背景介紹

鋰離子電池中的轉換型正極通常由Fe、Cu、O、S等成本較低且環境友好的元素組成，其容量比插層型正極大得多，過渡金屬氟化物（MFx）既能提供》2.0 V的高氧化還原電位（由于金屬-氟化物鍵的高離子性），又能在單位公式中允許多個電子轉移而具有大容量，目前的主要挑戰之一是其循環穩定性。氟化銅（CuF2）具有高理論電位（3.55 V vs. Li/Li+），高理論容量528 mAh/g，在所有金屬氟化物正極中具有最高的能量密度。但由于在充電/放電循環期間嚴重的Cu 離子溶解，CuF2 正極循環不超過5圈。

二、正文部分

1、成果簡介

近日，馬里蘭大學王春生教授，達爾豪斯大學楊崇銀教授利用海藻酸鈉（SA）粘結劑和水溶劑制備CuF2電極可以抑制CuF2在有機電解質中的溶解。使用水作為漿料溶劑和海藻酸鈉 （SA） 作為粘合劑，在電極制造過程中在 CuF2 顆粒表面形成 2+ 配位海藻酸鈉 （Cu-SA） 成功地抑制了銅的溶解。痕量溶解在水中的CuF2 中的2+ 可以與SA 粘合劑原位交聯，在CuF2 表面形成保形Cu-SA 層。電極干燥過程中水分蒸發后，Cu-SA 層為鋰離子導體但為 Cu2+ 絕緣體，可有效抑制 Cu 離子在有機 4 M LiCO4/EC-PC 電解質中的溶解，增強 CuF2 的可逆性。具有 SA 粘合劑的 CuF2 電極在 0.05 C 下循環 50 次后的可逆容量為 420.4 mAh/g，能量密度達到 1009.1 Wh kg-1證明了該策略的有效性。該研究以題目為“Super-reversible CuF2 cathodes enabled by Cu2+ coordinated alginate”的論文發表在國際頂級期刊《Advanced Materials》上。

2、研究亮點

本工作通過CuF2、水和SA混合到電極漿料實現在CuF2納米粒子表面原位形成Cu2+配位SA層，交聯的SA能夠實現Li+的傳輸，但它阻礙Cu2+的傳輸，有效抑制CuF2正極中Cu離子在有機電解質中的溶解，減少電解質/電極界面之間的不良相互作用。實驗結果顯示， H-CuF2-SA電極在0.05C下循環50次，可逆容量420.4 mAh/g，能量密度1009Wh kg-1，高于大多數金屬氟化物，體現了Cu基氟化物正極的優異性能。

3、圖文導讀

【圖1】（a）海藻酸鈉（SA）鏈的化學結構；（b） Cu-SA凝膠和Cu-SA化學結構的數字圖像，直觀展示SA和Cu2+離子的交聯過程作用；（c）干燥后SA和Cu-SA粉末的拉曼光譜；（d） PVDF、SA和Cu-SA薄膜在EC/PC溶劑中的溶脹比。

SA是一種從褐藻中提取的天然多糖，是α- l -古洛醛基單元（G區）和β- d -甘露醛基單元（M區）的共聚物家族，含有大量的羥基和羧基（圖1a）。這些G區中含有極性氧原子的富電官能團可以與多價陽離子交聯，形成穩固的網絡結構。將稀釋后的CuF2水溶液逐滴加入SA水溶液中，SA分子立即與Cu2+離子發生相互作用，形成具有“蛋盒結構”的藍色Cu-SA水凝膠（圖1b）。利用傅里葉變換紅外（FTIR）表征了SA與Cu2+離子之間的強交聯。為了減少游離水的強-OH基團信號，在FTIR測量前，將Cu-SA水凝膠干燥并研磨成粉末。如圖1c所示，SA粉末在~3300 cm-1處呈現出與氫鍵O-H伸縮振動相關的寬頻吸收帶，在1000 ~ 1700 cm-1處出現一系列與C-O鍵相關的尖銳峰與Cu2+交聯后，C-O吸收峰發生明顯的藍移。 位于1592、1406和1026 cm-1的峰與COO-和C-O-C基團的不對稱/對稱振動有關，分別移至1608、1412和1032 cm-1。這些峰移為SA和Cu2+離子之間的化學相互作用提供了強有力的證據。

