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Nature Communications volumen 13, Número de artículo: 4564 (2022) Citar este artículo

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Detalles de métricas

Los avances recientes en las fibras MXene (Ti3C2Tx), preparadas a partir de nanoláminas MXene eléctricamente conductoras y mecánicamente fuertes, abordan la creciente demanda de materiales de electrodos emergentes pero prometedores para el desarrollo de dispositivos textiles y más allá. Sin embargo, para revelar todo el potencial de las fibras MXene, alcanzar un equilibrio entre la conductividad eléctrica y las propiedades mecánicas sigue siendo el desafío fundamental, principalmente debido a las dificultades para compactar aún más las nanoláminas MXene sueltas. En este trabajo, demostramos una ruta continua y controlable para fabricar fibras MXene ultracompactas con una capa protectora generada in situ a través de la sinergia de las interacciones interfaciales y las tensiones inducidas por estirado térmico. Las fibras MXene ultracompactas resultantes con alta orientación y baja porosidad exhiben no solo una excelente resistencia a la tracción y una tenacidad ultra alta, sino también una alta conductividad eléctrica. Luego, construimos textiles MXene a escala de un metro utilizando estas fibras ultracompactas para lograr un blindaje contra interferencias electromagnéticas de alto rendimiento y una gestión térmica personal, junto con una alta durabilidad mecánica y estabilidad incluso después de múltiples ciclos de lavado. La estrategia genérica demostrada se puede aplicar a una amplia gama de materiales nanoestructurados para construir fibras funcionales para aplicaciones a gran escala tanto en el espacio como en la vida cotidiana.

Las fibras, como componentes básicos de los textiles, participan activamente en una amplia gama de nuestras actividades diarias, incluida la gestión de la salud1, la interacción humano-computadora2, el control del movimiento3, la robótica blanda4, la prevención de enfermedades5 y muchas más. Con el objetivo de lograr fibras con alto rendimiento mecánico y eléctrico, varias familias de materiales conductores han sido el principal foco de investigación, que van desde materiales a base de carbono, materiales a base de metal, hasta materiales a base de polímeros conductores6,7,8,9,10. Entre todos los materiales accesibles, MXenes, como una clase emergente de compuestos inorgánicos 2D, son materiales emergentes pero prometedores para desarrollar dispositivos basados en fibra, debido a sus propiedades combinadas mecánicas11, eléctricas12 y electromagnéticas superiores13. Las nanoláminas MXene (Ti3C2Tx) se pueden preparar en nanocompuestos de alto rendimiento debido a sus restos terminados en la superficie (Tx), como -OH, -O y -F14. Se han llevado a cabo muchos estudios para fabricar fibras MXene basadas en nanoláminas MXene mediante varios procesos, incluido el hilado en húmedo15, el recubrimiento16, el electrohilado17 y el método biscrolling18. Por lo tanto, las fibras MXene se han fabricado con éxito con la conductividad eléctrica y las propiedades mecánicas deseadas (como MXene/rGO19, MXene/nanofibrillas de celulosa20, Kevlar/MXene21 y nailon/MXene22). Sin embargo, tanto la conductividad eléctrica como las propiedades mecánicas de las nanoláminas de MXene no se aprovechan por completo en el factor de forma de la fibra, principalmente debido a las capas inherentemente sueltas causadas por los defectos de la estructura (vacíos y arrugas de las nanoláminas de MXene) y las interacciones entre capas deficientes entre las nanoláminas de MXene23 ,24. Se han propuesto esfuerzos continuos para formar estructuras en capas compactas entre nanoláminas MXene, principalmente mediante hilado en húmedo25,26. A pesar del rendimiento mecánico y eléctrico mejorado, el principal desafío sigue siendo alcanzar un equilibrio entre la conductividad eléctrica, la resistencia y la tenacidad, principalmente debido a las dificultades para compactar aún más las capas sueltas de MXene. Por lo tanto, para abordar fundamentalmente este desafío, es muy necesario un proceso que pueda lograr fibras MXene ultracompactas, continuas y largas de manera controlable, con el objetivo de revelar todo el potencial de MXene.

Una vez que se logran fibras con alto rendimiento mecánico y eléctrico, se pueden usar para construir textiles funcionales para cobertura a gran escala, como en el cuerpo humano27,28. Sin embargo, la degradación del rendimiento de estas fibras es la razón común para limitar su uso a largo plazo, debido al hecho de que están completamente expuestas al medio ambiente y la piel29, sufren el impacto físico aplicado directamente sobre ellas causado por los movimientos del cuerpo30,31, como además de ser sensible y frágil frente al mantenimiento rutinario como el lavado y el secado. Para resolver estos problemas, un método efectivo es formar una capa protectora en las superficies exteriores de estas fibras. Lograr esto no solo requiere pasos de proceso adicionales, sino que también genera incertidumbres sobre el control de la interacción entre las fibras y los recubrimientos resultantes32. Además, es necesario realizar una evaluación precisa de las propiedades de las fibras flexibles con capas protectoras para la consideración de escenarios prácticos.

En este documento, demostramos una ruta continua y controlable para fabricar fibras MXene ultracompactas con alta conductividad eléctrica, resistencia y tenacidad. Para empezar, las interacciones interfaciales en el hilado húmedo permiten la transferencia de nanoláminas MXene a fibras MXene compactas. Luego, estas fibras se introducen continuamente en un tubo de polímero en estirado térmico, lo que da como resultado (1) fibras MXene ultracompactas habilitadas por las tensiones controlables inducidas por estirado y (2) una capa protectora generada in situ. Gracias a tal sinergia de interacciones interfaciales y tensiones inducidas por estiramiento térmico, las fibras MXene ultracompactas resultantes con capas protectoras no solo ofrecen una notable resistencia a la tracción de 585,5 ± 2,1 MPa y una tenacidad ultra alta de 66,7 ± 5,0 MJ m−3, pero también exhiben una alta conductividad eléctrica de 8802,4 ± 30,8 S cm−1 y una excelente durabilidad y estabilidad mecánica a largo plazo. Después de construir textiles MXene a gran escala utilizando estas fibras, se logran dos aplicaciones representativas. Uno es para el blindaje contra interferencias electromagnéticas con una alta eficiencia de blindaje de ~57 dB y ~87,8 % de retención del rendimiento después de 5 × 104 ciclos de flexión. El otro es por efecto electrotérmico con la demostración de un tejido que genera el calor con una notable estabilidad a la deformación. La sinergia demostrada de las interacciones interfaciales y las tensiones inducidas por estirado térmico proporciona un amplio interés para lograr fibras de alto rendimiento sobre una gran cantidad de materiales funcionales nanoestructurados.

