固态电池（SSB）比液态锂离子电池具有更好的安全性和更高的能量密度，作为下一代储能设备而备受推崇。在各种固态电解质（SSE）中，固体聚合物电解质（SPE）由于其高柔性和良好的界面接触等优点被认为是能够大规模工业化的材料。然而，SPE受到其慢离子动力学和低选择性Li+传输的限制，导致电池的整体性能不理想。此外，SPE在高电压下的不稳定性严重阻碍了其实际应用。为了满足未来储能的 要求，开发新型材料、改进架构、优化传统 SPE和了解Li+传输机制的需求不断增加。
构建主客体识别SPE 是克服SPE固有缺陷的一种新策略。在这个独特的体系中，锂盐和溶剂分子是可以被主体识别的客体，从而削弱阳离子和阴离子的静电相互作用，降低迁移能垒，增强离子电导率，并抑制锂枝晶的形成。此外，设计合适的主体还可以扩展电压窗口并提高SPE的机械性能，从而使其能够与高镍正极良好匹配。然而，迄今为止还没有与主客识别SPE相关的研究。因此，开发这种具有有效主机的杰出系统来应对SSB 的挑战是非常必要的。
首先，合适的主体材料的设计是该系统的关键。金属有机框架（MOF）由于其良好的表面化学性质、丰富的离子传输通道和可调节的结构等优点，可以作为电解质中有用的主体。然而，尽管最近在SSE 中引入了一些MOF 用于SSB，但它们的电化学性能仍然受到SSE和电极之间不令人满意的离子传输的困扰。此外，主客体结构的功能也受到界面问题的阻碍。因此，与电极建立良好的界面接触是主客体识别SSE的另一个重要方面。根据我们的最新研究和其他报告，通过便捷的原位聚合方法制备的凝胶聚合物电解质（GPE）显示出良好的界面性能，为实际主客体识别SPE的设计提供了有效的思路。但其耐高压能力和机械强度还有待进一步提高。因此，结合MOF 和原位GPE技术的优点来开发原创的主客体识别SPE将具有重要的学术和工业价值。然而，此类研究相当罕见，相关机制尚不清楚。
近日，云南大学的郭洪教授等人提出了一种新颖的主客体识别凝胶聚合物电解质（GPE）策略，并进一步结合原位聚合技术构建了MOFs-GPE体系。创新地，具有协同多个位点的Ti-MOF作为GPE的“宿主”平台来调节电解质性能；它们不仅可以作为Li+离子传导的高效加速器，而且在机械强度和耐高电压方面具有良好的性能。MOFs-GPE系统能够实现最先进的正极LiFePO4和高压LiNi0.9Co0.05Mn0.05O2的稳定运行。组装好的LiNi0.9Co0.05Mn0.05O2|G@MOFs(Ti)|石墨全电池表现出良好的循环稳定性，在室温下循环250次后容量保持率为71.4%。原位测量和DFT计算表明，引入的MOF主体可以加速复合电解质中Li+离子的传输动力学。这项工作为改善主客体识别SPE 中的离子传输以及了解潜在的Li+动力学机制提供了重要指导。该研究以题目为“Constructing host–guest recognition electrolytes promotes the Li+ kinetics in solid-state batteries”的论文发表在国际顶级期刊《Energy & Environmental Science》。
【图 1】MOF (Ti) 主体的设计原理。（a）MOF（Ti）的结构优势促进Li+离子快速传输的机制示意图。(b) MOF (Ti) 的电荷密度差图。(c) MOF 中 C、O和 Ti的计算 PDOS (Ti)。(d) MOF (Ti) 的 ESP。
主客体识别电解质的设计与表征
