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锂离子电池（LIBs）凭借高能量密度、长循环寿命、低自放电率等优势，已广泛应用于消费电子、电动汽车、能源储存领域。如今电子产品的快速更新迭代以及混动/纯电动汽车的兴起，对电池的性能提出了更高的要求，高能量密度电池的开发迫在眉睫［1–3］。针对LIBs负极而言，硅（Si）基负极凭借超高的理论比容量（4200 mAh·g−1）、适中的电压平台（0.37 V （vs. Li/Li+））、丰富的储量（仅次于氧的第二大元素）及低毒性低成本特性在众多负极材料中脱颖而出，成为目前负极材料领域的热点研究方向之一［4–5］。然而，其面临体积膨胀严重、导电性差等关键问题，限制了其商业化应用，迫切需要寻求新的解决方案。
为缓解Si的体积膨胀问题，研究学者首先聚焦于Si的纳米结构化与复合改性两大技术路径［6–8］。研究表明：Si的体积膨胀效应与颗粒尺寸显著相关，当Si颗粒尺寸小于150 nm时，脱/嵌锂产生的内应力可通过纳米颗粒弹性形变释放，能有效抑制结构破裂与粉化； 当颗粒尺寸超过150 nm时，内应力累积会超过材料力学极限，导致活性材料脱落与电极失效［9–10］。基于此，研究学者通过不同维度设计构建了多样化的Si纳米结构来缩短锂离子传输路径，并利用纳米尺度的空间缓冲效应缓解体积膨胀［11］。然而，Si纳米结构的应用仍存在不可忽视的缺陷，纳米Si颗粒存在两大问题。一是长期充放电循环中易团聚，会堵塞电极孔隙、增大离子扩散阻力，导致容量快速衰减； 二是较大比表面积会加剧其与电解液的副反应，既降低首次库仑效率（ICE），又会使生成的固体电解质界面（SEI）反复破裂再生，消耗电解液与Li源，缩短电池循环寿命［12–13］。为突破纳米化单一策略的局限，Si基复合材料的制备与应用成为推进Si基负极商业化的关键方向。其中，碳（C）材料因具备优异的电子导电性（如石墨电导率~1×104 S·cm−1是纯Si的1×108倍）、稳定的化学性质及良好的机械柔韧性，成为Si基复合材料的理想材料［14］。例如，Shi等［15］采用高温热解法，在Si纳米颗粒表面构建了均匀的无定形碳壳层，制备的Si@C复合材料在100 mAh·g−1电流密度下，循环100次后容量保持率达85%，显著优于纯Si颗粒； Qi等［16］通过化学气相沉积法，制备了碳壳厚度为0.5~2.0 nm的核壳纳米结构Si@C复合材料，当碳壳厚度约为1.0 nm时，材料兼具相对优异的结构柔韧性与电子导电性。现有Si纳米化与硅碳复合策略的核心目标均聚焦于缓解体积膨胀、提升循环稳定性与容量保持率，虽已取得显著进展，但尚未完全解决Si基负极的瓶颈。
值得注意的是，Si作为典型的半导体材料，其本征低电导率（~1×10−4 S·cm−1）问题仍未得到根本解决。即使通过碳复合构建了导电网络，Si自身的低电导率仍会导致离子在硅/碳界面与Si颗粒内部的传输受阻，尤其在高电流密度下，电子传输速率难以匹配离子脱嵌速率。此外，Si与C的界面结合强度、碳壳层的孔隙结构调控、复合材料的规模化制备工艺等问题，也需进一步优化。鉴于此，为提升Si基负极的电子电导率并优化其整体电化学性能，本文从Si基负极的储锂机制以及面临的核心挑战出发，聚焦于掺杂这一关键改性策略，着重从非金属（杂原子）掺杂、金属掺杂以及异质元素共掺杂3个维度，深入剖析不同掺杂方式对Si基负极的电子结构、离子扩散能力及循环稳定性等关键性能的调控机制与影响，希望为高性能Si基负极材料的研发与产业化应用提供理论参考和技术借鉴。
Si是LIBs中典型的合金化负极材料，其储锂机制基于合金化/去合金化反应：锂化过程中Si与Li形成Li-Si合金，脱锂过程中Li从合金中脱出，从而实现电能与化学能的转换［17–19］。室温下，Si晶体为图1（a）所示的金刚石结构，金属Li则为图1（b）所示的体心立方（bcc）结构，图1（c）直观展示了两者反应过程中Li-Si合金的生成路径［20］。理论上，每个Si原子可容纳4.4个Li原子，形成最高锂化度的合金相Li22Si5。Limthogkul等［21］通过热力学计算构建了Li-Si合金相图，具体如图1（d）所示； 明确了LiSi，Li12Si7，Li13Si4及Li22Si5等系列结晶态Li-Si化合物的稳定存在区间。从图1（e）的Si的脱锂化曲线可见，黑色曲线代表高温下随嵌锂量增加形成的不同结晶态Li-Si合金； 绿色与红色曲线对应室温下的充放电行为，室温下Si与Li+的反应伴随多步相变，因生成Li/Si比不同的合金相而呈现多段电压平台［22］。具体而言，首次锂化时，Li+优先与Si颗粒表层原子结合形成无定形LixSi； 随Li+向颗粒内部迁移，晶态Si逐渐转化为LixSi。当电压降至60 mV （vs. Li/Li+）时，无定形LixSi转变为亚稳态结晶相Li15Si4； 脱锂过程中，Li+向外迁移，Li15Si4先转化为无定形LixSi，最终完全恢复为非晶态Si。上述电化学反应可通过式（1~4）表示（c代表晶态，a代表非晶态）［23］：
锂化过程：[empty formula]（1）[empty formula]（2）[empty formula]（3）
脱锂过程：[empty formula]（4）
Si基负极材料理论容量高的优势突出，但在充放电过程中，Si和Li之间发生合金化反应仍面临许多关键挑战，如图1（f）所示［24］。首先，Si颗粒在循环过程中体积膨胀率超过300%，若由此产生的机械应力无法有效分散，Si颗粒将发生开裂并致使电极破碎，活性物质从电极片上脱离，致使容量迅速下降。其次，充放电时Si的体积胀缩会导致SEI膜破裂，电解液在Si颗粒表面反复产生SEI，新旧SEI膜重叠，不仅导致Li+的不可逆损失，而且过厚的SEI膜阻碍了Li+的转移和扩散，导致循环过程中极化严重。最后，Si的本征电导率低，直接影响电荷转移速率，在高电流密度下充放电时，可逆比容量迅速下降，倍率性能的缺陷使Si负极难以适应快速充电。而在商业化层面，制备上难以精准控制颗粒尺寸与分布，改性工艺复杂且与现有产线不兼容，规模化生产难以兼顾一致性与低成本； 成本端受高纯度原料、专用辅助材料及环保处理费用拖累，规模效应难以显现； 在可靠性方面，前述体积膨胀、SEI层不稳定等性能缺陷，进一步导致全电池适配性与安全性不足，难以满足商用对循环寿命、一致性的核心要求［25–27］。如何解决这些问题是Si负极商业化所面临的最主要挑战之一。
