調(diào)研報(bào)告1.1錫基金屬-有機(jī)骨架材料金屬有機(jī)框架材料（MOFs）是一種由金屬離子與有機(jī)配體自組裝形成的具有規(guī)則孔隙結(jié)構(gòu)的晶體材料。這類(lèi)材料結(jié)合了無(wú)機(jī)材料和有機(jī)材料的優(yōu)點(diǎn)，具有大的比表面積、高的孔隙率和可調(diào)的均勻孔徑。這些特性為它在催化、能量存儲(chǔ)以及藥物傳輸?shù)阮I(lǐng)域的廣泛運(yùn)用奠定了基礎(chǔ)[1-4]。在儲(chǔ)能領(lǐng)域研究中，以過(guò)渡金屬（Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn等）為金屬離子的MOFs材料已得到大量研究[5-6]。但這類(lèi)材料仍存在一些局限性：Du等[7]合成的MIL-88A，屬于MIL系列的Fe-MOFs，由于該材料的導(dǎo)電性差，導(dǎo)致Li+脫嵌能力差，倍率性能差。Li等[8]報(bào)道的MOF-177在作為電池負(fù)極材料時(shí)，在長(zhǎng)期循環(huán)后容易出現(xiàn)結(jié)構(gòu)坍塌，使電化學(xué)性能快速衰減近年來(lái)，錫基金屬有機(jī)框架材料（Sn-MOFs）已在儲(chǔ)能領(lǐng)域中得到了發(fā)展。這類(lèi)材料不僅具有較高的理論比容量，而且多孔框架結(jié)構(gòu)可以減弱充放電過(guò)程中的體積膨脹問(wèn)題。Wu等[9]制備的Sn-MOFs材料成功實(shí)現(xiàn)了比容量和循環(huán)穩(wěn)定性的協(xié)同提升。近年來(lái)，Sn-MOFs合成方法不斷地進(jìn)行創(chuàng)新，每種方法各有優(yōu)勢(shì)，在此僅介紹常用的幾種方法?；亓鞣ㄊ菍⒎磻?yīng)混合物加熱到沸點(diǎn)，使用冷凝器不斷蒸餾掉揮發(fā)性溶劑。近年來(lái)，合成Sn-MOF的方法不斷發(fā)展，每種方法都有各自的優(yōu)點(diǎn)。但這里只介紹幾種常用的方法。在回流法中，把反應(yīng)混合物加熱到沸點(diǎn)，然后通過(guò)冷卻器不斷除去揮發(fā)性溶劑。這種合成方法有利于金屬離子和有機(jī)配體之間配位反應(yīng)的不斷進(jìn)行，適合于MOFs的大規(guī)模生產(chǎn)。Wu等[9]采用回流法合成了Sn-MOFs。該方法以SnSO?、LiOH·H?O和1,4-苯二甲酸為前驅(qū)體，經(jīng)過(guò)在DMF/水混合溶劑中12小時(shí)的持續(xù)反應(yīng)，成功制備了Sn-MOFs。在水熱法中，金屬離子和有機(jī)配體在壓力容器中的水溶液中進(jìn)行高溫高壓反應(yīng)。這種方法反應(yīng)速度快，更容易形成高結(jié)晶的材料。Wang等[10]通過(guò)水熱法制備了Sn-MOFs。在這種方法中，以SnSO?、不同的堿金屬氫氧化物（LiOH、NaOH、KOH、RbOH和CsOH），1,4-苯二甲酸（H?bdc）為原料合成了Sn-MOFs。Liu等[11]也通過(guò)水熱法合成了Sn-MOFs。以SnSO?為錫源，NaOH為堿金屬源，分別以H?dobdc和H?dobpdc為有機(jī)配體合成了兩種Sn-MOFs材料，即Sn2（dobdc）和Sn2（dobpdc）。兩種產(chǎn)物呈現(xiàn)均勻的晶體形貌。超聲輔助法是利用超聲波高頻震蕩來(lái)加速反應(yīng)的方法。Brainer等[12]通過(guò)超聲輔助法制備了高結(jié)晶性的Sn-MOFs。該團(tuán)隊(duì)將SnSO?溶液與配體（Na?BDC）水溶液混合，在25°C下使用超聲波（37kHz，155W）處理5分鐘即實(shí)現(xiàn)了Sn2?與配體的快速配位，經(jīng)過(guò)離心、洗滌和干燥后，得到了Sn-MOF物質(zhì)。1.2基于Sn-MOFs的單組分材料1.2.1純碳材料邊等[13]采用刻蝕SnO/C獲得了純碳材料。