锂硫电池具有较高理论比容量(1 675 mAh/g)，与锂封装成锂硫电池后理论比能量为2 600 Wh/kg[1]，是目前商业锂离子电池理论能量密度的5倍以上。此外，S储量丰富，S电极本身及反应过程都不会产生有害物质，因此成为新一代储能装置的研究热点。尽管锂硫电池相对于锂离子电池有诸多优势，但是也存在一些制约其实际应用的问题，例如活性物质利用率低、循环性能差、寿命周期短等问题，具体表现在S的绝缘性、多S化物中间产物的穿梭效应、S电极的体积膨胀及Li负极的枝晶生成问题[2]。

由于S的绝缘性，通常会将单质S负载在导电碳材料上。但是碳材料与单质S的结合只是物理吸附，在循环过程中会由于多S化物的穿梭效应造成活性物质损失[3-5]。目前对S电极改进方面，有两个突出的改进思路：一方面是寻找非碳的S负载材料[6-7]。Zhao等[7]采用液相沉积的方式将单质S沉积在泡沫Ni上，S能够以纳米级(2 nm)的方式沉积下来，利用泡沫Ni的导电性提升S电极的电化学性能；另一方面是通过在C载体中加入一些添加剂[8-11]，例如Ni等，金属Ni添加剂不仅能增强电子传输速率，而且能与多S化合物之间产生化学吸附，从而减少活性物质的损失[12]。

表1 S/RNi和S/C复合材料的载体、S含量和制备方法 Table 1 Immobilizer，mass fraction of sulfur and preparation method of S/RNi and S/C composites

NameImmobilizerMass fraction of sulfur/wt%Preparation methodS/RNi-LVRaney Ni40Solvent methodS/RNi-HGRaney Ni40Grinding high temperature methodS/RNi-HBRaney Ni40Ball milling high temperature methodS/C-40C40Solvent methodS/C-50C50Solvent methodS/C-60C60Solvent method

本文中提出一种新的载S材料——兰尼镍(RNi)。RNi是一种由Ni和Al形成的合金催化剂，其为海绵状多孔结构。采用多孔C材料作为S载体材料时，通常选用溶剂法[13-15]、研磨高温法(弱机械混合高温)[5，16]和球磨高温法(强机械混合高温)[4，17]制备S/C复合材料，S/C复合材料在不同制备方法下表现出不同的电化学性能。因此，本文探究了RNi作为单质S载体在这三种制备方法下的电化学性能，结果表明，S/RNi复合材料在溶剂法下制备的电化学性能最好。溶剂法有利于S在RNi载体中的均匀分布，S渗透进RNi的孔结构中，与RNi充分接触，RNi的导电性和对单质S的物理和化学吸附可提升材料的电化学性能。

经过几个月的生产实践，通过以上一系列措施，在电解锌厂新液含Cu2+波动不大，基本在0.4 mg/L左右的条件下，阴极锌含Cu均小于0.001%，阴极锌含Cu最好水平为0.000 39%，平均水平为0.000 50%，完全满足生产高标准阴极锌的要求。

1 实验材料及方法

1.1 含S复合材料的制备

1.1.1 RNi的预处理

将商业兰尼Ni(RNi，粒径为50 μm)用20wt%的NaOH溶液浸泡，在50℃水浴锅中机械搅拌反应24 h，然后用蒸馏水洗涤至pH值为7，超声20 min，得到预处理后的RNi。

本研究观察了丹溪痛风胶囊对CIA模型大鼠关节及滑膜的病理改善及血清TNF-α和IL-6水平的影响,实验结果显示:丹溪痛风胶囊能明显改善关节滑膜的病理损伤程度;同时能够明显降低血清中TNF-α和IL-6的水平。表明丹溪痛风胶囊能通过下调血清中TNF-α和IL-6的水平,延缓或阻断机体的炎症级联反应,从而对类风湿性关节炎起到治疗的作用。

1.1.2 S/RNi复合材料的溶剂法制备

称取一定量的升华S，溶于50 mL四氢呋喃，磁力搅拌至完全溶解。称取预处理后的RNi(S与RNi的质量比为2∶3)，加入到S的四氢呋喃溶液中，超声1 h，静置2 h后于旋转蒸发仪(真空度为-0.06 MPa，温度为30℃)上除去四氢呋喃，得到样品，标记为S/RNi-LV。

