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近年来，在“碳达峰-碳中和”的双碳背景下，可再生能源的使用与高效储能技术得到了快速发展。电化学储能作为关键储能技术之一，凭借其能量密度与转换效率高、灵活性与可拓展性好、响应速度快、无场地限制等优点而备受关注［1］。其中锂离子电池以其高能量密度、长循环寿命、环境友好等特点而一度成为科研领域和商业市场应用的宠儿，在电子产品和汽车领域被广泛应用。然而，锂离子电池存在能量密度不足和安全性问题，限制了传统锂离子电池的进一步发展。目前，采用锂金属取代石墨作为负极有望进一步提高单体电池能量密度，但是锂枝晶刺穿隔膜所带来的安全隐患尚难消除［2］。
锂电池，特别是锂离子电池，其内部结构主要由5个关键组件构成：正极材料、负极材料、电解质、隔膜以及集流体。其中，电解质是电池结构中非常重要的一部分，它是电池内部离子传输的介质同时起着阻隔正负极的作用。现行商用的液态电解质多为有机溶剂，存在泄露、挥发、燃烧等的安全隐患［3］。全固态锂金属电池是采用不可燃的固态电解质，以此匹配高能的正极和锂负极构成新型电池。相比之下，固态电解质具有更高的安全性，一方面固态电解质彻底消除了电解液泄露挥发可能带来的隐患； 另一方面，固态电解质不含有机溶剂，可以避免锂金属电池中作为负极的锂金属与有机溶剂发生反应［4］，且其高的机械强度有助于抑制锂枝晶的生长［5］。固态电解质可以被分为无机电解质和聚合物电解质。无机电解质虽然具有很高的离子电导率和优良的力学性能，但是其脆性太大会导致难以加工成型且界面电阻大［6］。而聚合物电解质具有出色的柔韧性、易加工性，从而可很好改善电解质与电极界面接触差的问题［7］。但是聚合物电解质固有的离子电导率低、电导率提高后机械性能却降低、锂离子迁移数低等不足［8］限制了其实际应用，研究人员致力于提高聚合物电解质的离子电导率。
本文首先简要介绍了固态电池及聚合物电解质的发展历程，分析聚合物电解质中离子传导机制，综述了界面优化、构建框架、添加填料等改性策略在不同聚合物基体中的研究进展，然后总结了聚合物电解质制备方法，讨论它们各自在离子电导率方面的优缺点，最后展望了固态电解质在锂金属电池中的应用，提出了尚未解决的问题，为探索设计更高离子电导率的固态聚合物电解质提供参考。
固态电池的发展历史十分悠久，最早可以追溯到19世纪。图1是固态电池的发展历程简图［9］。其实在更早时间，1834年，迈克尔·法拉第发现在硫化银和氟化铅中存在快速的离子传导，这为固态离子学打下了基础［3］。1968年，Kummer和Weber［10］证明了Na-β-Al2O3具有优异的钠离子导电性，推动了其在钠硫电池中的应用。Oshima等［11］重点讨论应用于高温钠硫电池的β-Al2O3电解质的制备工艺，使得钠硫电池商业化应用成为现实。随后，研究人员开发了采用固体电解质的银导电电化学系统。例如，Armand［12］将聚氧化乙烯（PEO）/碱金属盐混合物作为电解质应用于电池中，实现了固态电解质在电池中的应用。到了20世纪90年代，美国橡树岭国家实验室开发了新型的固态电解质——氮化锂磷氧用于制造薄膜锂离子电池［13］，推动了全固态薄膜锂离子电池的研究。
固态电池本身具有许多优点，除安全性高外，它的能量密度也高，与高电压正极材料以及锂金属负极进行匹配可得到高性能的全固态锂金属电池。同时，固态电池采用固态电解质替换掉隔膜和液态电解质，可使得电池的质量和体积都有所缩减。锂离子电池是一种高效储能装置，但由于负极石墨容量有限，而锂金属作为负极材料匹配更高比容量正极材料可以大幅度提高电池体系能量密度。其实早在20世纪70年代至80年代，锂金属就作为负极材料，匹配二硫化钛等正极材料构建了二次电池［14］，但由于安全问题逐渐淡出人们视野。现在由于高能量密度电池的需要人们再次定睛于锂金属电池。
