MXene纤维的制备、性能及应用研究进展

梁程; 程群峰

doi:10.13801/j.cnki.fhclxb.20220725.003

MXene纤维的制备、性能及应用研究进展

梁程,
程群峰^,

北京航空航天大学　化学学院，北京 100191

基金项目: 国家重点研发计划(2021 YFA0715700)；国家杰出青年科学基金(52125302)；国家自然科学基金(22075009；51961130388；21875010；51522301；21273017；51103004)；牛顿高级学者基金(NAF\R1\191235)；北京市自然科学基金(JQ19006)；111引智计划(B14009)

详细信息

通讯作者:
程群峰，博士，教授，博士生导师，研究方向为仿生功能纳米复合材料　E-mail: cheng@buaa.edu.cn

中图分类号: TB34
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出版历程
- 收稿日期: 2022-05-25
- 录用日期: 2022-07-07
- 网络出版日期: 2022-07-25
- 刊出日期: 2022-08-21

Progress in preparation, properties and applications of MXene fiber

LIANG Cheng,
CHENG Qunfeng^,

School of Chemistry, Beihang University, Beijing 100191, China

Funds: National Key Research and Development Program of China (2021 YFA0715700), the National Science Fund for Distinguished Young Scholars (52125302), National Natural Science Foundation of China (22075009, 51961130388, 21875010, 51522301, 21273017, 51103004), Newton Advanced Fellowship (NAF\R1\191235), Beijing Natural Science Foundation (JQ19006), and 111 Project (B14009)

摘要

摘要: 二维过渡金属碳/氮化物(MXenes)是一种新颖的二维纳米材料，具有优异的电学、力学性能及丰富的表面官能团，在功能材料领域受到了广泛关注，常被作为基元材料构筑宏观复合材料，其中MXene纤维有望成为继石墨烯纤维后另一种结构-功能一体化纤维材料，在多功能织物、传感、能源、电磁屏蔽等领域显示出巨大的应用前景。但目前MXene复合纤维的力学和电学性能与MXene纳米材料本征性能差距较大，主要原因是组装MXene纳米片过程中产生的褶皱、无序结构、界面作用力弱等问题，往往导致MXene纤维内部的孔隙、缺陷存在及纤维外形不规则等。针对MXene纤维研究过程中存在的问题及未来研究方向，本文做了详细综述，首先介绍MXene纤维的制备方法，然后详细阐述MXene复合纤维的力学和电学性能，并讨论提升其性能的策略。同时通过一些实例，综述了MXene复合纤维的应用。最后总结了MXene纤维存在的关键科学问题和挑战，并对MXene纤维的未来发展和前景进行了展望及对未来MXene纤维的研究和应用提供一些帮助。
- MXene纤维 /
- 构筑 /
- 力学性能 /
- 电导率 /
- 应用
Abstract: 2D transition metal carbides and nitrides (MXenes) are a novel two-dimensional nanomaterial, which attracted extensive attention in the field of functional materials due to outstanding electrical, mechanical properties and abundant surface terminations. Therefore, it often has been used as building block for constructing macroscopic composites, such as MXene fibers, which are expected to be another structure-function integrated fiber after graphene fiber, and have widespread applications prospect in numerous fields, including smart textiles, sensing, energy, electromagnetic shielding, etc. However, the mechanical and electrical properties of MXene composite fibers are far lower than the intrinsic properties of MXene flakes. The main problems are that the existence of defects and voids in the MXene fiber caused by the wrinkling, disorder and weak interface interactions of MXene flakes during assembly, as well as the irregular shape of the fibers. In view of the existing problems as well as the future development direction, this review first introduces the fabrication approaches of MXene fiber. Then, we statement the mechanical and electrical properties of MXene composite fibers in detail, and discuss the strategies for improving the mechanical and electrical properties. Meanwhile, we outline the applications of MXene composite fibers by some instances. Finally, the existing scientific problems and challenges of MXene fiber are summarized, and the upcoming trends in MXene fiber are prospected, and some helpful viewpoint is provided for the research and application of MXene fiber in the future.
- MXene fiber /
- fabrication /
- mechanical properties /
- electrical conductivity /
- application

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随着时代的发展，大量的电磁波产生于商业、工业和军事应用中，无形的电磁波正在侵袭着人们的正常生活^[1-3] ，并且逐渐导致一系列环境和社会安全问题。值得注意的是，电磁波吸收器能够有效地减弱或者消除入射电磁波的电磁能量，特别是不同频率的电磁辐射(尤其是在2~18 GHz范围内)，能够将其转化为热能或其他形式的能量，这被认为是消除电磁波辐射的简单可行的解决方案^[4-6]。近年来，微波吸收剂种类越来越多，但大多数吸收剂由于其复杂的合成工艺和昂贵的原材料阻碍了它们的实际应用，相比之下，从自然资源中转化而来的生物质碳(BDC)材料，由于其丰富的资源和便捷的合成，能够以对待环境友好的方式大量获取^[7-8]。生物质衍生碳拥有分层级结构、多孔结构^[9]和网状结构中存在的微观结构能够提供丰富的界面极化和偶极极化位点，有利于形成2D/3D导电网络，提高材料的电磁波吸收能力^[10]。

