Blog

Jul 22, 2023

Alto

Volumen de comunicaciones de la naturaleza

Nature Communications volumen 13, Número de artículo: 4867 (2022) Citar este artículo

6536 Accesos

39 citas

Detalles de métricas

Los compuestos piezoeléctricos de polímero y cerámica, que combinan alta piezoelectricidad y flexibilidad mecánica, han atraído un interés creciente tanto en la academia como en la industria. Sin embargo, su actividad piezoeléctrica está limitada en gran medida por una cristalinidad intrínsecamente baja y una polarización espontánea débil. Aquí, proponemos un método de anclaje Ti3C2Tx MXene para manipular las interacciones intermoleculares dentro de la conformación all-trans de una matriz polimérica. Empleando simulación de campo de fase y cálculos de dinámica molecular, mostramos que las terminaciones de superficie OH en las nanoláminas de Ti3C2Tx ofrecen enlaces de hidrógeno con la matriz de fluoropolímero, lo que lleva a la alineación de dipolos y a una polarización espontánea neta mejorada de los compuestos de polímero y cerámica. Luego traducimos esta estrategia de unión interfacial en electrohilado para aumentar la respuesta piezoeléctrica de nanofibras compuestas de Pb (Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3/fluoruro de polivinilideno dopadas con samario en un 160 % a través de la inclusión de nanoláminas de Ti3C2Tx. Con excelentes atributos piezoeléctricos y mecánicos, las nanofibras piezoeléctricas electrohiladas se pueden integrar fácilmente en las plantillas de zapatos convencionales para formar una red de sensores de pie para monitorear patrones de marcha completos, identificación de hábitos de caminar y pronóstico de Metatarsalgi. Este trabajo utiliza el mecanismo de acoplamiento interfacial del anclaje intermolecular como estrategia para desarrollar compuestos piezoeléctricos de alto rendimiento para dispositivos electrónicos portátiles.

Los materiales piezoeléctricos son fundamentales para desarrollar sensores y actuadores avanzados1,2,3,4,5,6,7. Debido a los intrigantes atributos de peso ligero, flexibilidad, biocompatibilidad y fácil procesabilidad, el fluoruro de polivinilideno (PVDF) y sus copolímeros se han empleado ampliamente en los campos de las aplicaciones de detección, transducción y energía8,9,10,11,12,13. La piezoelectricidad de los compuestos de PVDF está determinada principalmente por las fases cristalinas y la polarización espontánea, donde la fase α tiene una conformación diédrica TGTG′ (T-trans, G-gauche+, G'-gauche-) con un ángulo diedro de ±60°, mientras que la fase β tiene una conformación totalmente trans (TTTT) con un ángulo diedro de 180° y la fase γ tiene una conformación torcida de TTTGTTG′. Entre estas, la fase β es la fase polar más electroactiva, exhibiendo excelentes propiedades piezoeléctricas, piroeléctricas y ferroeléctricas14. Por tanto, la obtención de la fase β es fundamental para mejorar la piezoelectricidad de los fluoropolímeros. Con este fin, se utilizaron varios métodos de procesamiento para inducir la alineación del dipolo para aumentar el contenido de la fase β electroactiva, incluido el estiramiento mecánico15, la polarización eléctrica16 y el recocido térmico17. Mientras tanto, la inclusión de monómeros TrFE en las cadenas de PVDF también puede modificar la cinética de cristalización de las películas de PVDF y conducir a comportamientos similares al límite de fase morfotrópica (MPB) (por ejemplo, la alta actividad piezoeléctrica) en polímeros piezoeléctricos8,11,18,19,20 . Al combinar los méritos de las cerámicas piezoeléctricas de alto rendimiento y los fluoropolímeros flexibles, los compuestos piezoeléctricos son la elección de los materiales para la bioelectrónica corporal de última generación en escenarios generalizados, como la robótica blanda21, el biomonitoreo22,23,24,25,26, e interfaz hombre-máquina5,13,27. Sin embargo, la distribución aleatoria y la conectividad compleja de los rellenos cerámicos dentro de la matriz de fluoropolímero provocan falta de homogeneidad y discontinuidad de las interfaces inorgánico-orgánicas, lo que dificulta la alineación de largo alcance de los momentos dipolares en las cadenas poliméricas y, por lo tanto, la conformación todo-trans (es decir, polar). fase β)28,29,30. Mientras tanto, la gran discrepancia en la permitividad dieléctrica entre los rellenos cerámicos y la matriz polimérica debilita drásticamente el campo eléctrico aplicado en la cerámica durante la polarización eléctrica y, por lo tanto, restringe la evolución del dominio y la polarización permanente31,32,33. En consecuencia, es muy deseable desarrollar compuestos piezoeléctricos de alto rendimiento con una conformación de transformación total de largo alcance y una fuerte polarización.