电解质作为电池的重要组成部分，从材料科学的视角，固态电解质可以进一步细分为无机固态电解质、有机聚合物电解质及复合聚合物基电解质。关于有机聚合物电解质的发展最早可追溯到1973年，报道指出内部溶解了碱金属盐的PEO表现出离子传导性，奠定了聚合物电解质的基础［15］。随后，Armand［12］提出了一种PEO聚合物与锂盐制备得到的电解质并成功应用于锂离子电池上，实现了聚合物电解质与锂离子电池的结合。有机聚合物电解质成为固态电解质领域的研究热点，固态聚合物电解质在锂离子电池中开始广泛应用。1998年，Croce等［16］在PEO-LiClO4电解质中添加纳米SiO2填料用以提升离子电导率，系统论证纳米陶瓷填料对聚合物电解质低离子电导率的改进作用。2013年，Bouchet等［17］设计BAB型三嵌段共聚物作为单离子导体电解质实现离子传导与机械性能的平衡，启发更多嵌段共聚物电解质的设计。发展至今，聚合物电解质形成了多元化体系。聚合物电解质具有安全性突出、可加工、界面接触好等优点。但由于其离子电导率仍较低，而且电导率无法和力学强度达到很好的平衡，聚合物电解质大规模应用仍然面临着挑战。因此，目前主要的研究方向为提高其离子电导率。
离子电导率较低限制了聚合物电解质的发展与应用。如果不了解聚合物电解质中的离子传导机制，会不利于聚合物基固态电解质的创新设计与改性优化［18］。聚合物电解质由聚合物基体和锂盐组成，被广泛接受的一种离子传导机制是通过锂离子在聚合物链段上的配位点之间的跃迁和锂离子随聚合物链段运动来实现离子传递［19］。以PEO基为例，该类聚合物电解质的离子传导机制如图2所示［18］。自由移动的锂离子数量和聚合物链段的移动能力决定了聚合物电解质的离子导电性［20］。
依据相关定义，离子传导通常局限于聚合物的无定形区域中发生，当环境温度提升至玻璃化转变温度之上时，电解质内部无定形区域的比例会相应增加，从而促进了聚合物链段的运动［18］。然而，这一传统理解遭受了质疑。Bruce等的研究认为，在PEO6：LiXF6（X=P，As，Sb）电解质体系的结晶相构成中，两条PEO链以折叠方式构建了圆柱形通道，锂离子的迁移是通过沿着圆柱形通道进行的，这一过程无需依赖于链段的运动，图3是PEO6：LiXF6（X=P，As，Sb）结晶复合物和PEO6：LiSbF6非晶相的离子电导率随温度变化图，可以发现，在较低温度下，晶体PEO6：LiSbF6（每个锂离子与PEO链段上6个醚氧发生配位）复合物的电导率比相应的非晶相高一个数量级以上。这表明聚合物结晶域中的离子电导率甚至高于非晶材料中的离子电导率［21］。PEO基聚合物结晶域锂离子传导示意图如图4所示［22］。然而，2003年，Henderson和Passerini［23］基于固态聚合物电解质的研究得出了相反的结果。因此，PEO晶体相中的离子传导仍然很有争议。尽管研究学者已对聚合物电解质的离子传导机制展开了诸多探讨，但此领域仍需更为深入的探究。当前，多数研究学者倾向于认为，离子的传输过程主要在无定形区域内进行。
科研人员围绕固态聚合物电解质的离子传导机制开展了大量研究，并相继提出了多种理论模型。常用的研究聚合物锂离子传导的机制的模型主要有阿伦尼乌斯方程［24］、Vogel-Tammann-Fulcher （VTF）方程［25］、自由积模型［26］和Wiliams-Landel-Fery （WLF）方程［27］等。离子电导率是评价电解质好坏的一个重要指标，了解离子传导的机制可以指导科研人员设计更优良的聚合物电解质。正如前面所述，固态电解质进行锂离子传输主要是发生在无定形区域，所以降低结晶度、减小玻璃化转变温度和促进离子解离是设计离子电导率高的聚合物电解质需要着重考虑的问题。
聚合物固态电解质是由锂盐和聚合物基体这两个部分组成。其中，聚合物作为锂离子运动的载体，而锂盐承担载流子的作用。前文提到，锂盐的解离和聚合物链的柔顺性都会影响聚合物电解质中锂离子电导率的高低。所以选择一个合适的聚合物基体是十分必要的。常见的作为聚合物基体的物质有聚环氧乙烷（PEO）、聚丙烯腈（PAN）、（聚（偏二氟乙烯-共-六氟丙烯））（PVDF-HFP）、聚甲基丙烯酸甲酯基（PMMA）等，表1介绍了不同的聚合物所对应其不同的优点与缺点［28–31］。