生物质衍生碳作为典型的介电损耗型吸波材料，具有低密度、高导电性和良好的化学稳定性，但单一的损耗型机制无法满足各个频段电磁波的有效地吸收^[11]。同时，单组分生物质衍生碳的磁损耗性能较差，阻抗匹配较低，进而限制了单组分生物质衍生碳材料的发展。因此，可以通过对碳材料表面进行改性，或者与磁性组分结合来改善复合材料的阻抗特性和吸波性能^[12]。Dong等^[13]以可持续生物质香蒲为模板，合理构建了分级钉状碳纤维/ZnO纳米棒复合材料，当填充率仅为15wt%时，分级钉状碳纤维@ZnO在2.29 mm的匹配厚度下，在14.12 GHz下表现出−62.35 dB的较高的反射损耗，分级钉状碳纤维的中空结构和互连导电网络的结构有助于传导损耗和多次反射；Yan等^[14]以香蒲绒毛为模板，通过绿色、简单的合成工艺，构建出管状碳纤维/镍纳米粒子复合材料，其中原位生长的镍纳米粒子的均匀分布提供了磁耦合网络，并与碳纤维形成丰富的异质界面，以增强界面极化，促进了复合材料的有效吸收带宽；Dong等^[15]通过水热和碳化方法制备了爆米花衍生的蜂窝状的多孔碳杂化物，通过调整碳化温度，材料厚度为1.57 mm，其反射损耗可达−52.97 dB，吸收带宽为4.8 GHz，其高效的吸收特性归因于NiS₂/SnS₂纳米粒子对碳组分的有效调控，因而复合材料的阻抗匹配特性大幅度的提升。由此可见生物质衍生碳在结合上磁性组分或者表面改性后，能够很大程度的改善复合碳材料的阻抗匹配特性，其独特的多孔结构也能够为纳米磁性颗粒提供大量的活性位点，增加了界面极化效应的可能性，从而微波吸收能力能够得到较大的提高。

磁性材料固有的磁特性能够促进低频电磁波吸收并优化阻抗匹配^[16] ，材料的组成和结构是影响吸波性能的重要因素。通常通过合适的组分配比和添加磁性掺杂物等手段，来实现介电常数和复磁导率的平衡，以达到最佳的吸波性能，因此具有磁损耗和介电损耗的轻质碳材料是比较有前途的制备吸波剂的方法^[17]。本课题通过在碳基体上随机分布的磁性颗粒(Fe)制备了具有磁性碳复合吸收剂。

基于此，研究采用一种简单的碳热还原的方法，以生物质香蒲为原料，利用其固有的吸附特性，经原位吸附和高温煅烧还原得到了Fe/C复合材料，受介电-磁损耗机制的协同增强，Fe/C复合材料具有优异的吸波性能，其最大反射损耗值在4.4 GHz处可达−35 dB，研究将为生物质衍生碳基吸波材料提供新的策略。

1. 实验部分

1.1 原材料

香蒲，淘宝购买；FeCl₃·6H₂O(AR，99.0%)和尿素购自上海阿拉丁生化科技股份有限公司；氩气(99.99%，河南源正特种气体有限公司)，去离子水和工业乙醇。

1.2 试样制备

将0.5 g香蒲、100 mL 0.50 mol/L的尿素溶液和100 mL 1 mol/L的六水合三氯化铁混合在一起搅拌24 h后抽滤，再将香蒲转移至真空烘箱50℃烘干，制得浅黄色前驱体，经氩气气氛以升温速率5℃/min高温煅烧还原2 h制备出Fe/C复合材料，将经过700℃、800℃、900℃的材料分别命名为Fe/C-700、Fe/C-800和Fe/C-900(表1)，制备流程如图1(a)所示，图1(d)为Fe/C-700、 Fe/C-800 和Fe/C-900吸波样品的制备流程图。本次制备采用了30%的填料量(石蜡质量为0.06 g、样品质量为0.025 g)，后经石蜡充分搅拌和研磨使复合材料粉末均匀地分散到圆环中。

表 1 Fe/C复合材料的命名

Table 1. Naming of Fe/C composites

Sample	Calcination temperature/℃
Fe/C-700	700
Fe/C-800	800
Fe/C-900	900

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图 1 Fe/C复合材料的制备流程图 (a)、SEM图像 ((b)~(c))、吸波测试样品制备流程图 (d)、XRD图谱 (e)、热重图谱 (f)、拉曼图谱 (g)、振动样品磁强计(VSM) (h)

Figure 1. Fe/C composite preparation flow chart (a), SEM images ((b)-(c)), flow chart for sample preparation for wave absorption testing (d), XRD (e), TG (f), Raman mapping (g), vibrating sample magnetometer (VSM) (h)

I_D/I_G—Intensity ratio of the D band and G band

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1.3 表征与测试

实验采用日本HITACHI公司扫描电子显微镜(SEM，S-4800型)，调整放大倍数可以观察到样品的形貌和结构；利用X射线衍射仪(XRD，U1tima IV，日本，Cu-Kα辐射，扫描速度10/min)对材料组分、晶体结构或粒径等信息进行分析；热重测试采用德国NETZSCH公司热重分析仪器(TG，209FI Iris)。通过热重分析材料的热稳定性，确定煅烧温度及分析物理化学反应；X射线光电子能谱分析仪(XPS)采用美国热电公司(ESCALAB 250Xi)，用来测定材料中元素构成、试验式及其中所含元素化学态和电子态的定量能谱技术。磁性测试采用美国Lake Shore公司振动样品磁强针，对材料的磁特性进行分析的仪器；利用Agilent 8720B矢量网络分析仪( 集成信号源，动态范围为95 dB)在微波暗室内采用同轴法进行涂层吸波性能测试, 测试频率范围为2~18 GHz，真空烘箱采用上海精宏实验设备有限公司(DZF-6020)。