MIL-125(Ti)是一种由Ti8O8八面体和有机配体O2C–C6H4–CO2构成的钛基MOF，具有3D孔道和丰富的离子结合位点，被选择作为一个“宿主”，表示为MOF (Ti)（图S1，ESI †）。从电荷差计算结果可以看出，Ti原子和O原子分别存在明显的电荷离域和电荷局域化（图1b）。因此，分析了预计的部分态密度（PDOS）以了解电子行为的贡献（图1c）。很明显，Ti 3d 轨道在 3.52 eV 处显示出明显的峰值，而O 2p轨道位于接近费米能级的较低位置（EF，EV = 0 eV）。同时，C 2p轨道表现出与EF相交的稍宽的轨道，这意味着该结构中的电子转移非常有效。此外，明显的p-d轨道耦合使C元素能够稳定Ti和O位的价态，有助于稳定性的提高。此外，根据静电势（ESP）结果，还清楚地证明Ti和O位点可以分别作为阴离子和阳离子单元的吸附活性位点（图1d）。这意味着MOF主体令人满意地提供了各种活性位点，可以促进Li+离子从溶剂中解吸并加速均匀传输。此外，MOF（Ti）可以通过水热法轻松制备，并提供广阔的传输通道以加速电解质中的Li+动力学。反应机理示意图如图S2（ESI †）所示。首先使用X 射线衍射(XRD) 对所制备的MOF (Ti) 粉末进行表征，如图S3 (ESI † )所示，并与标准模拟图显示出良好的匹配。使用扫描电子显微镜(SEM) 和透射电子显微镜(TEM) 来表征MOF (Ti)的形貌。如图S4（ESI †）所示，MOF（Ti）呈现均匀分散的薄饼状形态，厚度为100-200 nm，尺寸为200-500 nm。相应的高分辨率TEM映射图像（图2a）直接显示了元素C、O和Ti的均匀分布。此外，在X射线光电子能谱（XPS）光谱中（图S5，ESI †），可以观察到属于MOFs（Ti）的C 1s、O 1s和Ti 2p的特征峰，表明MOFs（Ti）已经成功合成。此外，检测并计算出MOF (Ti)的平均孔径和比表面积分别为4.44 nm 和770.88 m2g-1（图S6，ESI †），证实了MOF的高孔隙率（Ti)宿主，有利于增强其离子筛选能力。
【图 2】G@MOFs (Ti) 的物理和化学性质。(a)合成的 MOFs (Ti) 粉末的HRTEM 图像。(b) G@MOFs (Ti) 的合成过程。(c) GPE（底部）和G@MOFs (Ti)（顶部）的XPS 谱。(d) G@MOFs (Ti) 的计时电流曲线（插图显示极化前后的EIS 曲线）。(e) G@MOFs (Ti) 在25–60 °C时的离子电导率（插图显示相应的阿伦尼乌斯图）。(f) G@MOFs (Ti) 的LSV 曲线。(g) G@MOF (Ti) 的杨氏模量图。
利用MOFs（Ti）主体和原位聚合技术，通过共混方法可以获得一种具有选择离子功能化的新型复合SSE。制备过程如图2b所示，所得复合GPE@MIL-125(Ti)电解质记为G@MOFs(Ti)。选择商业电解质（LE）和不含MOF（Ti）主体的GPE 进行比较。GPE和 G@MOFs (Ti) 的化学状态和表面化学成分通过XPS测量获得。相应的结果和C 1s、O 1s、Ti 2p、B 1s 和F 1s 谱的元素分布数据如图2c所示，表明引入MOF(Ti)后价电子没有变化。此外，热重分析(TGA) 曲线证实了引入MOF (Ti)后热稳定性得到改善（图S7，ESI †）。通过构建MOFs（Ti）主体聚合物骨架来减弱Li+离子与阴离子之间的相互作用，G@MOFs（Ti）可以获得0.71的高tLi+和1.36 × 10-3S cm-1的优异离子电导率在25 °C 和低活化能（E a = 0.93 eV）下，如图2d 和e所示。尽管如此，GPE显示出较低的离子电导率（1.04 × 10-3S cm-1）、tLi+为0.61 和较高的Ea（1.39 eV）（图S8，ESI †）。这些结果表明3D 多孔MOF (Ti) 固定阴离子和促进Li+离子传输的强大能力。优异的氧化稳定性对于高能量密度SSB 非常重要。如图2f所示，G@MOFs (Ti) 显示出比LE (4.45 V) 和GPE (4.83 V)更宽的电势（5.05 V vs. Li+/Li）（图S9，ESI †），表明MOFs (Ti) 主体贡献了良好的电化学稳定性。此外，还使用原子力显微镜(AFM) 测试了GPE 和G@MOFs (Ti) 的机械强度（图2g和图S10，ESI †），其平均杨氏模量分别为251 和465 MPa。这一结果表明G@MOFs(Ti)比GPE具有更大的机械强度，这可能是由于MOFs(Ti)具有更大的面积，并且聚合物链在外力作用下不易发生相对滑移，从而提高电解液的机械强度。此外，G@MOFs（Ti）的表面富含羟基，可作为离子跳跃位点并进一步促进离子传导。接触角测试（图S11，ESI †）证明了电极和隔膜之间显着的界面亲和力和润湿性。G@MOFs（Ti）具有高离子电导率、小迁移能垒、宽电化学窗口、增强的机械强度和良好的界面接触，有望提高电化学性能。
