【研究背景】与锂离子电池（LIB）等传统电化学储能系统相比,全固态锂硫电池是一种很有前景的储能系统，它们具有多种独特的优势，首先，全固态锂硫电池利用丰富、分布均匀且具有成本效益的硫作为活性材料；其次，高比容量的硫 (1672 mAh/g) 和锂金属 (3860 mAh/g)电极保住了其高的能量密度，理论能量密度高达2600 Wh/kg，比传统锂离子电池（260 Wh/kg）高出十倍；第三，
全固态锂硫电池用不易燃的无机固态电解质（SSE）取代了易燃的液体电解质，从而减轻了热失控传统液体电解质电池固有的问题；全固态配置还消除了多硫化物穿梭效应，这种现象因困扰液体锂硫电池的发展而臭名昭著。
由于其众多优点，人们付出了巨大的努力来开发全固态锂硫电池，特别是使用基于硫化物的固态电解质（SSE），因为它们具有高室温离子电导率和低机械模量。然而，尽管正在进行尽管付出了努力，但
全固态锂硫电池技术仍处于萌芽状态，一些挑战阻碍了其取得成果。其中一些挑战包括：
(1) S/Li
2
S 的电子/离子电导率较低，导致活性材料利用率较差；(2) 脱锂时硫的体积发生严重变化（~78%），导致物理接触损失和可逆氧化还原不良；(3) 固态电解质降解导致形成导电性较差的界面相，从而增加界面电阻并阻碍阴极复合材料中的电子/离子传输；(4) 锂枝晶生长会导致短路，从而大大缩短电池寿命。为应对上述挑战，人们相继提出了各种策略，例如纳米化 S/Li
2
S 来建立更多的S/C/SSE三相界面，并提高活性材料利用率，形成固溶体以提高氧化还原可逆性，并通过界面改性抑制锂枝晶生长等。尽管这些策略已被证明是卓有成效的，但阻碍全固态锂硫电池技术发展的一个关键障碍源于其潜在氧化还原机制的概念模糊。采用原位透射电子显微镜的初步研究探索了全固态锂硫电池中 Li
2
S 的演变，揭示了三步锂化过程以及从 S
8
直接转化为 Li
2
S，而没有形成其他中间多硫物质。另一项研究调查了 Li
2
S 的分解行为，强调Li
2
S 的分解受 Li+ 离子电导率而非电子电导率控制。最近一项调查全固态锂硫电池电化学反应途径的研究报告称，在从 S
8
转化为 Li
2
S 的过程中存在 Li
2
S
2
中间相。这些研究树立了重要的先例，并且使人们对全固态锂硫电池的基本氧化还原机制有了更丰富的了解。然而，放电产物和全固态锂硫电池电化学行为之间复杂的相互作用，包括初始放电容量、循环稳定性和可逆性等关键方面，尚未得到充分探索，尽管它们是推动全固态锂硫电池技术进步的关键先决条件。
【工作简介】
近日，
宁波东方理工大学（暂名）孙学良院士、王长虹助理教授（原单位：加拿大西安大略大学）联合多伦多大学Chandra Veer Singh教授
利用 X 射线吸收光谱和飞行时间二次离子质谱法揭示了全固态锂硫电池的放电产物并不完全由 Li
2
S 组成，而是由 Li
2
S 和 Li
2
S
2
的混合物组成。利用这一见解，提出了一种综合策略来提高全固态锂硫电池的循环寿命，即
(1)
操纵较低的截止电位，促进以 Li
2
S
2
为主的放电产物生成；
(2)
在阴极复合材料中加入微量固态催化剂 (LiI)。基于这种策略设计的全固态锂硫电池在
2.0 A g
-1
的条件下循环 1500 次，可获得 979.6 mAh g
-1
的可逆容量，并能在 -10 和 60°C 温度条件下稳定循环
。这项研究结果不仅为全固态锂硫电池的放电产物提供了宝贵的见解，还为提高其电化学性能提供了切实可行的方法。该成果以《Manipulating Li2S2/Li2S Mixed Discharge Products of All-Solid-State Lithium-Sulfur Batteries for Improved Cycle Life》为题发表在国际顶级期刊《Nature Communications》上。
第一作者：Jung Tae Kim。通讯作者：王长虹，Chandra Veer Singh教授和孙学良院士。【内容表述】
图1：全固态锂硫电池Li
2
S
2
/Li
2
S放电产物的推断分析与认识。