1.1.3 S/RNi复合材料的研磨高温法制备

以2∶3的质量比称取升华S和预处理后的RNi，于玛瑙研钵研磨30 min。将混合好的样品在N2氛围的保护下于155℃保温10 h，冷却后得到样品，标记为S/RNi-HG。

1.1.4 S/RNi复合材料的球磨高温法制备

采用日立公司的S-4800型场发射扫描电子显微镜对材料形貌进行分析，加速电压为5 kV。采用德国的布鲁克AXS有限公司的D8-Focus型X射线衍射仪进行材料结构分析，靶材：CKα，工作电压为40 kV，电流为100 mA，衍射角范围为10°～80°，扫描速率为8°/min。采用德国NETZSCH公司生产的TG209型热重分析仪对正极S/RNi复合材料中的S含量进行分析，温度范围为室温～700℃，升温速率为10℃/min。采用美国Perkin Elmer公司生产的PHI 1600型X-射线光电子能谱仪对材料表面的元素组成和价态进行分析。

1.1.5 S/C复合材料的溶剂法制备

图10为S/RNi-LV、S/C-60、S/C-50和S/C-40复合材料的循环性能图。可知，S/RNi-LV、S/C-60、S/C-50和S/C-40复合电极的载S量分别为1.24、1.57、1.38和1.01 mg/cm-2。在0.5 C电流密度下的首次放电比容量分别为1 479、917、1 391 和1 410 mAh/g，循环200次后放电比容量分别为765、357、440和512 mAh/g。由此可见，尽管S/RNi-LV复合材料中S含量略低，但是以0.5 C的电流密度循环200次后，S/RNi-LV复合材料的放电比容量依旧高于传统S/C-60、S/C-50和S/C-40复合材料。

采用Land CT-2001A电池测试系统于25℃恒温箱中进行测试，测试电压范围为1.5～3.0 V。采用兰力科公司LK3200型电化学工作站，测试温度为25℃，电压范围为1.5～3.0 V，扫描速率为0.1 mV/s。采用德国Zahner公司IM6e型电化学工作站对阻抗进行测试，测试电压为3.0 V，测试频率范围为1～0.01 MHz，振幅为5 mV。阻抗图谱利用Zview拟合软件进行分析。

秀容月明气得肺都炸了，挥拳冲向丛时敏。可他服了“软骨头”，没打几下就药性发作，只能任由丛时敏把自己打翻在地，再在他脖子上套上铁枷，手脚上锁了铁链。

荷叶是我国分布广泛的一种睡莲属莲叶片，同时也是一种重要的药食两用植物资源。每年因生产荷丹片、莲子而弃用荷叶的综合利用具有巨大的经济价值。采用微生物发酵荷叶提高其拮抗致病菌、抗氧化性，可为进一步开发降脂减肥产品积累技术基础。本文研究表明，WEFA23作为益生性的乳酸菌，在荷叶发酵以及产品深加工方面具有潜在的应用前景。

1.2 S/RNi复合材料的物理性能测试

以2∶3的质量比称取升华S和预处理后的RNi置于球磨罐，乙醇为分散剂，以300 r/min转速球磨10 h，离心干燥后，在N2氛围保护下于155℃保温10 h，冷却后得到样品，标记为S/RNi-HB。

1.3 含S复合材料的电化学性能测试

1.3.1 极片的制备与组装

数学应该是每个学生都十分头疼的学科之一，再加上很多学生不良的学习习惯，更使得学习数学之路变得艰难无比。尤其是人手一本的错题本，常常流于形式，存在以下几个误区：

1.3.2 电化学性能测试

S/RNi和S/C复合材料的名称、载体、S含量及制备方法如表1所示。

2 结果与讨论

图6为不同方法制备的S/RNi复合电极的前3次循环伏安(CV)曲线。可以看出，CV曲线由两个还原峰和一个重叠的氧化峰组成。S/RNi-LV(2.34 V和2.05 V)、S/RNi-HG(2.32 V和2.03 V)和S/RNi-HB(2.31 V和2.01 V)复合电极的还原峰位置依次向低电位偏移，而氧化峰位置逐渐向高电位偏移(分别为2.37 V、2.47 V和2.49 V)，这说明S/RNi-LV复合电极的可逆性最好，极化程度较弱，S/RNi-HG复合电极的可逆性次之，S/RNi-HB复合电极可逆性最差，电池发生了严重的极化。比较三种复合电极的氧化还原峰面积，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB复合电极的氧化还原峰面积依次递减，说明比容量依次递减。