Las fibras MXene flexibles con una compacidad ultra alta se fabrican mediante una sinergia continua y controlable de hilado en húmedo con interacciones interfaciales y tensiones inducidas por estirado térmico, como se ilustra esquemáticamente en la Fig. 1a. Luego, las fibras resultantes pueden construir telas multifuncionales de gran área para aplicaciones, incluido el blindaje de interferencia electromagnética (EMI) y la gestión térmica basada en el efecto electrotérmico (ET). En comparación con las fibras MXene puras con una interacción interfacial deficiente, las fibras MXene resultantes (MGP) del primer paso del hilado en húmedo logran órdenes de orientación incrementadas (f) de ~0.82 a ~0.87, y baja porosidad debido a las interacciones interfaciales sinérgicas. , lo que da como resultado una mejora de la resistencia a la tracción de 167,1 ± 7,2 (media ± desviación estándar) (coeficiente de variación, CV, 0,04) MPa a 565,2 ± 5,2 (0,01) MPa con una tenacidad de 0,4 ± 0,1 (0,25) MJ m−3 a 19,2 ± 0,7 (0,04) MJ m−3 (Fig. 1b, c). Después de experimentar las tensiones inducidas por el segundo paso del estirado térmico, las fibras MXene ultracompactas (MGP-T) se logran con una f significativamente mayor de ~0,89, acompañadas de una mejora adicional de la alineación y la reducción de los vacíos. Como resultado, las fibras MGP-T obtenidas con una capa protectora generada in situ ofrecen la mayor resistencia de 585,5 ± 2,1 (0,01) MPa y dureza de 66,7 ± 5,0 (0,07) MJ m−3 (Fig. 1d).

a Fabricación de fibra MGP-T mediante hilado húmedo continuo y estirado térmico, y la formación de textiles basados en MXene. Secciones transversales SEM de fibras MXene con los patrones WAXS/SAXS y curvas de tensión-deformación: b Fibras MXene puras; c Fibras MGP después de interacciones interfaciales; d Fibras MGP-T después del trefilado térmico. Los resultados muestran que las fibras MGP-T ofrecen excelentes propiedades mecánicas con alta alineación y baja porosidad, en comparación con las fibras puras MXene y MGP.

Para comenzar, se prepararon nanoláminas MXene (Ti3C2Tx) grabando y agitando a partir de Ti3AlC2 preliminar y MXene similar a un acordeón (Fig. 1 complementaria). Las nanoláminas MXene obtenidas tienen un tamaño lateral de ~ 10 μm (Fig. 2a, b complementarias) con un grosor de ~ 1,5 nm según las imágenes del microscopio electrónico de barrido (SEM) y microscopía de fuerza atómica (AFM) (Fig. 2c complementaria, d). Además, las nanoláminas MXene exfoliadas tienen las estructuras hexagonales de alta cristalinidad esperadas sin defectos, confirmadas por las imágenes de microscopía electrónica de transmisión de alta resolución (HR-TEM) y los patrones de difracción de electrones del área seleccionada (Fig. 3 complementaria)33. Además, los patrones de difracción de rayos X (XRD) demuestran el grabado completo de la capa de Al sin los picos 104 y 105 para el patrón Ti3AlC2 (Fig. 4 complementaria)34, lo que indica que las nanoláminas MXene se preparan con éxito a partir de Ti3AlC2.

De acuerdo con el modelo de predicción teórica de Onsager7, las nanoláminas de MXene en la solución de hilatura de MXene-glutaraldehído (GA) pueden presentar propiedades de cristal líquido liotrópico en el rango de ~15 mg mL−1 a ~30 mg mL−1 (Fig. 5 complementaria) . La solución de hilado de mezcla también muestra aparición de birrefringencia, realizando la formación de la fase líquido-cristalina como resultado de la orientación local sin agregación. Mientras tanto, la solución de hilado con una alta concentración de 30 mg mL-1 forma una tinta viscosa con una viscosidad de ~ 4.1 kPa s sin agregados (Fig. 6a complementaria). Al igual que en la mayoría de los sistemas de fluidos complejos con cadenas poliméricas rígidas, la viscosidad de las nanoláminas MXene en soluciones de hilatura disminuye con una tasa de corte creciente y aumenta con una concentración creciente35. Además, el esfuerzo cortante de la solución de hilado disminuye bruscamente en la etapa inicial y luego aumenta gradualmente con la velocidad de corte (Fig. 6b complementaria). Sugiere que las nanoláminas MXene orientadas aleatoriamente se vuelven en un estado ordenado, debido a la deformación inducida por cizalla36. Además, como se muestra en la Fig. 6c complementaria, la relación entre el módulo de almacenamiento y el módulo de pérdida (G'/G") de una solución de hilado está en el rango de 1.86 a 6.01 con una concentración de 30 mg mL−1 a 15 mg mL-1, que actúa como un indicador de la capacidad de hilado de las dispersiones coloidales de nanoláminas MXene de cristal líquido 32. Además, con la optimización sistemática de la concentración de 15 a 50 mg mL-1 (Figuras complementarias 7a, b, 8 y Tablas 1, 2) y una relación de estiramiento de 0,5 a 2,8 (Figs. 7c, d, 11, 12 complementarias y Tablas complementarias 4, 5), se pueden extruir nanoláminas MXene (Ti3C2Tx) con solución de glutaraldehído con una concentración de 30 mg mL−1 para formar las fibras con altas propiedades mecánicas y conductoras con una relación de estirado de 2,8 debido a la alta orientación y la baja porosidad (Figuras complementarias 9, 10, 13, 14 y Tablas complementarias 3, 6). En este proceso, las nanoláminas MXene se inicialmente reticulado con GA a una concentración de 30 mg mL−1 para formar fibras MXene-GA (MG) con una relación de estirado de 2,8, y secuencialmente reticulado con alcohol polivinílico (PVA) para fabricar varios metros de largo MXene-GA-PVA (MGP ) fibras con un diámetro de ~60 μm por hilatura en húmedo (Fig. 2a y Película Suplementaria 1).

a Fotografía de fibras MGP de varios metros de largo con la morfología SEM axial. b Espectros FTIR de las fibras obtenidas. Espectros de c Ti 2p y espectros de d O 1s de fibras puras MXene, MG y MGP. e Gráfico de estructura del enlace covalente entre nanohojas MXene y GA, y enlace de hidrógeno entre nanohojas MXene y PVA. f Gráficos de patrones WAXS y SAXS (recuadro) de fibras MGP con diferentes porcentajes en peso de PVA. g Orden de orientación correspondiente de las fibras MGP con diferentes porcentajes en peso de PVA según los patrones WAXS. h Curvas de densidad y porosidad vs. porcentaje en peso de PVA de fibras MGP. i Resistencia a la tracción y tenacidad de fibras MGP con diferentes porcentajes en peso de PVA. Todas las barras de error muestran la media ± desviación estándar (DE).

