6种单原子!宫勇吉教授AEM锂金属亲锂位点新见解!
一、背景介绍
不断增长的储能需求激发了人们对高容量电极材料的追求。LMA因其无与伦比的理论比容量（3860mAh g-1）和最低的电化学还原电位（-3.04Vvs.氢电极）被视为下一代储能器件的“圣杯”。然而，由于锂金属不稳定性和锂成核的不均匀性导致锂枝晶生长和库仑效率（CE）低的挑战，极大地阻碍了LMA的应用。
为了克服这些缺点，研究人员已有诸多研究工作来稳定LMA，例如引入亲锂宿主、构建人工固体电解质界面（SEI）层以及采用固态电解质等。尽管构建人工SEI和固态电解质可以在一定程度上有效抑制锂枝晶的生长，但“无宿主”的锂沉积/剥离方式引起电极尺寸急剧变化仍会导致人工SEI的断裂和固态电解质界面的不稳定。因此，需要具有大量亲锂位点的锂宿主来均匀地引导锂沉积/剥离。例如，利用金、银纳米颗粒和锌薄膜构建亲锂位点可有效改善锂沉积。此外，杂原子（O、S、N）掺杂的石墨烯材料由于具有良好的导电性、较轻的重量和优异的亲锂性而表现出作锂宿主的巨大潜力。然而，由于杂原子与锂之间不可逆反应不可避免，在长期循环过程中会导致亲锂性的丧失。近年来，利用单原子（SA）中心不与Li发生副反应的特点来构建亲锂位点，在LMAs中引入金属原子构建SA中心是提高其与Li稳定性的一种有效方法。此外，与纳米结构的金属或金属氧化物亲锂中心相比，SA掺杂的石墨烯使每个金属原子都暴露于反应物来发挥作用，可以最大限度地提高原子效率，从而形成具有高容量的轻质电极。
宿主与锂原子的结合能通常用来评估其亲锂性。一般认为结合能越高，宿主的亲锂性越强。然而，结合能如何影响锂沉积并进一步调节LMBs性能的机理还未得到充分的阐明。幸运的是，由于物理模型建立比较简单以及合成方法较灵活，SAs掺杂的石墨烯在理论上和实验上为计算Li原子的结合能提供了一个有效的平台。
本文基于对成本和金属原子多样性的考虑，采用六种非贵金属原子锚定在氮掺杂的3D石墨烯上（表示为SAM@NG，其中M=Mn、Ni、Co、Zn、Cu、Zr），掺杂氮的3D石墨烯(NG)和原始的3D石墨烯(G)作诱导锂均匀沉积/剥离的宿主。通过构建具有丰富M-Nx位点的稳定M-Nx-C结构（其中M、N和 C分别代表金属、氮和碳原子），适当调整金属原子周围的局部化学环境，从而引起锂在亲锂位点上结合能的变化。通过评估电池性能，作者利用计算出的锂在亲锂位点上的结合能以及从头计算得到相应的结构稳定性深入比较了不同亲锂位点的LMA性能差异。SAM@NG的3D结构具有丰富的位点，大的表面积，不仅为锂沉积提供了足够的空间，而且有效地降低了局部电流密度，实现了均匀的电荷分布。因此，锂的沉积被限制在3D框架的空隙中，而不是在表面上。优化的SAM@NG在不同的电流密度和面容量条件下具有出色的锂沉积/剥离性能、低成核过电位和高的CE。
首先，通过密度泛函理论（DFT）计算吸附在这些亲锂位点上的锂原子结合能。通过比较每种材料中不同吸附位点的结合能，图1a总结了Li在这些亲锂位点上的最大吸附结合能。所有结合能均为负值，说明Li原子的吸附热力学较好。之前的研究中，研究人员用锂在亲锂位点上的结合能作为正相关标准来评估LMB的性能。Li在一种材料中的结合能越大，其LMBs的性能越好。在我们的计算中，SAM@NG体系中SAZr@NG表现出最大的(-3.24eV)结合能，接近NG（-3.28eV）。然而，SAMn@NG表现出最佳性能，与此形成鲜明对比的是，SAZr@NG和NG的电化学性能并不理想。因此，宿主材料需要对锂原子具有中等亲和力。如图1b、c所示，石墨烯对锂的弱吸附相互作用导致不受控制的锂枝晶产生。相反，相反，SAM@NG与Li之间适当的结合强度可以实现Li地均匀成核和沉积。因此，锂在亲锂位点上的结合能并不能作为预测LMB性能的唯一标准。为了进一步深入探索不同宿主和电化学性能之间的潜在相关性，作者提出了一种通用且可控的策略，称为NaCl模板法，以合成上述八种具有相似形态的材料。通过实验和第一性原理计算，深入探索了不同SA金属影响锂沉积行为的机制。
