锂硫电池的穿梭效应与抑制

谷 穗，靳 俊，卢 洋，钱 荣，温兆银



锂硫电池的穿梭效应与抑制

谷 穗，靳 俊，卢 洋，钱 荣，温兆银

（中国科学院上海硅酸盐研究所，上海 200050）

锂硫电池因其超高的理论比容量（1675 mA·h/g）和能量密度（2600 W·h/kg），已成为目前锂电池研究的热点和重点。但是，锂硫电池的发展依然受到很多因素的制约。其中，穿梭效应是造成锂硫电池性能衰减的主要原因之一：一方面，大量中间产物多硫化锂溶解在电解液中以及不溶性产物Li2S2/Li2S沉积在负极上，降低了活性物质的利用率，造成电池容量衰减；另一方面，穿梭会导致充电时电池发生严重过充，降低库仑效率；此外，穿梭还会引起金属锂表面的腐蚀反应。本文介绍了锂硫电池的穿梭机理，从物理作用和化学作用两方面综述了近年来锂硫电池中抑制穿梭效应的研究进展，具体涉及正极、电解质、负极等关键材料的设计与优化，并着重介绍了物理作用抑制穿梭的进展情况，最后简要评述了锂硫电池的研究现状并对其未来进行了展望。

锂硫电池；穿梭效应；正极；电解质；负极

随着经济的发展和科技不断进步，环境污染和能源紧缺等问题已经成为目前全球关注的焦点。化石燃料的过度消耗以及随之增长的能源需求，使得清洁能源的开发和利用变得越来越迫切。因此，绿色电化学储能及转换装置的研究与开发已成为相关领域的重点方向[1]。锂离子电池是目前已经实现商品化并广泛应用于多种电子器件，在电动汽车、储能方面也具有广阔应用前景的二次电池。但是，传统的锂离子电池由于使用单电子反应特征的过渡金属氧化物正极材料，限制了电池的理论容量和能量密度，已不能满足新能源技术发展的需求，迫切需要开发具有更高能量密度、环境友好、低成本的新型电池体系。基于电化学原理，多电子反应体系是构建高比能电池的重要基础[2-3]。以单质硫为正极活性物质，金属锂为负极的锂硫电池，理论上，正负极完全反应可以实现两电子反应，比容量和能量密度高达1675 mA·h/g和2600 W·h/kg[4]。此外，单质硫有储量丰富、成本低、环境友好、安全性高（过充保护）等显著优势，符合纯电动汽车、电网、国防设备、空间技术等领域对高比能动力电池的需求，已成为新能源电池领域的研究热点（图1）。

1 锂硫电池的反应原理与穿梭效应

锂硫电池的电化学工作原理可概括为图2。在放电过程中，单质硫S8逐步得到电子被还原为可溶性Li2S溶解在电解液中，随后被进一步还原为固态Li2S。其中涉及到固-液-固两个相转化过程，分别对应于电压2.4～2.1 V（1/4电子转移，理论比容量419 mA·h/g）和 2.1～1.5 V（3/4电子转移，理论比容量1256 mA·h/g）处的两个平台[7-8]。

这种溶解-析出反应伴随着电极的显著结构变化，因此电极反应的稳定性远差于单电子嵌入反应的电极。特别是，在充电过程中，生成的高价中间产物Li2S易溶解在电解液中，扩散到金属锂负极表面并与单质锂发生反应，被还原为低价的Li2S，这些还原产物因为浓度梯度扩散回到正极附近，在电势差的作用下失去电子又生成高价的Li2S，这些不同价态的多硫化物在正负极之间来回被还原氧化并往返迁移，形成“穿梭效应”（图3），是导致锂硫电池容量衰减的主要原因。一方面，大量中间产物溶解在电解液中以及不溶性硫化物Li2S2/Li2S沉积在负极，降低了活性物质的利用率，造成电池容量衰减；另一方面，穿梭会导致充电时电池严重过充，库仑效率低；同时，多硫化锂与金属锂发生腐蚀反应，加剧了锂的不均匀沉积，使锂负极在循环过程中粉化严重；生成的绝缘性产物Li2S2/Li2S堆积在电极表面，影响锂离子的迁移，造成电池倍率性能变差[10-11]。不仅如此，电池在储存及静置过程中，溶解在电解液中的多硫化锂也会向负极迁移并与锂反应，导致电池开路电压降低及容量损失，造成电池自放电[12]。这些因素相互作用，严重影响了锂硫电池的电化学性能和实用化电池的发展。