(a) 显示全固态锂硫电池 理论放电曲线的电压曲线。(b) 最近文献报道的全固态锂硫电池的初始放电容量。(c) 使用不同下限电位测试的全固态锂硫电池的电压分布。(d) 真空中（红线）和LiI(100) 表面（蓝线）上每个原子的 Li
2
S
2
和 Li2S 的计算无吉布斯形成能。(e) 简化的活化图，显示了 LiI 表面吸附相中 Li
2
S
2
（红线）和 Li2S（蓝线）氧化的能量景观。
图1a
描绘了全固态锂硫电池的理论放电曲线，显示放电容量为1672 mAh g
-1
，对应于100%的活性材料利用率。最近文献报道的全固态锂硫电池在室温下的初始放电容量通常低于 1400 mAh g
-1
，如
图1b
所示。应该指出的是，这些值包括来自硫化物 SSE 分解的容量贡献。在全固态锂硫电池的充电/放电曲线中观察到的单一平台被广泛归因于从 S
8
到 Li
2
S 的单相固-固转化，其中放电产物仅由 Li
2
S 组成。理论上，如果这个前提成立，文献中报道的全固态锂硫电池的放电容量应该接近甚至超过硫的理论值（即 1672 mAh g
-1
），特别是在考虑硫化物 SSE 分解时。
全固态锂硫电池中观察到的低放电容量可以用三种方式解释。首先
，硫的电子/离子电导率较差，导致放电后残留大量未反应的硫。虽然未反应的硫导致放电容量低，但考虑到通常用于制造硫复合阴极的大部分固态电解质和导电添加剂，似乎不太可能只有极少量的硫可以参与氧化还原（补充表 1）。
其次
，从S到Li
2
S的固-固转化受到设置过高的电势下限的限制。为了验证这个原因，我们研究了全固态锂硫电池在不同电位下限下的电化学行为（
图1c）。即使放电电位降至0.4V（Li+/Li）也无法达到硫的理论容量。这一结果表明，较低的电势并不是全固态锂硫电池中观察到的低放电容量的主要原因。第三
，全固态锂硫电池的最终放电产物是Li
2
S
2
和Li
2
S的混合物。众所周知，S
8
转化为 Li
2
S
2
贡献了 50% 的理论容量（836 mAh g
-1
），随后 Li
2
S
2
转化为 Li
2
S 贡献了另外 50% 的容量（836 mAh g
-1
）。考虑到大量全固态锂硫电池研究报道的放电容量通常在 836 mAh g
-1
和 1672 mAh g
-1
之间，因此，Li
2
S
2
/Li
2
S 混合放电产品的前提假设是合理的。
在有关全固态锂硫电池的文献中观察到的另一个经常出现的特征是其电化学可逆性差，特别是在初始放电循环之后。这种现象归因于 Li
2
S 的不可逆形成，其中 Li
2
S 的稳定反萤石结构需要高活化电位，通常接近 4V（相对于 Li
+
/Li），以促进充电过程中 Li
2
S 电化学氧化（或脱锂）回到 S
8
。我们进行了密度泛函理论 (DFT) 计算，以研究 Li
2
S
2
和 Li
2
S 的影响关于全固态锂硫电池的可逆性（
补充说明 1
）。计算得出的Li
2
S
2
和Li
2
S的形成能分别约为-1.01 eV/原子和-1.59 eV/原子（
图1d
）。这些结果表明，与 Li
2
S 相比，Li
2
S
2
表现出更好的氧化还原活性。然而，值得注意的是，Li
2
S
2
的形成能仍然远低于 S
8
。这表明 Li
2
S
2
和 Li
2
S 都会阻碍全固态锂硫电池的电化学可逆性。先前的研究表明，使用碘化锂 (LiI) 可以有效增强 Li
2
S 的电化学氧化，从而实现完全可逆的 全固态锂硫电池。事实上，我们的 DFT 计算表明，Li
2
S
2
/Li
2
S 到 S
8
的分子转化在与真空中的过程相比，LiI(100) 表面需要较低的活化势垒（
图 1d、1e
）。这些结果表明，LiI不仅可以促进Li
2
S的电化学氧化，还可以促进Li
2
S
2
的电化学氧化，从而提高全固态锂硫电池的可逆性。
图2：通过 X 射线吸收光谱和飞行时间二次离子质谱测定 ASSSLB 的最终放电产物。