| Polymer matrix | Structural formula | Conductivity/（S·cm–1） | Temperature/℃ | Advantages | Disadvantages | Refs. |
|---|---|---|---|---|---|---|
| PEO |
|
2.3×10-4 | 25 | Good compatibility，flexibility，and low interfacial impedance between electrodes | Low ionic conductivity at low temperatures，poor electrochemical stability at high voltage，and poor mechanical properties | ［28］ |
| PAN |
|
2.96×10-4 | 25 | Easily processed into films，with better electrochemical stability and a wide electrochemical window | Unstable to lithium metal and poor ionic conductivity | ［29］ |
| PVDF |
|
3×10-4 | 25 | Good elasticity and adhesion，wide electrochemical windows，and excellent electrochemical stability | High crystallinity of polymers | ［30］ |
| PMMA |
|
2.7×10-3 | 30 | Good interfacial contact with the lithium electrode，good cyclic charging and discharging performance，and high room temperature ionic conductivity | Poor mechanical strength and flexibility after film formation | ［31］ |
PEO是一种结晶型热塑性聚醚。PEO与聚乙二醇（PEG）很相似，但它们的分子量不同，把分子量小于20000 g·mol−1的简称为PEG［32］。作为研究最早而且研究最广泛深入的聚合物基体之一，PEO固体聚合物电解质（SPE）因其高活力、低膨胀以及与锂金属负极的相容性，是一种优异的固态锂金属电池（SSLB）电解质材料［33］。PEO基固态电解质仍然面临室温下离子电导率偏低（仅为1×10–8~1×10–6 S·cm−1）的巨大挑战［34］。PEO呈现结晶相和无定形相两种相。在室温下，PEO结晶度高，不利于Li+的传导。因此，提高PEO基电解质锂离子电导率的主要思考方向是降低PEO的结晶度。Li等［35］发现将聚酰亚胺纤维膜（PI）与PEO共混（图5（a）），PI三维骨架增大了PEO聚合物链段的无序性，可提高其离子电导率。Zhu等发现将多孔氮化硼纳米纤维（BNNFs）填充到PEO基固态聚合物电解质中（图5（b）），高孔隙率的BNNFs有更多的活性位点，可以降低PEO的结晶度［36］。Yang等利用聚对苯撑苯并二噁唑（PBO）与PEO共聚可降低PEO的结晶度，提高离子电导率，同时高机械强度的PBO作为主链可提高聚合物电解质的机械强度［37］。Li等采用纳米LiF和丁二腈添加剂功能化的玻璃纤维增强PEO电解质（图5（c）），这种电解质结晶度为零，在室温（25 ℃）下离子电导率可达到2.6×10−4 S·cm-1［38］。目前共混、交联、与无机填料复合等策略广泛应用。
PAN具有机械强度良好、介电常数高、热稳定性好、电化学窗口宽等优点，是一种理想的聚合物电解质材料。但是PAN与锂电极相容性很差，因为其聚合物链段的腈基与锂金属阳极接触后会发生副反应，降低固态锂金属电池的界面稳定性［39］。而且PAN基固态电解质室温离子电导率低。