MIKHAYLIK和AKRIDGE提出采用穿梭系数c评价穿梭效应，如式(1)所示[10]

式中，s、up、total和C分别表示穿梭常数或者多相反应常数，高放电平台理论比容量，硫的总浓度和充电电流。up的理论值为419 mA·h/g，对应于每个S原子得到1/4个电子。在一个特定的电池体现中，s、up、total均可为固定值，c随C的增加而减小，这也从理论上解释了锂硫电池在高倍率下充电过程中的穿梭现象比低倍率下弱，多硫化锂的扩散速度低于电化学充电反应的速度。而中间产物多硫化锂在电解液中的过度溶解则会导致严重的穿梭效应。因此，降低多硫化锂在电解液中的溶解是抑制穿梭效应的基本出发点。

目前，抑制穿梭效应的研究在正极材料（通过特殊结构阻挡多硫化锂的溶出或者引入极性化合物基团吸附），电解质（通过盐浓度的控制降低电解液的溶解度，或添加功能添加剂，中间层或使用固态电解质），锂负极（表面修饰）等方面都取得了一定进展。本文主要综述近几年来相关方面的主要进展性工作，从物理作用和化学作用两方面深入分析抑制穿梭效应所开展的基础性研究，并展望了锂硫电池的进一步发展和应用。

2 物理作用抑制穿梭效应

物理作用，包括降低或消除多硫化锂在电解液中的溶解度，从源头上抑制穿梭效应；在正极与电解液之间设置障碍，切断多硫化锂向负极迁移的路径；修饰负极锂表面，隔离多硫化锂与金属锂的接触反应等3个思路，其中完全不涉及活性物质的化学性质变化，也是目前研究抑制穿梭效应的主要方向。

2.1 抑制多硫化锂溶解

BARCHASZ等[13]提出电解液的溶剂化能力是影响电化学性能的主要因素，他们发现溶剂中氧原子的数量增加能够增强醚类溶剂的Li+溶剂化能力，并提高电池的首周容量。但在穿梭效应显著的锂硫电池中，通过降低电解液的Li+溶剂化能力能有效地抑制多硫化锂的溶解，进而稳定电池性能。2013年，SUO等[14]提出Solvent-in-Salt概念，与传统的有机溶液作为溶剂溶解锂盐的电解液体系相反，将锂盐作为主体溶剂溶解有机溶液。在这种新型电解液体系中，锂盐的比重远远高于传统溶剂锂盐体系，他们制备了一系列不同锂盐浓度的电解液，其中最高浓度甚至达到7 mol/L，在无任何添加剂或其它电极设计的锂硫电池中，能够实现对穿梭效应的有效抑制，表现出较好的容量和循环性能。通过分析，在这种高浓度锂盐的电解液中，实际有机溶剂对可溶性锂化合物（包括锂盐和多硫化锂）已经基本达到溶解饱和，其中7 mol/L的电解液锂离子迁移数高达0.73，这也是能够抑制穿梭的重要原因，整个电解液体系的溶剂化能力减弱。但是该体系所需锂盐浓度极高，电解液的黏度和电导率也随之变差。与这一概念类似，Solvate IL“溶剂化离子液体”，也是调节锂盐浓度、降低多硫化锂在电解液中的溶解度，从而达到抑制穿梭效应的目的。包括Li(G4)-TFSI[15]、Li(G3)-TFSI[16]、Li(G3)-OTf[17]、(ACN)2∶LiTFSI[18]等。通过计算得到锂盐LiTFSI中Li+完全配位所需的醚类分子结构中的氧原子数目，对电解液中的溶剂与锂盐浓度进行精确配制，完全占据溶剂中的溶剂氧进而抑制多硫化锂中Li+的溶解能力。

（a）

（b）

图4 （a）盐溶溶剂电解液概念图[14]；（b）溶剂化离子液体电解液性质及电池性能[16]

Fig.4 (a) The concept of “Solvent in salt” electrolyte; (b) The solvate ionic liquid electrolyte and the Li-S battery performance[16]

随后发现，普通有机醚类包括DME、DOL等与高度氟化的醚类溶剂组合，在低浓度锂盐的电解液中也可实现对电解液溶剂化能力的控制[19-21]。GU等[22]将DOL/DME与FDE按一定比例混合后配制1 mol/L LiTFSI电解液，锂离子迁移数接近0.8，库仑效率可稳定在99%左右，电池保持较高的充放电比容量（图5）。