(a) – (b) 不含 LiI 的 ASSSLSB 的 S K 边缘 XANES 光谱。(c) – (d) 掺有 LiI 的 ASSSLSB 阴极复合材料的 S K 边缘 XANES 光谱。(e) 不含 LiI 的 ASSSLSB 在不同放电/充电状态下的 S K 边缘 XANES 光谱。(f) 不同放电/充电状态下掺入 LiI 的 全固态锂硫电池 的 S K 边缘 XANES 光谱。(g) 纯Li2S粉末的Li3S2+/Li3S+的离子强度比以及全固态锂硫电池的100% DOD和100% SOC产物。误差线代表测量的强度比的标准偏差。DOD 和 SOC 分别表示放电深度和充电状态。
确认 Li
2
S
2
/Li
2
S 混合放电产物的前提对于深入了解 全固态锂硫电池 的反应机理至关重要。由于 Li
2
S
2
作为亚稳定相存在，确定其存在需要元素特异性和化学敏感的表征技术。同步加速器 X 射线吸收光谱 (XAS) 已被有效地用于识别和研究各种多硫化锂中间体（即， Li
2
S
2
）在液体/半液体锂硫电池中的应用。在这项研究中，XAS 用于通过探测不同放电/充电状态下的硫演化来确定 全固态锂硫电池 的最终放电产物。
图2a
显示了不含LiI的阴极复合材料（即S/LGPS/CNT）在原始、完全放电（100% DOD）和完全充电时的SK边X射线吸收近边结构（XANES）光谱（100% SOC）状态。放电前（即原始状态）S/LGPS/CNT 复合材料的 S K 边 XANES 光谱显示 2473.0 eV 和 2480.0 eV 处的两个广泛特征，对应于元素硫。放电后，2474.1 处的三个特征、2476.8 和 2484.4 eV 出现，表示 Li2S 的部分形成。52,55,56 有趣的是，在 2471.3 eV 处出现了前边缘特征，该特征之前已被表征为 Li
2
S
2
（
图 2b
）。52,57,58充电后，Li
2
S 和 Li
2
S
2
特征变弱，但仍然存在于光谱中，这表明从 Li
2
S
2
/Li
2
S 到 S 的不可逆转变。原始、完全放电（100% DOD）时掺入 LiI 的复合材料的 XANES 光谱，充满电（100% SOC）状态如
图 2c、2d
所示。充满电后，Li
2
S和Li
2
S
2
特征变得不那么突出，2473.0 eV和2480.0 eV附近的特征再次占主导地位，类似于原始状态（即放电前）。这一结果表明，即使是微量的 LiI，在充电过程中促进 Li
2
S
2
/Li
2
S 的电化学氧化方面也发挥着关键作用。
图 2e、f和补充图 8中所示的 XANES 光谱进一步说明了含或不含 LiI 的不同放电/充电状态下 全固态锂硫电池 之间的可逆性差异。
对于 Li
2
S
2
和 Li
2
S 的化学分析，X 射线光电子能谱 (XPS) 之前已用于研究液态 Li-S 电池中 Li
2
S
2
和 Li
2
S 的化学成分。在162.2 eV 归因于 Li
2
S
2
，因为其结合能接近 Na
2
S
2
参考样品 (162.0 eV)。我们利用 XPS 来补充 XANES 结果并确认 Li
2
S
2
相的存在。为了进一步确定 Li
2
S
2
的存在，我们使用了飞行时间二次离子质谱 (ToF-SIMS)，与 XPS 相比，它表现出优异的化学选择性，能够有效区分 Li
2
S和Li
2
S
2
。从纯 Li
2
S 粉末（作为参考）以及添加和不添加 LiI 的阴极复合材料中收集负二次离子质谱和正二次离子质谱。与阴极复合材料相关的离子包括Li
±
、S
2-
、S
3-
、LiS
-
、LiS
2-
、Li
2
S
+
、Li
3
S
+
和Li
3
S
2+
。Li
3
S
+
和 Li
3
S
2+
是区分 Li
2
S 和 Li
2
S
2
时最有用的离子，因为它们对应于在分子中添加了 Li
+
的正离子，即分别为 [Li
2
S
+
Li]
+
和 [Li
2
S
2+
Li]
+
。虽然 Li
3
S
+
应该由 Li
2
S 和 Li
2
S
2
生成，但 Li
3
S
2+
更有可能由 Li
2
S
2
生成。这种离子碎裂模式通过观察纯 Li2S 粉末的正离子得到了证实，其中几乎没有检测到 Li