該研究在氬氣環(huán)境中熱解Sn-MOF前體，得到SnO/C復(fù)合材料，然后通過(guò)酸洗制備出具有梯度孔隙結(jié)構(gòu)的純C-1和C-2碳材料。合成的材料保留了的SnO/C碳框架的完整結(jié)構(gòu)，并且SnO納米顆粒的溶解導(dǎo)致在碳基體中形成了許多孔隙。兩種碳材料在電流密度為50mAg-1的條件下，經(jīng)過(guò)100次充放電循環(huán)后的比容量分別穩(wěn)定在820mAhg-1和800mAhg-1左右，遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)了石墨陰極的理論容量。該材料中的介孔可使電解質(zhì)快速滲入內(nèi)部，而內(nèi)部微孔則為鋰離子的插層和脫插層提供了許多活性位點(diǎn)。還有材料內(nèi)部相互連接的多孔網(wǎng)絡(luò)縮短了鋰離子的擴(kuò)散途徑。這些結(jié)構(gòu)特性結(jié)合在一起增強(qiáng)了鋰離子的高效插層和去插層，從而使材料具有高容量。1.2.2錫氧化物Sun等[14]通過(guò)煅燒將Sn-MOFs前驅(qū)體轉(zhuǎn)化為SnO?納米材料。該團(tuán)隊(duì)將Sn-MOFs在空氣中400℃下煅燒2小時(shí)獲得了SnO?納米顆粒。SnO?納米顆粒呈球形，粒徑分布均勻。SnO?材料作為鋰離子電池負(fù)極在400mAg?1電流密度下充放電100次后，它的比容量仍有541.8mAhg?1。這主要得益于納米結(jié)構(gòu)能夠減弱充放電過(guò)程中的體積膨脹效應(yīng)，防止了材料的粉化。SnO?的獨(dú)特球形提供了較大的比表面積，從而改善了電極與電解質(zhì)之間的接觸，提高了鋰離子傳輸?shù)膭?dòng)力學(xué)性能。此外，循環(huán)伏安測(cè)試顯示，在1.25V的電位上出現(xiàn)了氧化峰，這表明錫和氧化鋰之間發(fā)生了可逆的電化學(xué)反應(yīng)，這進(jìn)一步提高了電池容量。本研究中使用的反應(yīng)條件相對(duì)溫和，過(guò)程相對(duì)簡(jiǎn)單，該方法在工業(yè)應(yīng)用方面具有巨大潛力。Lu等[15]通過(guò)調(diào)整煅燒工藝合成了具有雙峰分布的SnO?納米球。這種材料的顆粒大小分別為40nm和200nm。該材料在鈉離子電池負(fù)極中，它顯示出很好的循環(huán)穩(wěn)定性，SnO?復(fù)合材料在電流密度為在50mAg?1下充放電100次后，它的可逆比容量仍高達(dá)417mAhg?1。這種材料擁有很好的電化學(xué)性能，因?yàn)榧{米棒之間的間隙可以補(bǔ)償充電和放電過(guò)程中的體積變化，還有高密度的SEI層可以屏蔽電解質(zhì)的副反應(yīng)，提高庫(kù)侖效率。小顆粒填充了大顆粒之間的大空隙，增加了電極的密度。SnO?納米球電極具有970mAhcm-3的體積比容量，這一數(shù)值達(dá)到商用活性炭負(fù)極材料的三倍以上。1.2.3錫硫化物錫硫化物（SnS和SnS?）因其在鋰離子電池負(fù)極材料的獨(dú)特的儲(chǔ)鋰機(jī)制被大家所關(guān)注。將二硫化錫用作電池負(fù)極材料時(shí)，其理論比容量達(dá)到1231mAhg?1，遠(yuǎn)遠(yuǎn)優(yōu)于傳統(tǒng)的石墨材料。但目前以Sn-MOFs為前驅(qū)體制備錫硫化物的相關(guān)研究并不多，主要原因是錫硫化物體積膨脹效應(yīng)嚴(yán)重，并且制備納米尺寸的錫硫化物更加困難。有學(xué)者通過(guò)調(diào)整Sn-MOFs與硫粉的混合比例和熱處理溫度制備出了SnS?[16]。但是經(jīng)過(guò)X射線(xiàn)衍射分析結(jié)果證實(shí)產(chǎn)品是SnS?，就沒(méi)有進(jìn)行進(jìn)一步的材料分析。1.3基于Sn-MOFs的復(fù)合材料1.3.1MOF/GZhao等[17]采用了一步沉淀法制備了Sn-MOFs/G復(fù)合材料。分析表明，納米棒狀的Sn-MOFs在石墨烯表面分散均勻。