Los espectros de espectroscopia infrarroja por transformada de Fourier (FTIR) muestran un nuevo pico en ~842,1 cm−1 para las fibras MG y MGP, lo que indica la formación de un enlace Ti-OC entre las nanoláminas MXene y las moléculas GA37,38 (Fig. 2b y Fig. 15 complementaria ). Además, la desaparición del pico de ~1717,5 cm−1 para el grupo aldehído (-CHO) de las moléculas de GA también confirma la formación del enlace Ti-OC. Obviamente, el pico de -OH de las nanoláminas de MXene cambia de ~3651,2 cm−1 al número de onda bajo de ~3515,6 cm−1 y se vuelve más ancho debido al enlace de hidrógeno entre el -OH de las nanoláminas de MXene y el -OH de las moléculas de PVA. Además, los espectros de espectroscopía de fotoelectrones de rayos X (XPS) no muestran la existencia del elemento Al para las nanoláminas MXene en fibras MXene, MG y MGP puras en comparación con las de Ti3AlC2, lo que sugiere la preparación exitosa de nanoláminas MXene (Fig. 16 complementaria). Además, como se muestra en la Fig. 2c, se atestigua la formación de Ti-OC entre las nanoláminas de MXene y GA, en comparación con las fibras de MXene puras según el espectro Ti 2p38, a ~456,4 eV para las fibras MGP y MG. El porcentaje atómico de OC para fibras MG y MGP aumenta a 16,4 % y 22,0 %, en comparación con fibras MXene puras de 6,2 % en espectros de O 1s (Fig. 2d y Tabla complementaria 7), lo que indica la formación de enlace Ti-OC entre MXene nanosheets y GA, y enlace de hidrógeno entre MXene nanosheets y PVA. Por lo tanto, las fibras MXene compactas se fabrican a través de interacciones interfaciales, que primero se entrecruzan con GA a través del enlace Ti-OC de sustitución nucleófila (Fig. 17 complementaria), y luego se entrecruzan con PVA a través del enlace de hidrógeno entre las nanoláminas MXene y PVA, como se explica en la Fig. 2e.

Como resultado de las interacciones interfaciales, la alineación de las fibras MXene mejora significativamente y la porosidad se reduce en gran medida, de acuerdo con los patrones de dispersión de rayos X de ángulo amplio/dispersión de rayos X de ángulo pequeño (WAXS/SAXS). Como se muestra en las figuras complementarias. 18, 19, cuando las nanoláminas MXene se reticulan con GA a través de un enlace covalente Ti-OC, los órdenes de orientación (f) de las fibras MG obtenidas aumentan a ~ 0.85 con ~ 5% en peso de GA (resultados de TGA, Fig. 21 complementaria), y disminuir a ~ 0.72 con 20% en peso de GA en comparación con el orden de orientación de ~ 0.82 para fibras MXene puras (Tabla complementaria 8). Además, la porosidad de las fibras se reduce al 14,2 ± 0,45 %, con ~5 % en peso de GA inferior al 17,2 ± 3,84 % de las fibras MXene puras. Esto se debe a que se obstaculizan más moléculas de GA en la capa intermedia, lo que da como resultado la aparición de arrugas y huecos de acuerdo con la intensidad creciente de los patrones SAXS (Fig. 20a complementaria). Después de que el PVA se entrecruza con nanoláminas MXene en fibras MGP, la f aumenta a ~ 0.87, más alta que la de las fibras MXene puras y las fibras MG (Fig. 2f, g y Tabla complementaria 9). Los órdenes de orientación de las fibras MGP aumentan con el incremento de PVA hasta un 5%, mientras que disminuyen a ~0,85 con el incremento adicional de PVA. Además, la porosidad se reduce significativamente a 7,4 ± 1,27 % para lograr una alta densidad de ~3,68 g cm−3 a través del enlace de hidrógeno del PVA (Fig. 2h). El PVA con más del 5 % en peso puede provocar el aumento de las arrugas de las nanoláminas de MXene y los huecos entre las nanoláminas de MXene, lo que se demuestra por el aumento de la intensidad de los patrones SAXS para las fibras MGP (Figura complementaria 20b). Por lo tanto, las fibras MGP compactas se logran con una porosidad más baja que las fibras MG y MXene, de acuerdo con la disminución de la intensidad de los patrones SAXS (Fig. 20c complementaria).

Debido a la alta alineación y la baja porosidad lograda por las interacciones interfaciales, las fibras MG preparadas presentan una mayor resistencia a la tracción de 335,6 ± 3,8 (0,01) MPa con una tenacidad de 4,0 ± 0,12 (0,03) MJ m−3, en comparación con la de 167,1 ± 7,2 (0,04) MPa y 0,4 ± 0,1 (0,25) MJ m−3 para fibra MXene pura a través del enlace covalente Ti-OC entre nanoláminas MXene y moléculas GA (Figuras complementarias 22a, 23 y Tabla 10). Cuando el porcentaje en peso de GA es superior al 5 % en peso, tanto la resistencia a la tracción como la tenacidad disminuyen para las fibras MG, lo que se atribuye a dificultar la transferencia de tensión con un mayor porcentaje en peso de GA entre las nanoláminas MXene. La figura complementaria 22b y la tabla 11 muestran que la conductividad de las fibras MG disminuye de 11 360,4 ± 227,2 S cm−1 a 4536,4 ± 30,8 S cm−1, debido a la introducción de moléculas de GA no conductoras en las nanoláminas MXene. Sin embargo, las fibras MG con un 5 % en peso de GA aún pueden mantener una alta conductividad de 9860,6 ± 117,5 S cm−1, debido a la alta alineación y la baja porosidad de las fibras MG. Después de ser reticulado posteriormente con moléculas de PVA, la resistencia a la tracción y la tenacidad se mejoran aún más a 565,2 ± 5,2 (0,01) MPa y 19,2 ± 0,7 (0,04) MJ m−3, como resultado de la mejora significativa de la alineación y la disminución de la porosidad a través de las interacciones interfaciales sinérgicas del enlace covalente y el enlace de hidrógeno, que se muestran en la Fig. 2i y la Fig. 24 complementaria y la Tabla 12. Además, las propiedades mecánicas de las fibras MGP se debilitan al aumentar el porcentaje en peso más de ~ 5% en peso PVA al efecto obstaculizador. Aunque la conductividad de las fibras MGP disminuye ligeramente con el incremento de PVA no conductor, la fibra MGP con ~5 % en peso de PVA aún ofrece una alta conductividad de 8110,4 ± 115,6 S cm−1, gracias a la compacidad a través de interacciones interfaciales sinérgicas (ver Suplemento Fig. 25 y Tabla 13)6,39. Las fibras MGP logradas con la morfología compacta (Fig. 27 complementaria) exhiben un mayor rendimiento que las fibras MXene y MG puras (Fig. 26 complementaria).

Luego, se estudió el cambio de propiedad inducido por el proceso de calentamiento de las fibras MGP a varias temperaturas de calentamiento mediante patrones XRD in situ. Cuando una fibra MGP se calienta de 25 ºC a 350 ºC, el patrón 002 se desplaza a una q alta con el espaciado d de las nanoláminas MXene hasta 11,61 Å, de acuerdo con los patrones XRD in situ (Fig. 3a, b y Complementario). figura 28). Los resultados sugieren que el espacio d de las nanoláminas MXene disminuye con el aumento de la temperatura37. Además, como se muestra en la Fig. 3c, la porosidad aumenta considerablemente de 7,4 ± 1,27 % a 16,7 ± 1,10 % al aumentar la temperatura de calentamiento, lo que indica que los huecos y las arrugas entre las nanoláminas MXene se generan al calentar (Fig. 29a complementaria). Además, los patrones SAXS in situ también se realizaron para estudiar el proceso de calentamiento de las fibras, como se presenta en la figura complementaria 29b, c. La intensidad creciente de los patrones SAXS para las fibras MGP confirma la generación de vacíos al aumentar la temperatura de recocido. Los vacíos se generan principalmente al eliminar el agua intercalada y las terminaciones superficiales de hidroxilo parcial a temperaturas elevadas40.

un gráfico de patrones XRD in situ de fibra MGP. b Curva de espaciamiento d frente a temperatura según patrones XRD in situ. c Porosidad de las fibras MGP al ser calentadas. d Diagrama esquemático del mecanismo para fabricar fibras MGP-T a partir de fibras MGP con tensión axial y tensión perpendicular durante el trefilado térmico. e Fotografía de fibras MGP-T de varios metros de longitud. Todas las barras de error muestran la media ± SD.