为加速Si负极在LIBs中的商业化进程，需针对性解决其面临核心瓶颈，即体积膨胀剧烈以及本征导电性差等问题。粘结剂作为Si基负极的“结构稳定剂”与“界面调控剂”，通过分子结构设计（如极性官能团、交联网络）和性能优化，可调控Si基负极的体积膨胀抑制、电极结构完整性、SEI膜稳定性及电荷传输效率，是解决Si基负极体积膨胀300%~400%、导电性差、SEI膜易破裂等实用化难题的关键核心材料，其性能优劣直接决定Si基锂电池的能量密度、循环寿命和安全性，更是推动Si负极从实验室走向商业化应用的核心支撑［28–31］。表1总结了不同粘结剂的对比分析［32–42］。而元素掺杂作为另一项核心改性策略，与粘结剂的“宏观结构与界面调控”形成互补，其本质是在Si的晶体或无定形结构中，选择性引入其他元素（杂质或第二相），以改变其晶体/化学结构与界面性质，进而改善电化学性能［43］。该过程会诱发Si晶格畸变甚至断裂Si–Si键，形成带负电的“悬空键”区域——这成为Li+迁移的主要驱动力； 同时晶格形变会改变离子扩散能垒，提升Li+扩散速率［44］。针对Si负极的核心瓶颈，掺杂改性的核心目标如下：1）提升电子导电性。针对Si本征导电性差的问题，通过掺杂引入自由电子或空穴（如n型/p型掺杂），降低Si的电阻，加速电子传输效率； 2）抑制体积膨胀。利用异质元素与Si形成稳定合金或固溶体，借助异质元素的延展性或刚性特征，缓解充放电过程中Si的体积形变。
| Types of binders | Molecular structure | Benefit | Limitation | Refs. |
|---|---|---|---|---|
| Poly （acrylic acid）（PAA） |
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Uniform bonding excellent flexibility，high water solubility and good adhesion | Easy to dehydrate with silicon surface groups at high temperatures，strong hydrophilicity high drying difficulty | ［32–33］ |
| Lithium polyacrylate （PAALi） |
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Good adhesion （slightly worse than PAA），improve SEI film stability | Chain segment flexibility is poor | ［34］ |
| Polyimide （PI） |
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Outstanding chemical and thermal stability，enhance electrode conductivity via charge transfer and π-π interactions | Poor water solubility limited process compatibility | ［35］ |
| Polyacrylonitrile（PAN） |
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Strong bonding strength good thermal stability | Insufficient flexibility，moderate conductivity | ［36–37］ |
| Polyvinyl alcohol（PVA） |
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High water solubility strong thermal stability，excellent bonding strength | Insufficient high-temperature resistance，chain segment flexibility is poor | ［38］ |
| Polypyrrole （PPy） |
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Excellent conductivity，pyrrole rings in molecular structure form stable networks via π-π stacking | Insufficient flexibility，complex synthesis process high cost | ［39］ |
| Carboxymethyl cellulose （CMC） |
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High water solubility strong process compatibility，low cost eco-friendly | Poor segment flexibility，strong hygroscopicity moderate conductivity | ［40］ |
| Alginate （ALG） |
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Environmentally benign and non-toxic high water solubility，stable SEI film formation | Insufficient flexibility，easy dehydration and degradation at high temperatures limited thermal stability | ［41］ |