通過測定SA和Cu-SA膜在EC/PC有機溶劑中浸泡24 h后的增重，來評價SA和Cu-SA膜在EC/PC有機溶劑中較低的溶脹率，這對有效抑制Cu傳輸和快速鋰離子傳輸是重要的，為比較PVDF膜在相同溶劑中的增重也進行了評價。如圖1d所示，SA和Cu-SA膜的增重分別為14.5%和8.5%，而相同厚度的PVDF膜吸收了大量的碳酸鹽溶劑，增重達42.4%。SA和Cu-SA的低膨脹性保證了Cu-SA層在CuF2表面的高穩定性。對水SA漿料制備的羥基化CuF2電極的電化學性能進行了評價，并與NMP-PVDF漿料制備的無水CuF2電極進行了比較。通過球磨CuF2-科琴黑（KB）混合物對無水納米顆粒和羥基化CuF2進行碳包覆，以提高反應動力學。CuF2與科琴黑導電劑（KB）高能球磨（HBM）后，將不規則顆粒轉化為平均粒徑約為10 nm的CuF2納米晶團塊。

更重要的是，小的CuF2納米顆粒被KB納米顆粒連接并緊密包圍，形成連續的導電網絡，從而大大提高了CuF2的電子導電性。通過TEM對碳包覆的無水納米顆粒和羥基化CuF2納米顆粒的形貌進行了表征。

與原始樣品不同的是，無水納米顆粒在單個粒子中只能觀察到一種類型的晶格條紋，而相應的SAED圖像仍然以多個衍射環的形式顯示，表明HBM CuF2納米顆粒的單晶性。采用x射線粉末衍射（XRD）測定HBM處理后CuF2納米顆粒的相結構。HBM處理后，無水CuF2樣品沒有觀察到額外的峰，所有的峰與單斜CuF2 （JCPDS #42-1244）匹配良好，表明是無水CuF2的純相。

然而，在HBM含水CuF2納米顆粒中觀察到與層狀Cu（OH）F （JCPDS #07-0306）有關的新衍射峰，這是由于HBM過程中隨著溫度的升高部分含水CuF2分解。此外，HBM處理后明顯拓寬的峰寬也證實了這些HBM CuF2樣品的納米晶性質。

【圖2】（a） H-CuF2-SA電極制備原理圖;（b）（c）原始H-CuF2-SA電極納米顆粒的TEM圖像和（d） 原始H-CuF2-SA電極納米顆粒的HRTEM圖像;（e） H-CuF2-SA納米顆粒的HAADF-STEM圖像以及相應的Cu、F、O元素的EDS圖譜;（f） （g）原始H - CuF2 -PVDF電極納米顆粒的TEM圖像和（h） HRTEM圖像;（i） H-CuF2-PVDF電極納米粒子的HAADF-STEM圖像以及相應的Cu， F， O元素的EDS圖譜。

圖2a為SA粘結劑羥基化CuF2電極（簡稱H-CuF2-SA電極）的制備過程。與傳統的電極制備工藝不同，我們沒有直接將SA水溶液與CuF2顆粒混合，以避免SA與Cu2+離子之間的快速交聯效應。我們先用CuF2納米顆粒球磨SA粉，以保證SA分散均勻，與CuF2顆粒接觸緊密。然后將KB加入到球磨的CuF2-SA混合物中，進一步球磨得到CuF2-KB-SA納米顆粒（HBM-CuF2-KB-SA）。人工連續研磨過程中，滴加去離子水作為粘結劑溶劑到HBM-CuF2-KB-SA混合物中。CuF2溶解度低，SA溶解過程緩慢，可以有效地阻止大型Cu交聯SA水凝膠（Cu-SA）的快速生長，確保在CuF2- kb表面原位形成薄的Cu-SA層。H-CuF2-SA電極粉末的TEM圖像顯示，CuF2表面的Cu-SA層厚度為~5 nm（圖2b， 2c）。HRTEM圖像顯示Cu-SA層為非晶結構（圖2c， 2d）。圖2d中晶格平面間距為0.319 nm的納米晶體可以被索引為Cu（OH）F的（011）晶格平面。由無水CuF2·2H2O到Cu（OH）F的相變是由于電極干燥過程中有水CuF2·2H2O的熱分解引起的，這與相應的XRD圖一致。Cu， F和O元素映射圖也顯示了Cu-SA和SA的均勻分布（圖2e）。為進行對比，采用PVDF粘結劑和NMP溶劑制備了沒有Cu-SA涂層的CuF2·2H2O-KB電極（簡稱H-CuF2-PVDF電極）。

