為66.3%，低于SOEC電解水制氫的電解效率（＞85%）[11]?？紤]到預(yù)熱回收和電解技術(shù)的發(fā)展，SOEC電解CO2的電解效率至少達到80%。

10.2 SOEC電解CO2制備CO的經(jīng)濟性分析

SOEC電解CO2制CO的成本（C）主要有以下四個部分組成：固定投資（Cfc）、電費（Cel）、CO2費用（Cca）和運維費用（Com），如下所示：

根據(jù)文獻的評估[13,154]，目前，一個輸入功率為5 MW的SOEC系統(tǒng)的成本約1.5 × 104kW-1，隨著規(guī)模經(jīng)濟而帶來的成本降低，預(yù)計到2030年，成本將降至0.7 × 104kW-1，到2050年，成本將降至0.4 ×104kW-1。在長期的運行中，電費將占運營費用的絕大部分，目前，中國工業(yè)用電的電費約為0.64 ×104kWh-1。以MOXIE系統(tǒng)產(chǎn)CO的效率為例，可以估算得出每千克CO需要的電費約2.6元。CO2費用（Cca）和運維費用（Com）依賴高效捕獲CO2技術(shù)的發(fā)展和SOEC電堆規(guī)模，當前還很難預(yù)估。值得一提的是，目前，中國70%的用電來源火力發(fā)電，該過程消耗燃煤和產(chǎn)生大量的CO2，因此，電解CO2制備CO需大規(guī)模地使用綠電達到直接與間接減少CO2排放的目的，同時將可再生資源轉(zhuǎn)化為易儲存的化學能，產(chǎn)物進而作為燃料或是合成高值化學品，這對解決能源危機與實現(xiàn)能源的可持續(xù)發(fā)展意義重大。

10.3 SOEC電解CO2制備CO的減排潛力

SOEC電解CO2是一種直接利用CO2的技術(shù)途徑，無需其他還原劑參與，實現(xiàn)CO2的直接減排。通過SOEC電解制備CO來替代現(xiàn)有CO工業(yè)制備的方法，可以節(jié)省化石燃料的消耗，實現(xiàn)CO2的間接減排。假定無需CO和H2作為保護氣，通過SOEC直接電解CO2制備1 t CO，理論上需要直接消耗約1.6 t CO2；所需能耗通過綠電供給，產(chǎn)品CO可替代工業(yè)生產(chǎn)的CO。目前，工業(yè)上生產(chǎn)1 t CO約排放2.6 t CO2，因而電解可實現(xiàn)間接減排CO2約2.6 t。由上述分析可知，如果利用SOEC電解CO2制備CO代替目前工業(yè)上主要所使用的焦炭法，每生產(chǎn)1 t CO，CO2的綜合減排量為直接減排量與間接減排量之和（1.6 t + 2.6 t = 4.2 t）。隨著CO2捕獲和太陽能發(fā)電技術(shù)的不斷發(fā)展，預(yù)計到2035年，可實現(xiàn)萬噸級碳減排工業(yè)化應(yīng)用。

11 技術(shù)對比與發(fā)展期望

11.1 應(yīng)用領(lǐng)域內(nèi)的技術(shù)對比

SOEC電解CO2技術(shù)在深空探測領(lǐng)域和工業(yè)化應(yīng)用領(lǐng)域都存在潛在技術(shù)的競爭。目前，關(guān)注和研究最多的CO2電解技術(shù)主要包括固體氧化物電解（SOE）、低溫電解（LTE）、熔鹽電解（MSE）和流動電解（FLE）[27,147]。表3列出了以上四種電解技術(shù)的性能對比，相比其他CO2電解技術(shù)，SOEC電解具有更優(yōu)的電解性能，即高的法拉第效率、電流密度和能量效率；而且，SOEC電解CO2技術(shù)已經(jīng)得到電堆和系統(tǒng)層面的驗證。

表3 不同CO2電解技術(shù)的對比Table 3 Comparison of different CO2 electrolysis technologies