3
S
2+
。显示 Li
3
S
+
和 Li
3
S
2+
的质量范围内的正二次离子质谱如补充图 10 所示。补充图 10 中还显示了添加 LiI 的阴极复合材料中检测到的 Li
2
I
+
和 LiI
2-
。
图2g所示为Li
3
S
2+
与Li
3
S
+
的强度比，可用于比较Li
2
S和Li
2
S
2
混合物中Li
2
S
2
的相对比例。对于纯 Li
2
S 粉末，Li
3
S
2+
和 Li
3
S
+
之间的比率实际上为零，因为几乎没有检测到 Li
3
S
2+
。对于正极复合材料样品LiI 100% DOD、LiI 100% SOC、No LiI 100% DOD和No LiI 100% SOC，其Li
3
S
2+
/Li
3
S
+
的比例为10.2%±1.5%、3.0%±0.4%、9.6%±0.9%分别为3.4%±0.2%。因此，ToF-SIMS 结果证实，无论添加或不添加 LiI，全固态锂硫电池 完全放电（100% DOD）产品中的 Li
2
S
2
明显多于完全充电（100% SOC）产品。添加LiI后，全固态锂硫电池S完全充电后的产品与未添加LiI的产品相比，比率略有降低。
在确认 Li
2
S
2
/Li
2
S 混合放电产物的存在后，我们设计了一种综合策略，通过以下方式实现高性能 全固态锂硫电池：（1）操纵较低电势以诱导以 Li
2
S
2
为主的最终放电产物；（2）掺入微量的LiI促进Li
2
S
2
/Li
2
S的电化学氧化。原则上，这种方法应该显着提高 全固态锂硫电池 的可逆性和循环稳定性。作为概念验证，使用 Li-In 负极和 LGPS 作为 SSE 夹层对具有和不具有 LiI 的 ASSSLSB 进行了评估（
图 3a
）。电压下限设置为 1.2V（相对于 Li+/Li），以限制 Li
2
S 的形成并获得以 Li
2
S
2
为主的放电产物。ToF-SIMS分析表明，与放电至0.4 V的电池相比，放电至1.2 V的电池中Li
3
S
+
离子的强度显着下降，这表明通过限制较低的电压阈值可以获得以Li
2
S
2
为主的放电产物（
补充图. 11
). 尽管促进以Li
2
S
2
为主相的放电产物是以牺牲初始放电容量为代价的，但这样做可以增强全固态锂硫电池的可逆性和循环稳定性（
补充图12
）。这是因为 Li
2
S
2
的电化学活性比 Li
2
S 更高，而且 Li
2
S
2
的体积膨胀相对较小，约为 60%，而 Li
2
S 的膨胀量约为 78%。至于固定 LiI 的最佳量以促进 Li
2
S
2
/Li
2
S 的电化学氧化，我们确定，当将电压下限设置为 1.2V（相对于 Li
+
/Li ）。将 LiI 含量降低至 3 wt% 导致 ASSSLB 只能充电至放电容量的约 86%（
补充图 13）。不含LiI的ASSSSB在充电后损失了大约18%的初始放电容量，而含有LiI的全固态锂硫电池是完全可逆的并且表现出较小的电极极化（图3b
）。这些结果表明，LiI 在促进 Li
2
S
2
和初次放电后小部分不可逆形成的 Li
2
S 的电化学氧化方面发挥着关键作用，这与
图 1e、f
中所示的 DFT 计算非常吻合。使用恒电流间歇滴定技术 (GITT) 来估计 Li
+
扩散系数 (DLi) 并评估有或没有 LiI 的 全固态锂硫电池 的反应动力学。包含 LiI 的 ASSSLB 在放电和充电过程中的平均 DLi 值为 4.83 x 10
-13
cm
-2
s
-1
，远高于其对应物（
补充图 14
）。加入LiI的全固态锂硫电池在GITT测试中表现出100%的可逆容量，而没有LiI的全固态锂硫电池只能充电至约75%，进一步证明了LiI对于提高全固态锂硫电池的可逆性的有效性。在 0.2 至 6.0 A g
-1
的特定电流范围内研究了含有和不含 LiI 的 全固态锂硫电池 的倍率性能，如
图 3c
所示。含有 LiI 的 全固态锂硫电池 的放电容量为 933、1027.4、996.4、978.9、938.2、在比电流0.2、0.4、0.6、0.8、1.0、2.0、4.0和6.0 A g