以上方法都能够在一定程度上实现对多硫化锂溶出的抑制，从源头上阻止多硫化锂向电解液中扩散，有效降低活性物质在电解液中的损失，且操作简单，不涉及复杂的材料设计过程。但是仍然不能避免多硫化锂少量溶解在这类电解液中，造成容量的衰减，穿梭效应并没有被彻底消除。

用无机固体电解质代替锂硫电池的有机电解液，依靠其单一锂离子传导的特性可以完全消除多硫化锂在电解液中的溶解。锂硫电池中使用的无机固体电解质主要分为硫化物和氧化物两大类。硫化物，如Li2S-P2S5、Li2S-P2S5-GeS2、Li2S-SiS2电解质，具有室温离子电导率高达10-4～10-2S/cm数量级、易成形、界面阻抗较低等特点[23-25]，组装的锂硫电池获得了优异的电化学性能。XU等[26]采用Li10GeP2S12、75%Li2S-24%P2S5-1%P2O5双层硫化物电解质，正极使用还原氧化石墨烯复合的硫正极，电池表现出超高的放电比容量和稳定性（图6）。需要指出的是，硫化物电解质在空气中极易潮解和反应，它们的制备和使用要求严格，且大部分硫化物与金属锂负极的相容性较差，需对二者之间的界面进行改性。

氧化物体系虽在电导率方面有弱势（10-4S/cm），但它们在空气中稳定，最近也开始应用于锂硫电池中，包括LATP[27-28]、LAGP[29]、LYZP[30]、LLZTO[31]等。这类氧化物电解质存在的问题是与电极之间严重的界面阻抗。为了降低正极与陶瓷之间的接触阻抗，目前的解决思路主要是引入电解液润湿界面，组装的锂硫电池也不是全固态电池而是固-液组合的双电解质半固态电池（图7），电池的电压曲线通常表现出与电解液体系一致的两个放电平台，对应于还原过程中的相转化，虽然穿梭效应可以被完全消除，但是由于仍然使用了多硫化锂高度溶解的电解液，所以还存在一定的容量衰减。因此对氧化物电解质体系的锂硫电池，解决电极与氧化物之间的点对点接触，降低界面接触阻抗，使用多硫化锂不可溶的电解液或者完全消除电解液，是其面临的主要挑战。

（a）

（b）

图7 采用氧化物电解质的半固态锂硫电池[27-29]

Fig.7 Scheme of hybrid electrolyte based on oxide ceramic of a) LAGP and b) LATP[27-29]

2.2 阻碍多硫化锂扩散

正极结构设计是阻止多硫化锂向负极扩散的有效途径。2009年NAZAR实验室[11]成功地将有序介孔碳作为正极导电基体材料与硫复合，并对制备的S/CMK-3复合材料包覆聚乙二醇PEG层，双级孔结构加上聚合物包覆有效地限制了中间产物多硫化锂向电解质溶液中的溶解和扩散，从而抑制穿梭效应。此后，出现了大量关于基体材料包覆用于锂硫电池的报道[32-36]，在低载量活性物质的条件下，部分实现了上千次稳定循环，甚至在10 C的超大电流密度下，电池在1000周循环后放电比容量仍接近400 mA·h/g[37]。近几年来，对正极结构的设计主要围绕提高长循环稳定性和硫载量等方面展开。单质硫的电导率仅约10-30S/cm，高的硫载量会严重影响正极材料的导电性，活性物质在导电基体材料中的分散以及整个正极导电网络的构建是改善锂硫电池电化学性能的主要方向。因此，制备多级多孔结构的碳材料包覆、适当的孔径（孔径越小，毛细吸附作用越强）以及丰富的孔分布对多硫化锂起到物理吸附作用，都是抑制穿梭效应并获得高比能锂硫电池的有效方法。SU等[38]采用原位沉积的方法将炭黑自组装制备多孔的零维碳材料包覆单质硫，硫与导电碳之间有良好的接触并且硫在炭黑的导电网络中均匀分布，一方面能够抑制活性硫向电解液中的扩散，另一方面硫载量在整个正极材料中可达到75%（质量分数）。电池首次放电比容量达到1116 mA·h/g，循环50周后容量保持在777 mA·h/g（图8）。