缓解PAN与锂金属的钝化反应和提高离子电导率是PAN应用于锂金属电池需要跨越的障碍。Cui等设计了包括PAN基和PEO/Li盐离子导体提供稳定的LiF和Li3N，其中包含SSE/Li界面，这种独特的界面可以抑制锂枝晶，防止短路［40］。Yuan等［41］构建了一种叠层复合固态电解质，面向正极侧的电解质由PAN和锂盐构成，面向锂金属电极的电解质层为PPL（PVDF+Pyr14TFSI+LITFSI+LLZTO），由PVDF聚合物基体、活性填料Li6.4La3Zr1.4Ta0.6O12（LLZTO）以及离子液体增塑剂组成（LLZTO和IL来降低PVDF结晶度，如图6（a）所示）。这种电解质室温下离子电导率处于PPL和PAN之间，为1.5×10−4 S·cm−1，如图6（b）所示。如图6（c，d）所示，使用PAN组装的Li对称电池运行40 h后因短路而失效，使用PPL/PAN/PPL的电池在整个循环超过900 h后，过电位相当稳定，表明PPL与锂金属的良好兼容性。Yao等［42］通过在PAN基质中原位水解四乙氧基硅烷，构建得到了一个互连快速传导锂离子的网络结构SPE，互连网络不仅可以支撑电解质，其表面的路易斯酸性位点也可以促进锂盐的解离，离子电导率达3.5×10−4 S·cm−1。
PVDF基聚合物电解质具有极性亲锂基团C-F，因此PVDF基聚合物电解质可以很好地溶解锂盐，进行锂离子传输［43］。PVDF表现出优良的电化学稳定性，具有稳定的电化学窗口（>4.6 V），可以匹配多种正极材料［44］。PVDF中的F可以与锂形成LiF界面层，阻止锂枝晶生长［45］。在20世纪70年代已有科研人员发现只有β相的PVDF能发生自发极化。但是PVDF是一种半结晶聚合物，受自身因素限制很难实现高离子电导率。通常会将六氟丙烯（HFP）引入PVDF链段来降低PVDF本身的结晶度，增加无定形区域的比例，提高电化学性能［46］。然而，PVDF-HFP基聚合物电解质存在球形颗粒中间有间隙使锂离子传输受阻和Li-DMF（N，N-二甲基甲酰胺）溶剂化分子会与电池正负极反应两项重要问题。
考虑到PVDF优良的可加工性和高的介电常数，许多科学家都在致力于研究在PVDF-HFP基体基础上进行改性提高其离子电导率。Guo等将氟化石墨烯（FG）引入到PVDF-HFP基聚合物电解质中，通过均匀分布的FG能够促进PVDF-HFP形核，抑制聚合物颗粒的快速长大从而促进锂金属电池中锂离子传输，并且引入的氟化石墨烯可以抑制聚合物电解质与电极之间的反应［47］。Wang等提出了一种由PVDF-HFP基和乙二胺四乙酸（EDTA）添加剂制成的高杨氏模量的聚合物电解质，设计示意图如图7所示［48］。由于EDTA具有给电子特性，因此它可以诱导PVDF-HFP的构象转变，一方面是通过细晶强化机制来提高聚合物的机械强度，另一方面，PVDF-HFP是顺式构象，锂离子传输的路径短，其离子电导率可达2.47×10−4 S·cm−1。Wu等制备了一种应用于锂金属电池的高性能双盐固体聚合物电解质，该电解质由互穿在PVDF-HFP纳米纤维基质中的交联NPGDA-VEC共聚物组成，以LiTFSI和LiBOB作为Li+源［49］。双锂盐的加入促进了正极和负极界面上富含B-F和B-O无机基团的稳定固态电解质中间相层的形成，实现了室温下2.64×10−4 S·cm−1的高离子电导率。
PMMA是一种轻质透明的聚合物，在25 ℃时具有约96%的无定形含量。同时，侧链上的羰基会和碳酸酯类增塑剂中的氧原子有很强的相互作用力，可作为凝胶电解质的基体，制备的凝胶电解质与锂电极之间界面阻抗低，界面稳定性好［50］。但是PMMA基电解质脆性较大，而且在室温下离子电导率低，这限制了它在固态电解质中的应用。