Para promover y estabilizar la proporción de la fase β polar, se utilizan rellenos versátiles como nanotubos de carbono34, nanocables de plata (AgNWs)6,35, ferritas36,37,38,39, óxido de grafeno (GO) y óxido de grafeno reducido (rGO ) se han introducido sales40,41,42 como agente de nucleación para maximizar y mantener la alineación en zigzag de los grupos metileno (-CH2) y difluorometileno (-CF2) dentro de las cadenas poliméricas. Tenga en cuenta que los grupos funcionales de los GO y sus derivados conducen a la formación de refuerzos de momento dipolar para mantener la orientación residual de los nanocristales de fase β40. Por su parte, el factor esencial para la nucleación de la fase β en los nanocompuestos de PVDF radica en la interacción eléctrica estática entre los rellenos con potencial zeta negativo y los grupos −CH2 con densidad de carga positiva35,36,37,38. A pesar de que la formación de la fase β podría facilitarse parcialmente mediante el dopaje de nanorrellenos, los grupos funcionales escasos, la interfaz discontinua, la baja compatibilidad y la incapacidad para alinear el dominio en una gran escala de rellenos conductores hacen que sea bastante difícil lograr un homogéneo y de largo alcance. interacción molecular con cadenas moleculares de PVDF43,44, lo que dificulta significativamente la polarización del dipolo y, por lo tanto, la conformación totalmente trans de los compuestos poliméricos sintetizados. Mientras tanto, el mecanismo de alineación de dominio habilitado por la interacción intermolecular en las interfaces orgánico-inorgánicas en compuestos piezoeléctricos aún no está claro y está poco explorado.

En este documento, demostramos una estrategia simple y eficiente para adaptar el momento dipolar local y el contenido de fase β de compuestos de polímeros piezoeléctricos mediante la introducción de nanoláminas Ti3C2Tx MXene. Empleando simulación de campo de fase y cálculos de dinámica molecular (MD), mostramos que las terminaciones de superficie OH en las nanoláminas Ti3C2Tx ofrecen enlaces de hidrógeno con la matriz de fluoropolímero, lo que lleva a la alineación del dipolo y a la polarización espontánea neta mejorada de los compuestos de polímero y cerámica. Luego traducimos este método de unión interfacial en electrohilado para racionalizar las propiedades piezoeléctricas de las nanofibras PMN-PT/PVDF (Sm-PMN-PT/PVDF) dopadas con samario a través de la inclusión de nanoláminas Ti3C2Tx. Se encontró que una carga adecuada (2,5 % en peso) de escamas de Ti3C2Tx por debajo del umbral de percolación fortalece efectivamente la eficiencia de polarización y el acoplamiento interfacial entre los nanorrellenos inorgánicos y la matriz polimérica orgánica, promoviendo la piezoelectricidad en un 160 % en comparación con la versión sin dopar. Con miras a una aplicación práctica, se desarrolló un sensor textil piezoeléctrico (PT) blando electrogirando el compuesto piezoeléctrico (MPC) habilitado para MXene, que se puede integrar en la plantilla del zapato para el monitoreo continuo de patrones de marcha, identificación de hábitos de caminar y pronóstico de metatarsalgia.

