碳素负极材料，特别是沥青基人造石墨，因其高理论储锂容量（372 mAh g−1）和适中的体积膨胀率（~10%），长期以来作为锂离子电池（LIBs）的首选负极材料，在商业锂离子电池行业占据主导地位[1,2]。然而，市场对下一代高性能锂离子电池日益增长的需求，暴露了在同时实现高能量密度和快速充电能力方面的内在瓶颈[3]。尽管高度石墨化的层状晶体结构赋予了石墨优异的电子导电性，但它也给晶粒内部的本征固态锂+传输带来了显著的各向异性[4]。在介观尺度电极模拟中广泛采用的第一性原理参数表明，锂+在平行于石墨烯基面方向的扩散速度（4.4 × 10−10）几乎比垂直于这些基面的方向（8.7 × 10）快六个数量级2]。这种固有的结构各向异性对快速充电操作施加了根本的动力学限制，并引发了高能量密度锂离子电池的石墨三难困境。−1) than in the direction perpendicular to these planes (8.7 × 10−16 m2 s−1) [5]. Such inherent structural anisotropy imposes fundamental kinetic limits on fast-charging operation and gives rise to the graphite trilemma for high-energy-density lithium-ion batteries. 为了解决这些动力学限制，研究人员开发了三类合成后改性策略：体相结构重构、界面调控和电解质工程[6,7]。体相结构重构旨在缓解石墨颗粒内的固态扩散障碍。代表性例子包括在石墨层间引入电子受体AlCl3跨链桥，从而将Li+固态扩散率提高两个数量级[8]，并设计具有分级粒径和孔隙率梯度的双梯度负极，以在不牺牲能量密度的情况下提升倍率性能[9]。界面调节策略依赖于功能性表面涂层来调节SEI介导的离子传导并减轻寄生副反应。一种高度选择性的MoON纳米涂层在6 C下循环4000次后实现了340.3 mAh g−1的可逆容量[10]，而原位锂化的反钙钛矿氮化物（LiCo3ZnN）中间层使锂均匀分布+通量并使电化学惰性的死锂复活，在4C循环条件下循环400次后容量保持率达88.64% [11]。碳基表面改性因其工业前景而脱颖而出：微膨胀石墨被无序碳壳包覆，可提供更快的锂离子嵌入动力学 [12]，而源自液态聚丙烯腈的可扩展石墨烯聚集体涂层，在带来显著性能提升的同时，还具备良好的制造可行性 [13]。作为另一种有效的补充方法，合理的电解液配方优化了锂+插层前的脱溶剂化过程，并能在50 C下实现超快充电[14]. 相比之下，人们对体相各向异性的内在调控关注较少，前驱体内在特征如何决定高石墨化度与快速充电性能之间的关键权衡关系，目前仍缺乏深入理解[15]。近期基于前驱体的研究阐明了几个关键的前驱体效应：石油焦中的硫杂质通过短程促进和长程抑制机制显著调节石墨微观结构和快速充电动力学[16]，非均匀的热石墨化路径决定了锂+存储行为从电容性向扩散主导型转变[17]，且焦炭衍生的颗粒形貌和颗粒间距进一步调节电极极化和倍率性能[18]。然而，将前驱体固有特征、体相各向同性与电化学性能联系起来的系统性定量研究仍然不足[19]。鉴于焦炭衍生的石墨化人工石墨负极市场份额快速增长（预计到2030年将达到70%[20]), 迫切需要以前驱体为导向的结构优化，以实现有效的本征体相各向异性调节。 在本研究中，我们通过在相同石墨化条件下对四种具有工业相关性的材料（石油焦、煤焦油沥青焦、石油针状焦和煤基针状焦）进行对比研究，系统地分析了常见沥青基人工石墨前驱体之间的差异。焦炭衍生的石墨展现出巨大的发展潜力，且其微观结构比矿物衍生的石墨更具可控性[20,21,22]。所选的四种前驱体涵盖了典型的工业变体，使我们能够建立一个全面的前驱体-结构-性能评估框架。