| Chitosan （CS） |
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Good biocompatibility environmentally degradable | Poor water solubility insufficient thermal stability | ［42］ |
掺杂元素可以是非金属，也可以是金属元素，或两者相结合协同作用。掺杂形式包括在Si晶格中固溶、形成Si的亚稳态化合物、构建Si基合金/复合材料以及在碳层中掺入元素协同调控纳米Si的界面［45–46］。非金属掺杂中，硼（B）、磷（P）、氮（N）和硫（S）因原子半径和外层电子结构与Si相近，易实现掺杂，成为研究重点。B掺杂通过引入空穴、引发晶格局部膨胀，提升导电性与锂离子传输效率； P掺杂则引入电子，且低浓度、表面富集掺杂可增强循环稳定性。N和S难以直接掺杂Si，多用于硅碳复合材料。金属掺杂通过提升导电性与抑制体积波动改善性能，非活性金属（如Fe和Ti）不参与储锂，可细化晶粒、构建导电网络，但需控制掺杂量以平衡性能； 活性金属（如Mg和Ge）能提供额外容量并缓冲体积膨胀，但易发生相分离，需协同调控。异质共掺杂通过金属与非金属协同作用提升综合性能，但存在元素比例难控、工艺复杂及成本较高等问题。图2展示了Si负极的掺杂改性分类，不同策略的特点与适用场景存在显著差异。
杂原子掺杂技术具有功能多元化特征，可通过增强导电性、扩大层间距、丰富Li+反应活性位点及调控材料体相电子分布等方式，改变原始材料的电子结构与电荷分布，从而提升LIBs负极的电化学性能与动力学特性。本节重点关注非金属（杂原子）掺杂对Si基复合材料界面性质的影响。
硼（B）（价电子排布式为2s22p1）属于元素周期表ⅢA族元素。B在Si中平衡溶解度为1.2%（原子分数）［47］。作为一种有效的改性策略，近年来相关研究取得了显著进展。Rousselot等［48］发现少量B掺杂可降低Si电阻率，当每摩尔Si含有1021个B原子时，电阻率仅为0.13 Ω·cm，而未掺杂Si为190 Ω·cm。为降低B掺杂难度，Dong等［49］以商业CaSi2合金和B2O3为原料，通过熔盐辅助法合成了片状B掺杂Si负极，其合成工艺如图3（a）所示。Si再结晶过程中，还原生成的B原子固溶于Si晶格，显著提升导电性； 片层结构同时缩短Li+扩散路径、促进界面电荷转移，并缓解循环过程中的体积变化，电荷转移电阻（Rct）仅30.73 Ω，远低于未掺杂Si（136 Ω）的情况。Chen等［50］通过空气氧化脱镁法从p型Si片制备出B掺杂多孔Si纳米片，当B掺杂量为5.32%（原子分数）时，材料电阻与表面氧化性显著降低，使ICE达89%。在2 A·g−1下循环300次后可逆容量保持1500 mAh·g−1，电导率从5.7×10−6提升至2.6×10−4 S·m−1，证实B掺杂与多孔结构在缓解体积膨胀与提升导电性方面的协同效应。Li等［51］进一步优化结构，提出了双碳壳包覆B掺杂多孔Si的设计方案，具体如图3（b）所示，构建内层柔性碳与外层刚性碳的双层保护结构，内层碳缓解Si的体积膨胀，外层碳稳定SEI膜。这种设计使材料在0.5 A·g−1下循环300次后容量保持1105.8 mAh·g−1，电极厚度膨胀率仅35.67%，Li+扩散系数达1.16×10−12 cm2·s−1，是未掺杂Si的5倍以上，同时5 A·g−1下575.4 mAh·g−1的容量也证明了其良好的倍率性能。Hou等［52］通过化学气相沉积合成B掺杂硅纳米颗粒，形成B-Si@G复合材料。B掺杂产生的空穴载流子提升了Si的导电性，其层状结构进一步缓解体积膨胀，使材料在容量倍率为5C下仍能保持326.3 mAh·g−1的容量，初始ICE达到82.8%，100次循环后容量保持率优于未掺杂的Si@G材料，展现出在实际应用中的潜力。
磷（P）（价电子排布式为3s23p3）与氮（N）原子具有相同的价电子数，同属元素周期表V族元素。作为掺杂剂，P在Si中平衡溶解度高达3.6%（原子分数）［53］，其较大的原子半径与较高的电子释放能力，能够有效调控Si基负极材料的电子状态，从而为锂的嵌入与脱出提供有利条件。Domi等［54］探究了P掺杂对Si基负极电化学性能的影响，如图4（a）所示。结果表明，即使是低至124×10−6的P掺杂浓度，也能显著改善Si基负极的循环性能，200次循环后容量保持率40%，远高于未掺杂Si的2%。这一效果源于P掺杂对Si表面形貌变化和相转变的抑制，P原子半径（0.106 nm）小于Si（0.111 nm），取代Si原子后导致晶格收缩，减少了Li嵌入时的体积剧变； 同时，计算化学证实P掺杂使锂插入能升高，从热力学层面抑制过度锂化，避免了电极的粉化与崩解。在此基础上，Gordon等［55］进一步拓展了对P掺杂模式的理解，通过调控固相反应的升温速率和保温时间，实现了P在Si中的“同质掺杂”与“异质掺杂”，如图4（b）所示。结果发现，高浓度同质掺杂会导致Si纳米颗粒的晶粒粗化，反而恶化循环性能； 而低浓度异质掺杂通过表面富集P原子稳定结构，保留了纳米颗粒的初始形貌，循环稳定性更为优异。这一发现细化了Domi等提出的“低浓度优势”结论，明确了掺杂分布对结构完整性的关键作用——表面富集的P既能稳定界面，又避免了对Si内部活性位点的过度占用。Tang等［56］则为P掺杂Si的实用化制备提供了新思路，采用Si纳米颗粒与磷酸的简单热处理工艺，通过控制磷酸用量实现了低成本的P掺杂。结果显示，当磷酸用量为0.6 ml·g−1时，材料50次循环后容量保持率达74.3%，优于其他浓度样品。这一现象与Domi等和Gordon等的结论相呼应，适度的P掺杂通过晶格畸变缓解体积膨胀，同时提升导电性，且简单工艺更贴近工业化生产需求。Chen等［57］将P掺杂与其他改性策略相结合，制备的P/pC@Si-CNT（CNT：碳纳米管）复合材料，如图4（c）所示，将P掺杂、碳纳米管网络与碱刻蚀形成的分级多孔结构相结合，P掺杂提升电子传导，CNT构建三维导电网络，多孔结构缓冲体积变化。这种协同效应使锂离子传导率提升4~5倍，且形成的SEI层因富含LiF和磷化物而更稳定，在1 A·g−1下循环300次仍保持632.7 mAh·g−1的容量。该工作整合了上述研究的核心发现—低浓度掺杂的稳定性、异质分布的界面调控、多孔结构的动力学优化以及实用化工艺的可行性，为Si基负极的实用化指明了方向。从基础机制到实用化策略，逐步深化了对P掺杂Si基负极的理解。低浓度、异质分布的P掺杂是提升循环稳定性的关键，而与多孔结构、碳复合的协同则进一步优化了动力学性能和界面稳定性。未来研究需聚焦精准调控掺杂分布、开发低成本量产工艺，并探索多元素协同掺杂，以推动Si基负极在LIBs中的商业化应用。