Las nanoláminas de Ti3C2Tx se exfoliaron de la fase Ti3AlC2 MAX mediante el grabado selectivo de capas de aluminio con una solución de HCl/LiF, durante la cual el metal de transición de la superficie reacciona espontáneamente con agua o iones de fluoruro para producir hidroxilo (-OH), oxígeno (-O) y fluoro (−F) terminaciones superficiales. Estos abundantes grupos funcionales terminados en las láminas de Ti3C2Tx que surgen del grabado químico son favorables para diseñar enlaces de hidrógeno, iónicos y covalentes con los dieléctricos circundantes45,46,47. Con este fin, se emplearon nanoláminas de Ti3C2Tx para establecer enlaces de hidrógeno e interacción electrón-dipolo con fracciones C-H y C-F de las moléculas de PVDF, lo que permitió fuertes enlaces intermoleculares con cadenas de polímero de PVDF como se muestra en la Fig. 1a. El anclaje local de las cadenas de PVDF en las plaquetas bidimensionales de MXene dirige la alineación y la orientación in situ de los restos CH2 y CF2 y, por lo tanto, la transición de las conformaciones iniciales enrolladas al azar (parte izquierda de la Fig. 1a) a la conformación de transformación total de largo alcance ( parte derecha de la Fig. 1a), ampliando la polarización macroscópica fuera del plano y la piezoelectricidad.

un esquema de estiramiento y alineación in situ de la cadena de polímero de PVDF a través de terminaciones superficiales en nanoláminas de Ti3C2Tx para mejorar la polarización espontánea (Ps). b, c Instantáneas finales para simulaciones de dinámica molecular (MD) de la polarización de la película de polímero de PVDF en las escamas de Ti3C2(OH)2 (b) y las escamas de Ti3C2O2 (c). d Separación simulada de una sola cadena de PVDF de las escamas de Ti3C2(OH)2 y Ti3C2O2 al tirar. Recuadro: La fuerza de tracción aplicada en cada átomo necesaria para separar la cadena de PVDF de los copos de MXene. e, f Distribución de los ángulos diedros de las cadenas de PVDF cerca de −60° (Gauche, e) y 180° (Trans, f) promediados durante los últimos 500 ps. g Fracción de configuración TTTT en función del tiempo.

Para comprender la interacción entre las nanoláminas de Ti3C2Tx y el fluoropolímero, se implementaron cálculos MD utilizando la red periódica de Ti3C2Tx con terminaciones de superficie −OH y cadenas de 60 "mer" de PVDF (Fig. 1b). Para ilustrar mejor la funcionalidad y el mecanismo de los enlaces de hidrógeno entre el grupo −OH y los restos −CF2 del PVDF, también se construyeron y calcularon los correspondientes copos de MXene funcionalizados con la terminación −O (Fig. 1c) con el mismo número de cadenas "meras". . Aparentemente, después de una interacción de 2000 ps, ​​las cadenas de PVDF ancladas en las láminas de Ti3C2(OH)2 logran una polarización fuera del plano de 371.42 D bajo polarización eléctrica, mientras que las versiones contrapartes en las plaquetas de Ti3C2O2 desencadenan una polarización fuera del plano de 308.13 D (Fig. 1 complementaria), lo que sugiere la mejora del autoensamblaje de cadenas de PVDF altamente alineadas en las escamas de Ti3C2(OH)2 a través de la interacción intermolecular habilitada por los enlaces de hidrógeno. Además, la fuerza de tracción necesaria para aplicar en cada átomo de la cadena única de PVDF es respectivamente 2,919 pN y 1,807 pN para Ti3C2(OH)2 y Ti3C2O2 para inicializar la separación (Fig. 1d), lo que implica una interacción más fuerte y un bloqueo más estrecho entre Ti3C2 Copos de (OH)2 y cadenas de PVDF. Sin grupos hidroxilo para guiar la alineación de los restos de la molécula de PVDF, los dipolos dentro de la matriz de PVDF presentarían una distribución irregular para minimizar la energía electrostática interna (Figuras complementarias 2, 3).