Para mejorar aún más la compacidad de las fibras MXene, se desarrollaron la compresión y el estiramiento físicos inducidos por estirado térmico. Más importante aún, un proceso de estirado continuo de este tipo puede proteger las fibras MXene ultracompactas resultantes con una capa de polímero formada in situ, lo que da como resultado un dispositivo de fibra empaquetada para acoplarse directamente a varias aplicaciones. En el proceso de estirado térmico, un tubo hueco de policarbonato (PC) pasaba a través de la zona caliente del horno de estirado, mientras que una fibra MGP se alimentaba continuamente al tubo de PC desde la parte superior (Fig. 1a). Como se muestra en la Fig. 3d, las fibras de MGP en el tubo de PC generaron vacíos y arrugas cuando todo el tubo entró en la zona caliente a la temperatura central de ~200 ºC, lo que fue probado por los patrones XRD y SAXS in situ. Sin embargo, cuando comenzó el estirado térmico, los vacíos y arrugas generados se redujeron significativamente por las tensiones inducidas por estirado, incluidas las tensiones axial y perpendicular. Mientras tanto, las fibras MGP con una capa protectora externa (MGP-T) se formaron in situ para proteger las fibras MXene ultracompactas resultantes. Como resultado, esta estrategia fabricó con éxito fibras MGP-T de varios metros de largo con un diámetro de ~ 75 μm (Fig. 3e, Fig. 30 complementaria y Película 2).

Usando este proceso controlable y continuo, se fabricaron varias fibras MGP-T aumentando la relación de reducción de la velocidad de tracción a alimentación de 1,26, 1,34 y 1,41, formando MGP-T1, MGP-T2 y MGP-T3, respectivamente. Como resultado de la tensión inducida paralela a la dirección axial en el proceso de estirado térmico, la alineación de las fibras MGP mejora de ~0,84 a ~0,89 al aumentar la relación de estirado, de acuerdo con los patrones WAXS presentados en la Fig. 4a, Fig. 31 complementaria y Tabla 14. Simultáneamente, la tensión perpendicular al eje comprime efectivamente las fibras MGP y reduce la porosidad de 8.6 ± 0.1% a 5.7 ± 0.3% durante el estirado térmico (Fig. 4b). Además, como se muestra en la Fig. 32 complementaria, las imágenes SEM con el mapeo EDS de la sección transversal de las fibras MGP-T muestran claramente que las fibras se vuelven más compactas con baja porosidad al aumentar la relación de reducción. Además, las imágenes HR-TEM de las fibras MGP-T confirman la alta alineación de las capas MXene alternativas y las capas de polímero PVA/GA (Fig. 33 complementaria). Por lo tanto, las fibras MGP-T ultracompactas con una capa protectora generada in situ se logran con una mejora significativa de la alineación y reducción de la porosidad, inducida por las tensiones de estirado térmico controlables41. Como resultado, la conductividad de las fibras MXene ultracompactas internas se promueve de 8344.5 ± 23.4 S cm−1 a 8802.4 ± 30.8 S cm−1 en la Fig. 4b y la Tabla complementaria 15. Mientras tanto, las fibras MGP-T exhiben un ultra -alta resistencia a la tracción de 585,5 ± 2,1 (0,01) MPa y tenacidad de 66,7 ± 5,0 (0,07) MJ m−3 debido a la alineación promovida y la reducción de la porosidad durante el proceso de estirado térmico con tensiones crecientes (Fig. 4c y Fig. Suplementaria. 34, Tabla 16).

un Orden de orientación de las fibras MGP-T fabricadas por varias relaciones de reducción de acuerdo con los patrones WAXS. Curvas de porosidad y conductividad (b) y resistencia a la tracción y tenacidad (c) de las fibras MGP-T. d Comparación de la resistencia a la tracción y la conductividad de las fibras basadas en MXene ultracompactas obtenidas con las fibras basadas en MXene informadas. Distribución de tensión de la simulación (e) y las curvas de tensión Y/Z en el incremento de la relación de reducción (f) según el análisis de elementos finitos. Todas las barras de error muestran la media ± SD.

Además, el comportamiento de carga cíclica de las fibras basadas en MXene también se realizó con varias tensiones de carga (Figura complementaria 35). Cuando se aplicó la fibra MXene, MG, MGP y MGP-T con una tensión de carga de 150 MPa después de 5000 ciclos de carga, la fibra MGP-T mostró una alta tasa de retención de conductividad eléctrica del 98,9 % e incluso del 93,5 % en la carga. estrés de 300 MPa después de 5000 ciclos (Tabla complementaria 17). Además, la fibra MGP-T realizó una tasa de retención de conductividad eléctrica del 85,4 % cuando se le aplicó una carga de 350 MPa después de 5000 ciclos. Estos resultados de alto rendimiento se deben a la estructura ultracompacta de la fibra MGP-T a través de la sinergia de las interacciones interfaciales y las tensiones inducidas por estirado térmico. Como se resume en la Fig. 4d y la Tabla complementaria 18, las fibras MGP-T ultracompactas obtenidas ofrecen el mayor rendimiento tanto en resistencia a la tracción como en conductividad, en comparación con las fibras MXene notificadas sin capa protectora7,15,19,20,21,23 ,25,26,36,42,43,44,45,46. Especialmente, la tenacidad de las fibras MGP-T ultracompactas alcanza ~ 66,7 MJ m−3, más alta que la de las fibras basadas en MXene, las fibras basadas en grafeno y las fibras CNT informadas a través de diferentes estrategias de preparación (Figura complementaria 36 y Cuadros complementarios 18 y 19).