原位制备的G@MOFs (Ti)中锂金属的相容性
为了确认使用MOF（Ti）作为主体来空间控制Li 电沉积的可能性，组装了Li|Li对称电池并在逐步电流密度下进行测量。电压-时间图如图3所示，表明所有电池的极化随着循环过程中电流密度的增加而增加。对于不含MOF（Ti）的基于GPE和LE电解质的Li|Li电池，在2 mA cm-2下分别检测到126 mV和531 mV的较大极化（图3a和c）。Li|LE|Li电池在0.8 mA cm-2下循环175次后表现出明显的过电位和短路，这可归因于Li+离子的不均匀聚集，加剧了锂枝晶的形成（图3b）。相比之下，使用GPE的电池的过电位呈现逐渐降低的趋势，并且电池的循环稳定性提高至500h（图3d）。基于不同MOF (Ti) 含量的电解质的Li|Li 对称电池的性能如图S12 (ESI † )所示。可以得出结论，最佳含量是MOFs (Ti)-15，这导致在2 mA cm-2下81 mV的低得多的过电势和均匀的Li+电镀/剥离行为（图3e）。相应的工作时间在0.8 mA cm-2下增加至1000 h （图3f），表明G@MOFs (Ti)-15电解质具有良好的电化学稳定性。为了直接观察MOFs（Ti）改性电解质的锂枝晶电阻现象，检测了原位光学显微镜图像，以观察5 mA cm-2电化学沉积过程中锂枝晶的生长过程。当电解质为LE时，5分钟后可以在实时光学图像中观察到锂枝晶的生长（图3g）。不久之后，形成了锂枝晶分布不均匀的苔藓状区域（由红色箭头突出显示）。令人印象深刻的是，在MOF（Ti）改性电解质体系中可以获得并保持光滑且无枝晶的锂层。随着沉积时间增加到30分钟，在不含MOFs（Ti）的GPE电解质中局部出现少量Li枝晶（图3h），而在MOFs（Ti）修饰的电解质体系中没有枝晶生长（图3i））。引入的MOF主体有利于控制Li+离子在整个Li电极上的均匀快速沉积，并抑制Li枝晶的生长，进一步有利于更好的对称电池性能。
【图 3】原位制造的G@MOF (Ti)中的锂金属相容性。(a)、(c)和(e)分别为LE、GPE和G@MOFs (Ti)的锂对称电池在电流密度为0.5、0.8、1和2 mA cm-2时的镀/脱锂循环曲线. (b)、(d)和(f)分别是LE、GPE和G@MOFs (Ti)在0.8 mA cm-2下的长期Li沉积/剥离曲线。(g)–(h)分别在LE、GPE和 G@MOFs (Ti) 基锂电极上原位锂沉积的光学图像，沉积电流密度为5 mA cm-2。
原位制备的G@MOFs (Ti) 的电化学性能
受益于适当含量的MOFs (Ti)，组装的LFP|G@MOFs (Ti)-15|Li电池在0.1、0.2时表现出168.5、166.7、166.2、153.1、138.0和101.7 mAh g-1的比容量值、0.5、1、2和5C分别表示其良好的倍率性能。在1C 下测试时，LFP|G@MOFs (Ti)-15|Li 电池呈现出500个循环的合理电池寿命，最终表现出2.7 mAh g-1的轻微容量损失，相当于98.1%的容量保持率（图.S13，ESI † )。如图S14（ESI †）所示，将LFP|G@MOFs (Ti)-15|Li的工作电压平台与LFP|LE|Li和LFP|GPE|Li在不同循环下的工作电压平台进行了比较，证明了G@MOFs (Ti)-15电解质和电极之间具有良好的界面稳定性。基于具有不同MOF (Ti)含量的电解质的电池的性能如图S15 (ESI † )所示。为了进一步了解LFP|G@MOFs (Ti)-15|Li改进的性能和循环稳定性，采用准原位电化学阻抗谱（EIS）来研究循环过程中的界面演化。所应用的等效电路如图S16 (ESI † )所示。