图1（a）Li原子在不同衬底上的结合能，包括石墨烯、NG、SAMn@NG、SANi@NG、SACo@NG、SAZn@NG、SACo@NG和SAZr@NG。锂沉积在LMB的（b）SAM@NG电极和（c）G电极上的示意图。
北航宫勇吉教授针对上述要点通过实验提出新的见解，认为锂原子的结合能应在一定的阈值范围内，即强到足以抑制锂枝晶生长，弱到足以避免基体结构的坍塌。利用六种单原子，比较了掺杂3D石墨烯、氮掺杂3D石墨烯和纯3D石墨烯在LMB中的性能。研究发现SA-Mn掺杂的三维石墨烯(SAMn@NG)具有最可逆的亲锂位点，该位点与Li的吸附强度适宜，既可以诱导Li均匀沉积又保持结构稳定。在Li沉积/剥离过程中，SAMn@NG的原子结构变化，如Mn原子周围键长和键角的变化，远小于结合能更高的SAZr@NG，但SAMn@NG的电池性能大大提高。这项工作为LMB中亲锂位点的设计提供了新的思路。该研究以题目为“Single-atomreversible lithiophilic sites toward stable lithiumanodes”的论文发表在能源领域国际顶级期刊《AdvancedEnergy Materials》。
1.为LMB中亲锂位点的设计提供了新的思路：锂原子的结合能应在一定的阈值范围内，即强到足以抑制锂枝晶生长，弱到足以避免基体结构坍塌；
2.比较了六种非贵金属原子锚定在氮掺杂的3D石墨烯材料（SAM@NG，其中M=Mn、Ni、Co、Zn、Cu、Zr）、掺杂氮的3D石墨烯(NG)和原始的3D石墨烯(G)作诱导锂均匀沉积/剥离的宿主，发现SA-Mn掺杂的三维石墨烯(SAMn@NG)具有最可逆的亲锂位点，该位点与Li的吸附强度适宜，既可以诱导Li均匀沉积又保持结构稳定；
3.Mn原子周围键长和键角的变化，远小于结合能更高的SAZr@NG，因此SAMn@NG通过可逆方式与Li原子偶联，不与Li反应形成其他结构，证明了其优于金属成核中心的优势。
【图2】合成和表征。（a）SAM@NG制备工艺示意图；（b）SAMn@NG的TEM 图像；（c）SAMn@NG的3DSEM图像。SAMn@NG呈现出具有大量互连的3D多孔框架；（d）SAMn@NG的HAADF-STEM图像；（d）的插图代表SAMn@NG的高倍率HAADF-STEM图像；（e）SAMn@NG（红色）、SAZr@NG（蓝色）和G（黑色）的X射线衍射图；（f）从上到下为SAMn@NG、SANi@NG、SACo@NG、SAZn@NG、SACu@NG、SAZr@NG和NG的C1s 的高分辨率XPS 光谱。
如图2a所示，SAM@NG是通过一种简便的NaCl模板法策略合成的。简言之，NaCl模板法涉及三个步骤，即前体粉末的制备、原位煅烧以及模板的去除。下文中，SAMn@NG被用作描述特征的主要例子。透射电子显微镜（TEM，图2b）和扫描电子显微镜（SEM，图2c）用于测量形态，SAMn@NG呈现出具有大量互连的3D多孔结构。在高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）图像中，没有观察到Mn金属簇或纳米颗粒，进一步表明3D石墨烯结构中Mn原子的良好分散特征。此外，基于扫描透射电子显微镜（STEM）图像的能量色散谱元素映射图（EDS）表明C、N、O和Mn均匀分布在整个骨架中。SANi@NG、SACo@NG、SAZn@NG、SACu@NG、SAZr@NG、NG和 G与SAMn@NG具有相似的形态和元素分布。为了进一步确定SAMn@NG中Mn的存在形式，使用了像差校正的高角度环形暗场扫描透射电子显微镜(HAADF-STEM)。如图2d所示，由于Mn、N、O和C的Z对比度不同，亮点应该是单分散的Mn原子。超小的Mn物质均匀地分散在SAMn@NG，没有观察到任何聚集体，这表明Mn主要以SA的形式存在。图2e中所示的X射线衍射(XRD)花样也证明了原子分散，其中不存在金属相关晶体的反射峰。类似于NG和G，在26.2°和44.1°的两个宽衍射峰可以识别到无定形碳的(002)和(100)平面。