氮（N）（价电子排布式为2s22p3）是元素周期表中与C紧邻的元素，其原子半径与C接近，且具有富电子特性［58］。在各类杂原子掺杂剂中，N是研究最为广泛的一种，这源于其相较于其他掺杂剂的多重优势。首先，N元素引入硅碳材料的过程相对简便且易于调控，能够在改变硅碳基体性质的同时，不破坏其原有的一级结构； 其次，N原子与C原子在周期表中相邻，二者极易形成稳定化学键； 更重要的是，N的电负性高于C，通过N掺杂可有效调控硅碳材料中的电子分布，同时，因二者原子尺寸相近，掺杂过程不会导致碳基体出现显著的晶格失配问题［59–61］。研究表明，N原子主要掺杂在C材料结构中的3个位置，如图5所示［62］。
不同构型N掺杂可优化碳材料导电性与储锂活性位点，增强碳硅界面结合，但单一N掺杂改性碳骨架无充足孔隙容纳Si充放电体积形变，仍易发生电极结构破坏。Monje等［63］针对体积膨胀引发的结构崩塌问题，通过溶胶-凝胶法制备N掺杂碳/硅氧碳（NC/SiOC）复合材料，其中球形颗粒因20~150 nm的介孔/大孔结构和33 m2·g−1的比表面积，为体积膨胀提供充足缓冲空间，在0.1 A·g−1下实现622 mAh·g−1的脱锂容量，且1000次循环后容量恢复率达98%，证明N掺杂通过物理约束缓解体积效应的有效性。Huang等［64］为提升导电性与界面稳定性问题，提出氢键驱动的包覆策略如图6（a）所示，利用水性聚氨酯（WPU）中氨基与Si纳米颗粒表面羟基的相互作用，经800 ℃热解形成厚度<10 nm的N掺杂碳层（Si@NC）。该碳层中，吡啶氮和吡咯氮引入结构缺陷以增强Li+吸附，石墨氮则提升电子传导效率，使电荷转移电阻降至522.8 Ω； 同时，N掺杂优化了电解液润湿性，初始ICE提升至88.89%，在0.5 A·g−1下循环300次后仍保持945.63 mAh·g−1的容量，实现了对SEI膜稳定性的改善，体现单一策略对多重挑战的协同优化。为进一步提升电子与离子传输效率，Cong等［65］构建三维网络结构，以三聚氰胺甲醛树脂（MFR）为N源，硅烷偶联剂（APTES）可调控Si表面氨基修饰层厚度，是本文实现均匀包覆的关键预处理试剂。氧化石墨烯（GO）经过高温碳化热还原脱去含氧基团，转变为高导电石墨烯片（rGO），构建连续二维导电网络，大幅改善Si极低的本征电导率。通过静电自组装将N掺杂石墨烯/碳包覆Si纳米颗粒与Si纳米纤维（CNF）结合，经800 ℃碳化形成连续导电网络，如图6（b）所示。CNF的穿插不仅缩短离子/电子传输路径，还为体积膨胀提供额外缓冲，在100 mA·g−1的电流密度下，NG/C@Si/CNF电极在100次循环后保持了1371.4 mAh·g−1的高可逆比容量，将传统一维包覆升级为三维立体传输体系，显著改善动力学性能。最后，Tian等［66］通过综合设计实现高倍率与长循环的协同优化，采用熔融锂插入-萃取法制备多孔Si（p-Si），包覆聚丙烯腈（PAN）并在400 ℃热解形成p-Si@C-PAN复合材料，其示意图如图6（c）所示。多孔结构为体积膨胀提供内部空间，PAN衍生的氮掺杂碳层保留11.35%的N含量，通过C–N键增强界面结合，使材料在8 A·g−1高倍率下仍保持685 mAh·g−1的容量，Li+扩散系数为2.59×10−12 cm2·s−1，既继承了多孔缓冲的思路，又延续了氮掺杂增强导电性的策略，成为综合解决三大挑战的典型案例。
从结构设计、掺杂机制到体系优化，层层递进地证明，氮掺杂碳包覆策略通过物理缓冲（多孔/球形结构）、化学调控（氮构型优化）和结构升级（三维网络），系统性解决了Si基负极的核心问题，为其商业化应用奠定了坚实基础。同时，也为硅碳负极的改性策略提供了新的思路，为高性能LIBs的发展提供了新的途径。
硫（S）（价电子排布式为3s23p4）属于元素周期表中的VIA族元素，其价电子数较氮、磷多一个。硫在碳基质中具有良好的掺杂兼容性，通过与碳形成C-S键等结构可稳定存在于碳骨架中［67］。同时，由于其较大的原子半径和较强的电负性，S作为掺杂剂能够有效改变碳层的电子云分布和晶体结构，增大碳层间距并引入大量缺陷，这不仅有利于提升硅碳的导电性，还能为锂离子提供更多的吸附位点和扩散通道，从而促进Li+的嵌入与脱出过程。
针对Si体积膨胀导致的结构失效，Liu等［68］以廉价石油沥青和无定形S为原料，通过溶剂蒸发与碳化工艺制备硅@硫掺杂碳（Si@S-C）复合材料，其工业合成图如图7（a）所示，0.5 A·g−1下循环700次后，仍保持681.6 mAh·g−1容量，容量保持率79.1%，远优于未掺杂的Si@C电极。硫在碳基质中形成噻吩硫、氧化硫等官能团，借助C-S键增强碳层化学交联，提升机械强度以缓冲Si的体积变化，同时硫作为硬模板形成的多孔结构为膨胀提供空间。为进一步强化结构缓冲与活性位点供给，Wang等［69］采用同轴电纺丝技术制备多孔硅@硫掺杂多孔碳纤维（PSi@SPCF），如图7（b）所示。硫源硫脲在碳化中分解形成的多孔结构，既为Si膨胀提供充足空间，又缩短Li+扩散路径，而硫掺杂增加的碳纤维缺陷提供了更多Li+吸附位点。这种设计使PSi@SPCF在2 A·g−1下1000次循环后，比容量高达1112.7 mAh·g−1，成为硅@碳纤维体系中的佼佼者。对于SEI膜不稳定问题，Li等［70］以多巴胺为碳源，经自聚合、碳化后在CS2气氛中实现硫掺杂，制备出硅@硫掺杂碳（Si-SDCL），如图7（c）所示。硫掺杂引导SEI膜形成以LiF为主的稳定结构（LiF含量达73.8%），减少电解液消耗，同时降低Li+扩散能垒（从0.28 eV降至0.21 eV）。Si-SDCL-25%在0.2 A·g−1下200次循环，容量保持率达95%，全电池在2C下100次循环保留72.9%，充分体现了S掺杂对界面稳定性的改善作用。S掺杂通过增强碳基质机械强度、优化电化学动力学及稳定SEI膜，多维度解决Si基负极固有缺陷，上述研究成果为高能量密度锂LIBs发展提供技术路径。