相比于一维材料自身易团聚、二维材料易发生堆叠，三维多孔碳材料通常具有更高的比表面积和更加丰富的孔结构，可以提供更有力的物理吸附和更高的活性物质载量。ZHANG等[39]采用bottom-up法设计了无支撑的分级碳纳米管复合单质硫的膜电极，分级电极存在的大量微孔结构能够有效地吸附多硫化锂，抑制其向电解液中扩散（图9）。另外，短多壁碳纳米管与超长碳管复合，构建了有效的电极导电网络，同时能够实现硫的高载量（6.3～ 17.3 mg/cm2）。在6.3 mg/cm2的载量下，活性物质的利用率达到60%，在整个150周循环内容量的衰减率仅为0.2%/周。不过该体系在电解液中添加了0.25 mol/L LiNO3，因此对穿梭效应的抑制机理还有待深入讨论。

LU等[40]采用水热法组装了多孔的三维石墨烯海绵，然后通过热处理将硫灌注到结构孔道内，这种海绵结构超高的比表面增强了活性硫与导电基体石墨烯的接触，而且内部丰富的微孔形貌能有效吸附并稳定中间产物多硫化锂，电池在0.1 C倍率下能够稳定循环300周，容量衰减仅0.08%/周（图10）。

PENG等[41]制备了介孔碳/碳纳米管复合的有序三维层状正极（图11），其中介孔碳吸附硫并抑制多硫化锂的扩散，碳纳米管构筑的层状有序网络则进一步固定吸附硫的介孔碳颗粒。作者证明了这种结构中有序的碳纳米管排列明显优于无序的排列。电池不仅能够保持超高的硫载量（20 mg/cm2），也能够在较低载量下实现上千周循环。

纳米金属氧化物超大的比表面也能够对多硫化锂起到吸附作用。NAZAR等[42]制备了3种不同形貌的TiO2并用作电极添加剂，通过红外和拉曼证实了充放电过程中多硫离子优先吸附在比表面积最高的Α-TiO2表面。此外，纳米Al2O3、纳米V2O5、纳米La2O3、纳米Mg0.8Cu0.2O3等具有较大比表面的氧化物被先后用在正极材料中抑制穿梭效应，但上述材料对电池性能的促进作用不尽相同，且吸附多硫化锂的作用有限，在此不一一讨论。

除了正极结构的设计，中间层（包括功能性隔膜）阻挡也是抑制多硫化锂向负极迁移扩散的常用策略。MANTHIRAM等[43]最早报道了在正极与隔膜之间添加碳纸作为阻挡中间层。碳材料因为导电性优异、形貌和比表面可控，同时作为第二集流体能够使溶解在电解液中的多硫化锂重新利用，因此是一类重要的中间层材料。碳化后的无尘纸[44]、介孔碳涂覆的聚丙烯膜[45]、多孔碳层隔膜[46]、乙炔黑/CNT/LAGP混合涂层隔膜[47]、石墨烯涂覆聚丙烯膜[48]等中间层的使用都在一定程度上抑制了多硫化锂向负极的迁移扩散，提高了电池的放电比容量及循环性能。但是这些中间层或功能性隔膜基本都是依靠材料内部的预留孔隙吸附电解液，延缓多硫化锂向负极迁移的过程，电池库仑效率的提高很大程度上是依靠电解液中的硝酸锂，因此并不能高效地抑制穿梭效应。

另外，具有选择性的离子交换膜最近也被应用于锂硫电池中，它们基于电荷排斥机理控制阴阳离子的扩散迁移（图13）。ZHANG等[49]设计了锂离子扩散的全氟磺酸膜（Nafion-Li+），其高分子侧链的磺酸基团（SO3-）带负电荷，允许锂离子的迁移而排斥同样带负电荷的多硫离子，抑制其向负极的扩散。而在同样有穿梭效应的Na-S电池体系中，MANTHIRAM等[50]也采用Nafion离子选择性隔膜抑制多硫离子的迁移，对电池的性能起到明显的改善作用。

（a）Li-S电池[49]

（b）Na-S电池[50]

图13 Nafion和氧化石墨烯的离子选择性透过膜抑制穿梭示意图

Fig.13 Schematic of shuttle suppression by Nafion membranes for (a) Li-S[49]and (b) Na-S batteries[50]