为了探索锂原子的结合能对这些锂电池性能的影响，采用非原位SEM 表征研究了SAMn@NG（SAMn@NG与锂的结合能最低）、SAZr@NG（在SAM@NG中与Li 的结合能最高）和G电极中的Li沉积/剥离形态演变过程。首先在0.5mA cm-2下将不同容量的Li沉积在SAMn@NG、SAZr@NG和 G电极上，然后拆开电池观察电极形态。如图3a所示，经过初始激活过程后，SAMn@NG电极表面形成了均匀而薄的SEI层，很好地保留了原有的3D形貌和光滑的表面。当在SAMn@NG电极上沉积1mAh cm-2(2h)的Li时，在3D宿主的孔隙中沉积了一层薄的锂金属，表面没有观察到大的柱状锂沉积物，电极保持了原始整体的形态（图3b）。当放电容量增加到2mAh cm-2(4h)时，3D宿主内部的空间逐渐被填满，电极表面依然均匀致密（图3c）。SAMn@NG电极上的锂沉积是均匀的，而不是在顶部表面上选择性沉积。
当Li沉积在结合能较高的SAZr@NG电极和结合能略低的纯G电极上时，在SEM 图像中可以发现明显的差异。如图3e，i所示，在初始激活过程之后，SAZr@NG和 G电极上形成了不均匀的SEI层，这显著影响了后续的锂沉积。在早期的沉积阶段（1mAh cm-2，图3f，j）可以观察到粗糙且不均匀的锂沉积（锂枝晶或岛状锂）。与SAMn@NG相比，当放电容量进一步增加（2mAh cm-2）时，Li在SAZr@NG和G电极上的沉积行为差异进一步放大（图3g，k）。Li更喜欢沉积在SAZr@NG电极的表面而不是3D空隙中。此外，Li主要以岛状或柱状沉积在SAZr@NG上，仅能发现少量的Li枝晶，这可归因于结合能高的Zr-Nx位点其中发挥了一定的作用。对锂的成核和沉积有一定的积极作用。但是，这种影响在长循环周期中不会持续保持。此外，G电极的结合能太小，无法实现锂的均匀成核，导致锂枝晶的爆发生长。结合图1中SAMn@NG、SAZr@NG和 G的结合能和形态演变，我们可以得出结论，太大和太小的结合能都不利于无枝晶锂沉积。
此外，通过SEM观察所有样品在100次沉积/剥离后的表面形态（测试条件为1 mAh cm-2和1 mA cm-2，图3d、h、l）。值得注意的是，在第100 次沉积/剥离后，3D多孔结构可以保持不变，表明SAMn@NG电极上的锂沉积/剥离过程具有高可逆性（图3d）。正如预期的那样，SAMn@NG表现出良好的形态完整性，几乎没有观察到死锂。相比之下，在SAZr@NG（图3h）和G电极（图3l）的表面上可以观察到大量的死锂。遗憾的是，SAZr@NG100次循环后电极表面存在许多裂纹和起伏，无法再现原始的3D多孔形态。此外，还进行了XPS深度剖面测量，以研究SAMn@NG和SAZr@NG电极在第100次沉积/剥离后的元素演变过程。图3m展示了100秒Ar+溅射（溅射速率，0.2nm s-1）后，Mn2p的高分辨率XPS光谱结果，这归因于SAMn@NG更好的循环可逆性和结构稳定性。特别是SAMn@NG电极表面上SEI的存在导致在Ar+溅射之前无法检测到Mn 2p 信号。相反，经过500 秒的Ar+溅射，Zr3d信号还不能被检测到（图3n）。此外，除了Ar+溅射前Mn元素的原子含量极低外，其原子含量接近电池循环前的含量。相比之下，Zr原子的损失非常严重。由于SAZr@NG的结合能高得多，导致锂原子在SAZr@NG上的强吸附以及锂和氮原子之间的副反应，这将导致Zr-Nx-C结构在长期循环中坍塌。因此，在第100次沉积/剥离后，Zr原子可能会溶解在电解液中，不再以SA的形式存在。表面状态和形态的急剧变化验证了SAMn@NG提高锂沉积/剥离均匀性方面的积极作用。无枝晶锂沉积和高界面稳定性得益于SAMn@NG 对锂吸附的适当结合能。