Sn-MOFs/G復(fù)合材料在1Ag-1的電流密度下，經(jīng)過(guò)循環(huán)500次后的可逆比容量為462mAhg-1，從第二次循環(huán)開(kāi)始的庫(kù)倫效率接近100%。石墨烯的加入提高了復(fù)合材料的導(dǎo)電性，并在鋰化/脫鋰過(guò)程中過(guò)程中減弱了電極材料的體積膨脹。還有，Sn-MOFs本身就具有的高理論容量特性與高導(dǎo)電率的石墨烯相結(jié)合，共同為該材料帶來(lái)了很好的電化學(xué)性能。1.3.2錫/碳KondaShiva等[18]在水熱法合成的Sn-MOFs的基礎(chǔ)上，將它在Ar/H?氣氛中煅燒制備了Sn@C。Sn@C中錫納米顆粒均勻分散在多孔碳基質(zhì)，錫顆粒還被厚度為3-4nm的無(wú)定形碳層所包裹。復(fù)合材料中錫納米顆粒均勻地分布在整個(gè)多孔碳基質(zhì)中，并被厚度約為3-4nm的無(wú)定形碳層包裹。Sn@C在0.2-5Ag-1的較寬的電流范圍內(nèi)表現(xiàn)出很好的倍率性能，在0.2、0.5、1、3和5Ag-1下進(jìn)行充放電后，Sn@C負(fù)極材料的放電比容量分別為1225、484、386、335和300mAhg-1。該材料優(yōu)異的倍率性能是因?yàn)榧{米顆?？s短了鋰離子的擴(kuò)散路徑。均勻的碳外殼防止了錫顆粒在循環(huán)過(guò)程中聚集。還有分散在碳基體上的錫顆粒與三維多孔碳框架形成了連續(xù)的導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)。這些結(jié)構(gòu)共同增強(qiáng)了Sn@C復(fù)合材料的電化學(xué)性能。Zhu等[19]通過(guò)分步制備了Sn@C@CNF復(fù)合材料。該學(xué)者采用電紡絲將水熱合成的Sn-MOF插入一維碳納米纖維中，并通過(guò)碳化還原獲得Sn@C@CNF薄膜。該材料不但具有分級(jí)多孔結(jié)構(gòu)，加強(qiáng)了電解液的浸潤(rùn)和離子擴(kuò)散，而且CNFs與MOF衍生的碳?xì)f(xié)同緩沖錫納米顆粒在充放電過(guò)程中的體積膨脹，為負(fù)極材料的提供了很好的循環(huán)穩(wěn)定性以及倍率性能。在鋰離子電池中用作負(fù)極材料時(shí)，Sn@C@CNF在200mAg?1的電流密度下循環(huán)180次后仍具有610.8mAhg?1的高可逆容量。還有Sn@C@CNF復(fù)合材料在柔性電池測(cè)試中該材料展現(xiàn)出很好的機(jī)械穩(wěn)定性，在500mAg?1電流密度測(cè)試時(shí)，經(jīng)過(guò)三次30°彎曲(每10次循環(huán)后實(shí)施一次彎曲)后，電極的容量保持率與未經(jīng)彎曲處理的樣品相比未出現(xiàn)明顯下降。1.3.3錫氧化物/碳Bian等[20]在合成兩種相貌的Sn-MOFs后，再通過(guò)熱解獲得了SnO/C-1和SnO/C-2。該SnO/C復(fù)合材料很好地保留了前驅(qū)體的規(guī)則多面體形貌，其中SnO以納米棒形態(tài)均勻分散在多孔碳基體上。SnO/C-1材料具有很好的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。當(dāng)在50mAg?1的條件下100次充放電后，SnO/C復(fù)合材料保持了950mAhg?1的高可逆容量。在相同條件下，SnO/C-2材料的容量較低。這是因?yàn)镾nO/C-1的顆粒尺寸更小，導(dǎo)致其比表面積和孔體積更大，更有利于電解質(zhì)的滲透和鋰離子的高效遷移。兩種材料都表現(xiàn)出良好的倍率性能。SnO/C-1和SnO/C-2在2Ag?1的高電流密度下仍分別具有406和370mAhg?1的可逆容量，這主要得益于多孔碳基體限制了SnO納米棒的粉化，以及碳基體的分級(jí)多孔結(jié)構(gòu)為電解質(zhì)的滲入提供了快速通道，縮短了Li+的傳輸路徑。Zhu[21]等提出了一種創(chuàng)新的雙碳層結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)。