01 導讀

鑒于理論容量高，合金基負極是鋰離子電池(LIBs)的有前途的候選材料，以滿足當今便攜式電子設備和電動汽車的嚴格要求。然而，體積膨脹和不可逆粉化的固有限制導致LIBs的容量急劇衰減和循環壽命短。液態金屬具有與生俱來的大容量，擁有液體的變形能力，可以從根本上避免電化學反應過程中的大體積變化。

02 成果簡介

近日，東南大學孫正明、章煒和南京航空航天大學張騰飛等報道了一種簡單的策略，將2D Ti3C2TxMXene自組裝成3D結構，同時將共晶鎵銦(EGaIn)原位封裝在單個“MXene單元”中。在單元內部，從三元固體合金中提取鋰離子使LM回到二元液態，實現了破裂或粉碎結構的自修復過程。

在單元外部，Ti3C2Tx骨架的彈性網絡緩沖了鋰化EGaIn的體積膨脹。如此制備的LM-Ti3C2Tx負極表現出優異的倍率性能(489 mAh·g-1，5 A·g-1)和優異的循環穩定性(4500次循環后為409.8 mAh·g-1，90.8%容量保持率)。此外，作者證明了可逆的液-固相變和獨特的銦核/鎵殼結構的形成是其自修復性能的原因。

03 關鍵要點

這項工作有效地解決合金基負極材料固有的體積膨脹問題。

04 核心內容解讀

圖1LM-Ti3C2Tx的制作工藝示意圖：結合外部MXene骨架的彈性網絡（路線1），緩沖體積膨脹和LM從內部的體積自愈合能力（路線2），以保持結構的完整性。

如圖1所示，豐富的表面官能團（-F、-O和-OH）賦予MXene通過配位鍵與LM反應的可能性，并將LM原位限制在其互聯網絡內。原位封裝技術均勻地將液態金屬納米顆粒（LMNPs）限制在獨立的“MXene單元”中，從而抑制了電化學過程中其聚集，并緩沖了其從外部的體積變化（圖1，路徑1）。

此外，即使巨大的體積膨脹導致了單元內LM的破壞，但其較大的表面張力和液體性質也會自我愈合，以保持結構的完整性（圖1，路徑2）。

圖2(a)LM-Ti3C2Tx水凝膠和LM-Ti3C2Tx復合材料的數碼照片。在不同的放大倍數下，凍干的LM-Ti3C2Tx復合水凝膠的(b)和(c) SEM圖像，證實了2D Ti3C2Tx已組裝成三維結構。(d)Ti、C、Ga和In的相關EDS表明，LMNPs在Ti3C2Tx骨架中均勻分布。(e)LM-Ti3C2Tx復合材料的TEM圖像，以及(f)LM-Ti3C2Tx中Ti3C2Tx的（004）晶面的HRTEM圖像。

LM-Ti3C2Tx復合材料是通過水凝膠樣品的冷凍干燥來實現的（圖2a）。LM-Ti3C2Tx的掃描電子顯微鏡圖像證實了2D Ti3C2Tx已經組裝成一個3D結構（圖2b）。放大后的掃描電鏡圖像（圖2c）顯示，LMNPs被封裝在“MXene單元”中。EDS結果進一步表明，LMNPs在三維網絡中分布均勻（圖2d）。高分辨率透射電子顯微鏡（HRTEM）圖像和相應的元素分布圖顯示，LMNPs錨定在直徑為200-500 nm的Ti3C2Tx納米片上（圖2e）。Ti3C2Tx的（004）晶面如圖2f所示。

圖3Ti3C2Tx單體、LM和LM-Ti3C2Tx的(a) XRD，表明LMNPs與Ti3C2Tx的緊密結合。(b) Ti3C2Tx單體和LM-Ti3C2Tx的氮吸附/解吸等溫線和(c)孔徑分布曲線。LM-Ti3C2Tx的(d) XPS Ti 2p (e) Ga 2p和(f)In3d波譜，證明了LMNPs的鈍化層與Ti3C2Tx納米片上的官能團之間的配位。

圖3a顯示了EGaIn、Ti3C2Tx和LM-Ti3C2Tx復合材料的XRD。在LM-Ti3C2Tx樣品的35度處出現的寬峰為非晶LM，在7度處出現的明顯峰對應于Ti3C2Tx納米片的（002）晶面。與Ti3C2Tx單體相比，（002）晶面衍射峰表現出輕微的遷移，這表明Ti3C2Tx納米片有更大的空間層。

氮氣吸附/解吸等溫線（圖3b和圖3c）表明，3D多孔LM-Ti3C2Tx具有豐富的分層孔隙結構，具有較大的比表面積（14.6 m2 g-1），平均孔徑為11.1 nm。與Ti3C2Tx（8.8 m2g-1，平均孔徑為16.03 nm）相比，構建三維骨架可以獲得更多的活性位點，從而實現高效的離子/電子傳輸和電解質滲透。3D LM-Ti3C2Tx的形成表明LMNPs與Ti3C2Tx之間有很強的界面反應，可以阻止LMNPs與集流體的直接接觸，抑制LMNPs的團聚。

