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　　电极材料的电子结构计算也出现在大量的文献报道中，它可以反应材料的稳定性、电子的转移和原子键合情况。“锂电之父”Goodenough在2010年提出，在电池中，电解质的最高占据分子轨道能级（HOMO）要低于负极材料的正极材料的费米能级，而最低未占分子轨道能级（LUMO）要高于负极材料的费米能级。否则，电解质会与正极或负极材料发生氧化还原反应，从而被消耗。因而，DFT计算可以通过对电极材料能级的计算，在理论上判断电池的设计是否合理。除了轨道能级的计算，电池材料的电子结构计算中还常采用能带结构、态密度（DOS）、差分电荷来分析材料的导电性、电子结构变化、原子间的键合情况等。

　　用于电池的电解质材料的选择必须符合一些特定规则，例如低毒性，低成本，低电子电导率和高离子电导率以及不易燃性。良好的电池设计应避免电解液中发生化学反应。2010年，Goodenoug[1]提出，合格的电解质应具有较大的电位窗口，其最高占据分子轨道（HOMO）低于阴极的Femi能级（），而最低占据分子轨道（LOMO）则高于阴极的Femi能级。阳极的费米能级（图7中的）。如果高于LUMO，电解质将被还原，而当低于HOMO时，电解质将被氧化。幸运的是，如果形成稳定的固体电解质界面（SEI）来防止电子在电极和电解质之间转移，则可以缓解此问题。DFT可用于计算候选电解质中的HOMO / LUMO能量，可用于检查电解质与特定阳极和阴极材料的相容性。

　　在固态物理学中，电子能带结构提供有关固体罐中电子占据的能级范围的信息，并且带隙与电子导电性密切相关。从最近的DFT研究中，Xiong等人[1]预测，由于Mg3N2具有稳定的结构和较高的理论容量，适当的嵌入电势以及较低的离子传输势垒，因此它是锂离子电池潜在的高性能阳极材料。图9显示了原始和锂化Mg3N2材料的DOS和能带结构。他们的计算表明，原始的Mg3N2的带隙仅为0.91 eV（PBE），表明它是半导体。在嵌入锂离子之后，中间体LiMg3N2和最终产物Li7Mg3N2是没有带隙的金属，这意味着锂化过程增强了Mg3N2的电子导电性。由于PBE官能团倾向于低估带隙，因此HSE06杂合官能团已用于重新计算带隙。正如预期的那样，Mg3N2的HSE06带隙为1.92 eV，比PBE高约1 eV。但是，锂化的Mg3N2物质即使具有HSE06功能，也已证明是金属的。基于这些电子结构分析表明，Mg3N2在循环过程中具有良好的电导率和良好的倍率容量。

　　DOS本质上是允许电子占据的特定能级上不同状态的数量，即每单位体积每单位能量的电子状态的数量。根据最近的DOS分析，Breuer等证实了在LiNi0.5Co0.2Mn0.3O2（NCM523）中掺杂Mo6 +会影响其电子结构，从而影响LiBs中的电化学性能。未掺杂和掺杂Mo的NCM523的DOS计算结果如图10所示。尽管掺杂Mo后DOS没有明显变化，但是Ni2 +部分DOS（PDOS）的增加和Ni3 + PDOS的相应减少证明了Ni3 +的电荷补偿。此外，基于计算和实验结果，接近Femi级的Mo6 +导带增加了NCM523的电导率，Mo PDOS的位置也解释了电池循环过程中Mo5 +和Mo6 +的出现。

　　最近，DFT已被用于新兴的研究MIB材料和Lee等人[2]使用半局部PBE和混合HSE06功能计算了Mg3Bi2（一种具有良好倍率性能的潜在MIB阳极材料）的DOS和能带结构（图10）。PBE和HSE06的计算都表明，价带的顶部几乎完全起源于Bi 6p轨道。Bi 6s的顶部和Bi 6p的底部之间的大间隙表明Mg3Bi2的化学惰性。由于PBE通常会低估固体的带隙，因此对于有或没有自旋轨道耦合（SOC）的Mg3Bi2，PBE都不会给出带隙，而对于Mg3Bi2，HSE06会给出0.36 eV的带隙。他们的评估表明，SOC可减小带隙并增加Bi 6p的色散，在计算含重原子的体系时应考虑到这一点。

　　DOS可用于计算电子占据状态，并且Chakraborty等[1]采用了SCAN meta-GGA密度功能计算层状过渡氧化物（包括LiNiO2，LiCoO2和LiMnO2）的结构，磁性和电化学性质，这是用于LiBs的商业阴极材料。在图12中对这些化合物的DOS进行了比较，结果表明Ni，Co，Mn-d和O-p状态具有独特的杂交，表明过渡金属原子与氧原子之间的牢固结合。此外，金属d态对费米能级附近的价带有重要贡献。此外，LiNiO2中的Ni3 +和LiCoO2中的Co3 +处于低自旋状态（t2g 6（↑↓↑↓↑↓），例如0（ ）），这意味着向上和向下向下的t2g自旋通道被完全占用。相反，LiMnO2中的Mn3 +处于高自旋状态（t2g 3（↑↑↑），例如1（↑ ））。将基于meta-GGA功能的结果与使用PBE + U和PBEfunctionals获得的结果进行了比较。从他们的比较中，我们可以看到PBE + U官能团低估了费米能级附近的金属d态的能量，而SCAN提供了更准确的预测，而PBE + U倾向于高估了O-p态的能量。

　　显示电子结构的一种流行形式是从DFT计算获得的电子/电荷分布。电荷分布图清楚地显示出电极材料的电子结构和原子的化学环境，这很难通过实验测量。赵等[1]模拟了片状MoSe2-SnO2界面并计算了界面的电荷密度（图13）。通过从MoSe2-SnO2界面的电荷密度中减去MoSe2和SnO2的各个电荷密度，可以计算出MoSe2-SnO2界面的电荷密度差。图12c，d示出了SnO 2吸附在MoSe 2上之后电子的转移。MoSe2表面上的原子失去电子，这些电子向O转移SnO2的原子数增加，并且表面上Se和O原子之间的电荷密度增加，这对应于Se和O之间的化学键的形成，这在图13a中也得到了证明。当电子离开原子核时，电子对原子核的约束减弱，因此电子的迁移率显着提高。因此，通过掺杂SnO2可以显着提高MoSe2的电子电导率，并且片状MoSe2-SnO2在SIBs中显示出高倍率容量。

　　最近，Wu等人[1]报道了关于双层结构的V2O5•nH2O作为水性ZIBs阴极材料的研究，他们研究了通过电荷密度分布和DOS嵌入Zn2 +的V2O5•nH2O的电子结构。图14显示了原始和Zn2 +插入的V2O5•nH2O结构的DOS计算值和变形电荷密度。对于没有键合H2O的V2O5，大量电子从Zn转移到相邻的V和O。但是，在键合H2O的情况下，例如V2O5•H2O，电荷转移方向发生变化。除了从Zn移动到V和O外，电子主要在Zn和H2O之间交换。通过比较V2O5·H2O的DOS的变化，可以证实该结果，表明DOS在Zn2 +嵌入后移动到较低的能量区，表明Zn的电子转移到导带。为了量化转移电子的数量，作者计算了Bader电荷，结果表明，在V2O5中，V吸收了大部分源自Zn的电子，而在V2O5•H2O中，电子主要移动到H2O的氧原子上。和V2O5•1.75H2O。因此，键合的H2O对ZIBs中V2O5•nH2O的电化学性能具有重要影响。