該研究采用水熱法從氧化石墨烯基質(zhì)上合成Sn-MOF，然后在氮?dú)猸h(huán)境下對(duì)得到的材料進(jìn)行500°C高溫?zé)崽幚?小時(shí)，生成了具有雙碳結(jié)構(gòu)的SnO?/C/rGO復(fù)合材料。在這種復(fù)合材料中，SnO?納米顆粒均勻地分散在多孔碳基質(zhì)中，還原氧化石墨烯層緊密地覆蓋在SnO?/C顆粒表面，復(fù)合材料的整體呈現(xiàn)六面體形貌。SnO?/C/rGO復(fù)合材料在鋰離子電池中表現(xiàn)出1038.3mAhg?1的高可逆容量，并在500mAg?1的電流密度下，經(jīng)過(guò)150次循環(huán)后，負(fù)極材料仍保持720.2mAhg?1的比容量，這一數(shù)值優(yōu)于單一碳包覆或僅rGO復(fù)合的SnO?材料。該材料將多孔碳的高孔隙率與還原氧化石墨烯的高導(dǎo)電性相結(jié)合，不僅提高了電極材料的電子/離子傳輸速率，還減弱了充放電過(guò)程中二氧化錫的體積膨脹。Xia[22]等將Sn-PMA在氮?dú)夥諊型ㄟ^(guò)控制反應(yīng)溫度得到了SnO?/SnO@C復(fù)合材料。在材料中SnO?和SnO納米顆粒均勻地嵌入在碳基體中。這種材料用于電池中具有很高的成本效益和穩(wěn)定性。當(dāng)在

100mAg-1的條件下，材料的首次放電比容量為1567.1mAhg-1，庫(kù)侖效率為

63%。當(dāng)在

800mAg-1高電流密度下循環(huán)

400次

后，容量仍為

615.0mAhg-1。優(yōu)異的電化學(xué)性能主要因?yàn)榧{米級(jí)的SnO?/SnO均勻嵌入碳基質(zhì)中縮短了Li+的擴(kuò)散路徑，且SnO?和SnO共同參與了儲(chǔ)鋰反應(yīng)，從而提供了高容量。多孔碳基板還減弱了SnO?/SnO在充放電過(guò)程中的體積膨脹問(wèn)題，電極的厚度在幾個(gè)周期內(nèi)幾乎保持不變。1.3.4錫硫化物/碳Luo等[23]將Sn-MOFs直接硫化制備了SnS@C-500復(fù)合材料。SnS顆粒被均勻地嵌入到多孔碳骨架中。MOF的三維多孔碳框架限制了SnS顆粒的大小，防止了它們的聚集。此外，碳框架的大比表面積為鈉離子的高效傳輸提供了更多的通道和反應(yīng)界面，很好地提高了鈉離子的傳輸速率。碳基質(zhì)的高導(dǎo)電性提高了復(fù)合材料的電子導(dǎo)電性，減輕了充放電過(guò)程中SnS的體積膨脹，并確保了材料的穩(wěn)定性。SnS@C-500材料在0.5Ag?1的電流密度下充放電200次后仍具有510mAhg?1的較高容量，該材料具有很好的循環(huán)穩(wěn)定性。Xiao等[24]采用一種新型固相法制備了SnS?/C復(fù)合材料。在這一方法中，硫脲和Sn-MOF以5:1的質(zhì)量比被放置在水平管式爐的上下，利用兩個(gè)溫度區(qū)同時(shí)對(duì)材料進(jìn)行硫化和碳化，成功合成出具有規(guī)則六面體形狀的SnS?/C復(fù)合材料。二維SnS?納米片均勻地分布在三維多孔碳基質(zhì)中，形成了穩(wěn)定的復(fù)合結(jié)構(gòu)。這種獨(dú)特的結(jié)構(gòu)具有很大的優(yōu)勢(shì)，碳骨架不僅能夠降低SnS?納米片的電荷轉(zhuǎn)移電阻，還可以增強(qiáng)鋰離子的快速傳輸；多孔碳網(wǎng)絡(luò)不僅改善了電極的導(dǎo)電性能，還減輕了SnS?納米片在充放電過(guò)程中的體積膨脹問(wèn)題。SnS?/C復(fù)合材料具有很好的循環(huán)穩(wěn)定性，當(dāng)在100mAg?1電流密度下充放電100次后仍保持847.9mAhg?1的水平。1.3.5錫/錫氧化物/碳Li等[25]通過(guò)控制熱處理?xiàng)l件對(duì)Sn-MOFs進(jìn)行還原（H2/Ar氣氛），在450℃下獲得了Sn/SnO@C納米復(fù)合材料。