2. 结果与讨论

2.1 Fe/C复合材料的形貌、成分及其性质

图1(b)为煅烧后没有经过负载的香蒲纤维。煅烧后的香蒲纤维呈现出竹节状，能够更大程度地增加比表面积，使负载效果更佳；图1(c)可以看出Fe纳米粒子成功负载到了碳层上，碳层较大的表面积为磁性颗粒增加了更多的活性位点^[18]，可以有效地避免磁性颗粒的团聚，同时能够有效地增加复合材料的导电性，有利于电子的快速传输^[10]；附着在碳层表面的颗粒平均尺度大约为0.25 μm，呈现出不规则形状的纳米颗粒是通过Fe³⁺还原沉淀而成；在外电场的作用下，大量的Fe单质和碳层之间产生了许多的异质界面，由于二者的导电性和介电特性的不同，额外电荷将聚集在它们之间的界面上，从而导致界面极化的发生^[19]，使复合材料的电磁波吸收能力进一步得到提升。

图1(e)是不同煅烧温度下复合材料的XRD图谱。Fe/C复合材料在3个不同温度下煅烧，700℃、800℃、900℃煅烧的样品衍射峰分别位于2θ=44.8°、65.0°和82.3°，分别对应于体心立方Fe单质的PDF(JCPDS No.06-0696)的(110)、(200)和(211)平面^[20]，特征峰的出现表明存在不含任何杂质的Fe单质，证实在C的存在下Fe/C复合材料中三价铁离子被完全还原成金属铁，并且金属粒子可以增加复合材料的磁损耗机制。Fe/C-800特征峰较另外两个样品特征峰十分尖锐，说明Fe/C-800中Fe的结晶度较高；并且复合材料在2θ=26°出现随温度升高逐渐凸显的鼓包峰，对应于石墨碳的(002)平面^[4]。

为了评估Fe/C复合材料的热稳定性能，利用热重分析仪将复合材料在空气氛围中进行高温热分解，从图1(f)中可以看出，复合材料在空气氛围下经历了一个明显的失重区。第一个质量下降过程裂解温度小于400℃时，是由于复合材料表面上少量的吸附水受热蒸发，Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900复合材料分别损失7.86wt%、4.6wt%、4.8wt%；Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900复合材料在500℃开始剧烈失重，复合材料失重率分别为50%、60%和80%，这是由于复合材料中的碳在高温空气下被迅速燃烧，直至800℃后趋于稳定；Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900复合材料的剩余质量分别为14.15wt%、51.5wt%和40.1wt%。结合式(1)，估算得到Fe/C复合材料Fe元素含量分别为12.0wt%、43.0wt%、33.0wt%，其中W为剩余质量百分数，M为化合物相对分子质量。由此可知Fe/C-800复合材料中的Fe元素含量最高，在最终形成了氧化产物中残余质量最大。

$W_{\rm{R}} = (1 - W_{\rm{carbon}} - W_{\rm{water}})\frac{{M({\rm{Fe_2O_3}})}}{{2M({\rm{Fe}})}}$

(1)

为了进一步确定复合材料中Fe元素含量，对其进行电感耦合等离子体(ICP)测试，确定出Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900复合材料Fe元素含量分别为38.5874 、490.7882 、192.6471 mg/g，与热重分析所得结果一致。

复合材料中碳组分的石墨化程度会对其介电损耗和电磁波吸收性能产生重要的影响，较高石墨化程度可以增强碳组分的电导损耗^[21]，用拉曼对Fe/C复合材料的石墨化程度进行分析，从图1(g)拉曼图谱可以看出，在1350 cm⁻¹(D带)和1590 cm⁻¹(G带)出现两个明显的峰，D带与C原子晶格缺陷有关，而G带与C原子sp²杂化的面内伸缩振动有关^[13]，其比值I_D/I_G值常用来表征碳材料的石墨化程度，所得Fe/C复合材料中的碳材料应为部分石墨化的碳材料，Fe/C-700、Fe/C-800和Fe/C-900的I_D/I_G的比值分别为0.92、0.87和0.91，从比值上看复合材料Fe/C-800的石墨化强度大于Fe/C-900，是由于在煅烧过程中，材料中的有机物会发生热解和氧化反应，从而导致材料中的碳元素逐渐向石墨化方向发展。但是，在高温下，氧化反应也会被加速，从而使材料中的碳元素被氧化成为气态化合物而流失。同时，煅烧过程中还会形成多种杂质和晶格缺陷，这些杂质和缺陷会影响材料的导电性能和吸波性能，从而影响材料的石墨化程度，Fe/C-800材料I_D/I_G比值较小，证明其复合材料的石墨化程度最强，复合材料的介电性能越好，这主要得益于高温煅烧的铁/碳复合材料中无定形碳向石墨转化。

通过振动样品磁强计可以测定Fe/C复合材料的饱和磁化强度(M_s)和矫顽力(H_c)。从图1(h)所示，不同温度下的复合材料有相似的曲线趋势图，三者均表现出了铁磁性质，700℃、800℃、900℃的Fe/C复合材料的饱和磁化强度(M_s)分别为52.09 emu/g、96.66 emu/g、51.52 emu/g，可以看出Fe/C-800饱和磁化强度(M_s)最大，根据TG测试结果分析可知Fe/C-800复合材料中Fe组分含量最高，以往文献分析可知，磁性组分的含量大小影响着复合材料的饱和磁化强度大小^[22]，铁/碳复合材料的区域扩大磁滞曲线如图1(e)内插图所示，通过分析发现，在Fe/C-700、Fe/C-800和Fe/C-900的H_c依次为2077.56、1106.44和1599.96 kA/m，一般来说，复合材料的矫顽力通常受磁各向异性、形状各向异性和颗粒尺寸等因素影响，复合材料中Fe纳米颗粒均为相同的面心立方结构，微观形貌均为片状，因此矫顽力受颗粒尺寸影响较大，对于Fe/C-700、Fe/C-800，M_s增加，H_c降低，是铁纳米粒子的生长过程中通过表层的自旋斜切效应导致的^[23]，Fe/C-700和Fe/C-900 的复合材料的饱和磁化强度非常接近，是由于复合材料中Fe纳米粒子中在煅烧中，经炉体环境的影响造成了Fe纳米粒子在微观环境的自旋造成，并且饱和磁化强度决定于组成材料的磁性原子数、原子磁矩和温度。但在低温区，它遵循布洛赫(Bloch)定律，使Fe/C-700复合材料的饱和磁化强度同Fe/C-900非常接近。

