开发无锂负极用于锂电池中以按捺锂枝晶构成和进步单位体积内的包括的能量一向十分重视。但是，改进憎锂界面和非均匀锂堆积在实践运用中仍具有挑战性。近来，来自上宣布题为“Ultra-Sleek High Entropy Alloy Tights: Realizing Superior Cyclability for Anode-Free Battery”的研究性文章。该作业选用了热力学驱动的相变办法来制备了一种20 nm超薄高熵合金薄膜结构。该高熵合金中不同组成元素之间的鸡尾酒协同效应完成了多种锂离子传输途径和丰厚的活性位点。这些具有梯度吸收能（-3.18~-2.03 eV）的活性位点有利于选择性结合锂离子，从而为均匀锂成核供给低势垒。一起，多个传输途径促进了锂离子的分散行为和均匀的锂堆积。基于此，对称电池在60 mA cm -2/60 mAh cm -2的高负载下运转超越7200小时。此外，选用HEA/C负极和NCM-811正极资料组成的全电池在1C下的均匀CE为99.5%。该负载HEA NPs的HEA层具有超薄、超细密、易于制备等长处。这种超薄的HEA层为无枝晶负极供给了一种立异的亲锂资料，推动了高熵资料在先进储能电池中的运用并为锂电池功能的进步供给了有价值的辅导。
图1. NiCdCuInZn HEA/C的制备战略和表征（a）具有HEA NPs的超薄HEA紧身衣的制备进程的示意图；（b，c）HEA纳米粒子的FE-SEM、（d）TEM和（e）HRTEM图画；（e）中的插图是HEA NPs的相应FFT形式；HEA/C的（f）元素映射，（g）FIB-SEM图画和相应的EDS元素映射，以及（h）AFM图画和AFM图画的Z位移；（i）HEA/C和C主体的XRD图谱。
经过热力学驱动的相变办法合成了由HEA紧身衣包裹碳骨架构建的3D亲锂主体。图1f显现，HEA层均匀且细密的散布在C基底上，为随后的Li堆积进程供给了均匀和细密的成核位点。原子力显微镜和FIB证明了碳纤维外表包覆的高熵合金层的厚度约为20nm。
图2. COMSOL多物理模仿中HEA/C和C的成果。（a）用于HEA/C主体的模仿单元（正视图），（b）相应的俯视图；（c）用于c主体的模仿单元（正视图），（d）相应的俯视图；（e）HEA/C和（h）C模型在Li堆积进程中外表电流密度的改变（Ⅰ-Ⅵ）；Li堆积进程中（f）HEA/C和（i）C主体外表金属锂形状改变的SEM图画（Ⅰ-Ⅵ）；（g，j）C和NiCdCuInZn HEA/C主体上锂堆积的示意图。
如图2所示，为了高度复原负极界面锂堆积行为的演化，依据HEA/C和C主体的物理特性在COMSOL多物理场中建立了对应的三维模型。由于优化样品共同的纳米阵列和相对于比照样品优异的电导率，初始时优化样品的外表电流密度都会集在高熵合金纳米颗粒外表。在锂堆积进程中，优化样品模型外表电流密度逐步均匀，随即发生了均质的锂层。相较于比照样，碳纤维外表突起处发生的高电流密度区域就成了锂枝晶成长的当地。其次经过以锂片为正极的半电池验证物理场模仿的成果。HEA/C体现出低的成核势垒，展现出优异的亲锂性。一起，在半电池单圈的剥离堆积进程中HEA/C主体标明发生了均质的锂层。
图3. NiCdCuInZn HEA的理论成果（a）几许优化后的HEA俯视图。(b)侧视图上HEA-Ni/Cd/Cu/In/Zn位点Li吸附结构的电荷密度差异。电荷堆集：黄域，电荷耗尽：青域；（c）HEA-Ni/Cd/Cu/In/Zn位点和Li的三维电荷密度差异鸟瞰图；（d）HEA-Ni/Cd/Cu/In/Zn位点、五个纯金属位点和C原子的核算结合能；(e)HEA的未锂化和锂化结构的DOS散布；（f）HEA、Li和C的Li+分散势垒散布；(g)锂在HEA/C上的吸赞同分散示意图。
经过DFT核算证明了高熵合金因鸡尾酒效应促进内部金属位点具有强的锂吸附能，体现出高的亲锂性。其间从图3中五种吸附模型的电子构型差异图显现，不同位点对Li具有较强的吸附容量（-2.04 eV、-1.96 eV和-2.03 eV，详见图3d）。因而，咱们我们都以为这些具有梯度吸收能（-3.18~-2.03 eV）的活性位点促进了选择性结合，在HEA-Ni和HEA-Cu作为首要吸附位点的前提下，为Li的均匀成核供给了低屏障。，如图3f所示，HEA显现出比Li和C更低的势垒，这标明HEA具有更强的Li+分散才能和更好的Li动力学。
如图4所示，为了进一步证明Li@HEA/C负极界面在长时间循环期间的安稳性，供给了在不同电流密度和Li容量下测验的对称电池的功能。即便长时间循环超越2500小时，Li@HEA/C负极的磁滞电压曲线 mAh cm-2下仍保持安稳。相比之下，C负极的电压滞后逐步添加，并在较短的时间内失效。
图5.（a）Li@HEA/C和（b）Li@C负极分别在6400小时和6100小时后的内部孔隙；循环6400小时和6100小时后对应于（c）Li@HEA/C和（d）Li@C负极的不同XZ切片的CT图画；（e）在电镀和剥离的榜首循环期间（以0.5 mA·cm-2/1 mAh·cm-2循环）Li@HEA/C半电池的阻抗谱；（f，g）依据Li@HEA/C半电池放电和充电进程的不同电压下的EIS丈量核算的DRT；HEA/C相关DRT曲线D强度五颜六色图。
如图5所示，运用微型核算机断层扫描证明了在长循环后，HEA/C作为锂负极的主体体现出低的孔隙率，这也能阐明高熵合金促进了锂在基体内部的传输，并保证其在负极界面发生细密的锂层，下降孔隙率，下降体积胀大，削减负极粉化的概率。此外，为了进一步了解锂在亲锂HEA外表的动力学演化，经过动态电化学阻抗谱测验（GEIS）和弛豫时间散布东西（DRT）对负极界面进行锂动力学解耦。HEA/C半电池的电化学阻抗谱呈现出显着的线性分散形式。这有助于锂的均匀堆积。其间在Drt曲线中，锂动力学进程被分为四个进程：D1代表触摸进程，D2代表锂离子穿过SEI膜，D3代表电荷转移进程，也便是离子和电子耦合的进程，D4代表锂在负极界面分散的进程。该曲线的平稳改变是由负极上均匀的界面电荷转移引起的，此外HEA/C负极处的电荷转移进程由于高熵合金的亲理性体现的十分规则，锂的分散也变得更简单。
图6.全电池和无负极电池的电化学功能。(a) 在0.1 C下的循环功能；（b) 全电池的倍率才能；（c) -811和在0.1 C下的循环功能； （d)运用Li@HEA/C负极的软包电池的电化学功能（插图：软包电池的数码照片和模型图）； (e) 不同无负极全电池功能总结图； (f) 无负极全电池的循环功能。
如图6所示，-811软包电池在0.2C下循环40次后完成了99.07%的安稳均匀库仑功率。此外，此外，具有不含Li金属的HEA/C主体和高负载（17.6 mg·cm-2）NCM-811拼装的全电池在160次循环后在1C下具有99.5%的均匀库伦功率。这种先进的HEA结构设计显现了无负极锂金属电池的杰出运用远景。
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