Sn/SnO@C復(fù)合材料表現(xiàn)出獨(dú)特的結(jié)構(gòu)特征：Sn/SnO@C復(fù)合材料具有獨(dú)特的構(gòu)造，其中SnO呈現(xiàn)為納米棒的形貌，Sn是以納米球的形式，兩者均勻地分布于由MOFs轉(zhuǎn)化而成的六邊形碳網(wǎng)絡(luò)中。當(dāng)在1Ag-1的條件下經(jīng)過(guò)200次充放電后，Sn/SnO@C復(fù)合材料可逆比容量達(dá)到了835.9mAhg-1。在復(fù)合材料中，SnO納米棒和Sn納米球共同存在，形成了一種穩(wěn)固的兩相結(jié)構(gòu)。此結(jié)構(gòu)可有效防止活性物質(zhì)在充放電循環(huán)時(shí)出現(xiàn)聚集。另外碳骨架的加入提高了電子傳輸效率，并作為體積膨脹的緩沖層。這就減弱了SnO與Sn在電池充放電過(guò)程中的體積膨脹，確保了電極結(jié)構(gòu)的長(zhǎng)期穩(wěn)定性。田光梅等[26]也將Sn-MOFs前驅(qū)體煅燒處理得到了SnO2/SnO/Sn@C復(fù)合材料。SC-1樣品為SnO?和少量SnO納米顆粒組成，它們均勻分散在富含介孔的無(wú)定形碳基體中，形成了穩(wěn)定的復(fù)合結(jié)構(gòu)。在SC-1樣本里，其特有的介孔架構(gòu)構(gòu)建出了鋰離子可高效擴(kuò)散的路徑，還使得電化學(xué)活性位置的數(shù)量有了較大幅度的提升，SnO?/SnO納米粒子與碳基質(zhì)緊密結(jié)合，有效減弱了充放電過(guò)程的體積膨脹，避免了活性物質(zhì)的聚集。該復(fù)合材料在在0.1Ag-1的低電流密度下，可逆儲(chǔ)鈉容量為1092.4mAhg-1；當(dāng)電流密度提升到2Ag-1時(shí)，充電比容量仍有308.9mAhg-1。1.4CNTs的性能優(yōu)勢(shì)在鋰離子電池中，石墨類(lèi)材料因其獨(dú)特的層狀結(jié)構(gòu)和穩(wěn)定的電化學(xué)性能在電池負(fù)極中被應(yīng)用最多。石墨具有較高的理論比容量；鋰離子脫嵌點(diǎn)位平臺(tái)低；而且與主流正極材料能形成良好的電位匹配。這些優(yōu)勢(shì)使石墨負(fù)極的電池具有較高的能量密度[27-28]。石墨層間距（0.34nm）大于鋰離子半徑（0.152nm），賦予其優(yōu)異的鋰離子擴(kuò)散通道和循環(huán)穩(wěn)定性。但是，石墨材料存在明顯的動(dòng)力學(xué)局限性。鋰離子傳輸僅能通過(guò)基面邊緣缺陷位點(diǎn)進(jìn)行，導(dǎo)致其倍率性能較差[29]。還有首次循環(huán)過(guò)程中形成的固態(tài)電解質(zhì)界面膜會(huì)造成10%的鋰源損耗[30]。傳統(tǒng)石墨負(fù)極材料的發(fā)展已達(dá)到瓶頸期。碳納米管是一種具有管狀結(jié)構(gòu)的納米材料，其基本單元由sp2雜化鍵合的碳原子組成。它可以看成由石墨烯沿特定方向卷曲，形成的空心圓柱體[31]。根據(jù)組成管壁的石墨烯層數(shù)，分為單壁和多壁兩種[32]。碳納米管（CNT）特有的管狀結(jié)構(gòu)在電極內(nèi)部形成了穩(wěn)定的三維導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)，它用作電池的負(fù)極材料時(shí)具有出色的導(dǎo)電性。同時(shí)中空結(jié)構(gòu)可有效增加材料的比表面積。碳納米管（CNTs）雖然本身可逆容量?jī)H有300-600mAhg-1，但將CNTs作為基底材料，與其它活性物質(zhì)復(fù)合時(shí)展現(xiàn)出優(yōu)異的性能，可突破石墨的容量上限。Hu等[33]將酸化的CNTs與BiVO?前驅(qū)體混合得到了BiVO4/CNTs復(fù)合材料。BiVO?納米棒表面均勻地包裹著碳納米管（CNT），以防止BiVO?聚集。該復(fù)合材料在100mAg-1的電流密度下展現(xiàn)出很好的儲(chǔ)鋰性能，初始放電容量達(dá)到956mAhg-1，并且過(guò)200次充放電循環(huán)后，容量反而提升至984.3mAhg-1。