輝光電離CO2技術(shù)是Qian等[155]提出的利用火星大氣中CO2制備CO和O2的方法，其原理是CO2輝光放電過程中會產(chǎn)生一系列活性物質(zhì)，這些活性物種相互作用生成CO、O2、以及O3。研究表明利用該技術(shù)在168 W的功率下產(chǎn)氧速率達到21.8 g/h，高于MOXIE系統(tǒng)的產(chǎn)氧速率；而且所用設(shè)備簡單。但是輝光電離CO2的產(chǎn)物需要進一步的分離，而且需要保證O2的純度（大于99.9%）有相當?shù)睦щy。

11.2 SOEC電解CO2技術(shù)的發(fā)展期望

在溫室效應(yīng)和能源危機的雙重壓力下，當務(wù)之急是減排CO2、調(diào)整能源結(jié)構(gòu)體系和加大可再生能源的利用與存儲。CO2的直接電解可實現(xiàn)CO2的直接減排，是極具應(yīng)用前景的CO2減排技術(shù)；可再生能源發(fā)電是未來可再生能源利用的主要方式，但存在不穩(wěn)定性、波動性和電能不易直接存儲等問題。SOEC技術(shù)是一種能量轉(zhuǎn)化效率高、應(yīng)用靈活和高效的能源與物質(zhì)轉(zhuǎn)化技術(shù)（圖11），電解CO2的同時將電能以化學能的方式存儲在CO和氧氣中，必要時，可利用SOFC將化學能再轉(zhuǎn)化為電能?；赟OEC的能量儲存與轉(zhuǎn)化方式可以消納由于電網(wǎng)接納能力不足導(dǎo)致的“棄風”，實現(xiàn)太陽能和風能發(fā)電的周期性調(diào)度。而且，CO的在工業(yè)和居民生活方面需求極大，不存在生產(chǎn)過剩的問題。

然而，SOEC電解技術(shù)仍難實現(xiàn)大規(guī)模的工業(yè)應(yīng)用，盡管丹麥等一些國家已經(jīng)實現(xiàn)SOEC技術(shù)的工業(yè)化規(guī)模應(yīng)用，但面臨壽命有限而導(dǎo)致的投資成本高、關(guān)鍵材料性能衰減等棘手問題。在此，筆者針對SOEC電解技術(shù)自身存在的問題和制約其工業(yè)化的其他因素，提出了以下建議與策略：第一，基礎(chǔ)研究層面，開發(fā)新型高效穩(wěn)定的電極材料，特別需要關(guān)注向中低溫區(qū)域發(fā)展（600-800 ℃），同時注重衰減機制的研究；第二，工業(yè)技術(shù)層面，協(xié)同發(fā)展上游的CO2捕獲技術(shù)與下游的CO轉(zhuǎn)化技術(shù)；第三，進一步優(yōu)化SOEC電堆所需的材料，如連接體、密封劑等，以期延長電堆系統(tǒng)的壽命；第四，國家政策層面，應(yīng)給予政策性導(dǎo)向，鼓勵企業(yè)參與開發(fā)新型SOEC技術(shù)?；凇半p碳”目標，對CO2減排技術(shù)的發(fā)展給予扶持；積極探索構(gòu)建碳稅征收體系[156]。

總之，SOEC技術(shù)因其高效、靈活等優(yōu)點，有望在實現(xiàn)CO2減排、能源的利用與存儲發(fā)揮重要作用，特別是在環(huán)境、能源和載人深空探測、火星探測供氧領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景（圖11）。在目前“雙碳”目標背景下，SOEC電解CO2技術(shù)將迎來發(fā)展的利好時期，但是實現(xiàn)SOEC電解CO2技術(shù)的工業(yè)化應(yīng)用更需要多領(lǐng)域、多部門的協(xié)同創(chuàng)新與突破。該技術(shù)一旦取得突破，將會有助于CO2減排與能源問題的解決。