2.3 阻止锂与多硫化锂接触

通过功能添加剂在金属锂表面形成钝化膜来阻止多硫化锂与金属锂反应是一种简单而有效的方法，最有代表性的就是在电解液中添加LiNO3在锂表面形成含N-O化合物的SEI膜[51-52]，但是这种SEI膜在循环过程中不断生成和分解，电池难以获得长期稳定的循环性能，且LiNO3在电压低于1.7 V时会发生不可逆的电化学氧化还原反应[53]。在电解液中添加多硫化锂[54]及P2S5[55]也能不同程度地抑制穿梭效应，提高锂硫电池的性能。除此之外，对金属锂进行表面修饰预处理也是抑制多硫化锂与负极腐蚀反应的重要思路。WEN等[56]提出在金属锂表面原位生长具有优异锂离子导电性的Li3N[图14(a)]，不仅保证了金属锂与电解液之间的锂离子迁移，而且阻断了多硫化锂与金属锂的接触。在0.5 C倍率下，电池循环500周后容量仍保持780 mA·h/g，库仑效率达92.3%。HUANG等[57]设计了一种新型的双负极锂硫电池，如图14(b)所示，将一层石墨置于金属锂前面充当第二负极，这样锂化后的石墨相当于一层人工SEI膜，负极的反应活性界面转移至石墨表面，有效地降低了穿梭效应造成的性能衰减，电池循环400周后比容量保持在800 mA·h/g左右，库仑效率高达99%。由于石墨本身的嵌锂电位高于金属锂，因此这种双负极的锂硫电池的放电平台略有降低。

（a）

（b）

图14 （a）Li3N保护金属负极的锂硫电池[56]；（b）石墨双负极的锂硫电池[57]

Fig.14 (a) Li-S batteries with Li3N as protective layer on Li anode[56]; (b) configuration of graphite/Li double anode for Li-S batteries and the cycling performance[57]

3 化学作用抑制穿梭效应

3.1 极性基团成键或吸附

最初是采用单质硫与有机物热处理得到硫化有机物，实现了“主链导电、侧链储能”，这类材料中没有单质硫的存在，电化学反应通过有机链与硫之间的化学键可逆地断开/生成来进行充放电，因此不会产生多硫化锂，但是放电机理不同于常规的锂硫电池，通常只有一个放电平台。WANG等[58]最早报道了硫化聚丙烯腈作为正极活性物质的电池，聚丙烯腈链中的—CN脱氢环化，主链形成类似聚乙炔的导电结构，同时碳与硫形成—C—S—S—C—键（图15）。

这类复合材料虽然没有穿梭效应，但是比容量和放电电压都相对偏低，无法发挥锂硫电池高能量密度的优势。随着研究的深入，富含极性官能团的导电化合物开始作为正极硫的载体，一方面可改善锂硫电池的反应动力学，另一方面可提高硫与基体材料之间的结合强度。其中主要包括表面含丰富羰基、羟基基团或含N基团的氧化石墨烯[60-61]、导电高分子（聚吡咯PPy[62-63]、聚苯胺PANi[64-66]以及聚噻吩PT[67]等）。与硫化聚丙烯腈不同的是，这些材料作为单质硫的载体，在电池反应过程中与多硫离子成键，而不是最初就通过热处理将单质硫与聚丙烯腈反应，因此不影响锂硫电池的电化学过程，仍然保持两个平台的放电电压。LI等[68]系统地研究了3类导电聚合物（PEDOT、PANi、PPy）包覆对锂硫电池电化学性能的影响，基于密度泛函理论，通过Ab initio理论模拟计算探索了3类聚合物与硫化物之间的化学作用。发现PEDOT中的杂原子氧和硫与Li2S中的锂原子之间存在较强的配位螯合作用。而PPy和PANi中的N原子与Li2S中的锂原子仅存在孤立的-弱配位作用。同样，与多硫化锂中的锂原子也表现出相似规律。因此认为PEDOT/S复合材料具有最强的抑制多硫化锂溶解的能力。

（a）PPy

（b）PAN

图16 导电聚合物与硫成键吸附多硫离子示意图[63, 65]

Fig.16 The mechanism of polysulfides adsorption by conductive polymers[63, 65]

除此之外，对基体碳材料进行氮掺杂也是通过化学方法吸附多硫化锂的有效途径。WANG等[69]发现在介孔碳材料表面进行N掺杂复合硫正极，能够有效改善硫与含氧官能团之间的化学吸附。并通过密度泛函理论计算，硫在无N掺杂和N掺杂的环境中与O的结合能分别为-41.92 kcal/mol和-56.88 kcal/mol（1 cal=4.1868 J），证实了N掺杂能够提高S与—COOH之间的化学吸附（图17）。HUANG等[70]制备了多孔三维N掺杂的石墨烯作为基体材料复合硫正极，电池表现出优异的电化学性能，指出N掺杂的正极在循环中S与N原子能够形成较强的化学键合作用有效固硫。