由于H-CuF2-PVDF中的PVDF粘結劑很難觀察到，其形貌與HBM-H-CuF2-KB納米顆粒幾乎相同（圖2f-g）。平面間距為0.245 nm的單個粒子中的平行晶格條紋與Cu（OH）F的（200）晶格平面有關（圖2h）。同時，HRTEM圖像的特征圓晶格條紋為炭黑的特征條紋。

【圖3】不同粘結劑對無水CuF2和羥基化CuF2正極的電化學性能研究。（a） 0.05 C下CuF2-PVDF、H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA正極的長循環性能;（b） H-CuF2-SA在不同倍率下的循環穩定性;（c） 0.05C（1C =539 mAh/g）時H-CuF2-SA的充放電曲線;（d） H-CuF2-SA電極在0.2C的歸一化充放電曲線;（e） CuF2-PVDF、H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA正極的倍率性能;（f）與以往其他CuF2或銅基氟化物正極的循環性能比較。

圖3a為0.05 c時H-CuF2-SA、H-CuF2-PVDF和CuF2-PVDF電極的循環性能，僅循環5次，CuF2-PVDF的容量迅速衰減至104.5 mAh/g，小于其初始容量的20%。與CuF2-PVDF相比，H-CuF2-PVDF具有更好的循環穩定性，但在50次循環時容量仍然下降到148.6 mAh/g。與之形成鮮明對比的是，H-CuF2-SA在0.05C下50次循環時保持了420.4 mAh/g的可逆容量，這在過去的報道中從未有過。我們還評估了三種電極在不同倍率下的長周期穩定性（圖3b）。CuF2-PVDF和H-CuF2-PVDF在所有倍率下的循環穩定性都很差。而H-CuF2-SA（圖3f）在0.05C時能達到420.4 mAh/g的容量，在1C的高速率下循環50次后能保持200.1 mAh/g的容量，是CuF2-PVDF或H-CuF2-PVDF的5-10倍。

采用恒流充放電法研究了H-CuF2-SA、H-CuF2-PVDF和CuF2-PVDF電極在0.05C下的電化學性能。CuF2-PVDF在第一次放電中平坦的平臺在2.9V左右來自于CuF2的一步還原反應，形成金屬銅和氟化鋰在0.05C下，CuF2-PVDF的首次放電容量為540.2 mAh/g，高于理論容量528 mAh/g，這是由于電解液與電極之間的寄生反應所致。在第一次裝藥過程中，出現兩個斜坡平臺3.4V和3.7V分別于與Cu（0）在3.4V時氧化生成Cu（I）中間體，以及Cu（0）和Cu（I）在3.7V時同時氧化生成Cu（II）產物有關。3.7V的高電位氧化平臺主要來源于對CuF2的再轉換。但由于3.5V的熱力學勢相似，銅被電化學氧化成銅離子以及銅離子溶解到電解液中也對銅的容量有貢獻。407.8 mAh/g的低首次荷電容量主要是Cu顆粒與LiF基體反應不完全和Cu離子溶解所致。由于帶電過程中活性物質的溶解是不可逆的，CuF2正極的二次放電容量降至272.5 mAh/g。CuF2-PVDF在3.1V第二次放電中的變化歸因于顆粒尺寸的減小導致反應動力學的增加。CuF2-PVDF由于銅溶解嚴重，在前3次循環后放電容量迅速下降至31.8%。

與CuF2-PVDF不同的是，H-CuF2-SA和H-CuF2-PVDF的第一恒流放電曲線在2.0 V附近出現了一個漫長的平臺期，在0.05 C時分別達到了622.8和588.3 mAh/g的高比容量（圖3c）。Cu-OH的電負性比Cu-F低，降低了氟化銅轉化的活化能壘，從而降低了還原電位。在以下電荷分布中，H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA在3.2V處都有一個小的平臺和大斜坡平臺在3.7V。與CuF2-PVDF的負極反應相似，在3.2V處出現的小平臺。V是銅金屬氧化為Cu（I）中間體的產物，3.7V處斜坡平臺較大是由于Cu（OH）F的生成。在第二次及后續放電中，H-CuF2-SA和H-CuF2-PVDF電極在3.1V和2.1V附近均表現出較高的放電電位。由于H-CuF2-PVDF在充電過程中 Cu離子在電解液中的溶解，導致放電容量迅速衰減。值得一提的是，由于LiF形成的能壘較大，在初始循環到3.1V容量的衰減較快。