Con los efectos combinados de la tensión de estirado paralela al axial y la tensión de compresión perpendicular al axial de las fibras inducidas por el estirado térmico, se han logrado fibras MGP-T con alta alineación y baja porosidad, que mejoran aún más sus propiedades mecánicas y eléctricas. Para comprender el papel de las tensiones inducidas por estirado en la formación de fibras MGP-T ultracompactas, el software Abaqus realizó un análisis de elementos finitos. Durante todo el procedimiento de estiramiento térmico, el efecto de compresión existió cuando el tubo hueco de la PC comenzó a contactar las fibras MGP con un diámetro de ~ 60 μm. Por lo tanto, se estudió el comportamiento mecánico comprimido del tubo hueco de PC cuando pasó por el horno de estirado (Fig. 37a complementaria). Aquí, se construyó un modelo de tubo hueco de PC con un diámetro interior de 0,06 mm, un diámetro exterior de 0,08 mm y 0,50 mm de largo para estudiar el comportamiento mecánico del tubo hueco de PC (ver la Fig. 37b complementaria). Cuando se aplicó la fuerza de estirado en la parte inferior del tubo hueco de PC durante el estirado térmico, el modelo de PC se estiró con la reducción del diámetro del tubo hueco de PC (Película complementaria 3). De acuerdo con los resultados de la simulación, como se muestra en la Fig. 4e, la tensión paralela al eje (Y) se genera acompañada de una tensión de compresión perpendicular al eje (Z) del tubo hueco de PC. Por lo tanto, la alineación de las fibras MGP internas se promueve debido a la tensión axial, mientras que la porosidad se reduce debido a la tensión perpendicular. Al aumentar la relación de reducción en la simulación, tanto la tensión de estiramiento Y como la tensión de compresión Z aumentan, de acuerdo con los resultados del análisis de elementos finitos (Fig. 4f). Las tensiones crecientes mejoran aún más la alineación y reducen la porosidad, lo que da como resultado fibras MGP-T ultracompactas con altas propiedades mecánicas y eléctricas. Estos resultados concuerdan bien con los resultados experimentales.

Con el rápido desarrollo de las telecomunicaciones y el uso cada vez mayor de dispositivos electrónicos portátiles, se producirían graves problemas electromagnéticos y un impacto en la salud de los seres humanos40,47. Atribuidas a las excelentes propiedades de las nanoláminas MXene, las fibras MGP-T ultracompactas obtenidas no solo ofrecen alta tenacidad, resistencia a la tracción y conductividad eléctrica, sino que también proporcionan un rendimiento de blindaje EMI potencialmente útil con una alta eficiencia de blindaje (SE). La figura 5a muestra la reflexión EMI SE (SER), la absorción (SEA) y el total (SET) de textiles basados en fibras puras MXene, MGP y MGP-T en el rango de frecuencia de banda X de 8,2 GHz a 12,4 GHz. Los textiles son de tejido simple, como se muestra en la Fig. 38 complementaria. Los textiles de fibra MGP y MGP-T sintetizados muestran el SET promedio de ~ 50 dB y ~ 57 dB, en comparación con el textil de fibra MXene pura (~ 74 dB). dB), porque la conductividad eléctrica de las fibras MGP y MGP-T es menor que la de las fibras MXene puras. Sin embargo, estos resultados muestran que SEA (~60 dB, ~47 dB y ~40 dB) es más alto que SER (~15 dB, ~10 dB y ~10 dB) para MXene puro, fibra MGP y MGP- Textiles de fibra T, respectivamente. Por lo tanto, el blindaje EMI depende principalmente del mecanismo de absorción. Además, el EMI SE de los textiles de fibra MGP-T fabricados a través de relaciones de reducción crecientes se resume en la Fig. 5b y la Fig. 39 complementaria. Los textiles de fibra MGP-T exhiben un SEA más alto que SER. El SET de MGP-T1 cambia de ~52 dB a ~61 dB de MGP-T3, acompañado de un incremento de SEA de ~42 dB a ~51 dB a la frecuencia de blindaje de 8,2 GHz. Se atribuye a la reducción de la porosidad y la mejora de la alineación de las fibras MGP-T cuando se aplica la alta relación de reducción. Sin embargo, no hay un incremento notable de SER para los textiles de fibra MGP-T, ya que el principal mecanismo de EMI es la absorción. Además, los textiles de fibra MGP-T muestran mayor SEA y SET, en comparación con los textiles de fibra MGP, debido a la mayor compacidad de las fibras durante el procedimiento de estirado térmico. Como se muestra en la Fig. 5c, el mecanismo de blindaje EMI de las fibras MGP-T se puede iluminar de la siguiente manera13: cuando las ondas electromagnéticas (EMW) golpean la superficie de una fibra MGP-T, algunas EMW se reflejan inmediatamente en la superficie debido a la enorme cantidad de ondas libres. electrones de las nanohojas MXene altamente conductoras. Luego, las ondas restantes atraviesan la estructura reticular de las nanoláminas MXene, que interactúan con la alta densidad de electrones de las nanoláminas MXene e inducen corrientes para reducir la energía de las EMW con pérdidas óhmicas. Después de atravesar la primera capa de MXene, los EMW supervivientes podrían encontrarse con la siguiente capa de barrera de MXene con la repetición de la atenuación de EMW. Mientras tanto, la segunda capa como superficie refleja los EMW supervivientes y da como resultado múltiples reflejos internos. Finalmente, los EMW se reflejan de un lado a otro y luego se absorben por completo dentro de las capas compactas. Por lo tanto, la estructura compacta proporciona a las fibras MGP-T la capacidad superior de comportarse como un escudo EMI multinivel. Además, los textiles basados en fibras MGP-T mantienen la notable estabilidad de flexión con una retención de ~87,8 % del rendimiento de EMI SE después de 5 × 104 ciclos de flexión (Fig. 5d).

EMI SER, SEA y SET de a los textiles a la frecuencia de 8,2 GHz-12,4 GHz y b los textiles de fibras MGP-T fabricados a través de varias relaciones de reducción a la frecuencia de 8,2 GHz. c El mecanismo EMI de los textiles MGP-T. d Retención EMI SE del textil después de 5 × 104 ciclos de flexión.

Además del alto rendimiento de blindaje EMI, las fibras MGP-T obtenidas también muestran un excelente rendimiento electrotérmico (ET) para la gestión térmica humana en textiles portátiles. La figura 6a muestra las curvas de temperatura-tiempo de fibras MGP-T individuales. Al aplicar la tensión continua de trabajo de 6 V, las fibras MGP-T generan inmediatamente energía térmica y alcanzan la temperatura de equilibrio de ~90 ºC a ~100 ºC (de MGP-T1 a MGP-T3), debido al mecanismo del Joule calor20. Además, después de aplicar diferentes voltajes en un amplio rango de 2 V a 8 V, las fibras MGP-T3 pueden generar calor con un aumento de temperatura de hasta ~130 ºC (Fig. 6b), lo que sugiere que la temperatura máxima generada por el MGP-T3 La fibra T se puede sintonizar aplicando varios voltajes de CC. Estos resultados indican que las fibras MGP-T proporcionan un excelente comportamiento ET para su calentamiento Joule. Además, una sola fibra MGP-T tiene una vida útil excelente con una retención del rendimiento de ~99 % después de 5000 ciclos (Fig. 40 complementaria).

Curvas de temperatura-tiempo de las fibras MGP-T cuando se aplica un voltaje de CC de 6 V (a) y 2 V-8 V (b). c Fotografía de fibras MGP-T con diferentes formas de letras cuando se aplican varios voltajes de CC de 2 V-8 V. d Curvas de temperatura-tiempo de fibras MGP-T individuales en los ángulos de flexión de 0º a 180º. e La retención del rendimiento de la temperatura. f La retención del rendimiento de la temperatura de una sola fibra MGP-T después de 1,1 × 105 ciclos de flexión desde los ángulos de flexión de 0º a 180º.