纯化的煤基针状焦被确定为最佳基体，在高度石墨化和结构各向同性之间实现了最佳平衡。在此基础上，采用具有扩展层间距的酚醛树脂衍生硬碳涂层形成核壳结构（AG-R），其中无序的外层充当了锂+“传输站”，降低了电荷转移电阻并加速了锂+传输动力学。通过半电池测量和实际的18,650次全电池测试，验证了这种组合策略的电化学优势。总的来说，这项工作建立了一种将前驱体导向的体相各向同性调节与表面无序化工程相结合的合理设计范式，直接解决了石墨化与快充能力之间的权衡问题，助力高能量和快充锂离子电池的发展。
对于半电池组装，工作电极的制备方法是将活性物质（94.5 wt%）、Super P导电碳（3 wt%）、羧甲基纤维素钠（CMC，1.2 wt%）和丁苯橡胶（SBR，1.3 wt%）在去离子水中混合。所得浆料涂覆在铜箔上，涂层厚度为200 μm（面积质量负载约为100 g m−2），并在80 °C真空条件下干燥12小时。CR2032币电池在充氩手套箱中组装（H2O，O2< 0.1 ppm)，使用金属锂作为对电极/参比电极，聚丙烯隔膜（Celgard 2500），以及由1.0 M LiPF组成的电解质6混合在碳酸乙烯酯（EC）和碳酸二乙酯（DEC）中（体积比1:1）。 在全电池组装中，为了进行实际评估，使用制备的AG或AG-R负极与商业LiNi0.8Co0.1Mn0.1(NCM811)正极，组装了18,650个标称容量为2.5 Ah的圆柱形全电池。负极与正极的容量比控制在约1.1。正极浆料是在N-甲基吡咯烷酮(NMP)中按95:2.5:2.5的质量比混合NCM811、Super P和聚偏二氟乙烯(PVDF)制备而成。所用电解液与半电池中使用的相同，电解液量为3 g Ah2在全电池中。详细的电极配方和组装参数见−1图1Figure 1. 图1。18,650全电池的详细电极配方和组装参数。 对于电化学测试，半电池的恒电流充放电循环是在LAND CT2001A电池测试系统上于室温下进行的。前两个循环的电流密度设定为30 mA g（约0.1 C），随后的倍率性能测试分别在0.1 C、0.2 C、0.5 C、1.0 C、1.5 C和2.0 C下进行（1 C = 300 mA g）。对于全电池测试，使用NEWARE CT-4008T电池测试系统，在25 °C下以不同的充放电倍率（0.5 C至10 C；1 C = 2.5 A）对18,650个电池进行循环测试。电化学阻抗谱（EIS）测量在100 kHz至10 mHz的频率范围内进行，交流振幅为5 mV。锂扩散系数（D）通过EIS谱图的Warburg区域，使用以下方程计算得出[−1−1+Li+26]: [数学处理错误]DLi+=R2T22A2n4F4C2σ2
其中R是燃料费常数（8.314 J mol），T是绝对温度（298.15 K），A是电极面积（1.13 cm），n是嵌入过程中每分子转移的电子数（n = 1），F是法拉第常数（96,485 C mol），C是石墨电极中Li的摩尔浓度，σ是从Z′对ω的线性图斜率中得到的Warburg因子在低频区域。 in the low-frequency region.−1−12−1+−1/2 对于电极性能，通过在不同压力下辊压测量压实密度。电解液润湿性通过记录1 μL电解液液滴在充满氩气的手套箱（H2O和O2< 0.1 ppm，25 °C）中电极表面的吸收时间来评估，结果取三次重复测量值的平均值。
3. 结果与讨论
3.1. 前驱体驱动的沥青基石墨体结构各向同性调节