由于Cu-SA涂層抑制了Cu陽離子溶解，H-CuF2-SA表現出穩定的容量（圖3c）。H-CuF2-SA的可逆轉換由歸一化容量的充放電曲線進一步證明（圖3d）。循環50次后，H-CuF2-SA的還原電位在3.0 V和2.1V。而H-CuF2-PVDF和CuF2-PVDF的電池循環20次后，在3.0 V的還原反應幾乎消失。

在1.5 ~ 4V的電壓范圍內，采用0.1 mV/s的掃描速率下的循環伏安法（CV）評價了CuF2-PVDF、H-CuF2-SA和H-CuF2-PVDF電極的電化學行為。三種氟電極均在3.0 V左右出現Cu-F的鋰化反應峰，而H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA均出現在2.0 V的較低電位處有額外尖銳的鋰化反應峰，對應CuF2羥基化部分的鋰化。與無水CuF2不同，水合氟化物在消耗過程中在3.0 V以下有兩個額外的小峰。H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA也具有較低的氧化峰3.4V（CuF2-PVDF的是3.7V）。這些結果表明LiOH的反應活化能壘比LiF低，這與它們的恒電流分布相一致。三電極的CV曲線與三電極的恒流充放電行為一致。

此外，H-CuF2-SA也表現出比H-CuF2-PVDF和CuF2-PVDF更優異的倍率 （圖3e）。在0.05C的低速率下，三種電極的首次放電容量相近，約為600 mAh/g。當電流密度增加到0.1、0.2、0.5和1 C時，H-CuF2-SA的可逆容量分別為409.4、335.8、257.8和203.3 mAh/g。當電流密度恢復到0.05 C時，電池具有穩定的可逆放電容量392.5 mAh/g，表現出良好的循環穩定性和速率耐受性。而在相同速率下，H-CuF2-PVDF的容量僅為341.5、271.8、129.7、79.7和58.1 mAh/g，在改變倍率前，CuF2-PVDF的容量以0.05C的低速率在5個循環中迅速衰減到《100 mAh/g。

圖3f比較了迄今為止報道的基于CuF2的轉換正極。所有報道的基于CuF2的轉換正極在前5個周期內迅速下降，無論在0.2C的高倍率還是在0.02C的極低倍率下。與之形成鮮明對比的是，H-CuF2-SA可以實現50次可逆循環，并保持420.4 mAh/g的容量，在所有的CuF2基正極中表現出優越的循環穩定性。在H-CuF2電極制造過程中，原位交聯Cu-SA層結構簡單，對提高循環穩定性非常有效。

【圖4】（a）不同充放電狀態下H-CuF2-SA正極的XRD譜圖;（b） H-CuF2-SA正極第一次放電后的HRTEM圖像;（c）區域I和（d）區域II對應的FFT模式。

通過XRD研究了H-CuF2-SA的相變和反應可逆性（圖4a）。當H-CuF2-SA完全放電至1.5V。Cu（OH）F在（001）面附近18.7°處的峰消失，而在43.2°附近Cu（111）面出現了一個明顯的寬峰，說明Cu（OH）F發生了充分的轉化。值得注意的是，由于LiF和LiOH的結晶度較低，且與Cu和Ti的峰位重疊，所以在第一放電態時看不到其他峰。當電池充滿電時，Cu（OH）F的峰值恢復，表明Cu（OH）F的可逆反應。但仍能發現銅的一個小而尖的峰，表明有大量非活性銅顆粒留在電極中的痕跡。循環50次后，Cu的衍射峰由較大的寬峰和較小的尖峰組成，說明Cu在長周期循環后顆粒尺寸沒有嚴重變粗，這保證了H-CuF2-SA電極良好的循環性能。