【图4】用于锂沉积/剥离的SAM@NG、NG和G电极的循环稳定性以及Li-SAMn@NG||LFP、Li-NG||LFP和 Li-G||LFP电池的电化学性能。1mA cm-2容量为1 mAcm-2的（a）锂沉积在电极上的库仑效率（SAMn@NG（红色）、SANi@NG（橙色）、SACo@NG（黄色）、SAZn@NG（绿色）、SACu@NG（青色）、SAZr@NG（蓝色）、NG（紫色）和G（黑色））；（b）在SAMn@NG（红色）、SANi@NG（橙色）、SACo@NG（黄色）、SAZn@NG（绿色）、SACu@NG（青色）、SAZr@NG（蓝色）、NG（紫色）和G（黑色）电极，在1 mA cm-2时，面积容量为1 mAhcm-2；（c）SAMn@NG电极的第10、50、100、150、200和 250次循环的电压曲线，1mA cm-2循环容量为1mAhcm-2；（d）使用SAMn@NG（红色）、SANi@NG（橙色）、SACo@NG（黄色）、SAZn@NG（绿色）、SACu@NG（青色）、SAZr@NG（蓝色）、NG（紫色）和G（黑色）电极循环前对电池进行电化学阻抗谱测试；（e）Li-SAMn@NG||LFP在不同倍率下的充放电曲线；（f）Li-SAMn@NG||LFP、Li-SAZr@NG||LFP和Li-G||LFP电池的倍率性能；（g）Li-SAMn@NG||LFP（红色）、Li-SAZr@NG||LFP（蓝色）和Li-G||LFP（黑色）电池在1 C（1C = 170 mA g-1）下的循环性能。
进一步研究不同电极的电化学特性，以了解电池性能和结合能之间的关系。首先通过将Li箔与这八种电极配对来组装Li||Cu电池。图4a展示出不同电极在不同电流密度和容量下的CE。如图4a所示，在1mA cm-2下循环容量为1mAh cm-2，SAMn@NG电极表现出最长的循环寿命（超过290次循环）和最高的平均CE（99.0%）。相比之下，SAZr@NG电极的平均CE在100次循环后只能保持相对稳定在97.7%。至于G电极，CE在第50个循环时可以达到96.8%，然后在70个循环后保持振荡并迅速衰减到90%以下。此外，SANi@NG、SACo@NG、SAZn@NG、SACu@NG和 NG电极电池分别在190、160、140、115和 90次循环后，CE降至95%以下。值得注意的是，不可逆容量损失可归因于电极材料表面的3D多孔结构和SEI 再生。
对于不同的SAM@NGs，M-Nx-C结构中不同的SA金属会导致M-Nx活性位点对Li+的不同影响进而影响电化学性能。本文总结了不同电极上锂电镀/剥离的相应电压曲线，如图4b所示。SAMn@NG电极（56.0mV）在第40个锂沉积/剥离循环时的过电位远小于SAZr@NG电极（72.5mV）和 G电极（99.6mV），这可归因于SAMn@NG优异的结构稳定性和适当的Li结合能促进Li十分均匀地沉积，进一步抑制了SEI在长期循环中的过度生长。图4c说明不同循环的电压曲线几乎相同，表明SAMn@NG电极上的高度可逆的锂电镀/剥离行为。相比之下，在SAZr@NG电极和G 电极的第100 次循环和第80 次循环时，剥离Li的量明显减少。与SAMn@NG相比，结合能较高的SAZr@NG和结合能较低的G均表现出不良的Li||Cu电池性能，因此在合适的阈值范围内结合能是保证优异电化学性能的前提。
为了进一步证明SAM@NG电极在实际应用中的适用性，将0.6 mAh cm-2Li沉积在SAMn@NG电极上（记为Li-SAMn@NG）用作与LiFePO4配对的全电池的负极，正极（LFP，0.58mAh cm-2，N/P≈ 1）。类似地，还组装了与0.6mAh cm-2Li-SAZr@NG配对的全电池和带有LFP（0.58mAh cm-2，N/P≈ 1）正极的Li-G负极。全电池在2.3-3.9V电压范围内的充电/放电曲线如图4e所示。Li-SAMn@NG||LFP电池在 0.1C (1 C = 170 mA g-1)表现出164 mAh g-1比容量以及在1、2C高倍率条件下电压极化略有增加，分别保持在144和 123mAh g-1。如图4f所示，Li-SAMn@NG||LFP电池表现出良好的倍率性能。Li-SAZr@NG||LFP电池和Li-G||LFP电池的放电容量表现出与Li-SAMn@NG||LFP电池相似的趋势，而当放电容量在2C时(Li-SAZr@NG||LFP电池和Li-G||LFP分别为117.1mAh g-1和92.4mAh g-1）。如图4g所示，Li-SAMn@NG||LFP电池在1C时的初始容量为144.4mAh g-1并保持90%的容量保持率（130.1mAh g-1)超过210个循环，具有超高CE。