图2展示了Fe/C-700、Fe/C-800和Fe/C-900复合材料的的氮气吸附/脱附等温线图(BET)。等温线显示具有典型H3磁滞回线的IV型等温线，表明复合材料具有介孔结构； Fe/C-700、Fe/C-800和Fe/C-900 BET比表面积(S_BET)分别为478.6 m²·g⁻¹、543.56 m²·g⁻¹和589.04 m²·g⁻¹，高比表面积进一步印证了材料的多孔结构，适宜的多孔结构为延长电磁波传输提供更多空间。同时，孔径分布图证实材料的介孔特性，Fe/C-800和Fe/C-900复合材料孔径主要分布于3~10 nm之间，进而调节复合材料等效电磁参数以优化材料阻抗匹配。

图 2 Fe/C-700 (a)、Fe/C-800 (b)、Fe/C-900 (c) 的BET曲线

Figure 2. BET curves of Fe/C-700 (a), Fe/C-800 (b), Fe/C-900 (c)

STP—Standard temperature and pressure

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利用XPS对Fe/C复合材料元素种类及其表面化学价态进行表征。Fe/C复合材料XPS全谱如图3(a)所示，在284.08、399.08、531.08、713.05 eV周围有5个不同的峰，分别归属于C1s、N1s、O1s、Fe2p；C1s高分辨率XPS图谱图3(b)显示复合材料存在C—C/C=C(283.88 eV)峰，C—N(285.18 eV)峰和C—O(287.18 eV)^[24]；如图3(c)所示，N1s光谱在398.28、399.78、400.48和402.68 eV处分为4个峰，属于吡啶N、吡咯N、石墨N和氧化N，石墨氮的形成有助于提高复合材料的电导率^[25-27]；Fe2p高分辨率XPS图谱如图3(d)所示，其中在位于709.48 和722.58 eV处的峰可归属于Fe2p_3/2和Fe2p_1/2，712.28 eV和724.78 eV处的峰分属于Fe²⁺，而717.38 eV和733.4 eV两个峰分别对应于卫星峰^[26]；Fe/C复合材料的O1s光谱如图3(e)所示，在529.58、530.48、531.38和531.98 eV周围有4个不同的峰，分别归属于Fe₃O₄、C=O、C—O和FeCO₃^[28]。

图 3 Fe/C复合材料的XPS全谱 (a)、Cls (b)、N1s (c)、Fe2p (d)、O1s (e)

Figure 3. Fe/C composite XPS full spectum (a), Cls (b), N1s (c), Fe2p (d), O1s (e)

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2.2 电磁参数分析

Fe/C复合材料的微波吸收特性通过矢量网络分析仪(VNA)在2~18 GHz的频率范围内测量，样品填料量为30wt%，电磁参数包括介电常数ε( ε = ε'−jε'') 和磁导率μ(μ= μ'− jμ'')，其中介电常数实部(ε')和磁导率实部(μ′)代表电能和磁能的储存能力，相应的虚部( ε''、μ'')代表电能和磁能的损耗能力。如图4(a)所示，Fe/C复合材料在介电常数实部(ε')和介电常数虚部(ε'')变化上均有频散效应发生，Fe/C-700、 Fe/C-800和 Fe/C-900分别从8.52、10.5、12.64降至5.91、7.96和7.6^[29]，介电常数实部(ε')的明显下降可能是由于碳基复合材料中频率相关的介电色散引起的；介电常数虚部随频率变化曲线如图4(b)所示，其变化趋势同实部相反，在2至18 GHz的频率范围3个样品介电常数虚部值都有所增加，Fe/C-700、 Fe/C-800和 Fe/C-900分别从1.89、2.74、5.15增至2.96、4.3和5.65，介电常数虚部的增加原因有两种：一种是归因于碳组分相对含量和相对石墨化程度的提升、另一种是由于随着煅烧温度的提高，单个的Fe原子被杂原子取代引起的电偶极子的增加，介电常数虚部的提升也增强了复合材料的介电损耗能力；复合材料的介电常数实部和虚部在6至18 GHz频率范围内出现多重共振现象, 这种波动峰可能是由材料内部多种损耗机制导致的。

图 4 Fe/C复合材料的介电常数实部ε' (a)、介电常数虚部ε'' (b)、介电损耗正切值

${\tan\delta }_{\epsilon }$ (c)、复磁导率实部μ' (d)、复磁导率虚部μ'' (e)、复磁损耗正切值

${\tan}{\delta }_{\mu }$ (f)、Cole-Cole环 (g)、涡流损耗对磁损耗的贡献(C₀) (h)、衰减因子谱 (i)

Figure 4. Fe/C composite real part of the dielectric constant ε' (a), Imaginary part of the dielectric constant ε'' (b), Dielectric loss tanδ_ε(c), Complex magnetic permeability real part μ' (d), Complex magnetic permeability imaginary part μ'' (e), Complex magnetic loss tanδ_μ (f), Cole-Cole (g), Contribution of Eddy current loss to magnetic loss (C₀)(h) and Attenuation factor mapping (i)