图2a展示了缓解结构各向异性的高石墨化率石墨负极的制备流程。筛选了四种代表性的沥青基焦炭前驱体，随后进行高温石墨化和表面无定形碳改性，以获得适用于锂离子电池的快充、高能量密度负极材料。不同焦炭原料的灰分和硫杂质含量总结在图2b. 与煤基原料相比，石油来源的焦炭含有较少的矿物杂质，使得PC的灰分和硫含量低于CC。经过提纯后，PNC和CNC的杂质含量均大幅降低。特别是硫含量从0.16 wt% (PC)和0.32 wt% (CC)降至0.01 wt% (PNC)和0.05 wt% (CNC)。这种显著的杂质水平在决定前驱体的热分解行为和内部微观纹理方面起着关键作用[27,28]. 图2。 () 核壳结构AG-R阳极的制备流程示意图。() 灰分和硫含量，() 热重分析曲线，以及() 四种前驱体的偏光显微照片。c) thermogravimetric analysis curves, and (d) polarized-light micrographs of four precursors. 热重分析（TGA，图2c）在氮气气氛下进行，以追踪热分解行为。由于挥发性物质含量较高，PC和CC在300 °C附近开始出现明显的质量损失。在850 °C时，PC和CC的碳收率分别达到85.3%和88.9%。相比之下，针状焦前驱体在600 °C以下几乎没有重量损失，这得益于其高度缩合的芳香结构，并且碳收率超过95%，具有优异的热稳定性。偏光显微照片（2图2d) 进一步揭示前驱体化学性质对内部微观结构的影响。所有焦炭都含有内部孔隙，但其畴区纹理存在显著差异。PC表现出具有稀疏但大孔隙的类畴区区域，而CC则显示出具有密集分布小微孔的细小马赛克畴区。在焦化过程中，受剪切力、热梯度和重力作用，针状焦形成了高度定向的条纹状“针状”纹理[]. PNC具有最高的化学纯度，但结构各向异性最为严重。相比之下，CNC保留了针状取向纹理，同时继承了CC前驱体特有的丰富微孔，这种结构有序性与孔隙率的独特结合，有望促进电解液渗透并适应循环过程中的体积变化。29]. PNC possessed the highest chemical purity but suffered from the most severe structural anisotropy. In contrast, CNC retained the needle-like oriented texture while also inheriting the abundant micropores characteristic of the CC precursor, offering a distinctive combination of structural order and porosity that is expected to facilitate electrolyte penetration and accommodate volume changes during cycling. 所有前驱体均被粉碎并分级至10微米左右的粒径，然后在氩气气氛下于3000°C下石墨化2小时。相应的SEM图像展示在图3与PC和CC衍生的石墨相比，源自针状焦前驱体的定向纹理导致在石墨化过程中，定向层片断裂形成的片状颗粒比例更高。此外，G-PNC和G-CNC表现出比G-PC和G-CC更光滑的颗粒表面。针状焦衍生石墨更光滑的表面有望减少与电解液的副反应，并促进后续改性中的均匀包覆，这两者都有利于提升电化学性能[30]. 图3。扫描电镜图像（）G-PC、（）G-CC、（）G-PNC和（) G-CNC。插图显示了相应的粒径分布直方图。c) G-PNC, and (d) G-CNC. Insets show corresponding particle-size distribution histograms. 采用X射线衍射（XRD）来研究石墨化样品之间的晶体结构差异（图4a）。在2θ约为26°、42°、44°、54°和77°处分别观察到归属于石墨（002）、（100）、（101）、（004）和（110）晶面的明显衍射峰[25,31]。