图2为不同方法制备的S/RNi复合材料的XRD图谱。可知，RNi在2θ=45°、53°和77°附近出现的尖锐峰代表金属Ni的结晶状态，其中45°处的峰最强；在2θ=38°和63°附近出现的尖锐峰代表NixAlyOz合金的结晶态。可以看出，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB三种复合材料在整个图谱范围内出现了多个衍射峰，23°～29°之间的衍射峰较强，为单质S结晶态的特征衍射峰，23°附近最强的峰代表S的(222)晶面[19]，说明这三种复合材料中都含有S的结晶状态。对比S/RNi-LV复合材料中S和Ni的衍射峰，可以看到二者的峰强度相差不大，说明单质S进入到RNi的孔结构中，表面覆盖的结晶S较少。而S/RNi-HG和S/RNi-HB复合材料中的S和Ni的衍射峰的强度相差较大，说明在材料表面有大尺寸S存在，单质S的衍射峰掩盖部分Ni衍射峰，其中S/RNi-HB复合材料中S衍射峰对Ni衍射峰的掩盖更加严重。此外，在S/RNi-LV的XRD图谱中，在37°左右出现了一个新的衍射峰，代表NiS六方晶格中的(101)衍射，NiS的衍射峰说明S和RNi在复合的过程存在化学键。

图3为不同方法制备的S/RNi复合材料的SEM图像。从图3(a)可以看出，载体RNi具有良好的孔结构。当S和RNi的质量比一致时，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB复合材料表现出完全不同的形貌。从图3(b)可以看出，S/RNi-LV复合材料中看不到大的单个S块，依旧保持良好的孔结构，S在RNi的孔结构中均匀分布且充分接触。从图3(c)可以看出，S/RNi-HG复合材料虽然依旧具备一定的孔结构，但是S有结块现象，覆盖在RNi的表面，这可能是由于降温结晶过程S在表面能的作用下发生了二次团聚，但即使如此，RNi的孔结构依旧保持，保证了S与RNi的接触。从图3(d)可以看出，S/RNi-HB复合材料孔结构已经消失，只有较碎的块状结构。说明在球磨过程中RNi的孔结构被破坏，单质S主要覆盖RNi表面，S与RNi之间的接触程度降低。图4为S/RNi-LV复合材料的EDS分析图谱。可知，S/RNi-LV复合材料主要由S、Ni和Al三种元素组成，单质S均匀分布在RNi孔洞中，Al元素主要来源于合金RNi本身存在的Al。

图1 NaOH处理前后的RNi与BP2000多孔C的N2吸脱附曲线和孔径分布曲线 Fig.1 BET nitrogen adsorption-desorption isotherms and pore size distribution plot of RNi before and after pretreatment and BP2000 porous carbon

图2 不同制备方法下S/RNi复合材料的XRD图谱 Fig.2 XRD patterns of S/RNi composite using different preparation methods

图5为不同制备方法下S/RNi复合材料的热重曲线。可知，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB三种复合材料开始损失S的温度分别为200℃、180℃和180℃，S损失最大的温度分别为400℃、390℃和260℃。三种材料的失重速率依次递增，起始的失重是由于材料表面S的挥发，逐步拓展到RNi孔洞中的S，由此推算S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB复合材料的S含量分别为39.6wt%、40.0wt%和40.8wt%。S失重速率的高低可以判断S在RNi中所处的位置(处于RNi表面还是孔结构中)。失重速率低说明S进入RNi的深层孔结构中，需要更高的温度使S挥发[19]。由此可见，S/RNi-LV复合材料中S与RNi之间有更充分的接触，S能够沉积到RNi更深孔道中；S/RNi-HG复合材料中的S有一部分进入到RNi的孔结构中，也有一部分覆盖在RNi的表面；S/RNi-HB复合材料中大部分S覆盖在RNi表面。

图3 预处理后RNi和不同方法制备的S/RNi复合材料的SEM图像 Fig.3 SEM images of RNi after pretreatment and S/RNi composite using different preparation methods