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介电损耗角正切值( $\mathrm{tan}{\delta }_{\varepsilon }={\varepsilon'' }/{\varepsilon '}$ ) 可用于表征材料的介电损耗的强弱。如图4(c)所示。Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900在低频(2~8 GHz)和高频(10~18 GHz)都出现多重共振峰，表明存在多重极化弛豫过程，通常，高频共振峰归因于界面极化，低频共振峰归因为偶极极化；从图中可以出在高频段(17 GHz)时，介电损耗正切值显著增强，其中Fe/C-800、Fe/C-900增强幅度尤为突出，由此推断，煅烧温度的提高有利于促进复合材料Fe原子和石墨碳构建导电网络，增强了材料的极化行为和介电损耗能力；Fe/C-900具有最佳的介电损耗能力，是由于它具有较高的介电正切值。

众所周知，磁损耗特性能够显著的提升材料的电磁波损耗性能。图4(d)~4(e)是Fe/C复合材料相对复磁导率的实部和虚部随频率变化曲线，结合电磁参数变化可进一步探究复合材料的吸波性能。Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900分别从1.33、1.28、1.17降至1.06、1.03、1.032。实部曲线的变化趋势相似；Fe/C复合材料复磁导率虚部(μ'')如图4(e)所示，Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900在低频区(2~8 GHz)和高频区(12~18 GHz)有清晰的共振峰，根据文献记载，低频共振峰与自然共振相关，高频共振峰与交换共振相关；3个样品的虚部随着频率的增加虚部值呈下降趋势，值得注意的是μ''在高频下呈现负值。根据麦克斯韦方程，交变电场可以产生反向磁场，如果感应磁场比原始磁场强，磁能可以直接辐射出去，从而产生负磁导率。

磁损耗角的正切值( $\mathrm{tan}{\delta }_{\mu }={\mu'' }/{\mu' }$ )可用于表征材料的磁损耗能力的强弱。如图4(f)所示，Fe/C-700、Fe/C-800曲线的变化趋势相似，随着频率的增加Fe/C-900正切值略低于另外两个样品曲线，根据TG测试结果可知Fe/C-900的磁性成分(Fe)较低，是导致磁损耗角正切值低的原因，其中复合材料介电损耗正切值远高于磁损耗正切值，这表明介电损耗比磁损耗对电磁波吸收的贡献更大。

为了进一步探究磁损耗机制，由下式计算出Fe/C复合材料的C₀值：

${C_0}{\text{ = }}\frac{{\mu ''}}{{{{(\mu ')}^2}f}}$

(2)

对于生物质衍生碳基复合材料电磁波损耗机制主要是介电损耗，而介电损耗机制主要由极化弛豫解释，因此引入Cole-Cole半圆模型来解释复合材料极化弛豫过程。ε'和ε''之间的关系如下式：

$\left(\varepsilon ' - \frac{{{{({\varepsilon _s} + {\varepsilon _\infty })}^2}}}{2}\right) + \varepsilon '{'^2} = \left(\frac{{{{({\varepsilon _s} - {\varepsilon _\infty })}^2}}}{2}\right)$

(3)

式中：f代表电磁波频率；ε_s、ε_∞分别为静态介电常数、高频极限相对介电常数。图4(g)所示，Fe/C-700存在3个Cole-Cole半圆环，表明其存在3个极化弛豫过程，Fe/C-800、 Fe/C-900分别存在四个和五个极化弛豫过程^[30]，表明煅烧温度的提高有利于材料的极化能力；Fe/C-700、Fe/C-800和 Fe/C-900有部分扭曲的半圆，这表明除了极化弛豫以外，还存在其他的损耗机制；并且Fe/C-800、 Fe/C-900 Cole-Cole曲线在低频下其尾部变得长而直，根据以往研究表明，复合材料中存在另一种电磁波衰减机制——电导损耗，造成这种损耗的主要原因是由于高温碳化后的材料中存在金属Fe和石墨碳，提高自由电子的流动，从而增加了材料的电导损耗。

磁损耗机制在整个测试频率域中主要由的自然共振、涡流损耗和交换共振，如图4(h)所示，Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900的C₀值在2~9 GHz的频率范围内剧烈波动，这表明在该频率范围内磁损耗的主要机制归因于自然共振，材料的几何结构是造成自然共振的主要原因；复合材料C₀值在14~18 GHz高频区内也产生轻微的波动，这表明在该频率范围内磁损耗的主要机制归因于交换共振，交换共振主要存在于铁磁材料中^[5]。

一般来说，根据广义传输线理论，可以使用下式计算R_L值以评估样品的吸收性能。

$R_{\rm{L}} = 20\lg \left| {\frac{{{Z_{{\rm{in}}}} - {Z_0}}}{{{Z_{{\rm{in}}}} + {Z_0}}}} \right|$

(4)

${Z_0} = \sqrt {\frac{{{\mu _0}}}{{{\varepsilon _0}}}}$

(5)

${Z_{{\rm{in}}}} = {Z_0}\sqrt {\frac{{{\mu _{\rm{r}}}}}{{{\varepsilon _{\rm{r}}}}}} \tan h\left[ {j\frac{{2{\text{π}} fd}}{c}\sqrt {{\mu _{\rm{r}}}{\varepsilon _{\rm{r}}}} } \right]$

(6)

式中：μ₀、ε₀和Z₀代表自由空间磁导率、介电常数和输入阻抗；Z_in代表材料的输入阻抗；d代表材料的厚度；c代表空间光速；f代表电磁波频率；R_L为反射损耗(dB)；ε_r和μ_r代表相对介电常数和相对磁导率。通常，当R_L值小于−10 dB时，意味着90%的电磁波可以转换，相应的频率范围被定义为有效吸收带宽。材复合材料的复合材料经700℃煅烧，厚度为2 mm时，最大有效吸收带宽为4.05 GHz (12.8~18 GHz)，最大反射损耗值在15 GHz处为−20.5 dB，在吸收剂厚度为2 ~ 5 mm 范围内时，有效吸收频带可达13.52 GHz，如图5(a)所示；Fe/C-800在材料的厚度为2 mm时，材料的有效吸收带宽可达3.7 GHz (10.8~14.5 GHz)，最大反射损耗在为−23.4 dB如图5(b)所示；Fe/C-900有效吸收频带随着材料的厚度增加逐步向低频移动^[6]，这种现象可以用四分之一波长匹配模型解释：