综上所述，非金属（杂原子）掺杂通过引入氮（N）、磷（P）、硼（B）、硫（S）等元素，调节Si基材料电子结构、优化Li+传输通道并增强界面稳定性，以提升导电性、结构稳定性和循环性能。N易与C成键，调控电子分布并引入缺陷，碳包覆可缓冲体积膨胀； P能抑制体积剧变，表面富集掺杂更利于稳定界面； B引入空穴提升导电性，结合结构设计可增强稳定性； S通过形成C–S键引入缺陷，提升导电性并助力形成稳定SEI膜。整体而言，非金属掺杂结合结构设计，可以改善Si基负极电化学性能。
金属一般具有良好的导电性，当与Si复合时，可以有效提高Si的导电性，促进电荷转移、增强倍率性能，从而提高Si基负极材料的电化学性能。在Si与金属复合材料的研究中，根据金属是否具有储锂活性，可分为非储锂活性金属（非活性金属）和储锂活性金属（活性金属）两类［71–73］。二者的核心区别在于金属本身能否参与Li+的嵌入与脱出反应（即是否具备储锂容量）。
非活性金属与Si结合形成Si/Li非活性体系，由Si和新生成的非活性相组成，其掺杂可提升电子传导效率、提供机械支撑以缓解体积膨胀，进而改善大电流倍率性能； 活性金属与Si结合形成Si/Li活性体系，添加的Li活性元素既能提高复合材料容量，又能作为缓冲基体容纳体积膨胀，降低电极极化［74］。下文将从制备方案、电化学性能及作用机制，分别介绍非活性金属（Fe和Ti）与活性金属（Mg和Ge）对Si基负极电化学性能的影响。
铁（Fe）作为一种低成本、高导电性且环境友好型金属，通过与Si形成合金或复合材料，可利用其惰性相特性缓冲体积膨胀，同时改善电极导电性，成为解决Si基材料缺陷的重要途径。Wang等［75］采用高能球磨法制备了FeSi纳米金属间化合物，开启了Fe掺杂Si基材料研究。在氩气保护下，将Si粉、Fe粉与硬质钢球置于钢罐中，采用球磨机高速研磨，制备得到平均晶粒尺寸为4~6 nm的FeSi纳米金属间化合物粉末。这种纳米级合金颗粒不仅缩短了锂离子扩散路径，还利用纳米尺寸效应一定程度上缓解了体积膨胀，研究初步证实了铁硅复合材料作为LIBs负极的潜力，但也暴露出循环稳定性不足、可逆性有限等问题。Ruttert等［76］在机械化学合成的基础上，对铁硅复合材料的制备参数和性能进行了系统优化，采用行星球磨技术，重点探究了球磨时间、Fe/Si原子比、热处理及碳复合方式对材料结构与电化学性能的影响，具体如图8（a）所示。结果表明，球磨240 min即可实现Fe的完全转化，形成以α-FeSi2为主的惰性相，这种惰性相能有效缓冲Si的体积膨胀； 延长球磨时间至1200 min可提高产物均一性，但过度研磨会导致颗粒团聚，反而影响性能； 在Fe/Si比例调控方面，随Fe含量增加（如从Fe14Si86到Fe25Si75），惰性相比例提高，循环稳定性增强，但活性Si含量减少导致容量下降。因此，需在容量与稳定性间寻找平衡。此外，碳复合策略的优化是该研究的一大亮点，“二次球磨”（先合成Fe-Si合金，再与石墨球磨60 min）方式相比“一次球磨”（Fe，Si和石墨共磨）更优，可避免Si与C反应生成惰性SiC，既能改善导电性，又能保护活性相。Wang等［77］在结构设计上更进一步，提出砂磨辅助共价键合策略，构建了具有核壳结构的Fe-Si/C纳米复合材料，其合成路线如图8（b）所示，重点解决了界面稳定性问题； 将商业Fe-Si合金粉末与聚萘（PN）在甲苯中混合，通过砂磨机实现纳米级破碎，利用砂磨产生的新鲜表面缺陷与PN的π电子形成共价键； 随后在600 ℃氩气中碳化，获得Fe-Si核与PN衍生碳壳的紧密结合结构，碳壳厚度为3~4 nm。这种共价键合的核壳结构能有效阻止电解液直接接触Si核心，减少SEI膜的反复破裂与修复，显著提升了界面稳定性。电化学测试表明，该Fe-Si/C复合材料在0.1C下可逆容量达1316.2 mAh·g−1，活性Si利用率82.6%； 在2 A·g−1高倍率下循环1000次后，容量保持率仍达76.6%，循环ICE高达99.7%。与LiFePO4组装的全电池在100次循环后容量无明显衰减，进一步验证了其实际应用价值。
从初步探索到系统优化与结构创新，铁掺杂Si基材料的研究逐步深入，从解决纳米化合成，到平衡容量与稳定性，再到构建稳定界面，每一步进展都为其实用化奠定坚实基础。未来，通过进一步优化合成工艺、调控组分比例及设计多级结构，铁掺杂Si基材料有望在高能量密度LIBs中实现广泛应用。
钛（Ti）具备优异的电子导电性、低密度、热稳定性与化学稳定性，为提升Si的电子传输能力，研究人员已开展大量关于Si-Ti复合探索［78］。例如，Wang等［79］通过球磨法制备的纳米结构Si1-xTix合金（0≤x≤0.3）作为LIBs负极材料，系统研究了不同含量梯度掺杂剂Ti（0≤x≤0.3）对Si1-xTix合金的结构、锂插入行为及循环性能的影响，探索抑制Li15Si4相形成的机制。结果发现，Si0.85Ti0.15合金在50次循环后仍保持1710 Ah·L−1的体积容量和96%的容量保持率。当x≥0.15时，完全抑制了循环中Li15Si4的生成，避免了体积膨胀引起的结构崩溃。同时与Si-Fe掺杂不同的是，Si-Ti掺杂在抑制Li15Si4的同时不引入明显电压极化。值得注意的是，由于Ti对Li+具有化学惰性，随着Ti含量增加，负极的容量会随之降低。因此，如何在容量与稳定性之间建立平衡，成为该类材料研究中需要重点考量的关键问题。Salehabadi等［80］通过调控球磨工艺（一步法vs.两步法）控制Si-Ti合金的形貌，在保持高容量的同时改善电化学性能，并探究表面面积对循环过程中ICE的影响。结果表明，低表面面积（LSA）的Si0.85Ti0.15初始ICE高于高表面面积（HSA）样品，50次循环后，LSA与HSA样品的初始ICE趋于一致，因循环中Si相体积膨胀/收缩导致表面侵蚀，表面面积激增，两者最终表面面积相近。优化工艺制备的Si0.85Ti0.15合金容量达1600 mAh·g−1，50次循环无明显衰减，因非晶Si和TiSi2相稳定存在，抑制了Li15Si4形成。然而，单纯调控初始表面面积无法显著提升长期性能，循环中的表面侵蚀是主导因素，需结合SEI膜稳定化等策略进一步优化。