1.5原位合成在前文中已經(jīng)對(duì)錫基金屬有機(jī)框架物及其衍生物的分類(lèi)、合成方法和電化學(xué)性能進(jìn)行了較為詳細(xì)的論述。在各種合成方法中，水熱合成法最常用于制備錫基金屬有機(jī)框架材料，因?yàn)檫@種方法易于操作，成本效益高。這種方法通常與后續(xù)的熱處理過(guò)程（如熱解或退火）結(jié)合使用，以獲得復(fù)合材料。近年來(lái)，隨著基于金屬有機(jī)框架的材料合成技術(shù)的不斷進(jìn)步，新的合成復(fù)合材料方法即原位合成法日益受到關(guān)注。Xia[34]等采用了一種MOF自模板策略制備了鈷磷化物/氮摻雜碳復(fù)合材料。通過(guò)熱解溫度參數(shù)（700-900°C）的不斷調(diào)整，實(shí)現(xiàn)了對(duì)產(chǎn)物中鈷磷化物晶相組成的控制，獲得了具有不同CoP與Co?P比例的產(chǎn)物。當(dāng)在0.1Ag?1下充放電100次后，Co?P-NC-800負(fù)極材料具有1224mAhg?1的高可逆比容量；在1Ag?1大電流密度下循環(huán)后，該材料的比容量仍有400mAhg?1。電化學(xué)性能的提高主要是因?yàn)閾降蓟|(zhì)的導(dǎo)電網(wǎng)絡(luò)，它有效地提高了電子傳輸速率。多孔碳框架還能起到緩沖作用，在充電和放電時(shí)補(bǔ)償體積變化。此外，兩相的協(xié)同效應(yīng)優(yōu)化了材料的鋰存儲(chǔ)性能。Yang等[35]采用原位生長(zhǎng)技術(shù)制備了MXene@Sn-MOFs復(fù)合材料。該合成過(guò)程利用了MXene與Sn2?之間的靜電吸附作用和有機(jī)配體的協(xié)同效應(yīng)，使Sn-MOFs在MXene表面均勻分布。MXene基底具有類(lèi)金屬的高導(dǎo)電特性，為復(fù)合材料構(gòu)建了高效的電子傳輸通道，很好地降低了電荷傳輸過(guò)程中的阻力。MXene的層狀結(jié)構(gòu)還防止了Sn-MOF顆粒聚集，并保持了材料結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。在高倍率充放電條件下長(zhǎng)期循環(huán)后，該材料的可逆比容量為540mAhg-1。Sn-MOFs和MXene的協(xié)同作用使該材料集高容量、高倍率和長(zhǎng)循環(huán)壽命于一身，該材料在高能量密度、快速充電的鋰離子電池中的應(yīng)用前景廣闊。Zheng等[36]采用溶劑熱法實(shí)現(xiàn)了在鎳泡沫上Sn-NiMOF的原位生長(zhǎng)。后續(xù)將Sn-NiMOF進(jìn)行熱處理制備了SnO-NiO復(fù)合材料。通過(guò)對(duì)比實(shí)驗(yàn)，與未添加鎳泡沫的相同反應(yīng)得到Sn-NiMF粉末（Sn-NiMF(P)）相比，Sn-NiMF@Ni可直接作為無(wú)粘結(jié)劑電極，避免了傳統(tǒng)粉末電極制備過(guò)程中因添加導(dǎo)電劑和粘結(jié)劑導(dǎo)致的界面電阻增加和活性位點(diǎn)減少等問(wèn)題。XRD和XPS表征結(jié)果表明，該原位生長(zhǎng)過(guò)程可直接形成SnO和NiO晶相，無(wú)需傳統(tǒng)MOF衍生材料所需的后續(xù)高溫煅燒處理。在電化學(xué)性能測(cè)試中，Sn-NiMF@Ni電極在0.5Ag-1的條件下的比電容高達(dá)1213Fg-1，這一數(shù)值高于相同條件下Sn-NiMF(P)粉末電極的414Fg-1。