层间距d(002),石墨化度（G）、晶粒尺寸Lc和La以及取向指数（OI）经计算后汇总于表1PC较低的缺陷含量使其石墨化程度高于CC（93.60% vs. 92.29%），证实了杂质会阻碍晶粒生长。经过纯化后，两种针状焦均表现出显著提升的石墨化程度：G-PNC实现了最高的G值（95.94%），且Lc和La均有所增大（2.15 nm和14.05 nm）；而G-CNC也表现出较高的G值（94.89%），且Lc在所有样品中最大（2.38 nm），这表明去除杂质能有效促进碳原子重排。然而，G-CNC的La明显较小（13.89 nm) 比 G-PNC 更小，这归因于继承自 CC 前驱体的丰富微孔，这些微孔在物理上阻碍了基面晶粒的生长。因此，受限的 La 抑制了过度的晶粒取向，使得 G-CNC 的 OI (10.25) 显著低于 G-PNC (14.82)。因此，G-CNC 实现了理想的折中：低杂质含量促进了晶粒沿 c 轴生长（高 G，大 Lc），而继承的微孔则限制了过度的面内晶粒扩大（较小的 La，低 OI），从而将高石墨化度与改善的结构各向同性结合在一起。 图4. () XRD图谱，() 拉曼映射图像，() 粉末压实密度，以及() 源自四种沥青基前驱体的石墨的电子电导率。c) powder compaction density, and (d) electronic conductivity of graphites derived from four pitch-based precursors. 表1。由四种沥青基前驱体衍生的石墨的结构参数。 拉曼映射结果（图4b）可视化了结构缺陷的空间分布。这张伪彩色图是通过计算每个像素点逐点拉曼光谱的ID/IG生成的。较高的ID/IG数值对应于亮红色区域（缺陷密度较高），而较低的ID/IG数值则产生深蓝色区域（结晶度较高且缺陷较少）[32]。像素级平均ID/IG从映射中提取的比例分别为：G-PC为0.27，G-CC为0.32，G-PNC为0.19，G-CNC为0.22。G-PNC主要显示深蓝色信号，与其高石墨化度和低缺陷含量相一致。相比之下，G-CC显示出源自大量结构缺陷的广泛红色特征。值得注意的是，G-CC拉曼图谱中的低颜色对比度表明结构各向同性得到改善，这与XRD衍生的OI趋势高度吻合。这四种石墨的结构有序性差异也体现在它们的粉末级物理性质上（图4c,d). 较高的石墨化程度通常能同时改善粉末压实度和电子导电性。在30 MPa下，粉末压实密度从2.2 g cm−3（G-CC，最低石墨化程度）增加到2.4 g cm−3（G-PNC，最高石墨化程度），同时电导率从210.50 S cm−1上升到246.31 S cm−1。值得注意的是，G-CNC实现了电子导电性（246.19 S cm−1) 与G-PNC相当（246.31 S cm−1) 尽管其石墨化程度略低，这表明前驱体纯化有效地弥补了结晶度的微小损失。 使用在实际全电池制备条件下制备的电极片进一步评估了电极压实度和电解液润湿性（图5）。G-PC和G-CC较低的石墨化程度将其电极压实度限制在约1.6 g cm−3，而G-PNC和G-CNC受益于优异的结晶度，其数值超过了1.8 g cm−3然而，G-PNC显著的各向异性（OI = 14.82）在压延过程中诱导了有序的颗粒排列，这以牺牲电解液可及性为代价增强了致密化，表现为电解液吸收时间超过80秒。相比之下，G-CNC在高的压实密度和充足的电解液润湿性之间达到了最佳平衡。 图5。 () 电极压实度与（）四种沥青基前驱体衍生的石墨的电解液润湿性。b) electrolyte wettability of graphites derived from four pitch-based precursors. 在CR2032币半电池中评估了电化学性能。