一般通过共聚、共混、交联等方法可以对其改性，提高其力学性能和电学性能。Chi等通过共混PMMA，PVDF-HFP和PEO三种聚合物，制备了适用于全固态锂金属电池的聚合物电解质，这种电解质的电化学窗口宽达4.7 V，在60 ℃时离子电导率可达1.87×10−4 S·cm−1，界面稳定性良好［51］。Qin等通过紫外固化工艺合成了一种由PMMA，PVDF-HFP，以及10%的Li6.4La3Zr1.4Ta0.6O12（LLZTO）组成的固态电解质，这种电解质在室温下的离子电导率是2.6×10−4 S·cm−1，拉伸强度为17.8 MPa［52］。除上述几种热门的聚合物基质外，还有聚碳酸酯基、硅氧烷基等。聚碳酸酯基中碳酸酯基团是强极性，可以减少离子聚集，增强离子电导率，但它和锂金属的兼容性很差［53］。硅氧烷基电解质具有很高的氧化稳定性［54］，加上合适的盐浓度可以实现很宽的氧化窗口［55］，但是它对离子化合物的溶解度较低［56］，影响其广泛应用，也需要借助一些改性策略来弥补不足。
综上所述，不同的聚合物基质有不同的优点和缺点，但通常都可以通过共聚、交联等手段来进行改性。研究人员提出了不同改性策略来提高电解质的离子电导率，如表2所示［35–36，38，41–42，48–49，51，57–63］。
| Electrolyte composition | Ionic conductivity/（S·cm-1） | Temperature/℃ | Electrochemical window/V | Positive and negative electrode | Operating temperature/℃ | Rate | Cycle number | Capacity retention/% | Refs. |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| PEO/LiTFSI/PI | 2.91×10-4 | 60 | 4.87 | LFP-Li | 60 | 0.3C | 418 | 89.5 | ［35］ |
| 1%BNNFs/PEO/LiTFSI | 5.05 ×10-4 | 60 | 4.75 | LFP-Li | 60 | 0.1 A·g-1 | 100 | 92.11 | ［36］ |
| GP-LiF@3-SN@120 | 2.6×10-4 | 25 | 4.9 | LFP-Li | 25 | 0.5C | 150 | ~100 | ［38］ |
| p（TFPO-PEE）/LiTFSI | 3.98×10-3 | 25 | 5.1 | NMC622-Li | 25 | 0.5C | 1000 | 78 | ［57］ |
| p（F4EO-EOEC）/LiTFSI | 1.9×10-5 | 25 | 5.2 | NCM811-Li | 30 | 0.5C | 500 | 98 | ［58］ |
| DLSE | 1.5×10-4 | 25 | 5.0 | NCM523-Li | 25 | 0.1C | 200 | 94.5 | ［41］ |
| PAN-insitu | 3.5×10-4 | 20 | 5.2 | NCM622-Li | 25 | 0.1C | 200 | 93.7 | ［42］ |
| P-PPL GPE | 8×10-4 | 80 | >4.5 | LFP-Li | – | 1C | 1570 | 92.5 | ［59］ |
| EDTA-PVDF-HFP/LiTFSI | 2.47×10-4 | 25 | 4.7 | NCM811-Li | 25 | 0.5C | 400 | 73 | ［48］ |
| N2V8L1–0.1SPE | 2.64×10-4 | 25 | 5.0 | LFP-Li | – | 0.5C | 1400 | 98.42 | ［49］ |
| p（VDF-VEPFSIS-Li）/50/50 by volume of EC |
5×10-4 | 25 | 4.3 | NMC-Li | 60 | 0.1C | 200 | 80.16 | ［60］ |
| PVDF-PPOA lithiation | 4.84×10-4 | 25 | 4.8 | NCM811-Li | – | 0.1C | 300 | 84.1 | ［61］ |