Además, para lograr las aplicaciones prácticas de las fibras MGP-T para la gestión térmica, las telas con diferentes formas de letras basadas en fibras MGP-T podrían generar calor de manera efectiva variando los voltajes aplicados (Fig. 6c). Además, la durabilidad mecánica de las fibras MGP-T debe tenerse en cuenta para futuras aplicaciones. Como se muestra en la Fig. 6d, la estabilidad mecánica de una sola fibra MGP-T se realizó cuando se doblaba en un ángulo de flexión de 0º a 180º. Las curvas estables de temperatura-tiempo obtenidas con la temperatura de equilibrio son las mismas que la curva inicial, según las imágenes infrarrojas (IR). Mientras tanto, las fibras de MGP-T estaban disponibles en nudos con varios diámetros de ~ 23,93 mm a ~ 2,17 mm, como se muestra en la Fig. 6e. El rendimiento del comportamiento de ET se mantuvo estable, evaluado a través de las imágenes IR. En particular, las fibras MGP-T obtenidas podrían mantener la retención del rendimiento de la temperatura en ~81 % después de sufrir ~1,1 × 105 ciclos de flexión (Fig. 6f). Además, en comparación con otros materiales basados en MXene informados en la literatura, nuestras fibras MGP-T ultracompactas lograron la mayor resistencia a la tracción y tenacidad, y el tejido preparado con fibras MGP-T realizó la alta efectividad de protección específica por espesor (SSEt) 13,48,49 de 4,3 × 104 dB cm2g−1 y rendimiento de ET, como se resume en las tablas complementarias 20, 21.

Con la alta flexibilidad de las fibras MGP-T (Tabla complementaria 22), los textiles con fibras MGP-T ultracompactas se prepararon mediante tejido a máquina y tejido manual. Como resultado, las fibras MGP-T se tejieron con éxito en hilo de algodón mediante tejido a máquina con fibras MGP-T para formar una pieza textil (0,8 m por 0,4 m) utilizando fibras MGP-T ultracompactas de ciento cincuenta metros de largo. (Fig. 7a y Figs. complementarias 41, 42). Además, las fibras MGP-T ultracompactas de 18 metros de largo se tejieron completamente en una pieza de tela de algodón con una longitud de 2,0 metros y un ancho de 0,6 metros mediante la técnica de bordado (Fig. 43 complementaria). Estos resultados indican que las fibras MGP-T ultracompactas pueden permitir aplicaciones a gran escala, especialmente actuando como textiles funcionales portátiles para la gestión térmica y el blindaje EMI. Además, se lograron algunos patrones diseñados en la tela de algodón utilizando fibras MGP-T flexibles y mantuvieron el rendimiento incluso bajo deformaciones complejas, lo que indica su excelente capacidad de costura para diversas aplicaciones (Fig. 7b y recuadro). Eventualmente, un suéter tejido con varias fibras MGP-T podría generar rápidamente el calor con una temperatura de ~70 ºC mediante la aplicación de voltajes de CC de 4 V (ver la película complementaria 4) para la gestión térmica humana portátil. Además, la máquina de tejer textil por telar realizó la notable retención del rendimiento electrotérmico de ~ 100% en diferentes relaciones de flexión de 1 a 0.1 (Figura complementaria 44a, b y Película complementaria 5) en el voltaje de CC aplicado de 4 V, e incluso tenía la retención de ~ 91.3% después de 4 × 104 ciclos de flexión (Fig. 44c complementaria). Además, la máquina de tejer textil mostró una excelente estabilidad a la deformación con una retención del rendimiento electrotérmico de ~ 100% bajo aplanado, doblado, torsión e incluso prensado con una carga de 1 kg (Fig. 7c). Estos resultados de flexibilidad de los textiles se atribuyeron a las fibras ultracompactas MGP-T con altas propiedades mecánicas.

a Fotografía de un textil (0,8 m por 0,4 m) preparado mediante tejido a máquina con fibras MGP-T. b Patrones diseñados tejidos en la tela de algodón bajo deformaciones complejas (recuadro). c Estabilidad a la deformación de la máquina de tejer textil. d Durabilidad al lavado de un textil después de 100 ciclos de lavado. Caída (e) y tasa de transmisión de vapor húmedo (MVTR) (f) rendimiento de tejidos manuales y tejidos a máquina con fibras ultracompactas MGP-T. Todas las barras de error muestran la media ± SD.

Además, se evaluó la durabilidad al lavado de los textiles de tejido a máquina y tejido manual con fibras MGP-T ultracompactas después de 100 ciclos de lavado siguiendo la norma ISO 6330, y las fibras MXene ultracompactas obtenidas fueron estables y compatibles con las aplicaciones diarias ( Fig. 7d y Fig. 45 complementaria). Se probaron dos tipos de textiles, incluido el tejido manual y el tejido a máquina con fibras MGP-T, para determinar el comportamiento de caída, la tasa de transmisión de vapor de humedad (MVTR) y el comportamiento de absorción de gotas. Estos textiles mostraron un coeficiente de caída de 57,05 ± 1 % y 41,1 ± 1,4 % en comparación con los textiles de control de 57,12 ± 1,2 % y 40,5 ± 1,5 % (Fig. 7e), y la transmisión de vapor de agua de 1415,41 ± 4,55 gm−2 y 1451,63 ± 33,04 gm-2 en comparación con los textiles de control de 1439,68 ± 15,49 gm-2 y 1393,71 ± 2,41 gm-2 (Fig. 7f). Además, no hay una diferencia obvia en la absorbencia de gotas entre los dos tipos de textiles con y sin las fibras MGP-T ultracompactas (Tabla complementaria 23). Estos resultados indican que la fibra MGP-T tejida en los textiles preparados tiene efectos insignificantes sobre el rendimiento de caída, MVTR y caída. Además, las fibras basadas en MXene preparadas, incluidas las fibras MGP-T, no presentaron toxicidad (Fig. 46 complementaria). Los resultados obtenidos revelan que las fibras ultracompactas MGP-T son muy prometedoras para la construcción de textiles inteligentes con diversas funcionalidades y alta durabilidad mecánica y estabilidad. Como resultado, al aprovechar sus excelentes propiedades mecánicas y eléctricas, los textiles inteligentes basados en las fibras MXene ultracompactas se aplican potencialmente en la protección personal para el blindaje de interferencias electromagnéticas y la gestión electrotérmica tanto en el espacio como en la vida cotidiana.