HRTEM圖像和對應的FFT譜圖進一步證明了LiF和LiOH的存在（圖4b-d）。由于Cu、LiF和LiOH納米顆粒的疊加分布，使得它們在HRTEM圖像中的晶格面重疊，難以分辨（圖4b）。本文選取HRTEM圖像中的兩個區域（圖4b中的紅框）進行快速傅里葉變換（FFT）分析，以明確LiF和LiOH的存在。I區域對應的FFT圖顯示了三組衍射斑，表明了該區域的多晶分布（圖4c）。晶格面距離為0.208 nm的最亮衍射點與高度結晶的Cu（111）面相關，這與XRD結果一致。除此之外，較暗且晶格距離較低的點可以索引到LiF的（200）平面。由于（111）平面是Cu的最大平面距離，因此（111）平面距離較大的衍射斑很容易與Cu區分開來。因此在區域I和區域II中，位于較小圓上的衍射點可以根據特征晶格距離分別索引到LiF的（111）平面和LiOH的（101），（001）平面（圖4c， d）。

【圖5】（a-c） H-CuF2-SA （d-f） H-CuF2-PVDF和（g-i） CuF2-PVDF電極在循環前后的Cu 2p2/3、F 1s和Li 1s的XPS譜。每個光譜都是從電極表面進行測試的。

對原始和循環CuF2-PVDF、H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA電極進行XPS分析揭示了它們的可逆性（圖5）。對于兩個水合的原始H-CuF2-SA（圖5a）和H-CuF2-PVDF（圖5d）電極，Cu 2p3/2的光譜可以很好地模擬成兩個峰，分別位于933.1 eV和935.2 eV，這可以歸因于Cu+和Cu2+氧化態，表明銅在Cu（OH）F中的多價性而原始CuF2-PVDF電極中僅觀察到一個位于935.7 eV的與Cu2+-F相關的單峰（圖5g）。當電池第一次放電到1.5 V時，3個電極的Cu 2p3/2光譜移至932.6 eV，索引為金屬態的Cu0，表明這些氟化電極完全還原。在第一次完全充電狀態下，原始樣品中的Cu2+和Cu+價態在H-CuF2-SA電極中恢復，表明其轉化反應具有良好的可逆性。而H-CuF2-PVDF中，由于電極表面電荷過程中銅溶解嚴重，Cu2+信號幾乎消失，這與其充放電性能相符合。在無水CuF2- PVDF電極上，Cu0峰的存在表明，由于Cu顆粒的粗化只有部分金屬銅重新轉化為CuF2。在F1s光譜中也觀察到了類似的結果。原始電極中的Cu-F信號在放電狀態下完全轉化為Li-F信號，在H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA電極中完全充電狀態下恢復，而在不同的嵌鋰態下，CuF2-PVDF電極中都能檢測到Li-F和Cu-F信號。純CuF2不完全轉化的主要原因是導電金屬Cu與隔離的LiF聚集體之間的電子傳輸中斷，導致CuF2- PVDF電極中存在大量“死”活性物質。放電態的Li 1s光譜揭示了純CuF2和羥基化CuF2之間的不同轉換反應路徑（圖5c， 5f， 5i）。在放電狀態下，H-CuF2-PVDF和H-CuF2-SA電極的f1s光譜中都能檢測到Li-F和Li-OH，這有力地證明了還原反應中形成了LiF和LiOH的混合物，而不是純LiF。LiOH的存在有效地降低了轉換反應的自由焓，從而保證了Cu（OH）F的反應比純CuF2正極材料更徹底。

【圖6】在與Li負極搭配循環50次后的（a-c）H-CuF2-SA正極;（d-f） H-CuF2-PVDF正極的SEM圖和相應的Cu、O、C元素分布圖。（g） H-CuF2-SA和（h） H-CuF2-PVDF正極循環后Li負極表面的EDS光譜圖。

用透射電鏡（TEM）表征了Cu- SA涂層50次循環后Cu顆粒的生長和穩定性。金屬Cu在H-CuF2-PVDF電極上經過50次循環后的還原產物在5 ~ 50 nm范圍內尺寸不均勻。相比之下，H-CuF2-SA中的Cu顆粒仍保持均勻分布，平均粒徑約為5 nm，這與上述XRD結果一致。循環50次后，Cu-SA層仍然清晰可見，作為預制CEI層，有助于提高H-CuF2-SA電極在長時間循環過程中的結構穩定性。