| PVDF-HFP/PDA@Li6.28La3Zr2Al0.24O12/SN/LiTFSI | 2.49×10-4 | 30 | 4.8 | LFP-Li | 30 | 2C | 687 | 93.45 | ［62］ |
| PEO/PMMA/PVDF-HFP/LiTFSI | 1.87×10-4 | 60 | 4.7 | LFP-Li | – | 0.5C | 200 | 95.7 | ［51］ |
| PVC/SN-Li6.75La3Zr1.75Ta0.25O12/LiTFSI | 6.5×10-4 | 25 | 4.96 | NCM811-Li | – | 0.5C | 150 | 82.3 | ［63］ |
作为一种传统聚合物电解质制备方法，溶液浇筑法是将所需材料溶解在适当的溶剂中，形成均匀溶液后倾倒于模具上，经过干燥或固化使溶液变为固态材料。程启和等［64］通过溶液浇筑法取一定比例的PVDF-HFP和MOF-808在DMF中混合制备凝胶聚合物电解质（GPEs），得到最高离子电导率（质量分数为10%MOF-808）为3.21 mS·cm−1，主要得益于均匀分散的MOF-808能够有效捕获和吸附阴离子，促进形成均匀的Li+通量。
相转化法是将聚合物溶解在适当的溶剂中，然后改变体系的热力学状态（如改变温度、溶剂组成等），使溶液发生相分离。随着溶剂的进一步挥发或除去，聚合物富集相固化形成膜的主体结构，溶剂富集相形成孔，从而制备出聚合物膜。Zuo等［65］将EC和PVDF以不同重量比溶解于二甲基亚砜（DMSO）/丙酮混合溶液中，搅拌后浇筑在玻璃板上，将浇铸的溶液留在空气中以制造聚合物网络并浸入去离子水中进行相转化。浸入电解液后，微球的非结晶部分吸收了大量电解液，碳酸乙烯酯链段开始拉伸，其中羟基通过氢键与溶剂和LiPF6相互作用，利于锂离子传输。当EC与PVDF的比例增加到3∶7（质量比）时，膜表现出最好的热稳定性。该固态电解质的离子电导率（1.33 mS·cm−1）远高于室温下PVDF膜（0.69 mS·cm−1），而且该固态电解质的电化学窗口高达5.25 V （vs. Li/Li+）。但是相转化流同样存在一些缺点，例如制备的电解质骨架与金属锂之间的界面阻抗较大，会影响电池的体积能量密度等。
原位聚合是将单体、锂盐、引发剂、添加剂和增塑剂在前驱体溶液中均匀混合，然后以同传统的电解液相同的注液工艺将前驱体溶液注入电池中，电池封装好后将其置于特定环境中引发前驱体溶液聚合［66］。液态前驱体可以很好地浸润正极的孔隙，有利于提高锂离子在正极中的传导率，还能够增加正极中活性物质的利用率。液态前驱体电池中聚合形成后，有利于构建良好的电极/电解质接触界面［67–68］，可以减小电极/电解质界面的阻抗，保证高效的离子传输［69–70］。很好解决前面所述溶液浇筑法和相转化法等非原位聚合方法的界面接触差、残留的溶剂副反应等问题。Zhou等［71］通过紫外辅助原位聚合合成了一种新型SPE。聚合过程中PEGDA的固化产物使DME分子处于分子拥挤状态，建立了分子拥挤离子通道。锂对称电池可以在0.5 mA·cm−2的电流密度下实现超过3000 h的稳定循环。Yang等［72］以功能性1，3，5-三缩水甘油基异氰脲酸酯（TGIC）为交联剂，通过合理设计原位聚合聚1，3-二氧戊环（PDOL）电解质，TGIC足够的含氮浓度提供了独特的碳化阻燃机制，而其和锂离子的强亲和力可以促进了锂盐的离解，制备得到的电解质锂离子电导率高达5.54 mS·cm−1。
尽管原位聚合物固态电解质界面接触良好，操作简单，其单体可以穿透孔隙和间隙填充它们而具有较低的界面电阻，但聚合物低的本征离子电导率限制其应用［73］。除此之外，聚合后电解质中残余单体和引发剂会造成电池性能下降，因此，选择合适聚合条件并对引发剂浓度、活性、用量等系统研究是十分必要的［66］。