镁（Mg）是理论比容量为2150 mAh·g−1的Li活性元素。为了在提高比容量的同时改善循环性能，研究人员尝试将活性金属Mg与Si杂化［81］。研究发现，Mg和Si形成的Mg2Si可以作为具有适中充放电电压平台的负极材料。从热力学角度分析，Mg2Si是Mg-Si体系中唯一的平衡相［82］； 因此，该体系作为LIBs的负极材料被研究。Moriga等［83］从微观角度报道了Mg2Si的简单锂化行为，如图9（a）所示。完整的锂化过程分两步进行。首先，Li原子具有八面体空位，在锂化过程中伴随着Mg原子的析出，形成LixMgSi脱嵌（式（5））。此过程一直持续到电位降至~0.1 V。其次，Mg在~0.1 V的低电压下与Li反应生成Li-Mg合金。Mg和Li之间的反应开始于第一步反应结束之前。因此，电压增加约0.11 V。式（5，6）为Mg2Si的锂化机制：[empty formula]（5）[empty formula]（6）
Nazer等［84］采用氢气脱氢-再结合工艺、铸造和快速凝固技术合成了纳米晶Mg2Si （Mg67Si33）及其富Si共晶（Mg47Si53）成分。Mg2Si的合成因Mg （650 ℃）和Si （1414 ℃）熔化温度的显著差异以及镁金属的易汽化而面临实验挑战。通过感应熔炼Mg和Si的前驱体，然后浇铸和水淬获得铸态合金。然而，这3种工艺制备的Si-Mg负极循环性能都很差，这可能归因于Mg在锂化时被置换而容纳额外的Li+。Li等［85］采用射频磁控溅射技术在铜箔上沉积50 nm的Si薄膜，再涂覆20 nm的镁层，如图9（b）所示。通过在Si基负极表面涂覆镁，形成三元Li-Mg-Si Zintl相，这种Zintl相较纯Si基负极的Li-Si合金更稳定，减少了电解液的副反应。研究发现，原始涂层中的金属Mg在沉积时自发地扩散到底层Si层中，而Mg涂层电极的锂化导致三元Li-Mg-Si Zintl相的形成。这种比LixSi反应活性更低的三元Li-Mg-Si Zintl相的形成提高了界面稳定性，抑制了过量电解质分解，改变了电子电阻率和厚度等SEI膜性质，从而有助于提高Si负极的循环性能。涂覆镁的Si基负极表现出更薄且电阻更高的SEI，有效抑制了电解液分解，提升了循环稳定性。涂覆镁的Si基负极在500次循环后容量保持率为76%，远高于未涂覆Si基负极的25%。ICE的提升表明副反应减少，SEI更稳定。该研究提供了关于Si负极中三元Zintl相形成机制及其对Si负极SEI的影响的见解，为未来Si负极材料的设计和发展提供了参考。然而，Mg涂层的扩散行为和厚度均匀性对性能影响显著，但研究未深入探讨大规模制备中如何精确控制Mg的扩散深度和分布，可能导致性能波动。Tian等［86］通过真空蒸发法制备微米级Mg掺杂SiOx（SiMgyOx），并包覆碳层（SiMgyOx@C），探究其作为LIBs负极的结构稳定性和电化学性能，重点分析Mg对内部结构演化的调控作用。结果表明，Mg掺杂量需严格控制（3.88%），过高（如6.32%）会形成粗大硅酸镁颗粒阻碍Li+扩散，过低则无法构建有效键网络。Mg掺杂减少电化学惰性SiO2，初始ICE从74.1%提升至81.2%； 同时促进Li+扩散（扩散系数达1.99×10−12 cm2·s−1），20次循环后容量保持率达83%，且在1000次循环容量保持率>80%。
锗（Ge）与硅（Si）同属第ⅣA族元素，Ge不仅具有与Si相同的价电子结构，同时具有更高的电子电导率（2.1 S·m−1）和Li+扩散系数（6.25×10−12 cm2·s−1），并表现出更好的电化学性能。Ge的理论比容量为1600 mAh·g−1，其在锂化过程中的体积膨胀相对较小（约120%）［87］，同时Ge具有良好的导电性，能够有效改善电极材料的电子传输效率。将Ge掺杂进Si基负极材料中，有望通过形成Si-Ge合金来优化材料的性能。一方面，Si-Ge合金的形成可以调节材料的晶体结构，降低材料在锂化/脱锂过程中的应力集中，从而缓解体积膨胀问题； 另一方面，Ge的高导电性能够提高复合材料整体的电子传导能力，加快电化学反应动力学过程。Abel等［88］通过调节Si1-xGex合金的成分（x=0，0.25，0.5，0.75，1），结合纳米结构设计，实现“容量-倍率性能”可控平衡，填补了硅锗合金作为负极材料的系统研究空白，如图10（a）所示。结果发现，随着Ge含量的增加，电子电导率也随之增加，材料的高倍率性能和循环性能大幅提高，但其比容量随着锗含量的增加而减小，其原因在于随着锗含量增大，电阻率显著降低。Bensalah等［89］通过射频磁控溅射技术制备硅-锗（Si-Ge）双层膜/多壁碳纳米管（MWCNT）复合材料，对比样品包括MWCNT-Si（仅Si层）和Cu-Si/Ge（Cu箔为基底）。结果表明，MWCNT-Si/Ge复合材料作为LIBs负极，在半电池中表现出优异的性能，恒流充放电（GCD）测试50次循环后容量保持率达88%，远高于MWCNT-Si的72%和Cu-Si/Ge的12%，且具有较高的可逆比容量，在不同电流密度下均有良好表现。锗层和MWCNT基底在提升Si基负极性能中发挥重要作用，Ge层可改善导电性和锂离子扩散，MWCNT的柔性和导电性有助于缓解体积膨胀并维持电极结构稳定。然而，与纳米Si相比，微米级Si基负极因其高能量密度、良好的加工性和减少的副反应而受到广泛关注。Sun等［90］通过酸腐蚀商业硅铝（Al60Si40）合金制备了微米级多孔Si（pSi）初始材料，随后采用高能球磨和湿化学法相结合的新方法，将Ge原子掺杂到pSi中，并用液态GaInSn金属（LM）合金（记为pSi/Ge@LM）对其进行改性，其工艺图如图10（b）所示。结果表明，Ge杂原子与LM的复合具有多方面优势。首先，显著提高了p型Si的振实密度； 其次，有效提升了材料的电子传输效率。此外，LM优异的金属性和液体流动性使其具有独特的“自修复”功能。pSi/Ge@LM表现出优异的电化学性能。具体来说，在半电池中，pSi/Ge@LM电极在1 A·g−1的电流密度下循环400次后，仍能保持1011 mA h·g−1的高比容量。即使在3 A·g−1的大电流密度下，它仍能提供超过900 mAh·g−1的可逆容量。Ge掺杂通过“导电性提升-应力缓解-稳定性增强”多重作用，成为优化Si基负极性能的有效策略，尤其在与碳基底、液态金属等材料协同时效果更优。