在0.1 C（30 mA g−1）下，G-PC、G-CC、G-PNC和G-CNC分别提供了351.1、347.0、358.4和356.5 mAh g−1的可逆容量，初始库仑效率（ICE）分别为94.67%、94.59%、95.70%和95.20%（图6a）。容量和ICE随石墨化程度增加而提高：更完美的石墨晶体结构有利于LiC的形成6对应于372 mAh g的理论比容量−1，而高质量石墨的结晶度会抑制寄生副反应，并有利于形成稳定的固体电解质界面（SEI）膜。前两个循环的恒电流充放电曲线见图6b。所有四种石墨样品均表现出三个特征Li+嵌入平台，对应于石墨在锂化过程中的阶段转变[26,31]。在首个循环中，这些平台出现在0.17 V、0.08 V和0.05 V附近，而在第二个循环中则移动至~0.20 V、0.12 V和0.08 V。这种电压演变源于SEI膜的形成，它优化了颗粒间的接触并减轻了欧姆极化。倍率测试在0.1 C至2.0 C范围内进行（图6c）。在0.5 C以上，容量差异变得显著。尽管G-PNC具有最高的石墨化程度，但严重的结构各向异性阻碍了跨平面Li+迁移并导致倍率保持率较差。得益于均衡的石墨化程度和适度的各向同性，G-CNC表现出最佳的倍率性能。所有样品在高速循环后切换回0.1 C时均能完全恢复容量，证实了良好的结构可逆性。 图6。 () 可逆比容量和初始库仑效率，() 前两个循环的充放电曲线，以及() G-PC、G-CC、G-PNC和G-CNC在CR2032半电池中的倍率性能。) charge–discharge curves of first two cycles, and (c) rate performance of G-PC, G-CC, G-PNC and G-CNC in CR2032 half-cells. 对新鲜半电池进行了EIS测量，以解释动力学差异（图7），相应的拟合参数列于表2所有样品的欧姆电阻（Rs）均保持在1.30–1.71 Ω的窄范围内，表明电解质和电池组装条件相似。G-PC较高的石墨化程度和电导率使其电荷转移电阻（Rct）显著降低至33.2 Ω，而G-CC为59.6 Ω。然而，仅仅追求高石墨化程度并不能保证电化学性能的提升，G-PNC就是一个例子。得益于其高石墨化程度，G-PNC表面缺陷较少，能够生长出均匀稳定的SEI膜，这往往会降低Rct。然而，其过度的晶体学择优取向（高OI）强烈阻碍了Li+传输，产生最低的DLi+5.83 × 10−14cm2和严重的电极极化，这导致其相对较大的Rct为44.6 Ω。相比之下，G-CNC表现出最低的Rct，为11.6 Ω，以及相对较高的D−19.58 × 10Li+厘米−14，最终实现了最佳的速率和循环性能（2图6−1c）。因此，G-CNC被选为首选的石墨基体，以平衡高石墨化度和可接受的结构各向同性，用于后续的表面改性。Figure 6c). Therefore, G-CNC was selected as the preferred graphite matrix balancing high graphitization and acceptable structural isotropy for subsequent surface modification. 图7。 () 奈奎斯特图和（) Zre 随 ω 变化的图在CR2032半电池中G-PC、G-CC、G-PNC和G-CNC的低频区域。) plots of Zre versus ω−1/2 in low-frequency region of G-PC, G-CC, G-PNC and G-CNC in CR2032 half-cells. 循环前各种石墨负极的拟合EIS参数。 Fitted EIS parameters of various graphite anodes before cycling.