高频、中频和低频区域的半圆分别对应于SSE的体电阻、通过正极/SSE界面的电荷转移电阻和负极/SSE界面电阻。如图S17a (ESI † )所示，LFP|LE|Li的界面电阻随着循环而显着增加，尤其是在第220次循环后突然增加。相比之下，GPE（图S17b，ESI †）和G@MOFs（Ti）-15（图S17c，ESI †）电解质体系的电荷转移电阻远低于LE电解质体系。表明电解质/电极界面的副反应受到抑制。值得注意的是，G@MOFs (Ti)-15电解质体系表现出较小的循环前阻抗值（34 Ω），并在循环过程中保持较低的阻抗变化趋势，表明其具有优异的扩散行为。因此，MOF（Ti）主体促进了Li+离子的界面动力学并减少了电池的极化。这些结果与上述分析高度一致，进一步证明了MOFs（Ti）主体的积极作用。
随着需求的不断增长，对高压电池系统的需求也越来越大，NCM90正极已被证实满足要求。进一步评估了G@MOFs (Ti)-15电解质与高压正极的相容性。如图4a-c和图S18a（ESI † ）所示，根据0.1C至5C的比容量和电压曲线，NCM90|G@MOFs (Ti)-15|Li的容量可以达到181.3，1、2和5℃下分别为150.5和75.7 mAh g-1；这些值绝对高于NCM90|LE|Li和NCM90|GPE|Li，反映了G@MOFs（Ti）基固态电池的更快充电特性。此外，可逆性测量证实，当倍率降低至0.1C时，比容量可恢复至216.9 mAh g-1，表明G@MOFs (Ti)-15电解质体系具有优异的界面稳定性和Li+传输性能。此外，NCM90|G@MOFs (Ti)-15|Li 在0.5C 下可提供超过180个循环的合理循环稳定性，最高容量保持率为78.8%（图S18b，ESI †）。构建并测试了全电池，以验证复合电解质的实际性能，其中采用NCM90作为正极，预嵌入锂的石墨作为负极。结果发现，所得NCM90|G@MOFs (Ti)-15|石墨不仅具有良好的倍率性能（图4d），而且在0.5C下表现出250次循环的稳定循环能力，容量保持率高达71.4%（图4e）。对于GPE和LE电解质系统，保留率仅为38.5%和57.1%（250次循环后为81.63 mAh g-1和117.3 mAh g-1）。值得注意的是，LFP|G@MOFs (Ti)-15|Li 和NCM90|G@MOFs (Ti)-15|Li 的倍率和循环性能均与之前报道的MOFs SSB进行了比较基于SE（图4f）。40–44具体性能值的比较如表S1 (ESI † )所示。所有结果表明，G@MOFs (Ti)-15 是 SSB的潜在电解质，并且可以理解基于MOF 的GPE 的“MOF主体”结构设计的有效性。此外，使用XRD测试说明了循环后正极的结构稳定性（图S19，ESI †）。无明显变化；因此，可以确认高稳定性。这些结果进一步证明了G@MOFs (Ti)-15电解质在实际应用中的潜力。
【图 4】原位制备的G@MOFs (Ti)的电化学性能。(a)–(c)分别是NCM90|LE|Li、NCM90|GPE|Li和NCM90|G@MOFs (Ti)-15|Li的充放电循环曲线。(d) LE、GPE和 G@MOFs (Ti) 基NCM90|石墨全电池的倍率性能。(e) LE、GPE和 G@MOFs (Ti) 基NCM90|石墨全电池在0.5C 倍率下的循环性能。(g)不同基于 MOF的 SSB的性能比较。
电池气体释放的原位表征