La transición de fase podría reflejarse claramente a partir de la variación de los ángulos diédricos en la conformación del enlace dentro de las cadenas de PVDF, donde la disposición de enlace torsional más favorable tiene sustituyentes a 180° (trans o T) entre sí en lugar de los que están a ±60° ( torpe o G)14. En particular, las plaquetas Ti3C2Tx funcionalizadas con -OH poseen una mayor proporción de conformación de enlace cerca de 180 ° (Fig. 1f) pero una fracción más baja de conformación de enlace cerca de -60 ° (Fig. 1e y Fig. 4 complementaria) viceversa, lo que indica la transformación de la conformación gauche a la conformación trans como consecuencia del efecto de anclaje inducido por enlaces de hidrógeno. Curiosamente, según el cálculo MD, las plaquetas Ti3C2(OH)2 dan lugar a una mayor fracción de fracción de enlace T (Fig. 5 complementaria) y conformación TTTT (all-trans) (Fig. 1g) en las cadenas de PVDF en comparación con la de Ti3C2O2, que valida el papel y la funcionalidad de los enlaces de hidrógeno en términos de disposición y orientación de las cadenas poliméricas hacia la conformación all-trans (es decir, fase β polar), promoviendo la polarización espontánea neta y la piezoelectricidad de los compuestos de fluoropolímero. Además del PVDF, el contenido de fase β y la polarización de los copolímeros de poli(fluoruro de vinilideno-co-trifluoroetileno) (P(VDF-TrFE)) también se pueden mejorar con este método de anclaje MXene propuesto de acuerdo con la simulación MD (Figs. 6, 7), validando la universalidad y factibilidad.

Para hacer realidad el principio y la estrategia propuestos antes mencionados, se adoptó el electrohilado para construir un fluoropolímero dopado con MXene debido a su mérito inherente de integrar el estiramiento in situ con la polarización local en un solo paso. La Figura 2a aclara el procedimiento de síntesis y la composición de los compuestos piezoeléctricos no tejidos MXene/Sm-PMN-PT/PVDF, en los que se usó una suspensión de polvo MXene, partículas Sm-PMN-PT y PVDF como precursor para el electrohilado posterior (Fig. . 8). Se seleccionó Sm-PMN-PT como relleno cerámico debido a su gran coeficiente piezoeléctrico (~1500 pC/N)2 en comparación con las cerámicas piezoeléctricas convencionales como BTO (~190 pC/N)48, PZT (560 pC/N) )49 y PMN-PT (~620 pC/N)3 (recuadro inferior de la Fig. 2a). Mientras tanto, además del enlace intermolecular unido con la cadena de polímero PVDF (recuadro superior de la Fig. 2a), la introducción de laminillas MXene mejora de manera eficiente la conductividad y la ductilidad mecánica del precursor y, por lo tanto, promueve la polarización eléctrica local posterior y el estiramiento mecánico in situ. de compuestos poliméricos durante el electrohilado, lo que es beneficioso para lograr la alineación en zigzag de −CH2 y −CF2 y, por lo tanto, la conformación all-trans dentro del polímero PVDF (Fig. 9 complementaria).