作者用X射線光電子能譜（XPS）分析了其反應機理。Ti 2p、Ga 2p和In 3d波譜分別如圖3d、3e和3f所示。XPS結果證實，Ga3+可以與Ti3C2Tx表面的-O基團相互作用，導致Ti3C2Tx的凝膠化過程，這不僅為LMNPs提供了優越的約束，而且抑制了Ti3C2Tx納米片的重新堆積，從而賦予復合材料足夠的空間來緩沖LMNPs的體積膨脹。

圖4 LM-Ti3C2Tx負極的(a) CV曲線。循環后LM-Ti3C2Tx負極前后的(b)奈奎斯特圖。(c)在0.1 A g-1下，LM-Ti3C2Tx和LMNPs負極的循環性能。(d)LM-Ti3C2Tx負極的恒電流充放電曲線。(e)LM-Ti3C2Tx和LMNPs負極的倍率性能。(f)LM-Ti3C2Tx負極與其他液態金屬基負極的比較。(g)在5 A g-1下，LM-Ti3C2Tx和LMNPs負極的循環性能，表現出“內到外”設計的優勢，實現高循環性能。(h)不同掃描速率下的LM-Ti3C2Tx負極的CV曲線以及相應的(i)峰值電流線擬合，證明了法拉第/非法拉第行為的協同控制。(j)不同掃描速率下的贗電容貢獻，表明電容貢獻與掃描速率之間存在正相關關系。

對于LM-Ti3C2Tx的循環伏安法（CV）曲線（圖4a），第一個循環中的不可逆性歸因于SEI薄膜的形成。在0.75 V和0.9 V的陽極峰對應鎵中Li+的提取，而在0.64 V和0.55 V的陽極峰對應銦的脫鋰化。鎵的陰極鋰化分別發生在0.53 V和0.72 V，銦的陰極鋰化發生在0.43 V和0.68 V。

由于LM-Ti3C2Tx復合材料的約束制備策略，所制備的負極具有很大的可逆性。循環前后負極的奈奎斯特圖如圖4b所示。循環過程（循環前Rct=45.6 Ω，循環后Rct=27.8 Ω）后的阻抗下降可歸因于電化學激活和氧化層的去除。

通過將Ti3C2Tx和LM的質量比調整為1：2，在0.1 A g-1的條件下經過100次循環后容量為791 mAh g-1，與原始LMNPs（100次循環后為305 mAh g-1）相比，表現出良好的循環穩定性。此外，LM-Ti3C2Tx復合材料還獲得了更優越的倍率性能（圖4d和4e）。

即使在5 A g-1下，它仍然提供489 mAh g-1的容量，與其他基于LM的LIBs相比，顯示出最好的倍率性能（圖4f）。此外，質量比為2：1的負極（LM：Ti3C2Tx）在5 A g-1時循環性能最好（圖4g)，提供了451.3 mAh g-1的初始容量，4500次循環后保持409.8 mAh g-1（容量保留率為90.8%），CE為99.1%。

相比之下，LMNPs負極提供的初始容量為433.5 mAh g-1，這表明LM-Ti3C2Tx的主要容量貢獻來自于LM。然而，未封裝的原始LM有團聚的傾向，導致電化學性能迅速衰減，在5 A g-1時僅產生20 mAh g-1的容量，在2000次循環后失效。在不同的掃描速率（0.1~1 mV-1）下，作者通過CV測量分析了LM-Ti3C2Tx電極的鋰存儲動力學，如圖4h所示。

對鋰存儲的典型貢獻可分為雙層電容充電（通常在電容器中），表面離子存儲中的電容貢獻（即贗電容）以及鋰化過程中的擴散控制（通常在電池中）。

對于納米級活性材料，電容效應對鋰的存儲有至關重要的貢獻，可以用公式i=avb進行分析。其中i和v分別對應峰值電流和掃描速率，而a和b為可變常數。一般來說，當b = 1時，識別為一個電容控制過程，b = 0.5對應于一個與傳統電池類似的擴散過程。

通過進一步分析陽極峰（O1和O2）和陰極峰（R1和R2），確定b的擬合值分別為0.66、0.68 0.73和0.66，表明電容過程對b有重要貢獻（圖4i）。不同掃描速率下的電容貢獻如圖4j所示，較高的掃描速率導致較大的電容貢獻，LM-Ti3C2Tx電極的Li+存儲機制在高電流密度下被電容控制。

圖5 (a)LiFePO4//LM-Ti3C2Tx全電池從0.2 C到5 C的倍率性能（1 C=170 mA g-1）。(b) LiFePO4//LM-Ti3C2Tx全電池在電流密度為1 C下的前三個周期的充放電曲線。(c) LiFePO4//LM-Ti3C2Tx全電池在1 C下的循環性能。LiFePO4//LM-Ti3C2Tx的d)dQ/dV曲線。