图 5 Fe/C-700 (a)、Fe/C-800 (b)、Fe/C-900 (c) 的二维反射损耗图；Fe/C-700 (d)、Fe/C-800 (e)、Fe/C-900 (f) 的三维反射损耗图；Fe/C-700 (g)、Fe/C-800 (h)、Fe/C-900 (i) 的阻抗匹配图

Figure 5. 2D reflection loss diagrams for Fe/C-700 (a), Fe/C-800 (b), Fe/C-900 (c); 3D reflection loss diagrams for Fe/C-700 (d), Fe/C-800 (e), Fe/C-900 (f); Impedance matching diagram for Fe/C-700 (g), Fe/C-800 (h), Fe/C-900 (i)

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${{{t}}_{\text{m}}}{\text{ = }}\frac{{nc}}{{\left( {4{f_m}\sqrt {\left| {{\varepsilon _r}} \right|} \left| {{\mu _{_r}}} \right|} \right)}}\left( {n{\text{ = }}1,3,5, \cdots } \right)$

(7)

式中：t_m是实现R_Lmin时的匹配厚度；ƒ_m是相应的频率，材料的厚度为5 mm时，最大反射损耗值在4.4 GHz处为−35 dB，可以看出样品的最大反射损耗对应频率与其厚度密不可分，并且表现出随着吸收样品厚度的增加，被吸收层中电磁波膜覆盖样品的时间更长，这意味着电磁波更多的被吸收，就会降低其最大反射损耗对应频率。另外，被吸收样品也构成了一个具有折射和反射作用的电磁绝缘体，当电磁波穿过时，会发生折射和反射的现象，反射损耗将会降低。如图5(c)所示，复合材料更好的有效吸收带宽和较低反射损耗值得益于Fe和C形成的导电网络，使其拥有加优异介电特性和磁损耗，因此表现出良好的吸波性能。

材料吸波性能的差异受衰减因子和阻抗匹配的影响,衰减因子用于评价材料电磁衰减能力，阻抗匹配用于评价电磁波是否可最大限度进入材料内部，且阻抗匹配是完成电磁波衰减的前提。图4(i)为Fe/C复合材料的衰减因子曲线。可以看出，随着频率增加，复合材料的衰减能力逐渐增强，材料在中高频区域的衰减性能最优。Fe/C-700衰减能力最弱，这主要是其相对较低的介电常数所致。众所周知，衰减因子和阻抗匹配共同决定材料的吸波性能差异，图5(g)为 Fe/C复合材料700℃、800℃和900℃的阻抗匹配因子随频率变化图，研究可知|∆| 值的大小影响着阻抗匹配的性能。计算|Δ|如下式：

$\left| \varDelta \right|{\text{ = }}\left| {{{\sin h }^2}(Kfd) - M} \right|$

(8)

式中，K为常数：

$K = \frac{{4{\text{π}} \sqrt {\mu _{\rm{r}}'\varepsilon _{\rm{r}}'} \sin\dfrac{{{\delta _{\rm{e}}}{\text{ + }}{\delta _{\rm{m}}}}}{2}}}{{{{c}} {\text{cos}}{\delta _{\rm{e}}}{\text{cos}}{\delta _{\rm{m}}}}}$

(9)

阻抗匹配因子(|Δ|)接近0.4的区域面积越大，阻抗匹配特性越好。利用公式(9)计算出Fe/C-700、Fe/C-800、Fe/C-900阻抗匹配有效区域占比为23.7%、36.2%和60.3%。对比可知，Fe/C-700表明其与电磁波最不相容，导致电磁波在材料表面发生反射或散射，无法有效吸收电磁波，而Fe/C-900 电磁波与复合材料的兼容性最好，减少电磁波在材料表面发生反射而吸波性能遭受损失，具有适宜的衰减特性和良好的阻抗匹配，吸波性能最佳。

为了更好地理解复合材料的电磁波吸收方式，图6总结了Fe/C复合材料电磁波吸收机制。首先生物质衍生碳和Fe纳米颗粒的协同效应在优化阻抗匹配特性和提高电磁波的衰减能力起着至关重要的作用，其次，样品分散在石蜡中以形成电导网络，更多的电子在不同的碳层之间跳跃，网络导电性增强，将更多的电磁波能量转化为热能，体心立方Fe和碳管之间形成大量的异质界面，并且异质界面之间Fe纳米颗粒和碳层有利于在交变电磁场下的自由电荷积累和振荡，从而增强了界面极化；此外，在复合材料中形成了高密度的氮杂取代，可以极大地促进偶极极化，进一步提高了介电损耗能力，Fe纳米颗粒贡献的磁滞损耗和在低频段发生的自然铁磁共振以及在高频的交换铁磁共振和伴随的涡流损耗，都增强了复合材料的磁损耗性能，多种损耗机制有益于复合材料吸波性能的提升。

图 6 Fe/C复合材料吸波机制图

Figure 6. Diagram of the wave absorption mechanism of Fe/C composites

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3. 结论

综上所述，以香蒲为载体，Fe³⁺为金属源，经原位吸附、碳热还原得到Fe/C复合材料。

(1) X射线衍射测试结果表明，复合材料经高温煅烧后，生物质香蒲转化为碳基质，铁盐转化为Fe纳米颗粒，且随温度升高Fe纳米颗粒结晶性增强。

(2) 反射损耗结果显示，900℃的Fe/C复合材料的吸波性能最佳，厚度为5 mm时，最大反射损耗达−35 dB，复合材料优异的吸波性能取决于其较好的阻抗匹配特性和介电损耗与磁损耗的协同作用，研究将为新型生物质衍生轻质、高效、价廉的碳基吸波材料提供实验指导。