-1
时分别为760.8、467.8和303.7 mAh g
-1
，当比电流恢复时恢复到1222.4 mAh g
-1
至 0.2 A g
-1
。由于初始放电后电池的可逆性较差，不含 LiI 的 全固态锂硫电池 在后续循环中的放电容量要低得多。与不含 LiI 的 全固态锂硫电池 相比，掺有 LiI 的 全固态锂硫电池 对特定电流变化的稳定性要好得多，并且电极极化更小（
补充图 15）。这些结果表明，LiI 在增强阴极复合材料内的电荷转移动力学方面发挥着至关重要的作用。图 3d
显示了掺有 LiI 的 全固态锂硫电池 在 0.3 A g
-1
和 25°C 下在 1.2–3.0V（相对于 Li
+
/Li）之间循环的循环性能。250次循环后获得1496.9 mAh g
-1
的可逆容量。在循环过程中观察到的逐渐容量增加可能是两个因素的结果。首先，硫在初始循环中经历活化过程，因为大的电极极化导致活性材料利用率低。随着循环的继续，电极极化降低，从而提高活性材料利用率并增加容量。事实上，掺有 LiI 的 全固态锂硫电池的电极极化从第一个循环中的 0.721V 下降到第 200 个循环中的 0.682V（
补充图 16
）。其他硫基阴极也有类似的行为。其次，硫代磷酸盐 SSE（例如 LGPS）具有狭窄的电化学稳定性窗口（例如，1.71−2.14 V vs. Li
+
/Li），并在结果是 全固态锂硫电池。65 LGPS 的分解产物具有电化学活性，有助于电池的可逆容量。这两种现象可以帮助解释
图 3d
中观察到的逐渐容量增加。为了演示长期循环，掺有 LiI 的 ASSSLB 在 2.0 A g
-1
的高比电流下进一步循环，在 1200 多次循环中提供 1069.4 mAh g
-1
的稳定容量和 979.6 mAh g
-1
的可逆容量超过 1500 个循环（
图 3e）。据我们所知，所报告的循环行为是迄今为止全固态配置中元素硫阴极的最佳循环行为（补充图17）。图3：全固态锂硫电池的电化学行为。
（a）全固态锂硫电池配置示意图。(b) 电压曲线显示在第一个周期中具有和不具有 LiI 的 ASSSLSB 的可逆性。(c) 在 0.2 至 6.0 A g
-1
的不同特定电流下，使用和不使用 LiI 的 ASSSLSB 的倍率性能比较。(d) 全固态锂硫电池 在 0.3 A g
-1
和 25°C 下的循环性能。(e) 全固态锂硫电池 在 2.0 A g
-1
和 25°C 下持续循环。
开发可在较宽温度范围内运行的 全固态锂硫电池 对于实现电动航空、电动汽车和航天等应用至关重要。因此，在高温和低温下对采用 LiI 的 全固态锂硫电池 进行了进一步评估，以评估其实际可行性。在 60°C 下测试时，电池显示出低得多的过电势，并提供 1136.8 mAh g
-1
的高初始放电容量（
图 4a
）。有趣的是，另一个放电平台出现在大约 2.0 V（相对于 Li
+
/Li）。25°C 时，固态构型中从元素硫到高阶多硫化物、低阶多硫化物以及最终 Li
2
S 的逐步转变并不明显，因为高转化势垒导致转化动力学缓慢。然而，在更有利的条件下，例如在升高的温度下，阴极复合材料内的电荷转移得到改善，从而允许逐步发生硫氧化还原。这可能会在 60°C 的电压曲线中产生明显的放电平台，对应于中间硫物质的形成。在将硒纳入硫阴极和固态锂硒电池的 全固态锂硫电池 中也观察到了类似的现象，考虑到硒的高导电性，这是合乎逻辑的。
图 4b
显示了掺有 LiI 的 全固态锂硫电池 在 60°C 和 0.4 A g
-1
下的循环稳定性。该电池可提供 1323.6 mAh g
-1
的可逆容量，循环次数超过 400 次，在 60°C 下表现出稳定的循环稳定性。高温电池的容量远高于25℃下测试的电池，这对应于放电后形成的Li
2
S的量更多。在高温下，阴极复合材料内的电荷转移动力学得到改善，因此可以更有效地发生硫氧化还原。因此，Li
2
S
2
到 Li
2
S 的固-固转化受到的阻碍较小，从而导致更高的初始放电容量。