UV固化法是一种利用紫外线（UV）辐射引发化学反应，使液态的材料迅速固化成固态的聚合物膜的技术。Liang等［74］通过UV固化法制备出固态锂金属电池的双层固体复合电解质（DLSCE），DLSCE的室温离子电导率可达2.6×10−4 S·cm−1，同时在循环过程中，锂枝晶的形成也被有效抑制。
静电纺丝法用于合成具有所需直径的一维纳米纤维，它因可以提高膜的柔性和强度从而降低界面电阻受到广泛关注。Sabrina等［75］基于电纺醋酸纤维素膜构建了一种固体聚合物电解质，其功能性酯基团中C=O基团静电吸附TFSI，从而增强电荷转移过程并促进LiTFSI的分解。这导致离子电导率的增加、电压窗口的扩大以及电池充放电性能的增强，经测试，该聚合物固态电解质的离子电导率高达2.68 mS·cm−1。Liu等［76］以木质素为单体制备了木质素单离子锂盐（L-Li），通过静电纺丝将其与聚偏氟乙烯-六氟丙烯（PVDF-HFP）构成的三维纳米纤维离子桥骨架网络，同时与聚氧化乙烯/双（三氟甲磺酰）亚胺锂（PEO/LiTFSI）作为填充材料喷涂双纺制备得到复合固态电解质。通过MD模拟得到L-Li在纳米纤维的限制锚定作用下，其阴离子作为传输位点使Li+沿着纳米纤维更快地传输； 协同PEO及其中的LiTFSI，构建丰富的三维网络锂离子传输通道，有助于实现全固态锂离子电池的高效运行。该电解质具有13.2 μm的超薄厚度，室温下高达1.3×10−4 S·cm−1的离子导电率，以及超过6000 h的稳定循环寿命。
科研人员已经开发多种聚合物电解质，而且其电化学性质、力学特征得到了显著提升。但离子电导率仍然是固态聚合物发展面临的一大难题。不同的聚合物基体有不同的优点和缺点，可根据其不同特点选择不同的改性策略以提高固态电解质的离子电导率； 聚合物电解质的制备也有多种方法，不同方法制备得到的聚合物电解质性能各不相同。
聚合物固态电解质的商业化进程取决于3大核心突破：室温离子电导率、界面化学稳定性和低成本制作工艺。为了得到性能更加优异的聚合物电解质，未来聚合物电解质的发展可以从以下几个方面进一步研究：
1）深入研究离子传导机制。理解离子传导机制可以指导更好设计高性能固态电解质，从机制层面揭示界面离子传输路径才能更好解决电极-电解质界面问题。但目前对于不同基体体系的聚合物电解质的微观离子传导机制仍未彻底明确，需进一步探索多尺度动态表征技术进行实时观测变化，运用模型进行同步预测。
2）提高离子电导率。改性后的固态聚合物电解质离子电导率取得了显著提升，然而，相较于传统的液态电解质，其电导率仍然相去甚远。另外，高离子电导率需要柔性链段，但机械强度不足难以抑制枝晶，两者往往难以兼顾。仍需探究分子调控、添加填料或离子液体等策略来提高其离子电导率，尝试探索不同拓扑设计寻找离子电导率与机械性能的最佳平衡。
3）界面工程突破。电极-电解质界面接触差导致界面阻抗高，固态聚合物电解质与界面发生副反应等问题直接影响离子传输效率及循环稳定性。原位聚合方法展现出潜力，但原位聚合过程中仍有一些问题要面对：如引发剂可能与锂电极反应，原位聚合过程通常需要在加热或惰性条件下进行等，仍需进一步探索。同时探索多尺度界面调控（如原子层沉积构建界面层、设计可自愈电解质等）。
4）固态电池产业化探索。聚合物电解质与高压正极的匹配是产业化中不可避免的技术高地，直接决定固态电池能否在能量密度、安全性以及成本上超越液态体系。不过大多数聚合物基质面临电压大于4V时易被氧化分解、正极-电解质界面发生副反应、高压正极充放电体积膨胀导致固-固接触恶化等挑战，仍需要通过材料体系优化（如开发新型基体、添加填料等）、界面稳定技术探索等研究实现突破。
所有作者均参与了研究结果的讨论并为论文撰写做出贡献。王灵娟：系统进行领域文献调查工作，负责初稿撰写，参与文章内容调整与规范化编辑； 刘国蕊：系统进行领域文献调查工作，负责初稿撰写，参与文章内容调整； 范嘉敏：负责梳理并验证研究观点与机理； 涂逢樟：统筹全文项目管理工作，提供研究所需资源支持； 张壮壮：负责整体框架指导，对全文研究逻辑进行把关，对稿件内容开展监督与审阅工作。
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