图 1 二维过渡金属碳/氮化物(MXenes)复合纤维的制备研究进展

Figure 1. Research progress in preparation of 2D transition metal carbides and nitrides (MXenes) composite fiber

CNT—Carbon nanotube; CNC—Cellulose nanocrystal; GO—Graphene oxide; TOCNFs—2,2,6,6-tetramethylpiperidine-1-oxylradical-mediated oxidized cellulose nanofibril

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图 2 MXene复合纤维的制备策略：(a) 涂覆法^[26]；(b) 湿法纺丝^[30]；(c) Biscrolling法^[24]；(d) 静电纺丝法^[37]

Figure 2. Preparation strategy of MXene composite fiber: (a) Coating^[26]; (b) Wet spinning^[30]; (c) Biscrolling^[24]; (d) Electrospinning^[37]

L-Ti₃C₂—Large size Ti₃C₂; S-Ti₃C₂—Small size Ti₃C₂; LC—Liquid crystal

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图 3 MXene纤维的力学性能与增强策略：(a) 高浓度MXene液晶油墨的光学图像^[30]；不同拉伸比制备的MXene纤维的密实度、孔隙率 (b) 和拉伸强度-应变曲线 (c) (MF-1、MF-2和MF-3分别指在拉伸比为1、2、3下制备的MXene纤维)^[32]； (d) 具有芯壳结构的MXene@GO纤维的截面SEM图像^[28]；(e) 带正电的质子和带负电的纳米片之间静电相互作用的示意图^[41]；(f) 纤维素纱线和MXene包覆的纤维素纱线的拉伸强度-应变曲线^[26]

Figure 3. Mechanical properties and strengthening strategy of MXene fibers: (a) Optical image of the concentrated MXene liquid crystal inks^[30]; Density, porosity (b) and tensile strength-strain curves (c) of MXene fibers for each draw ratio (MXene fibers obtained through draw ratios of 1, 2 and 3 were denoted as MF-1, MF-2 and MF-3, respectively)^[32]; (d) Cross-sectional SEM image of the MXene@GO fiber with core-shell structure^[28]; (e) Schematic illustration of the electrostatic interactions between the positive protons and the negatively charged nanosheets^[41]; (f) Tensile strength-strain curves of cellulose yarns and MXene-coated cellulose yarns^[26]

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图 4 MXene复合纤维的电导率与提升策略：(a) 高度取向的带状MXene纤维截面SEM图像^[31]；(b) MF-3纤维的截面SEM图像；(c) 不同拉伸比的MXene纤维的电导率^[32]；(d) MXene/PEDOT:PSS纤维的界面结构示意图^[40]；(e) 用不同浓度和尺寸的MXene分散液制备的MXene/尼龙纱线的电导率^[37]；(f) 不同MXene含量的MXene/CNC纤维的电导率^[33]

Figure 4. Electrical conductivity and improving strategy of MXene composite fiber: (a) Cross-sectional SEM image of MXene fiber with flat orientation^[31]; (b) Cross-sectional SEM image of MF-3 fiber; (c) Electrical conductivity of MXene fibers for each draw ratio^[32]; (d) Schematic diagram of interfacial cross-linking structure of MXene/PEDOT:PSS fiber^[40]; (e) Electrical conductivity of MXene/nylon yarns produced by different MXene concentrations and flake sizes^[37]; (f) Electrical conductivity of MXene/CNC fibers with different MXene contents^[33]

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图 5 MXene复合纤维用于多功能织物和传感器：((a)~(c)) MXene包覆的纤维素纱线用于多功能织物：(a) 多功能织物概念图；(b) 针织压力传感器实物图和传感性能；(c) 针织压力传感器在14.1%应变下的相对电容变化的循环稳定性^[26]；((d)~(f)) Kevlar/MXene纤维用于智能感知口罩和手套：(d) 智能感知口罩实物图；(e) 智能感知口罩在定时呼吸时的电阻-时间曲线；(f) 智能感知手套在不同速度靠近和远离热水的电阻-时间曲线^[52]；((g)~(i)) MXene/rGO纤维用于气体传感器：(g) 实验服上的气体传感器实物图；(h) 基于MXene薄膜、rGO纤维和MXene/rGO纤维的传感器的电阻响应对比；(i) MXene/rGO纤维传感器在不同NH₃浓度下的动态电阻响应^[53]

Figure 5. MXene composite fibers for multifunctional fabrics and sensors: ((a)-(c)) MXene-coated cellulose yarns for multifunctional fabrics: (a) Concept illustration of multifunctional fabrics; (b) Digital photo and sensing performance of the knitted pressure sensor; (c) Cyclic stability of relative capacitance change of knitted pressure sensors at 14.1% strain^[26]; ((d)-(f)) Kevlar/MXene fiber for smart sensory mask and glove: (d) Photograph of smart sensory mask; (e) Resistance-time curve of smart sensory mask during breathing regularly; (f) Resistance-time curve of smart sensory glove when approaching and removing hot water at different speeds^[52]; ((g)-(i)) MXene/rGO fiber for gas sensor: (g) Photograph of gas sensor on the lab coat; (h) Comparison of resistance responses of sensor based on MXene film, rGO fiber and MXene/rGO fiber; (i) Dynamic resistance response of MXene/rGO fiber sensor at different NH₃ concentrations^[53]

C—Capacitance; C₀—Initial capacitance; R—Resistance; R₀—Initial resistance; d—Distance; RT—Room temperature