综上所述，金属掺杂是改善Si基负极性能的有效策略，通过引入金属元素可提升电极导电性、促进锂离子扩散、缓解体积膨胀并增强动力学性能。其中，非活性金属（如Fe和Ti）能通过提高导电性和提供机械支撑来缓冲硅的体积变化，部分金属与硅形成合金相，可增强结构稳定性，减少充放电过程中的结构破坏，同时提升电极与集流体的界面稳定性，优化循环性能； 活性金属（如Mg和Ge）不仅具备良好的导电性以促进电荷转移，还能参与储锂反应以提升整体比容量，它们与Si形成的合金（如Mg2Si和Si-Ge）可调节晶体结构，缓解体积膨胀应力，且部分活性金属能稳定SEI膜，减少副反应，进一步改善循环稳定性。此外，金属相的加入可降低电荷转移电阻，提升材料的抗裂性，结合适当的结构设计（如核壳结构、多孔结构），能协同优化Si基负极的综合电化学性能。
Si基负极的实际应用受到了体积膨胀、导电性差等问题的限制。近年来，纳米化、硅和碳的复合元素掺杂等已被用于克服Si电极中的这些问题［91–94］。前两种技术都对体Si的溶胀能力有积极的影响，同时也提高了整体的电化学性能。但前两种技术不仅价格昂贵，而且降低了Si的比容量。相反，元素掺杂利用活性或非活性组分的一些特性来减少体积膨胀的影响，可以显著提高导电性和循环稳定性。然而，单一元素掺杂Si基负极的效果往往有限，而金属-非金属共掺杂或多种非金属共掺杂可通过协同效应同时优化导电性、结构稳定性和界面性能，是近年来的研究热点。接下来将从不同的共掺杂体系与结构设计出发，系统探索多元素协同作用对Si基负极性能的提升机制。Yu等［95］聚焦于非金属元素的协同掺杂，设计了一种氮硫共掺杂碳框架（CBPOD）均匀包覆Si颗粒的复合材料（Si-CBPOD），其合成路径如图11（a）所示。通过原位聚合与碳化过程，CBPOD不仅在Si表面形成连续的导电网络，更在高温碳化中与Si形成Si–C，Si–O–C和Si–N–C等强化学键，显著增强了界面结合强度。N/S共掺杂的引入提升了碳层的电子与离子导电性，其中N元素通过吡啶氮、吡咯氮提供丰富的缺陷位点以存储Li+，石墨氮则促进电子传输，S元素通过硫吩结构进一步极化电子对并且通过多孔结构的优化（孔径分布在2~50 nm）平衡了Li+扩散通道与界面保护作用，Li+扩散系数为1.23×10−10~1.42×10−10 cm2·s−1，是纯Si（3.12×10−12 cm2·s−1）的39~45倍。600 ℃的碳化温度被证实为较优条件，此时碳层既保持了较高的弹性模量（~30 GPa）以缓冲Si的体积膨胀，又避免了过度碳化导致的导电性下降。这种设计使Si-CBPOD在4 A·g−1的高电流密度下循环1000次后仍保持1110.8 mAh·g−1的可逆容量，与正极匹配的全电池能量密度达574 Wh·kg−1，300次循环容量保持率超75.6%，体现了非金属共掺杂在提升循环稳定性与能量密度上的优势。Fei等［96］则拓展了非金属共掺杂的维度，提出氮、磷、硫（N/P/S）共掺杂策略，从而构建了N，P和S三元共掺杂的蛋黄壳结构硅/碳复合材料（Si@H-CoNPSC），合成工艺如图11（b）所示。基于柯肯达尔（Kirkendall）效应，以ZIF-67为模板、PZS（含N/P/S）为涂层，经煅烧与酸洗后形成独特的空心碳壳结构，为Si的体积膨胀提供了充足空间。N/P/S的协同作用在此体系中表现为，N元素提升碳壳的亲水性与导电性，P元素通过P–C键优化电子云分布，S元素则通过硫氧化物结构增强与电解液的相容性。这种结构设计不仅通过空心空间缓解了体积变化（膨胀率降至29.9%），还通过三元掺杂使碳壳的赝电容贡献提升至61.2%，加速了Li+的表面吸附/脱附动力学。结果显示，Si@H-CoNPSC在0.5 A·g−1下循环150次后容量达1305.8 mAh·g−1，保持率为91.1%； 1 A·g−1下循环300次后容量为872.8 mAh·g−1，证明了多元素非金属共掺杂在平衡容量与稳定性上的潜力。Zhou等［97］则转向金属-非金属共掺杂体系，通过高能球磨法制备了Fe，Ti和P三元掺杂的非晶硅合金（Si-FeTiP），其工艺流程如图11（c）所示，旨在解决Si基负极的快充难题。与前两项研究不同，该体系通过引入金属元素（Fe和Ti）与非金属元素（P）形成微晶体相（FeSi2和TiP），这些相均匀分散于非晶Si基质中，既构建了连续的导电网络（电子电导率提升3个数量级），又通过合金键的高强度抑制了Si颗粒的破碎。非晶结构的设计是另一关键创新，其各向同性特征有效消除了晶体Si的Li+扩散各向异性，使Li+扩散系数提升至1×10−10 cm2·s−1，同时将体积膨胀率降至5.8%。Fe的引入增强了电子传导能力，TiP相则通过强化学键稳定结构，P元素则提供额外的Li+存储位点，在多次脱锂化循环过程中，合金型Si基负极的结构稳定性相比于纯Si基负极得到了显著增强，其对比图如图11（d）所示。这种设计使Si-FeTiP在10 A·g−1的超高电流密度下循环500次后仍保持932 mAh·g−1的容量，2 A·g−1下循环500次的容量保持率达80.3%，凸显了金属-非金属共掺杂在提升快充性能上的独特优势。
从不同角度揭示了共掺杂策略的核心机制，非金属共掺杂（N/S和N/P/S）通过优化电子结构与界面特性提升循环稳定性与能量密度，金属-非金属共掺杂（Fe/Ti/P）则通过晶体结构调控与导电网络构建突破快充瓶颈。这些工作共同表明，通过合理选择掺杂元素组合、调控结构与界面特性，共掺杂策略有望推动Si基负极在高能量密度与快充LIBs中的实际应用。表2总结了不同类型元素掺杂策略及其电化学性能［49–50，66，69–70，77，89–90，95，98–103］。
| Si-based anode | Synthesis methods | ICE/% | Cycle/Capacity/（mAh·g−1） | Current density/（A·g−1） | Refs. |
|---|---|---|---|---|---|
| B-doped pSi | Magnesium oxidation removal | 89 | 300/1500 | 2 | ［50］ |
| B-Si flakes | Molten salt-assisted | 81.5 | 200/676 | 2 | ［49］ |