图1为20wt%的NaOH溶液处理前后的RNi和多孔C的N2吸脱附曲线和孔径分布曲线，分别采用比表面积测试(BET)法和孔径分布测试(BJH)法计算比表面积和孔径分布。可以看出，用NaOH溶液处理之前的RNi的比表面积为59.6 m2/g，孔体积为0.032 cm3/g，孔径主要分布在3～4 nm之间。而经过NaOH处理后，RNi的比表面积和孔体积明显增大，比表面积为153.7 m2/g，孔体积增大为0.16 cm3/g，孔径分布在12.5～50 nm之间，平均孔径为18 nm。根据国际纯粹与应用化学联合会(IUPAC)的分类规定，处理后的RNi的N2吸脱附曲线表现出第1类和第4类曲线的特征，说明其存在微孔和介孔[18]。多孔C的比表面积和孔体积分别为1 458.2 m2/g和1.883 cm3/g，孔径主要分布在2～4 nm之间。

图4 S/RNi-LV复合材料的SEM图像及相应的EDS分析图像 Fig.4 SEM image and EDS mapping images of S/RNi-LV composite

图5 不同方法制备的S/RNi复合材料热重曲线 Fig.5 TGA curves of S/RNi composite using different preparation methods

图6 不同方法制备的S/RNi复合电极的前三圈循环伏安(CV)曲线 Fig.6 Initial three cyclic voltammetring(CV) curves of S/RNi cathode using different preparation methods

图7(a)为不同方法制备的S/RNi复合电极在电流密度为0.5 C时的首次充放电曲线。可以看出，所有样品的首次放电曲线都有两个较大的平台(2.3 V和2.0 V)组成，位于2.3 V处的平台代表S8或者Li2S8分子转化为可溶性多S化物Li2Sn(2<n≤8)，2.0 V处的平台代表可溶性多S化物Li2Sn转化为放电终产物不可溶性S化物Li2S2和Li2S的反应过程；所有样品的首次充电曲线由位于2.4 V处的一个平台组成，代表放电终产物Li2S2和Li2S转化为Li2Sn(2<n≤8)进而转化为终产物S8分子的过程[20]。从图7(a)还可以看出，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB复合电极的首次放电比容量分别为1 479、1 309和831 mAh/g。S/RNi-HB复合电极的首次放电比容量最低，这主要是由于球磨后的RNi的孔结构被破坏，S主要覆盖在RNi的表面，容易结块，没有实现与RNi之间的良好接触，降低了活性物质的利用率。比较充放电平台，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB三种复合电极的放电平台逐渐降低，充电平台逐渐增加，这说明S/RNi-LV复合电极的可逆性最好，S/RNi-HG次之，S/RNi-HB复合电极的可逆性最差。

图7 不同方法制备的S/RNi复合电极在0.5 C电流密度下的首次充放电曲线和循环性能 Fig.7 Charge and discharge voltage profiles at the initial cycle and cycling performance of S/RNi cathode using different preparation methods at the rate of 0.5 C

图8 不同方法制备的S/RNi复合电极的倍率性能 Fig.8 Rate performance of S/RNi cathode using different preparation methods

图7(b)为不同方法制备的S/RNi复合电极在电流密度为0.5 C时充放电200次的循环性能。S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB复合电极的载S量分别为1.24、1.19和1.21 mg/cm-2。三种复合电极充放电循环200次后放电比容量分别保持在765、605和308 mAh/g。由此可见，S/RNi-LV、S/RNi-HG和S/RNi-HB复合电极的循环稳定性依次降低，这归因于S/RNi-LV复合材料能保持良好的导电孔结构和均匀的S分布，在循环过程中Ni对多S化物有一定的化学吸附作用，会减弱多S化物的穿梭效应，降低活性物质的损失[12]，而且在RNi中存在单质Al，单质Al可能会被氧化为Al2O3，Al2O3对多S化物也有吸附作用[10]。S/RNi-HG复合材料制备的过程中，降温过程会发生S团聚，大尺寸S覆盖在RNi的表面，造成S和RNi的失衡分布[19]，这些大尺寸S在循环过程中会发生不可逆比容量损失。S/RNi-HB复合电极的循环性能最差，这是由于大部分S会不均匀覆盖在RNi的表面，这些位置是S失活的高发区。从图7(b)还可以看出，S/RNi-LV(～99%)、S/RNi-HG(～97%)和S/RNi-HB(～83%)库伦效率依次降低，这说明三种复合电极的穿梭效应依次严重，活性物质的利用率损失较快。