作者組裝了一個結合LM-Ti3C2Tx和商用LiFePO4的全電池，N/P比約為1.2：1，以評估其實際應用。LiFePO4//LM-Ti3C2Tx全電池在0.2、0.5、1、2和5C條件下的容量分別為132、117、107、95和69 mAh g-1。當恢復到0.2 C時，它仍然可以提供121 mAh g-1的容量（圖5a）。LiFePO4//LM-Ti3C2Tx在1C電流密度下的充放電曲線圖如圖5b所示，初始充電容量為118.1 mAh g-1，ICE為93.9%，150次循環后容量為105.5 mAh g-1,容量保持90.2%（圖5c），平均CE為99.35%。

基于恒流充放電結果的dQ/dV曲線如圖5d所示。2.75 V時的主要陰極峰對應于Li-Ga合金的形成，2.93 V和2.99 V時的峰可歸因于Li-In合金化過程。在2.49 V和2.67 V處的陽極峰可以歸因于從LM中提取Li+，對應于LM脫合金過程的平臺貢獻，在后續循環中沒有明顯的變化，表明全電池具有良好的可逆性和穩定性。

圖6 在5 A g-1時，(a)循環前，(b)完全放電，以及(c)充滿電的LM-Ti3C2Tx電極的掃描電鏡圖像，在鋰化/脫鋰過程中表現出可逆的液固相變。(d)在電流密度為0.1 A g-1時，在14°-45°的原位XRD，表明合金化/去合金化過程中的相變和相分離。(e)由SSOL5數據庫得到的Li-Ga-In三元等溫線相圖，預測固-液相變。(f)完全合金化后的LMNPs的HADDF-STEM圖像和相應的EDS，顯示了一個獨特的銦核/鎵殼結構。(g)鋰化后，固體Li2X（X= Ga/In）的晶體結構。(h)電化學反應過程中EGaIn的可逆液固轉變示意圖。

為了探討LM在合金化/去合金化過程中的自愈合行為，作者采用掃描電鏡分析了LMNPs的形貌。LM-Ti3C2Tx電極保留了LM-Ti3C2Tx復合材料的三維結構。最初，LMNPs保持了直徑為500 nm的規則球形（圖6a）。完全放電后，LMNPs表現出明顯的變形（圖6b），這可能是由于在高電流密度下的快速液固轉變。此外，非各向同性的包埋過程也導致了LMNPs的不均勻體積變化和表面粗糙化。在去合金化過程中，它們表現出優越的可逆性，并恢復到球形狀態（圖6c）。

由于LM的內在自愈合特性與相變有關，因此，作者采用原位XRD分析了LM基電極的完整鋰化/脫鋰過程（圖6d）。一開始沒有明顯的衍射峰，Ga在0.75 V時優先參與鋰化過程。隨著連續鋰化，Ga轉化為Li2Ga7和LiGa，最終形成Li2Ga。在23度和25度處出現的峰分別來自于Li-Ga合金的（020）和（110）晶面。

同時，In的峰出現在0.7 V，對應于其（110）晶面，由于Ga的鋰化而分離，然后逐漸從In向InLi3In2相變，最后形成Li2In，對應37和42度峰，可歸屬于Li-In合金的（200）和（041）晶面。合金化和脫合金過程與電極的平臺容量相一致，因為EGaIn在脫合金后可以逆轉到其初始的共晶狀態。

為了進一步闡明LM的相變行為，作者利用相圖預測了其在電化學反應過程中的物理狀態。Li-Ga-In三元等溫線相圖如圖6e所示。在放電過程中，鋰可以逐漸與LMNPs進行合金化，然后轉化為固相。如圖6f所示，TEM觀察了完全鋰化LMNPs的形態和元素分布。

與LMNPs的初始狀態不同，鎵和銦存在不均勻的位置，形成了獨特的銦核/鎵殼結構。由于高親鋰性，鎵原子在電化學反應中逐漸遷移到粒子的殼層，導致銦在中心富集，形成扭曲的體心立方體結構（圖6g）。另一方面，鎵原子在合金化前遷移到殼層中，因此由于過冷效應而保持液態。液態殼還可以作為“粘合劑”來固定由固相產生引起的局部“裂紋”。

當完全鋰化后，液體殼固化形成一個獨特的銦核/鎵殼結構（圖6h)。在脫鋰過程中，EGaIn可以自發地進行相變，返回到液態，實現了LM基電極的自愈合特性。

05 成果啟示

本文通過LMNPs的鈍化層與Ti3C2Tx豐富的官能團之間的協同作用，設計了一種簡便的策略，將EGaIn封裝在3D Ti3C2Tx-MXene骨架中。在內部，LM的流體性質從根本上解決了粉化問題，而從外部，彈性Ti3C2Tx網絡提供了穩定的支持，緩沖了體積膨脹。內外設計的協同效應使LM- Ti3C2Tx負極具有優越的倍率性能和較長的循環壽命。這項工作展示了一種獨特的方法來解決合金基負極材料的基本挑戰，并為自愈合LIBs的制造提供了新的前景。

審核編輯：劉清