Este trabajo demostró una estrategia eficaz y continua para fabricar fibras MXene ultracompactas con una capa protectora generada in situ mediante la combinación de hilatura en húmedo y estirado térmico. Debido a las interacciones interfaciales y las tensiones inducidas por el dibujo, la alineación de las fibras MGP-T mejoró significativamente junto con la reducción efectiva de la porosidad de las nanoláminas MXene. En consecuencia, las fibras MGP-T ultracompactas resultantes mostraron excelentes propiedades mecánicas y eléctricas. Además, las fibras MGP-T no solo ofrecieron un notable rendimiento de protección contra interferencias electromagnéticas, sino que también realizaron un excelente rendimiento electrotérmico con una durabilidad mecánica ultraestable, además de ser lavables. Mientras tanto, los textiles tejidos basados en fibras MGP-T se construyeron para funcionar correctamente y lograr aplicaciones a gran escala incluso bajo deformaciones complejas. Estos resultados demuestran que la estrategia puede proporcionar una forma innovadora de fabricar fibras compactas con multifunción, allanando el camino hacia textiles inteligentes. Más importante aún, dicha estrategia se puede aplicar en general para fabricar fibras de alto rendimiento en una amplia gama de materiales funcionales nanoestructurados, potenciando fundamentalmente sus propiedades para cumplir con diversos requisitos.

Los polvos de Ti3AlC2 (tamaño de partícula ~ malla 400) se obtuvieron de Jilin 11 Technology Co., Ltd. El fluoruro de litio, el cloruro de amonio, la solución de hidróxido de amonio (28,0–30,0 % en peso) y la solución de glutaraldehído (25 % en peso) se compraron de Sigma- Aldrich Co., Ltd. Se adquirió alcohol polivinílico (PVA) con un peso molecular de PM ≈ 130.000 de Sigma-Aldrich. Todos los materiales se utilizaron tal como se recibieron. Las soluciones de PVA utilizadas para el hilado en húmedo se prepararon disolviendo 15 g de polvo de PVA en 1 L de agua desionizada a 95 °C con agitación vigorosa durante 12 horas. El policarbonato (PC) se adquirió de Goodfellow Co., Ltd.

Las imágenes SEM se recolectaron utilizando un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo Schottky JEOL JSM-7600F a un voltaje de 5 kV. Se obtuvieron imágenes de microscopio electrónico de transmisión de alta resolución (HR-TEM) usando un instrumento JEOL 2010HR y un voltaje de aceleración de 200 kV. Las imágenes AFM fueron probadas por un Bruker Dimension Icon. Los resultados de TGA se obtuvieron bajo nitrógeno utilizando un Q500 SDT de Thermal Instruments y una velocidad de calentamiento de 10 K min−1 entre 35 °C y 800 °C. Los patrones XRD se realizaron utilizando radiación Cu-Kα y un XRD Bruker D8 Advance. Los comportamientos reológicos de las soluciones de hilatura de MXene-glutaraldehído se investigaron con un reómetro (Anton Paar MCR 501) en condiciones de cizallamiento constante y oscilatorio dinámico. Las propiedades viscoelásticas de la dispersión giratoria se midieron midiendo el módulo de pérdida y almacenamiento en función de la frecuencia de 0,1 a 100 rad s−1. La amplitud de la deformación se mantuvo en 0,1 % con una brecha de 1 mm a 25 °C para el barrido de frecuencia. Se grabaron imágenes de microscopía óptica polarizada (POM) para exhibir birrefringencia óptica a través de Olympus BX51. Los espectros FTIR se registraron a temperatura ambiente con Diamond ATR mediante un FTIR Frontier de PerkinElmer. Los espectros XPS se obtuvieron usando un XPS Kratos AXIS Supra. Las conductividades eléctricas se probaron utilizando un método estándar de dos sondas con un medidor de fuente Keithley 2700. Las mediciones de WAXS/SAXS se realizaron en un SWAXS Xenocs Nanoinxider, que estaba equipado con una fuente Cu-Kα (operada a 30 W) con un diámetro de haz de 200 a 800 mm en detectores SAXS (200 K) y WAXS (100 K). También se realizaron pruebas de temperatura variable XRD in situ con la etapa de temperatura Linkam mediante un SWAXS Xenocs Nanoinxider. La morfología de la sección transversal de las fibras MGP-T se obtuvo mediante Focused Ion Beam (FIB) con el equipo de ZEISS Crossbeam 540 FIB-SEM. Las curvas de tensión-deformación por tracción se midieron en muestras de 20 mm de largo y 3 mm de ancho utilizando un probador SUNS EUT4103X a una velocidad de carga de 0,3 mm min−1 con un sensor de 10 N a temperatura ambiente. El área de las fibras se midió por SEM. Los resultados para cada fibra se evaluaron a partir del valor promedio de al menos tres muestras.

El modelo de elementos finitos fue realizado por el software comercial Abaqus 2019 con Abaqus/explicit. Durante el trefilado térmico, el tubo de PC no contactó las fibras MGP en la zona caliente a la temperatura central de ~200 ºC hasta la temperatura de ~160 ºC en el horno de trefilado, según los experimentos. Aquí, el comportamiento mecánico comprimido del tubo hueco de PC fue el foco de investigación cuando el tubo hueco de PC y la fibra MGP entraron en contacto hasta pasar por el horno de trefilado a la temperatura de 160 °C. En la simulación, debido al diámetro de ~60 μm de las fibras MGP, se construyó el modelo de tubo hueco de PC con un diámetro interior de 0,06 mm, un diámetro exterior de 0,08 mm y una longitud de 0,50 mm para estudiar el comportamiento mecánico de las fibras huecas de PC. tubo durante el trefilado térmico. El tubo hueco de PC con el módulo volumétrico isotrópico (E) de 0,18 GP, proporción de veneno (υ) de 0,35. La propiedad mecánica de PC a la temperatura de 160 °C fue caracterizada por el instrumento DMA (DMA Q800). Las condiciones de contorno fijas se establecieron en la parte superior del tubo hueco de PC, mientras que la fuerza de tracción se aplicó en la parte inferior del tubo hueco. Con el fin de estudiar el comportamiento mecánico de varias relaciones de reducción para el estirado térmico, se utilizó el aumento de la fuerza de tracción al igual que las condiciones de los experimentos. El modelo de material se definió con la elasticidad-plasticidad isotrópica de las Ecs. (1) y (2) de la siguiente manera:

donde G, E y υ son el módulo de corte, el módulo de Young y la relación de Poisson, respectivamente.

Los textiles tejidos, preparados con tres capas de fibras basadas en MXene, se sometieron a pruebas de blindaje EMI en una guía de ondas rectangular DR-WX utilizando el analizador de red N9917A (Agilent Technologies, EE. UU.) en el rango de frecuencia de banda X de 8,2 GHz a 12,4 GHz. . Las fibras basadas en MXene se tejieron en textiles de forma rectangular de 30 mm × 16 mm para la prueba.

La capacidad de los textiles para atenuar la energía de las ondas electromagnéticas incidentes se evalúa como EMI SE. Como radiación electromagnética en equipos de protección contra interferencias electromagnéticas, la absorción (A), la reflexión (R) y la transmisión (T) deben sumar 1, exhibiendo el fenómeno de protección, es decir,

Y los coeficientes de reflexión (R) y transmisión (T) correspondientes se obtuvieron directamente del analizador de red en forma de parámetros de dispersión (S22, S11, S21 y S12). Por lo tanto, los coeficientes de R y T se calcularon de la siguiente manera:

Como resultado, la reflexión de blindaje (SER) y la absorción (SEA) se pueden estimar de acuerdo con los coeficientes de R y T siguientes:

Además, las reflexiones internas múltiples pueden ser generalmente insignificantes como más de 15 dB. Por lo tanto, el EMI SET total son las contribuciones de reflexión (SER) y absorción (SEA), que se pueden evaluar de la siguiente manera:

La eficacia de protección específica por espesor (SSEt) de los textiles se puede calcular de la siguiente manera13,49:

donde ρ es la densidad de los textiles fabricados, t es el espesor de los textiles fabricados.