參考文獻(xiàn)CUIY,LIB,HEH,etal.Metal-organicframeworksasplatformsforfunctionalmaterials[J].AccountsChem.Res.,2016,49(3):483-93.BAUMANNAE,BURNSDA,LIUB,etal.Metal-organicframeworkfunctionalizationanddesignstrategiesforadvancedelectrochemicalenergystoragedevices[J].Comm.Chem.,2019,2(1):86.KEFS,WUYS,DENGHX.Metal-organicframeworksforlithiumionbatteriesandsupercapacitors[J].J.SolidStateChem.,2015,223:109-121.XUG,NIEP,DOUH,etal.Exploringmetalorganicframeworksforenergystorageinbatteriesandsupercapacitors[J].Mater.Today,2017,20(4):191-209.LiT,BaiY,WangY,etal.Advancesintransition-metal(Zn,Mn,Cu)-basedMOFsandtheirderivativesforanodeoflithium-ionbatteries[J].CoordinationChemistryReviews,2020,410:213221.ZhengS,LiX,YanB,etal.Transition‐metal(Fe,Co,Ni)basedmetal‐organicframeworksforelectrochemicalenergystorage[J].AdvancedEnergyMaterials,2017,7(18):1602733.杜婕.鐵基MOFs材料的合成及其在鋰離子電池中的應(yīng)用探索[D].西安科技大學(xué),2017.LiX,ChengF,ZhangS,etal.Shape-controlledsynthesisandlithium-storagestudyofmetal-organicframeworksZn4O(1,3,5-benzenetribenzoate)2[J].Journalofpowersources,2006,160(1):542-547.WuN,WangW,KouLQ,etal.EnhancedListoragestabilityinducedbylocatingSninmetal–organicframeworks[J].Chemistry–AEuropeanJournal,2018,24(24):6330-6333.WangX,LiuL,MakarenkoT,etal.Acentricandcentricinterpenetrationsofananionicframeworkmediatedbycationsizes:thealkali-metaltin(II)benzenedicarboxylatesA2Sn2(bdc)3(H2O)x(A=Li,Na,K,Rb,Cs)[J].Crystalgrowth&design,2010,10(4):1960-1965.LiuJW,XieDX,XuX,etal.ReversibleformationofcoordinationbondsinSn-basedmetal-organicframeworksforhigh-performancelithiumstorage[J].Naturecommunications,2021,12(1):3131.BrainerNS,dosSantosTV,BarbosaCDES,etal.Simpleandfastultrasound-assistedsynthesisofSn-MOFsandobtentionofSnO2[J].MaterialsLetters,2020,280:128512.邊卓.基于Sn-MOFs的鋰離子電池Sn/C負(fù)極材料的制備研究[D].北京化工大學(xué),2018.SUNZ,CAOC,HANWQ.Ascalableformationofnano-SnO2anodederivedfromtinmetal-organicframeworksforlithium-ionbattery[J].RSCAdv.,2015,5(89):72825-72829LUX,LUOF,XIONGQ,etal.Sn-MOFsderivedbimodal-distributedSnO2nanosphereasahighperformanceanodeofsodiumionbatterieswithhighgravimetricandvolumetriccapacities[J].Mater.Res.Bull.,2018,99:45-51.