表2。
为了进一步促进锂离子传输动力学，采用沥青和酚醛树脂作为前驱体，通过碳包覆对优化的G-CNC基体（以下简称AG）进行改性，分别制备出AG-P（沥青衍生软碳壳）和AG-R（树脂衍生硬碳壳）。SEM和TEM表征结果展示在+图83.2. 通过无定形碳包覆构建各向同性核壳结构球磨和碳化后，颗粒形貌得到了良好的保持。HRTEM图像证实，两种复合材料均具有厚度约为5 nm的均匀表面碳层。AG核心显示出长程有序的石墨条纹，层间距为0.34 nm。AG-P壳层表现出相对有序的碳条纹（~0.36 nm），而AG-R则具有高度无序的无定形外层。树脂衍生壳层的无序结构与典型的硬碳微观结构一致，已知其含有丰富的微孔[33]. 图8。AG-P的SEM和HRTEM表征，以及（）AG-R的表征。HRTEM面板中的插图显示了晶格间距分布图。,b) AG-P, and (c,d) AG-R. Insets in HRTEM panels display lattice spacing profiles. 拉曼光谱（图9a）探测表面缺陷能级。D带（~1350 cm−1）与碳晶格中的结构缺陷和无序度相关，而G带（~1580 cm−1）对应于sp的平面内伸缩振动2-有序石墨域中的杂化碳原子 [34]。这两个峰的强度比（ID/IG）因此被广泛用作结构无序度的定量指标。ID/IG比值分别为：裸AG为0.11，AG-P为0.12，AG-R为0.43。显著更高的ID/IGAG-R的比例证实，在相同的碳化条件下，树脂衍生的硬碳比沥青衍生的软碳引入了显著更多的结构缺陷，表明其表面结构更加无序，这有望改善石墨表面的结构各向同性。在图9b中的半电池测试表明，无定形碳涂层在低倍率（~355 mAh g−1在0.1 C下）时不会损害AG的固有容量。在2 C下，AG-R提供了119.4 mAh g−1，约为裸AG（73.8 mAh g−1），而AG-P仅显示出微小的提升（75.8 mAh g−1）。这种增强归因于树脂衍生硬碳壳层作为锂+传输站的作用：其无序且多孔的结构允许锂+被快速捕获并嵌入硬碳层中。无序壳层内的互连通道随后引导锂+优先沿有序石墨核心的基面嵌入，利用其本质上更快的面内扩散。这一两步过程有效地降低了锂的能量势垒+嵌入并加速整体传输动力学。 图9. () 拉曼光谱和（) 涂层前后AG的倍率性能。b) rate-performance of AG before and after coating. 为了验证该转移站机制，对新鲜半电池进行了EIS测量（图10），相应的拟合参数列于表3中。EIS结果表明，AG-P和AG-R的Rct值均大于裸AG，分别达到33.7 Ω和27.9 Ω，这一现象源于碳包覆层与石墨相比具有较低的本征电子电导率。尽管如此，树脂衍生的硬碳对锂离子更具利好+存储容量高于沥青基软碳，使得AG-R不仅具有比AG-P更低的Rct，而且具有显著更高的DLi+2.10 × 10−13cm2（约为裸AG的2.2倍和AG-P的1.6倍）。这些结果共同证实，树脂基硬碳壳层充当了高效的Li−1传输站，加速了界面电荷转移和体相扩散。+ transfer station, accelerating both interfacial charge transfer and bulk diffusion. 图10。 () 奈奎斯特图和（) Zre 随 ω 变化的图，分别对应 AG-P 和 AG-R。) plots of Zre versus ω−1/2 of AG-P and AG-R. 表3。循环前AG-P和AG-R负极的拟合EIS参数。
3.3. 在18,650个实际全电池中的性能评估