【图5】Li结合能和结构稳定性的理论模拟。（a）在G和 SAMn@NG上，Li浓度范围为每平方纳米0.15至1.18个锂原子的结合能（eV/锂原子）。插图表示所研究系统的锂原子吸附构型。锂原子吸附在（b）SAMn@NG和（c）SAZr@NG上的优化几何结构。Li原子在SAM@NG中与配位原子沉积前后相应的原子位置（d）键长和（e）键角的相对变化。（f）一个锂原子和（g）两个锂原子吸附在SAMn@NG上最稳定构型的微分电荷密度。底部数字是锂原子的结合能（每个锂原子的eV）。黄色和浅蓝色表面分别对应于电荷增益和损失区域（等值面：0.002e Å-3）。锂、碳、氮、锰和锆分别用浅绿色、棕色、银色、紫色和绿色标记。
实验结果表明，结合能较高的SAZr@NG和结合能相对较低的石墨烯电化学性能（图1a）表现都不令人满意，这似乎验证了前面提到的假设。从DFT 计算中，得出结论，Li在G 上的吸附显示出比SAMn@NG上的结合能略低的结合能。但是，它的性能远逊色于SAMn@NG。为了解释这种现象，系统地研究了不同量的锂在亲锂位点上的吸附行为。计算结果如图5a所示。对于G，最稳定的吸附位点对应于空心位点（在六边形中心的顶部，如图5a的左下角所示)，相应地，在C原子顶部和C-C键中间吸附的结合能相对较高。Li在SAMn@NG上最稳定的吸附位点是包含金属原子、C原子和N原子的六元环的中空位点（如图5a的右上角所示）。正如预期的那样，当 Li的浓度增加时，由于相邻Li原子的接近引起的库仑斥力增加，结合能的绝对值会降低。有趣的是，Li在SAMn@NG上的结合能都高于相同浓度的G。当Li 的沉积量增加时，Li在 G上的结合能比在SAMn@NG上的结合能下降得更快。此外，Li在 SAZr@NG上的结合能远高于SAMn@NG 和G在相同浓度下的结合能。当Li的沉积量增加时，SAZr@NG的结合能仍处于较高的值范围内且变化不规则。这些结果表明，沉积Li含量变化并没有显着改变SAMn@NG对Li的结合作用，进一步证实了Mn-Nx-C结构的引入可以有效地提高锂的亲锂性。
为了了解锂在SAMn@NG和G上不同的吸附行为，计算了SAMn@NG上的电荷密度差异和在SAMn@NG上的单/双锂原子吸附（图5f，g）。在没有锂吸附的情况下，金属原子和N原子之间的强相互作用有助于电荷从金属转移到石墨烯基体，导致相邻C和N原子的电子富集环境，这表明单个金属原子与围绕石墨烯基体中的N原子可以有效调节局部电子结构，从而优化Li吸附并促进随后的成核。当锂原子吸附在亲锂位点上时，吸附的锂原子与衬底上的氮原子之间存在显着的电荷转移。这一事实表明，Mn-Nx在石墨烯层上引入的配位结构提供了一个有效的电子吸附中心，它可以调节局部电子密度并使锂原子能够选择性地沉积在亲锂位点。相反，石墨烯的疏锂性源于衬底上的所有C原子都充当吸电子中心，不能明显调节电荷分布。因此，与石墨烯相比，SAMn@NG表现出优异的锂吸附性能，即锂原子的结合相互作用不受锂沉积含量的显着影响，这与图5a所示的模拟结果一致。
为了进一步探究SAMn@NG比其他 SAM@NG电化学性能提高的内在原因，系统地使用DFT计算了实验中考虑的所有八个体系的结构稳定性和结合能。选取SAMn@NG 和SAZr@NG作为两个典型例子进行分析。图5b，c分别表示具有SAMn@NG 和SAZr@NG的最大结合能的吸附构型。发现具有中等结合能的SAMn@NG在锂沉积后具有良好的结构稳定性。然而，SAZr@NG与锂原子之间更强的结合合作导致结构向原来的层状结构明显坍塌，原本位于平面内的Zr原子被锂吸附显着推出平面外。随着锂沉积量的增加，对层状结构的破坏会不断加剧。