代振.MOF衍生硫化物的制備及其光催化還原Cr（Ⅵ）性能研究[D].中原工學(xué)院,2022.DOI:10.27774/ki.gzygx.2022.000077.ZhaoJG,ZhouHY,HuZ,etal.Sn-MOFs/Gcompositematerialsforlongcyclingperformancelithiumionbatteries[J].RareMetals,2022:1-8.SHIVAK,JAYARAMULUK,RAJENDRAHB,etal.In-situstabilizationoftinnanoparticlesinporouscarbonmatrixderivedfrommetalorganicframework:Highcapacityandhighratecapabilityanodesforlithium-ionbatteries[J].Z.Anorg.Allg.Chem.,2014,640(6):1115-1118ZHUS,HUANGA,WANGQ,etal.MOF-derivedporouscarbonnanofiberswrappingSnnanoparticlesasflexibleanodesforlithium/sodiumionbatteries[J].Nanotechnology,2021,32(16):165401.BIANZ,LIA,HER,etal.Metal-organicframework-templatedporousSnO/Cpolyhedronsforhigh-performancelithium-ionbatteries[J].Electrochim.Acta,2018,289:389-396.ZHUS,HUANGA,WANGQ,etal.MOFderiveddouble-carbonlayersboostedthelithium/sodiumstorageperformanceofSnO2nanoparticles[J].Nanotechnology,2021,32(30):305403.XiaSB,YanYX,HuangWJ,etal.In-situsynthesisofnanocompositefrommetal-organicframeworkstemplateforhigh-performancerechargeablebatteries[J].JournalofPowerSources,2020,464:228247.LuoX,ShaoJ,HeP,etal.MetalorganicframeworkderivedSnS@Ccompositesforefficientsodiumstorage[J].JournalofSolidStateChemistry,2022,307:122736.XiaoX,ZhaoF,LiuJ,etal.SynthesisofhexahedronSnS2/Cderivedfromtinmetal-organicframeworks(Sn-MOF)asapromisinganodeforlithium-ionbatteries[J].MaterialsLetters,2021,296:129877.LIX,HEC,ZHENGJ,etal.PreparationofpromisinganodematerialswithSn-MOFsasprecursorsforsuperiorlithiumandsodiumstorage[J].J.Alloy.Compd.,2020,842:155605.田光梅,魏潤(rùn)源,王堯堯,等.Sn-MOFs衍生的多相復(fù)合材料的制備及儲(chǔ)鋰性能[J].電源技術(shù),2024,48(06):1062-1068.AsenbauerJ,EisenmannT,KuenzelM,etal.Thesuccessstoryofgraphiteasalithium-ionanodematerial–fundament