La propiedad electrotérmica de fibras y textiles fabricados individualmente se investigó utilizando una fuente de alimentación de CC (MP5020D). La pasta de plata se usó como punto de contacto para conectar las fibras basadas en MXene y los cables de cobre conductores para acelerar la prueba. Las imágenes térmicas y las curvas de temperatura-tiempo de las fibras fueron registradas por un instrumento de imágenes térmicas IR de la cámara FLIR A3255SC. Además, el comportamiento eléctrico-térmico de los textiles se realizó de la misma manera que el de las fibras simples basadas en MXene.

Para los textiles preparados, se aplicaron dos métodos, incluido el tejido manual y el tejido a máquina. El textil de tejido manual se preparó tejiendo fibras MGP-T en el textil existente utilizando la técnica de bordado. El textil de tejido a máquina se preparó mediante tejido tafetán con fibras MGP-T e hilo de algodón utilizando un telar semiautomático (Y208W, Nantong Sansi Technology Co., LTD) construido con densidades de urdimbre y trama de 61 y 33 hilos por pulgada, respectivamente.

El procedimiento de pruebas de lavado se realizó de acuerdo con la norma ISO 6330 con lavado y secado doméstico50. Los textiles preparados con las fibras ultracompactas MGP-T se añadieron a la lavadora doméstica (Midea, MT740S) con el detergente antibacteriano (Yuri-matic, Yuri Distribution Co. Pte. Ltd) para formar una carga de 2,3 kg, seguido de programar un ciclo estándar de lavado, aclarado y centrifugado de 50 minutos a 40 ºC. Después de cada 10 ciclos de lavado con aclarado y secado, se ensayó el efecto del calor electrotérmico. Se probaron dos tipos de textiles, incluido el tejido manual y el tejido a máquina, en cuanto al comportamiento de drapeado, la tasa de transmisión de vapor de humedad (MVTR) y el comportamiento de absorción de gotas. El comportamiento de drapeado se ensayó según la norma ISO 9073-9-2008. La prueba se realizó utilizando tecnología de procesamiento de imágenes con textiles de 30 cm de diámetro. Luego, se midió el MVTR de acuerdo con el estándar de ASTM E96. Los tres especímenes con el mismo diámetro de 68 mm se cortaron de cada muestra de tejido y se montaron encima de la copa estandarizada. Posteriormente, la muestra se selló con una junta de goma para evitar el escape de vapor por los lados. En cada vaso se colocaron 20 mL de agua destilada. El ensayo se realizó a la temperatura de 38 ºC con una humedad relativa del 50% durante 24 h. A continuación, se realizó el comportamiento de absorbencia de gotas de acuerdo con la norma AATCC 22. La prueba de calificación de rociado se llevó a cabo utilizando un probador de rociado con un diámetro de 20 cm de los textiles, y las calificaciones se proporcionaron de acuerdo con la norma. Se analizaron tres muestras iguales para cada prueba.

Los datos que respaldan los hallazgos de este estudio están disponibles del autor correspondiente a pedido.

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Este trabajo fue apoyado por el Fondo de Investigación Académica de Nivel 2 del Ministerio de Educación de Singapur (MOE2019-T2-2-127 y MOE-T2EP50120-0002, LW), A*STAR bajo AME IRG (A2083c0062, LW) y el Instituto Nacional de Investigación de Singapur. Programa de Investigación Competitiva de la Fundación (NRF-CRP18-2017-02, LW). Este trabajo fue apoyado por A*STAR bajo su Programa IAF-ICP I2001E0067 y el Schaeffler Hub for Advanced Research en NTU (LW). Este trabajo también fue apoyado por la colaboración NTU-PSL Joint Lab (LW). Este trabajo fue apoyado en parte por el Fondo Nacional de Ciencias para Jóvenes Académicos Distinguidos (52125302, QFC), el Programa Nacional de Investigación y Desarrollo Clave de China (2021YFA0715703, QFC), el Programa Nacional de Postdoctorado para Talentos Innovadores (BX2021025, TZZ) y Postdoctoral Fundación de Ciencias (2021M690005, TZZ). Agradecemos al profesor Kye Yak See y al doctor Eng Kee Chua por proporcionar el equipo para la prueba de protección contra interferencias electromagnéticas. También agradecemos a Olga Malakhovskaya, Veerakumar Arumugam y Vitali Lipik por proporcionar el equipo para las pruebas de MVTR y el comportamiento de absorción de gotas.

Escuela de Ingeniería Eléctrica y Electrónica, Universidad Tecnológica de Nanyang, Singapur, 639798, Singapur

Tianzhu Zhou, Bing He, Zhe Wang, Ting Xiong, Zhixun Wang, Yanting Liu, Jiwu Xin, Miao Qi, Haozhe Zhang, Xuhui Zhou, Liheng Gao y Lei Wei

Escuela de Química, Laboratorio Clave de Ciencia y Tecnología Interfacial Inteligente Bioinspirada del Ministerio de Educación, Centro de Innovación Avanzada de Ingeniería Biomédica de Beijing, Universidad de Beihang, Beijing, 100191, China

Tianzhu Zhou y Qunfeng Cheng

Escuela de Ciencias e Ingeniería del Transporte, Universidad de Beihang, Beijing, 100191, China

yangzhe yu

Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad de Zhengzhou, Zhengzhou, 450001, China

Qunfeng-cheng

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TZZ y LW diseñaron la investigación. TZZ realizó la fabricación. TZZ realizó análisis de datos. TZZ e YZY co-realizaron análisis de elementos finitos y analizaron la flexibilidad. BH ayudó en la prueba XRD. ZW ayudó en la prueba SEM. TX y XHZ asistieron en la demostración de textiles. ZXW, YTL, JWX, MQ y HZZ ayudaron en la medición del efecto electrotérmico. LHG ayudó en la máquina de tejer para los textiles. TZZ, QFC y LW coescribieron el manuscrito. Y todos los autores discutieron los resultados y comentaron el manuscrito.

Correspondencia a Qunfeng Cheng o Lei Wei.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Nature Communications agradece a Ozlem Ipek Kalaoglu-Altan, Nazmul Karim y Samrat Mukhopadhyay por su contribución a la revisión por pares de este trabajo.

Nota del editor Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

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Zhou, T., Yu, Y., Él, B. et al. Fibras MXene ultracompactas por sinergia continua y controlable de interacciones interfaciales y tensiones inducidas por estirado térmico. Nat Comun 13, 4564 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-32361-6

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Recibido: 28 febrero 2022

Aceptado: 25 julio 2022

Publicado: 05 agosto 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-32361-6

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