产气量是评价高能量密度电池安全性的最重要指标之一。46为了动态监测电池系统中气体释放的演变并追踪具有MOFs (Ti)主体的电解质在充电和放电过程中对界面化学的影响，建立了原位微分电化学质谱(DEMS)联合系统并采用电化学电池。在此，产生各种类型的气体，包括H2、C2H2、C2H4、CO、CH4、H2O、O2、CH3OH、CH3CH2OH、CO2、C2H6、HCHO、CH3CHO和HCOOH测量了由不同电解质组装的NCM90|Li半电池在4.0、4.2、4.4和4.6 V的0.5C恒流下逐步电压充电。有趣的是，如图S20a（ESI † ）所示，CO2的产生（质荷比m/z = 44）主要在NCM90|LE|Li电池中在充电过程开始时观察到。2.5-3.5 V 区域，这可归因于SEI的形成和分解。NCM90|LE|Li电池产生的CO2在4.4 V 时达到最大值。由于LE 电解质与NCM90正极之间的相容性较差，过渡金属的溶解产生超氧自由基(O2–)，进一步分解电解液中的溶剂产生CO2。最终，电解液的不断消耗和气体的产生会缩短电池的使用寿命并影响其安全性。对于GPE电解质，在充电状态开始时仅在3.5-4 V处发现一个弱峰（图S20b，ESI †），这表明电解质和电极之间存在化学界面反应。与此形成鲜明对比的是，采用G@MOFs (Ti)-15电解质的NCM90|Li电池即使在4.6 V的高电压下也没有表现出CO2生成（见图5a），这表明G@MOFs（Ti）的巨大有效性)-15防止电极界面发生副反应。这些结果很大程度上受益于具有高度有序空腔结构的MOFs（Ti）主体，它可以调节离子功能并抑制溶剂的还原分解和气体产生。
【图5】电池气体释放和主客体相互作用机制的原位表征。(a) NCM90|G@MOFs (Ti)|Li 电池各种质量信号的电压分布和相应的原位DEMS结果。(b)和 (c)分别是GPE 和G@MOFs (Ti)的原位FT-IR光谱和相应的等高线图。(d) G@MOFs (Ti) 的原位拉曼光谱和相应的等高线图。
主客体相互作用机制的原位表征
为了全面监测G@MOFs (Ti)-15电解质的主客体相互作用并揭示电化学势影响下的本征离子传输动力学，原位傅里叶变换红外光谱被认为是一种有效的技术。表征电极-电解质界面。49如图5b 和c所示，GPE和 G@MOFs (Ti)-15 均显示出特征吸收带的出现，包括对应于 –C C的1918–2076 cm-1和2117–2245 cm-1处的特征碳酸亚乙酯(EC) 和LiTFSI 中的C–和 –C CO伸缩振动模式。23值得注意的是，电解液中有机化合物的特征峰强度随充放电过程中电压的变化呈现可逆趋势，如映射图中的红色圆圈所示。具体而言，GPE和 G@MOFs (Ti)-15的光谱显示充电过程中峰强度持续增加。相反，峰值强度随着放电过程中电压的下降而降低，表明Li+扩散的方向是从电解质到负极，并且Li+离子在充电和放电过程中是可逆传输的。值得注意的是，MOFs（Ti）主体的引入并没有改变特征峰的位置，这证明电解质的原始离子迁移机制得到了保持。此外，MOFs（Ti）主体的存在在2297-2384 cm-1处产生了一个新谱带，对应于有机羰基（O C-O），峰强度的差异表明MOFs（Ti）对电解液中离子迁移的化学环境起到一定的调节和优化作用。为了进一步确定MOFs (Ti)主体在电化学过程中的结构转变并研究反应机制，进行了原位拉曼光谱。此外，原位拉曼光谱的区域特异性测试对于揭示仅发生在MOF (Ti)区域的结构变化特别具有启发性（图S21a，ESI †）。如图5d所示，MIL-125(Ti)的初始特征峰出现在1460-1330 cm-1、1600-1520 cm-1和2950-2850 cm-1区域，与高频羧基相关。当没有电流时，基团（-C-O-）、芳族化合物（-CC-）和低频C-H键。随着充电的继续，观察到拉曼光谱的明显变化。MOFs（Ti）的特征峰强度随着电压的增加而逐渐降低，特别是当电压增加到4.0 V时。相应地，MOFs（Ti）的特征峰强度在放电过程中随着电压的降低而增加。MOFs（Ti）在2950-2850 cm-1处峰位置的变化可以在图S21b（ESI † ）中得到证实，这表明MOFs（Ti）的两个主要辅助活性位点是高频羧基（ –C–O–)和芳族化合物。这些结果表明MOFs (Ti)主体可以可逆地调节离子迁移。此外，MOFs（Ti）主体的辅助机制被证明可以促进锂离子通过具有富电子活性位点的发达结构的快速均匀传输。
MOFs (Ti) 主体的离子传输机制和电化学稳定性模拟