图8为不同方法制备的S/RNi复合电极的倍率性能对比。可以看出，随着充放电电流的增大，所有电极的放电比容量均下降，但是S/RNi-LV复合电极在所有倍率条件下的放电比容量均高于S/RNi-HG和S/RNi-HB复合电极。S/RNi-LV复合电极在0.1 C倍率下经过10次的循环，放电比容量保持在1 168 mAh/g，随后增加充放电电流密度，电极放电比容量进一步减少，但在不同倍率下放电比容量基本保持稳定，经过0.2、0.5、1及2 C的充放电循环，放电比容量保持在1 041、956、860及798 mAh/g，当充放电电流密度回到 0.1 C 时，放电比容量能够快速回到1 035 mAh/g，表明S/RNi-LV复合电极具有良好的倍率性能。S/RNi-HG和S/RNi-HB复合电极在所有的充放电电流下的放电比容量均小于S/RNi-LV复合电极，这是由于S/RNi-HG和S/RNi-HB表面覆盖着大尺寸S，导电性变差所致，其中S/RNi-HB复合材料表面覆盖的S更多，导电性最差，因此倍率性能也最差。

图9 不同方法制备的复合电极循环前的交流阻抗和等效电路 Fig.9 Nyquist diagrams and corresponding equivalent circuit of S/RNi cathode using different preparation methods before discharge/charge cycling

图9为不同方法制备的S/RNi复合电极循环前的交流阻抗和等效电路。可以看出，所有的图谱都由高中频的一个半圆和低频区的一条斜线构成，高频区半圆与实轴的截距代表电池的欧姆阻抗，用Re代替；中频区的半圆直径代表电极与电解液之间的界面电荷转移阻抗，用Rct表示[21]。利用Zview软件对三种复合电极的阻抗图谱进行拟合，拟合数据如表2所示。可以看出，S/RNi-LV复合电极的Re值和Rct值都最小，这是由于S/RNi-LV复合材料上的S颗粒较小，且分布均匀，S与RNi之间紧密接触，导电性较好，因此欧姆阻抗较小；S/RNi-LV复合材料保持良好的导电孔结构，缩短了离子扩散途径，因此电荷转移能力提升，界面电荷转移阻抗较小。S/RNi-HG复合电极的Re值比S/RNi-LV复合电极大，说明其欧姆阻抗较大，这可能是由于在高温灼烧的过程中，会形成颗粒较大的S负载在RNi的表面，S与RNi的接触减弱，大尺寸S在有机电解液中溶解增加电解液阻抗，最终增加欧姆阻抗；其Rct值较大是由于材料表面块状的S会影响材料的导电性，降低电荷转移速率，引起界面电荷转移阻抗增加。S/RNi-HB复合电极的Re和Rct值都最大，这主要是由于载体材料的结构被破坏，表面负载的S更多，S和RNi载体之间的接触进一步减弱，大尺寸S在电解液中的溶解引起电解液浓度增加更加严重，从而引起欧姆阻抗增加更加严重；同时Rct值的增大主要是由于整个材料导电性下降，影响了电荷的快速转移和传递。

表2 不同方法制备的S/RNi复合电极循环前的交流阻抗拟合数据 Table 2 Impedance parameters calculated according to equivalent circuits of S/RNi cathode using different preparation methods before cycling

SamplesRe/ΩRct/ΩS/RNi-LV2.26424.30S/RNi-HG2.45234.34S/RNi-HB3.38751.86

图10 S/RNi-LV、S/C-60、S/C-50和S/C-40复合电极的循环性能 Fig.10 Cycling performance of S/RNi-LV，S/C-60，S/C-50 and S/C-40 cathode

分别以2∶3、1∶1和3∶2的质量比称取升华S和BP2000多孔C，按照制备S/RNi-LV的溶剂法制备S/C复合材料，分别标记为S/C-40、S/C-50和S/C-60。

将含S复合材料、导电剂(Super P)、粘结剂(PVDF)以8∶1∶1的质量比混合，以N-甲基吡咯烷酮(NMP)为溶剂，研磨后涂在涂碳Al箔上，于60℃ 真空烘箱中干燥10 h，制成直径为14 mm的极片。负极为金属锂片，电解液为1 mol/L的LiTFSI的DOL∶DME的混合溶液(体积比为1∶1，含 0.1 mol/L的LiNO3添加剂)，隔膜为Celgard 2000多孔聚乙烯膜，在充满Ar的手套箱(DELLIX，Chengtu，China)中组装成CR2032型扣式电池。静置6 h后进行电化学性能测试。