| B-PSi@CG | Chemical vapor deposition （CVD） | 85.4 | 300/1105.8 | 500 mAh·g−1 | ［98］ |
| Si@S-C | Solvent evaporation+carbonization | – | 700/681.6 | 0.5 | ［70］ |
| P-Si@C-PAN | Molten lithium intercalation-extraction | 87.35 | 200/857 | 4 | ［66］ |
| Si@NC | Pyrolysis | 99.77 | 300/945.63 | 0.5 | ［99］ |
| PSi@SPCF | Metal induction+chemical etching | – | 1000/1112.7 | 2 | ［69］ |
| Fe-Si/C | Sand grinding-assisted+carbonization | 78.8 | 1000/896.4 | 2 | ［77］ |
| Si-Ge@MWCNT | Radio frequency（RF） magnetron sputtering | 71 | 50/1472 | 3 | ［89］ |
| pSi/Ge@LM | High-energy ball milling+wet chemical method | 85 | 400/1011 | 1 | ［90］ |
| P/pC@Si-CNT | Ball milling+carbonization+alkali etching | – | 100/945.05 | 0.5 | ［100］ |
| SiMgyOx | Vacuum evaporation | 81.2 | 200/1169.5 | 0.5C | ［86］ |
| Si@H-CoNPSC | Template method+kirkendall effect | 91.1 | 300/872.8 | 1 | ［101］ |
| Si@C/SN | Carboncoating+liquid-phase ball milling | 91 | 400/1213 | 2 | ［102］ |
| Si@SiOx@C-NB | Double-layer interface engineering | 68 | 340/1301 | 0.5 | ［103］ |
| Si-CBPOD | In-situ polymerization+carbonization | 88.2 | 1000/1110.8 | 4 | ［95］ |
Si基负极凭借4200 mAh·g−1的超高理论比容量、适中的脱/嵌锂电位、丰富的地壳储量及低毒性低成本等优势，被公认为最具潜力替代传统石墨的LIBs负极材料之一，对推动消费电子、电动汽车及能源储存领域高能量密度电池发展意义重大。然而，其商业化进程受三大核心问题制约：一是充放电过程中锂化/脱锂反应伴随超过300%的体积膨胀，导致Si颗粒粉化、电极结构破坏； 二是本征电导率低，制约离子与电子传输效率； 三是体积胀缩引发SEI反复破裂再生，造成Li源与电解液不可逆消耗，降低循环稳定性与首次ICE。为解决这些问题，前期研究聚焦Si纳米结构化与Si基复合改性，虽在缓解体积膨胀、提升循环稳定性方面取得进展，但纳米Si易团聚、硅碳界面结合强度不足及Si本征低电导率等瓶颈仍未突破。在此背景下，掺杂改性成为关键策略，通过在Si的晶体或无定形结构中引入异质元素，调控其电子结构、晶体/非晶体结构及界面性质，非金属（B，P，N和S等）掺杂可优化电子分布、改善Li+传输通道、稳定SEI膜； 金属掺杂中，非活性金属（Fe和Ti等）能提升导电性与机械支撑能力以缓冲体积变化，活性金属（Mg和Ge等）可提供额外容量并协同缓解体积膨胀； 异质元素共掺杂则借助多元素协同效应，进一步优化导电性、结构稳定性与快充性能。然而，当前掺杂改性仍存在部分材料首次ICE待提升、掺杂元素比例与分布难精准调控、单一掺杂策略难以完全抑制体积膨胀等问题。
未来，Si基负极掺杂改性技术需从多维度深化探索，融合新兴技术突破瓶颈，加速商业化进程。
其一，应拓展高效共掺杂体系的研发，重点挖掘金属-非金属、多种非金属元素的协同组合，利用不同元素的功能互补性，同步解决导电性提升、体积膨胀抑制及SEI膜稳定三大核心问题。同时，强化人工智能（AI）技术与理论计算的深度融合，借助机器学习算法对海量掺杂元素组合、晶体结构参数及电化学性能数据进行建模分析，快速筛选最优掺杂体系，预判元素协同作用效果，为新型共掺杂体系的设计提供精准指导。
其二，需优化掺杂工艺以实现精准调控，当前球磨法、化学气相沉积法等工艺在元素分布均匀性与比例控制上仍有不足，未来可开发新型原位掺杂技术或改进现有工艺参数，如通过调控反应温度、时间及前驱体浓度，确保掺杂元素在Si基材料中均匀分布，提升材料批次稳定性，为规模化生产奠定基础。
其三，应结合原位表征技术深化储锂机制研究，利用原位X射线衍射、原位透射电子显微镜等技术，实时观测掺杂元素在充放电循环过程中对Si基材料晶体结构演变、Li+散路径及SEI膜形成与演化的影响； 精准定位掺杂元素的作用位点、揭示其对储锂行为的微观调控机制，为材料结构设计与性能优化提供更精准的理论指导。
其四，需推动掺杂改性与其他技术的协同融合，将掺杂策略与纳米结构化（如构建多孔纳米Si）、碳包覆（如设计双层碳壳）、界面工程（如引入功能性粘结剂）等技术结合，形成多维度协同优化体系； 同时，应关注全电池应用场景下的性能验证，当前多数研究集中于半电池性能测试，未来需加强掺杂改性Si基负极与正极材料（如高镍三元材料、磷酸铁锂）的匹配性研究，系统测试全电池的能量密度、循环寿命、快充性能及安全性，确保其满足实际应用需求，为Si基负极的产业化应用提供更全面的技术支撑。希望通过上述努力，突破Si基负极现有瓶颈，推动其早日实现商业化应用，助力LIBs向更高能量密度、更长循环寿命、更优安全性的方向迈进。
马小龙：负责调研、撰写初稿与修改； 王帅：负责指导、研究构思与修改； 殷志霄：负责调研； 曹瑞：负责调研； 吴沁宇：负责调研； 马扬洲：负责审阅与基金申请、敬和民：负责审阅与修改； 宋广生：负责指导、研究构思、审阅与修改。
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