对活性材料负载量为 3 和 12 mg cm
-2
的 全固态锂硫电池 进行了测试，以评估电池的实际生存能力，分别
如图 4c和补充图 18
所示。两种电池都是完全可逆的，并且在 50 个周期内维持约 3.0 mAh cm
-2
的面积容量（
图 4d
）。与 3 mg cm
-2
电池相比，12 mg cm
-2
负载电池的循环稳定性较差，这可能是由于（脱）锂过程中硫的严重体积变化所致。体积变化会导致活性材料、SSE、碳之间的接触损失，从而增加内部电池电阻，从而大大限制循环稳定性。
图 4e
显示了在 -10 °C 下测试的掺有 LiI 的电池的电压曲线。过电势显着增加，这可归因于低温下阴极复合材料内的电荷转移动力学缓慢。尽管如此，该电池还是完全可逆的，并表现出相对较高的初始放电容量（336 mAh g
-1
），在超过 100 个循环中保持稳定的容量（
图 4f）。这些结果证明了催化掺入 LiI 对于实现具有高活性材料负载的完全可逆全气候 全固态锂硫电池 的有效性。图4：全气候全固态锂硫电池。
(a) 在 60°C 下测试的 全固态锂硫电池 电压曲线，放大的放电曲线显示在 1.9-2.1 V 之间（相对于 Li
+
/Li）。(b) 全固态锂硫电池 在 0.4 A g
-1
和 60°C 下的循环性能。(c) 活性材料负载量为 3 mg cm
-2
时 全固态锂硫电池 的电压分布。(d) 高负载 全固态锂硫电池 在 60°C 下的循环性能。(e) 在 0.2 A g
-1
和 -10°C 下测试的 全固态锂硫电池 电压曲线。(f) 全固态锂硫电池 在 0.2 A g
-1
和 -10°C 下的循环性能。
【结论】
事实证明，了解金属空气和金属硫电池等电化学储能系统的放电产物对于提高活性材料利用率、比容量、循环寿命和可逆性等关键性能指标至关重要。在这方面，了解 全固态锂硫电池的放电产物和电化学行为之间的复杂关系至关重要，但迄今为止研究还不够充分。在这项研究中，利用X射线吸收光谱揭示全固态锂硫电池的放电产物并不完全由Li
2
S组成，而是由Li
2
S和Li
2
S
2
的混合物组成。利用飞行时间二次离子质谱法通过检测其特征离子 Li3S2+ 来验证 Li
2
S
2
的存在，并使用 Li
3
S
2+
/Li
3
S
+
的离子强度比来量化 Li
2
S
2
和 Li
2
S 混合物中 Li
2
S
2
的相对比例。采用密度泛函理论计算表明，虽然 Li
2
S
2
与 Li
2
S 相比表现出优异的氧化还原动力学，但这两种物质都会阻碍 全固态锂硫电池 的可逆性。基于这些发现，提出了一种综合策略来增强 全固态锂硫电池 的可逆性和循环稳定性。该方法包括：(1) 操纵全固态锂硫电池的放电截止电势，以促进以 Li
2
S
2
为主的放电产物的形成；(2) 将微量的 LiI 掺入阴极复合材料中，以改善 Li
2
S
2
和 Li
2
S 的电化学氧化。结果，全固态锂硫电池 在 25°C 下以 2.0 A g
-1
电流循环 1500 次，可提供 979.6 mAh g
-1
的可逆容量，并在较宽的温度范围（-10、25 和 60°C）内表现出稳定的循环稳定性。此外，对高活性材料负载 全固态锂硫电池 进行了测试，并实现了超过 3.0 mAh cm
-2
的面积容量，证明了该方法的实际可行性。总之，这项工作利用先进的分析技术来探测 全固态锂硫电池 的放电产物，对其电化学行为产生了有价值的见解，并产生了可广泛采用的策略，以实现完全可逆、全气候 全固态锂硫电池 的高容量、长寿命和增强安全性。
【文献详情】Jung Tae Kim, Adwitiya Rao, Heng-Yong Nie, Yang Hu, Weihan Li, Feipeng Zhao, Sixu Deng, Xiaoge Hao, Jiamin Fu, Jing Luo, Hui Duan, Changhong Wang*, Chandra Veer Singh*, and Xueliang Sun*,Nature Communications.2023.https://doi.org/10.1038/s41467-023-42109-5.【作者简介】孙学良教授