图11为S/RNi-LV和S/C-40循环前S2p的XPS图谱。图11(a)中，位于164.0 eV和162.4 eV的双自旋-轨道峰分别代表S8分子中的 S2p1/2和S2p3/2的结合能；位于170.6 eV和168.7 eV处有两个卫星峰，代表较小的链状S分子图11(b)中，S/C-40复合材料在164.4 eV和162.8 eV双自旋-轨道峰，但在169.1 eV处只能显示出一个较弱的宽卫星峰，说明S/C-40复合材料中链状小分子S含量较少。根据文献显示[23]，链状小分子S2-4有利于增强锂硫电池的电化学性能。此外，S/RNi-LV复合材料中S2p的结合能小于S/C-40复合材料，这可能是Ni—S化学键的存在引起的，金属Ni会提供电子，增加了电场强度，减少了用X射线进行S2p轰击时所需要的能量[24]。因此图11(c)和图11(d)中，S/RNi-LV的Ni2p3/2的结合能(861.9 eV和856.2 eV)高于RNi中的结合能(861.5 eV和855.8 eV)。此外，在S/RNi-LV的S2p图中，于160.1 eV处出现的峰代表S2-，这进一步表明S和RNi形成复合材料的过程发生化学反应，形成化学键。

后现代女权主义的另一分支是"过程主义"，它秉持"仅当女性在一个和男性同样得到尊重的社会中获得平等地位时，人们才将会实现所必须的各种革新，最后才出现正义、享受、秩序和创造。"

图11(c)和图11(d)代表原料RNi和S/RNi-LV复合材料循环前的Ni2p3/2的XPS图谱。在图11(c)中，位于855.8 eV和852.0 eV的峰分别代表Ni3+和Ni0[25]，Ni3+的出现可能是由于形成RNi合金的过程中Ni和Al发生了相互作用。此外，在S/RNi-LV复合材料的Ni2p3/2图中存在一个双自旋-轨道峰(856.2 eV)和振动卫星峰(861.9 eV)。和图11(c)相比，图11(d)在853.8 eV处出现了一个新峰，代表Ni—S键中的Ni2+，反映S与Ni之间存在相互作用。上述分析充分证明了在S/RNi-LV复合材料中存在Ni—S键，增强RNi和S之间的结合力。此外，文献中也表明Ni金属对多S化物有化学吸附作用[12，26]。

在执行会计集中核算机制之后，一个会计工作者要做好多家单位的账务，还有一部分单位的报账工作者会登记好手工账，然后将其交给核算中心，核算中心的相关工作人员将这些数据录入到电脑中，他们根本不了解各个单位中经济运行的实际情况。只要单位所拿来的账目都是完整的，一点漏洞也没有，核算中心就会将这些数据录入到电脑中，他们不会去对单位经济活动的真实状况进行审核，同时也没有将会计中的预算、解析以及监管等落实到位。

图11 S/RNi-LV、S/C-40复合材料循环前S2p和预处理后的RNi、S/RNi-LV复合材料循环前Ni2p3/2的XPS图谱 Fig.11 High-resolution XPS spectra of S2p for S/RNi-LV and S/C-40 composite before cycling and Ni2p3/2 for pretreated RNi and S/RNi-LV composite before cycling

3 结 论

(1) 溶剂法制备的硫/兰尼Ni复合材料(S/RNi-LV)表现出最好的电化学性能。S/RNi-LV复合材料中的S与RNi分布均匀，S与RNi充分接触且S颗粒较小，能看到明显的孔结构，单质S大部分沉积在RNi的深层孔结构中。

(2) S/RNi-LV复合电极首次放电比容量分别为1 479 mAh/g，循环200次后比容量依旧能保持在765 mAh/g，库伦效率约为99%。RNi的孔结构起到固S的作用，能实现对单质S的物理和化学吸附，抑制活性物质的损失。金属Ni良好的导电性也能提升复合材料的电化学性能。

(3) S/RNi-LV复合材料的循环性能高于传统S/C复合材料。

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