使用NCM811正极与AG或AG-R负极组装了18,650个实用规模的圆柱形全电池（2.5 Ah）。初始充放电曲线在图11中进行了比较a. NCM811||AG-R的首次库仑效率（ICE）为88.7%，可逆容量为2446.2 mAh，而NCM811||AG的首次库仑效率为88.5%，可逆容量为2402.7 mAh。AG-R表现出比AG更小的电压滞后，这与其较低的电池阻抗一致。该电池实现了超过430 Wh kg的能量密度−1基于正负极活性材料的总质量（中值电压：3.65 V）。 图11。 () 0.2 C下的初始恒流充放电曲线及（) AG和AG-R在不同温度下的放电容量保持率。b) discharge capacity retention at varied temperatures for AG and AG-R. 温度相关的放电性能展示在图11b. 在25 °C下充满电后，电池分别在−20 °C、0 °C、25 °C和60 °C下以0.2 C倍率放电。对于NCM811||AG，放电容量保持率分别为72.5% (−20 °C)、89.3% (0 °C)和102.1% (60 °C)。NCM811||AG-R表现出更优的低温保持率，分别为73.7% (−20 °C)和90.8% (0 °C)，这表明树脂衍生碳壳加速了离子传输。同时，高温下略微受抑的过容量（60 °C时为101.3%）表明电解液副反应得到了缓解。这些结果支持了以下观点：树脂衍生的硬碳壳不仅增强了界面Li+不仅改善了传输动力学，还提升了石墨负极的热稳定性，使AG-R成为实际应用中高能量密度和快充锂离子电池的极具前景的候选材料。 为了进一步验证树脂衍生硬碳壳对锂离子传输动力学的影响，系统评估了NCM811||AG-R的倍率性能。相对于0.5 C下的容量，该电池在放电过程中，1 C下保持了98.7%的容量，3 C下为98.6%，5 C下为98.7%，8 C下为96.7%，10 C下为92.3%（+图12a）。对于恒流充电，容量保持率在1 C下达到96.9%，2 C下为87.8%，3 C下为81.6%（图12b). 这些结果表明，硬碳壳的各向同性和多孔特性有效地促进了锂的快速扩散。嵌入与脱嵌，使其在极端电流密度下具有卓越的倍率性能。+ intercalation and de-intercalation, enabling superior rate performance under extreme current densities. 图12。 () 倍率-放电曲线，() 倍率-充电曲线，以及() NCM811||AG-R的长期循环稳定性。) rate–charge curves, and (c) long-term cycling stability of NCM811||AG-R. 在固定1 C放电倍率下，进一步考察了NCM811||AG-R在不同充电倍率下的长期循环稳定性（图12c）。该18,650全电池在1 C充电倍率下循环4600次后，容量保持率仍超过初始容量的80%（在第2600次循环附近容量保持率略有上升，是由于长期测试期间意外停电导致静置间隔后的可逆容量恢复[35]) 并且在2 C充电下循环2200次，在3 C充电下循环950次。这种卓越的耐久性源于高度无序的硬碳壳层与结构稳定的石墨核心之间的协同效应：壳层缓冲了界面锂+通量，而核心则保持了长程结构完整性。综合来看，倍率和循环数据证实，各向同性的核壳结构不仅增强了锂+传输动力学，还确保了稳健的长期结构稳定性，使AG-R成为高能量和快充锂离子电池极具前景的负极材料。
4. 结论
综上所述，我们建立了沥青基人造石墨的完整“前驱体-结构-性能”评价框架，揭示了杂质含量、有序域和微孔是决定石墨晶粒生长的内在因素：低杂质含量促进晶粒沿c轴生长以确保高石墨化度；有序域促进面内晶粒生长；而继承的微孔则限制了面内晶粒的过度扩大，从而降低取向指数并保持结构各向同性。通过这一系统分析，纯化煤基针状焦被确定为最佳基质，它独特地结合了高石墨化度（94.89%）和适中的OI（10.25）。基于这一优化核心，应用了无序度显著高于沥青基对应物的酚醛树脂衍生硬碳涂层，构建出一种各向同性的核壳结构（AG-R），该结构保留了低倍率容量（~355 mAh g−1在0.1 C时，同时将Li+扩散系数提高了约2.2倍。在实际的18,650全电池中，AG-R实现了超过430 Wh kg−1（基于总活性物质质量）的能量密度，在10 C放电时保留了92.3%的容量，在3 C充电时保留了81.6%的容量，并且在1 C下循环4600次后仍保持超过80%的容量。 综上所述，本研究证实，通过系统性的结构-性能分析实现前驱体定向体相各向同性调控，结合表面无序化工程，为开发锂离子电池高能量密度和快充石墨负极提供了一种可行的策略。