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图 6 MXene复合纤维用于能量储存与转化：(a) 测量MXene纤维电容性能的三电极装置示意图^[31]；(b) 三种MXene纤维在不同扫描速率下的体积电容对比^[31]；(c) MXene/CNT纱线作为储能纺织给手表和计时器供电^[24]；(d) 基于MXene/CNT纱线的超级电容器的电容循环稳定性^[24]；(e) 基于Au纳米颗粒(AuCNS)包覆的MXene/CNT/聚氨酯(PU)(MCP)复合纤维(AuCNS@MCP)纤维的摩擦纳米发电机用于收集水能的机制图^[60]；(f) 摩擦纳米发电机在不同水流速率下的输出电流^[60]

Figure 6. MXene composite fibers for energy storage and transformation: (a) Schematic of the three-electrode setup for measuring the capacitive performance of MXene fiber^[31]; (b) Volumetric capacitance comparison of three MXene fibers at different scan rates^[31]; (c) MXene/CNT yarn as energy storage textile to power watch and timer^[24]; (d) Capacitance retention of the supercapacitors based on MXene/CNT yarn^[24]; (e) Schematic illustration of the mechanism of the triboelectric nanogenerators based on Au nanoparticles (AuCNS) coated MXene/CNT/polyurethane(PU) (MCP) composite fibers (AuCNS@MCP) fiber for collecting water energy^[60]; (f) Output current of the triboelectric nanogenerators under different water flow rates^[60]

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图 7 MXene复合纤维用于电磁干扰(EMI)屏蔽、导线及无线通信：(a) 在可穿戴EMI屏蔽和电热综合应用的概念图^[50]；不同层数下再生纤维素(RC)@GO/MXene织物的EMI屏蔽效率 (b) 和EMI屏蔽机制对比 (c)^[50]；(d) MXene纤维用作耳机电线^[30]；(e) MXene@藻朊酸盐(A)纤维弹簧的制备机制图^[61]；(f) MXene@A弹簧天线在收缩和松弛状态下的回波损耗频率分布图^[61]

Figure 7. MXene composite fibers for electromagnetic interference (EMI) shielding, wire and wireless communications: (a) Concept illustration of integrated applications in wearable EMI shielding and electro-thermal^[50]; EMI shielding efficiencies of regenerated cellulose (RC)@GO/MXene textiles under different thickness (b) and comparison of the EMI shielding mechanisms (c)^[50]; (d) MXene fiber for earphone wire^[30]; (e) Schematic illustration of MXene@alginate (A) springs^[61]; (f) Return loss-frequency profiles of the antenna with MXene@A springs under contraction state and relaxation state^[61]

SE_Total—Total EMI; SE_A—EMI absorption; SE_R—EMI reflection

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表 1 MXene纤维的制备方法和性能

Table 1 Summary of the preparation methods and properties of MXene fiber

Composition	Preparation method	MXene content/wt%	Tensile strength/MPa	Failure strain/%	Young’s modulus/GPa	Toughness/ MJ·m⁻³	Conductivity/ S· cm⁻¹	Years	Ref.
MXene fiber	Wet spinning	100	40.5	1.7	—	~0.34	7750	2020	[29]
MXene fiber	Wet spinning	100	63.9	0.22	29.6	0.09	7713	2020	[30]
MXene fiber	Wet spinning	100	118	1.85	—	~1.09	7200	2021	[31]
MXene fiber	Wet spinning	100	343.68	0.28	121.97	~0.48	12503.78	2021	[32]
MXene/rGO fiber	Wet spinning	88	116.1	1.3	13.3	0.94	72.3	2017	[23]
MXene/rGO fiber	Wet spinning	90	12.9	3.4	1.2	~0.22	290	2017	[22]
MXene/CNT fiber	Biscrolling	90	38.4	4.7	—	~0.90	2.7	2018	[25]
MXene/CNT yarn	Biscrolling	97.5	26.6	15.1	0.09	~2.01	26	2018	[24]
MXene/TOCNFs fiber	3D printing	50	75.6	3.75	4.7	~1.42	2.11	2019	[27]
MXene/PEDOT: PSS fiber	Wet spinning	70	58.1	1.1	7.5	~0.32	1489.8	2019	[40]
MXene-coated cotton yarn	Coating	78	468.4	~0.1	5.0	~0.23	198.5	2019	[26]
MXene@GO fiber	Coaxial wet spinning	50	290	1.5	30	~2.18	24	2020	[28]
Tungstate/MXene fiber	Wet spinning	10	220	3.9	—	~4.29	—	2020	[41]
MXene/nylon nanoyarn	Electrospinning	90	29	1.85	3.94	~0.27	1195	2020	[37]
MXene@ANF fiber	Coaxial wet spinning	—	130	10.8	0.033	~7.02	25.15	2021	[49]
MXene/ANF fiber	Wet spinning	—	104	7.9	—	~4.11	1025	2021	[42]
MXene/CNC fiber	Wet spinning	75	62	0.9	1.17	0.37	2978	2022	[33]
GO/MXene@RC fiber	Coaxial wet spinning	70	92.2	4	9.0	~3.0	167.5	2022	[50]
ANF@MXene	Coaxial wet spinning	—	502.9	13.1	—	48.1	3000	2022	[51]
Notes: rGO—Reduced graphene oxide; PEDOT: PSS—Poly(3,4-ethylene dioxythiophene):poly(styrene sulfonic acid); ANF—Aramid nanofiber; RC—Regenerated cellulose.

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1. 实验部分
1.1 原材料
1.2 试样制备
1.3 表征与测试
2. 结果与讨论
2.1 Fe/C复合材料的形貌、成分及其性质
2.2 电磁参数分析
3. 结论

MXene纤维的制备、性能及应用研究进展

通讯作者: 程群峰，博士，教授，博士生导师，研究方向为仿生功能纳米复合材料 E-mail: cheng@buaa.edu.cn

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