，中国工程院外籍院士，加拿大皇家科学院院士和加拿大工程院院士，现任宁波东方理工大学（暂名）讲席教授，物质与能源研究院院长。曾任加拿大西安大略大学杰出教授，加拿大纳米能源材料领域首席科学家。1999年获得英国曼彻斯特大学博士学位。现任国际能源科学院（IOAEES）副主席及Springer旗下Electrochemical Energy Review（IF=32）期刊主编。目前重点从事固态电池、锂离子电池和燃料电池的基础应用研究，已发表SCI论文630余篇，其中包括Nat. Energy, Nat. Commun., Sci. Adv., Joule, Matter, J. Am. Chem. Soc., Angew. Chem., Energy Environ. Sci., Adv. Mater.等杂志。论文总引用为61000余次，H-index=130。申请核心专利技术56件（其中26项已授权）。曾获得加拿大西安大略省青年科学家研究奖、加拿大国家资深首席科学家、加拿大西安大略大学工程院学术奖研究成就奖、加拿大多元文化学会职业成就奖、加拿大化学学会材料化学研究成就奖、加拿大加华专业联会教育基金奖、加拿大西安大略大学最高研究成就奖和杰出教授奖、国际电池学会电池技术奖等奖项。
王长虹博士
，现为宁波东方理工大学(暂名)Tenure-Track助理教授，副研究员，独立PI，博士生导师。2020年1月获得加拿大西安大略大学博士学位(指导老师: 孙学良院士)，2014年获得中国科学技术大学硕士学位，2012-2014年为中国科学院苏州纳米所联合培养研究生(指导老师：陈立桅教授); 目前主要从事全固态电池的关键材料与关键技术的基础应用研究。截止目前已发表SCI论文86篇，以第一(含共一)或通讯作者身份发表SCI论文32篇，其中包括Science Advances(2), Nature Communications，Joule, Matter, Energy & Environmental Science(2), Advanced Materials(2), Angew. Chem. Int. Ed.(2), Advance Energy Materials(2), Advanced Functional Materials，Nano Letters(2)，ACS Energy Letters等国际权威期刊论文。论文总引用以超过7000余次，个人H-index=45。申请中国及国际专利10余件(授权6件)。曾荣获加拿大最顶级的班廷博士后奖(Banting Postdoctoral Fellowship), MITACS Accelerate Scholarship，2020年国家优秀自费留学奖学金等多项荣誉。
!!!长期招聘！！！因发展需要，宁波东方理工大学（暂名）孙学良院士团队长期招聘优质的博士后、博士研究生、锂电池工艺工程师等，具体如下：（1）博士研究生：博士研究生是由东方理工与上海交通大学(1+3)和香港理工大学(2+2)联合培养，毕业后授予上海交通大学博士学位和香港理工大学博士学位
。
博士生在东方理工开展研究工作期间，提供有竞争力的助研津贴; 在香港学习期间，提供与香港理工的博士生同等助研津贴；;（2）博士后：年薪40-60万，缴纳五险一金，在站期间可向地方政府申请最高不超过20万元的科研经费资助；出站后留甬工作，可享受最高不超过60万元的补贴。授予中国科学技术大学博士后证书
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（3）科研助理：
优秀者推荐转博，或推荐至其他合作的课题组继续深造；
（4）锂电工程师、研究员：
具体详谈。
（5）燃料电池: 电催化，特别是单原子催化的经验 （博士后和博士）我们会提供具有国际竞争力的薪酬福利。具有固态电池、二次电池和燃料电池等研究经验者优先考虑。感兴趣的同学可以将自己的简历发送至邮箱（cwang@eitech.edu.cn）。