（a）N—COOH

（b）—COOH

图17 S原子在N—COOH和—COOH基团中的吸附示意图，黄色、红色、品红色、银灰色、蓝色球分别代表O、N、C、H等原子[69]

Fig.17 The schematic of sulfur adsorbed on (a) nitrogen doped carbon with pyridinic N—COOH functional group, and (b) nitrogen-free carbon with —COOH group. Yellow, red, magenta, silver gray and blue balls denote S, O, N, C, and H atoms[69]

3.2 过渡金属化合物吸附

一些过渡金属化合物，如TiO2n-1[71-72]、MnO2[73]、Mxene-TiC[74]等材料在热处理或者电化学反应过程中，与硫之间成键或者催化间接形成化学吸附，对电池性能有明显的改善作用（图18）。CUI等[71]发现Ti4O7表面存在的不饱和Ti容易与硫结合成键，与多硫离子的结合能力更强。采用Ti4O7作为正极载体材料时，电池在100周循环后容量保持率接近99%，也是迄今为止循环稳定性最好的以氧化物为硫载体的锂硫电池之一[72]。NAZAR等[74]制备了片状结构Mxene相的TiC作为载体，在热处理过程中硫取代TiC表面的羟基生成C—Ti—S键，保证活性物质被束缚在TiC表面。而对于MnO2，他们认为不是简单的氧化物与硫成键，而是在MnO2的催化下，多硫离子首先转化为不可溶的S2O32-，再与多硫离子反应完成电池放电，通过S2O32-将多硫离子固定在氧化物载体附近[73]。

（a）

（b）

4 结 语

穿梭效应是导致锂硫电池性能恶化的主要原因之一，中间产物多硫化锂穿透隔膜，在负极侧与金属锂反应，造成金属锂的腐蚀和活性物质的损耗，同时，加剧电池的过充反应，造成电池库仑效率偏低。经过最近十年的飞速发展，锂硫电池的研究百花齐放，通过物理作用、化学作用或者两相结合，对正极、负极、电解质进行设计和优化，穿梭效应从最初的认识，到一定程度抑制，再到完全消除（图19），电池的性能数据被屡屡刷新。在保持电池的高比能量、绿色环保、低成本的前提下，继续突破影响长循环寿命、大电流密度充放电的技术瓶颈，特别是如何解决正极硫高载量分散、固态陶瓷电解质界面阻抗、负极金属锂粉化等问题，是当前锂硫电池研究的主要方向。另外，要加快推动锂硫电池的实用化进程，以应用和器件集成为设计目标，降低非活性组分的比例，实现锂硫电池的高密化储能，也是锂硫电池需要考虑的研究内容。

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Recent progress in research on the shuttle effect and its suppression for lithium sulfur batteries

GU Sui,JIN Jun,LU Yang,QIAN Rong,WENZhaoyin

(Shanghai Institute of Ceramics, Chinese Academy of Sciences, Shanghai 200050,China)

Lithium sulfur batteries, because of their high theoretical specific capacity ~1675mA·h·g-1and energy density ~2600 W·h·kg-1, have become the hotspot and keystone of the researches on the next-generation energy storage. Dissolution and the consequent shuttle effect are the main challenges of lithium sulfur batteries which seriously hinder the real application of the batteries. The high solubility of polysulfides in electrolytes generated during the charge-discharge process, results in severe loss of specific capacity. The Li2S2/Li2S deposited on lithium anode also decreases the utilization of active sulfur.Meanwhile, the shuttle is considered as the major reason for the low coulombic efficiency. This review discussed the shuttle mechanism and introduced the recent research progress in physical or chemical shuttle suppression, including the designs related with the cathode, electrolyte and anode. The future research directions and perspective of lithium sulfur batteries were also described.

lithium sulfur batteries; shuttle; cathode; electrolyte; anode

10.12028/j.issn.2095-4239.2017.0106

TM 911

A

2095-4239（2017）05-1026-15

2017-06-16；

2017-07-24。

国家自然科学基金（51402330，51472261，51372262），上海市科学技术委员会项目（15DZ2281200）。

谷穗（1991—），女，博士研究生，研究方向为锂硫电池电解质，E-mail：gusui@student.sic.ac.cn；

温兆银，研究员，研究方向为锂电池、钠电池以及电池材料，E-mail：zywen@mail.sic.ac.cn。