由于溶解于電解液中Cu離子會沉積在Li負極上，這可以通過SEM和EDS分析。如圖6a-b所示，循環的Li負極與H-CuF2-SA正極配合后，表面光滑，僅可見少量鹽渣，圖6c所示的C和O元素分布圖也進一步證明。同時，如圖6c所示的Cu元素映射圖像中出現了隨機分布的點，顏色為淡藍色，這可以歸因于背景噪聲。在相應的EDS光譜中未觀察到Cu信號的痕跡（圖6g），說明H-CuF2-SA正極在鋰化/蝕除過程中沒有發生明顯的銅溶解。與之形成鮮明對比的是，Li負極與H-CuF2-PVDF正極循環后的SEM圖像顯示，Li負極表面極其粗糙，在Li表面鍍有大量的Cu顆粒（圖6d-e）。Cu元素映射圖中出現明亮的藍色斑點，對應的EDS光譜中出現較強的Cu峰，進一步表明Cu含量顯著（圖6f， 6h），說明H-CuF2-PVDF正極中銅溶解嚴重。此外，由于Li負極表面粗糙與Cu金屬共沉淀有關，可以認為Cu離子的減少破壞了SEI在Li負極上的均勻性，導致表面粗糙。研究了鋰化過渡金屬正極/石墨電池充放電過程中過渡金屬在SEI中對石墨的溶解和處置。 這里，CuF2電極中銅的溶解更為嚴重。

【圖7】（a） SA粘結劑增強H-CuF2-SA正極電化學性能的工作機理示意圖;（b）與其他金屬氟化物和插層正極相比，H-CuF2-SA的容量、電壓和能量密度（放電能量密度根據0.05 C的放電電流計算）。

對H-CuF2-SA正極的綜合表征和電化學分析表明，H-CuF2-SA正極的超循環穩定性歸因于電極制備過程中原位形成的獨特的Cu-SA涂層。圖7a示意圖說明了H-CuF2顆粒上Cu-SA涂層的形成和作用。在電極制備過程中，由于溶液中SA鏈與銅離子之間的強交聯作用，在CuF2顆粒表面原位形成了堅固的Cu-SA層。Cu-SA層對Li+選擇性滲透，對Cu2+不滲透，有效地抑制了Cu離子的溶解和降解。此外，Cu-SA層和SA粘結劑在碳酸鹽電解質溶劑中的溶脹性較低，降低了電極/電解液的相互作用，防止了電解液以不良的方式進入粘結劑/電極界面，從而進一步降低了銅在電極中溶解的可能性。此外，Cu-SA涂層交聯到具有高剛性的基體中，保持了H-CuF2-SA電極在鋰化/蝕除過程中的結構穩定性，確保H-CuF2-SA電極具有優異的穩定性，具有優越的可逆容量。雖然水基SA粘結劑將水化雜質引入CuF2正極材料中，H-CuF2-SA正極仍能提供2.4V以上的平均放電電位。高容量與高放電電壓相結合，循環50次，電流密度為0.05 C時可產生約1009 Wh kg-1的可逆放電能量密度 （圖7b），高于大多數轉換金屬氟化物，如FeF3、Fe2、Ni2和Co2。更重要的是，本研究中H-CuF2-SA的能量密度高于大多數鐵基氟化物和商業插層正極材料。銅基氟正極的循環穩定性從5次顯著提高到50次，表明其從不可逆向可逆的突破。

4、總結與展望

本工作通過在CuF2納米粒子表面原位形成Cu2+配位SA層，成功抑制了CuF2正極中Cu離子的溶解。Cu-SA交聯層在碳酸鹽巖電解質中具有較低的溶脹性和較高的剛性，可以選擇性地促進Li離子的轉運，同時阻斷Cu離子的遷移，減少電解質/電極界面之間的不良相互作用。制備的H-CuF2-SA電極在0.05C下循環50次，可逆容量420.4 mAh/g，能量密度1009Wh kg-1。優良的循環穩定性和能量密度證明了銅基氟化物正極的最佳性能。銅離子交聯策略為CuF2作為下一代鋰離子電池的高能、低成本和可逆正極打開了大門。

審核編輯 ：李倩