基于上述讨论，结合SAMn@NG和 SAZr@NG之间不同的锂沉积/剥离形态演变的SEM图像（图 3）和循环稳定性（图4g）测试观察到的结构稳定性，作者认为配位结构也是影响锂在SAM@NG上沉积的主要因素。将SA-Mn引入石墨烯层不仅可以为锂沉积提供足够的成核位点，而且会影响锂沉积过程中的结构稳定性。图5d、e总结了在SAM@NG中沉积Li 前后金属原子与周围配位N原子之间的键长和键角的相对变化。变化值的大小可以反映SAM@NG结构的稳定性。在SAM@NG沉积Li的过程中研究了Li最稳定的吸附构型。SAMn@NG、SANi@NG、SACo@NG、SAZn@NG、SACu@NG和 SAZr@NG中，金属原子与周围N原子之间的最大键长变化分别为0.005、0.022、0.026、0.047，0.049和 0.103Å，键角分别变化0.06°、1.21°、1.32°、2.76°、3.70°和9.05°。显然，沉积Li后SAMn@NG的键长和键角的相对变化远小于SAZr@NG，表明在石墨烯中引入SA-Mn可相应显著地提高结构稳定性，这与前文XPS的分析一致（图3m，n）。并且SAZr@NG中相对较大的键长和键角变化与Li和基板之间的强键合强度（-3.24eV）相匹配，这种情况与NG中的情况相似。因此，SAMn@NG在长期循环中表现出比SAZr@NG更好的电化学性能。
此外，作者还研究了锂在SAMn@NG、SAZr@NG和SACu@NG上的双位点吸附，即两个锂原子同时吸附在衬底上，这种情况更接近实验情况。计算结果表明，SAM@NG(M= Mn, Zr, Cu)与Li在双位点吸附中与单位点吸附相似，表明Li与宿主之间的键合相互作用不受两侧Li沉积量增加的明显影响。因此，可以得出结论，SAMn@NG可以作为可逆的亲锂位点，在锂电镀/剥离过程中键长和键角变化很小。
此外，还计算了已知亲锂物质（如Au、Ag和Sn）的结合能，以与本工作中显示的结果进行比较。有趣的是，Li原子在 Ag/Au和 Sn表面的每个吸附位点上的结合能都在本工作提出的阈值范围内。换言之，Li原子在Ag/Au和Sn表面的结合能与SANi@NG 和SACo@NG的结合能大致接近，但大于SAMn@NG。这一事实与这些金属与锂发生合金化反应的现象是一致的。相比之下，SAMn@NG通过可逆方式与Li原子偶联，但不与Li反应形成其他结构，证明了其优于金属成核中心的优势。因此，本工作提出的关于锂原子结合能的标准是可靠和普遍的。
在这项工作中，作者通过简单的NaCl模板策略提出了一种用于合成六种3D-SAM@NG特性良好且可定制的方法，找到了与锂原子具有适当结合能方式。通过理论计算与实验分析相结合，提出了可逆亲锂位点的概念，该位点在沉积锂/剥离锂过程中对化学结构的影响很小。可逆亲锂位点的关键是锂吸附在主体上的结合能应在一定的阈值范围内。结合能过大会导致主体结构坍塌，结合能过小则不利于锂金属的成核，导致锂枝晶的生长。这项工作提供了一个新的视角来说明结合能对Li 的影响对LMA性能的影响。
参考文献
Zhilin Yang, Yan Dang, PengboZhai, Yi Wei, Qian Chen, Jinghan Zuo, Xiaokang Gu, Yong Yao, XingguoWang, Feifei Zhao, Jinliang Wang, Shubin Yang, Peizhe Tang,* andYongji Gong*, Single-atom reversible lithiophilic sites toward stablelithium anodes, AdvancedEnergy Materials, DOI: 10.1002/aenm.202103368
https://onlinelibrary.wiley.com/doi/10.1002/aenm.202103368