通过计算扩散能垒揭示了Li+快速扩散的机理。首先，电子从TFSI 阴离子的中心N 原子转移到Ti 位点，导致锂盐更多的电离和TFSI阴离子更好的固定化，并进一步释放锂阳离子（图S22，ESI † ）。游离的Li+离子在整个扩散过程中与各个O位点结合，最终穿过MOF（Ti）的孔。可以推断出O位点（Ti-O-Ti、C-O-Ti、C-O-O）和Li+（分别记为Li-O1、Li-O2和Li-O3）之间的三个扩散路径考虑周期性几何（图6a、d和g）。同时，三种类型O 的化学位置在图S23 (ESI † )中清晰放大。如图6b、e和h所示，Li-O2路径中Li+扩散的能垒计算为0.286 eV，而Li-O1和Li-O3路径的能垒分别为0.364和0.687 eV。，表明MOF改性电解质的Li-O2 路径中倾向于快速Li+传输。为了收集Li+离子跨不同氧位点迁移的能垒差异的证据，研究了晶体轨道汉密尔顿布居(COHP)。积分到费米能级（ICOHP）后的能量值是键合强度的有效评价，这意味着ICOHP越负，键能越强。如图6c、f和i所示，Li-O1、Li-O2和Li-O3的ICOHP值分别为-0.376 eV、-0.443 eV和-0.997 eV，这表明Li之间的相互作用+离子和各种O位点可以按Li-O1、Li-O2、Li-O3从小到大的顺序排列。Bader电荷转移值进一步证实了这一发现，相比之下，Bader电荷转移值表现出更显着的趋势。值得注意的是，Sabatier定理指出，适度的结合力可能会加速反应，这表明Li+离子可能在O2位点表现出最高的迁移效率；该结果与计算的扩散势垒一致。这些结果共同表明，引入的3D 多孔MOF（Ti）主体提供了各种选择性筛分位点来均匀调节Li+的扩散行为，这不仅可以加速复合电解质中Li+离子的传输动力学，还可以促进均匀的Li+沉积在电极界面上，提高了电池的电化学性能。
【图 6】MOFs (Ti)主体的离子传输机制和电化学稳定性模拟。（a）、（d）和（g）分别为MOF（Ti）中Li-O1、Li-O2和Li-O3迁移路径的示意图。(b)、(e)和 (h) Li-O1、Li-O2和 Li-O3的迁移能垒。(c)、(f)和 (i)分别对Li-O1、Li-O2和 Li-O3键进行 COHP分析（插图显示相应Li 的电荷差模型和Bader 电荷转移值）。
综上所述，通过设计了一种主客体识别MOFs-GPE系统，并使用简便的原位聚合技术构建了具有互连导电界面的集成SSB。令人印象深刻的是，具有多样化活性位点的Ti-MOFs主体为客体电解质提供了更多的阴离子栖息地和各种Li+离子传输通道。所得的G@MOFs (Ti)具有大大增强的物理化学性质和电化学稳定性。随着均匀Li+助熔剂的实现，确保了在0.8 mA cm-2下1000小时稳定的Li电镀/剥离过程。此外，G@MOFs (Ti) 与 LFP和高压 NCM90正极表现出良好的界面相容性。组装好的LFP|Li电池在1C下循环500次后容量保持率为98.1%。所得NCM90|Li电池表现出206 mAh g-1的高可逆容量和良好的全电池循环寿命（0.5C循环250次后容量保持率为71.4%）。原位测量和DFT计算结果表明，引入的MOF主体可以加速复合电解质中Li+离子的传输动力学，并促进Li+在电极界面上的均匀沉积。这项研究提供了一种有前途的主客体识别SPE策略，以提高Li+离子的迁移能力，并激发了高能量密度SSB新型复合电解质体系的构建。
Xu, GL., Liu, X., Zhou, X. et al. Native lattice strain induced structural earthquake in sodium layered oxide cathodes. Nat Commun 13, 436 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-28052-x
DOI: 10.1038/s41467-022-28052-x
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