una ilustración esquemática del procedimiento de electrohilado para la síntesis de textiles MPC. Recuadro: interacción intermolecular entre MXene y PVDF; y supercélula 2 × 2 × 2 de Sm-PMN-PT como relleno cerámico. b Imágenes de microscopio electrónico de barrido (SEM) y espectros de mapeo del espectrómetro de dispersión de energía (EDS) de elementos Pb, F y Ti en la película compuesta tal como se preparó. Barras de escala: 200 nm. c Imagen SEM de alta resolución de una sola fibra electrohilada. Barra de escala: 5 nm. d C 1s Espectros del espectrómetro de fotoelectrones de rayos X (XPS) de PT tal como se preparó. e Espectros de difracción de rayos X (XRD) de textiles no dopados y el textil MPC preparado con fracciones de masa MXene variables. f Permitividad dieléctrica dependiente de la frecuencia de textiles MPC fabricados con diversas fracciones de masa MXene. g Pérdida dieléctrica dependiente de la frecuencia de textiles MPC fabricados con diversas fracciones de masa MXene.

La Figura 2b revela la morfología y la estructura de los elementos de los textiles no tejidos piezoeléctricos sintetizados que consisten en nanofibras de PVDF/Sm-PMN-PT/MXene fundidas apiladas aleatoriamente a través del método de electrohilado. La incorporación de nanohojas MXene exhibe un impacto insignificante en la morfología de la configuración fibrosa (Fig. 10 complementaria). Los espectros de mapeo del espectrómetro de dispersión de energía (EDS) de los elementos Pb, F y Ti confirman aún más la distribución uniforme de Sm-PMN-PT, PVDF y MXene en las películas compuestas (Fig. 2b y Fig. 11 complementaria). Tenga en cuenta que la formación de TiO2 se origina a partir de la oxidación de MXene en la superficie (Figuras complementarias 12, 13). De acuerdo con las imágenes del microscopio electrónico de transmisión de alta resolución, las cadenas poliméricas de PVDF que se alinean a lo largo de la interfaz orgánico-inorgánica validan la alineación en zigzag de −CH2 y −CF2 (Fig. 2c). Además, los espectros del espectrómetro de fotoelectrones de rayos X (XPS) (Fig. 2d y Fig. 14 complementaria) demuestran evidentemente que las funcionalidades del oxígeno y los enlaces de hidrógeno estaban anclados en la superficie de las nanofibras sintetizadas, donde los picos emergentes de C− Los grupos O y C=O resultantes de la incorporación de MXene sugieren que se forman interacciones fuertes, como enlaces de hidrógeno, entre los grupos funcionales −OH y −Ox en las escamas de MXene y los grupos −CF2 dentro de PVDF, lo que evidencia la hipótesis antes mencionada. Los picos de energía de unión más altos observados en la región O 1s (Fig. 15 complementaria) para C-Ti-O y C-Ti-OH demuestran que la terminación hidroxi es dominante en la superficie de las escamas.

La Figura 2e aclara el patrón de difracción de rayos X (XRD) de las nanofibras sintetizadas y los polvos MXene y Sm-PMN-PT prístinos. El pico característico de 2θ de las láminas de Ti3C2Tx es de 6,48° correspondiente al plano de red (002) con un espaciado d de 13,66 Å, lo que indica una eliminación exitosa de la capa de átomos de Al de la fase multicapa Ti3AlC2 MAX durante el proceso de grabado químico (Fig. .16)50. Aparentemente, la intensidad máxima (002) de los compuestos es más baja que la del MXene prístino, ya que la adición de moléculas de PVDF mejora la distancia entre los copos de MXene. Además, se atribuyeron seis picos de difracción a 20,5°, 31,4°, 38,5°, 44,7°, 50,4° y 56,1° a los planos cristalinos de (100), (110), (111), (200), (210), y (211), respectivamente. La existencia de estos picos confirma que los rellenos cerámicos Sm-PMN-PT en la película compuesta retienen la estructura de perovskita policristalina51. Además, el pico de difracción típico a 20,5° para el plano cristalino de (110) se maximiza en la fracción de masa de Ti3C2Tx de 2,5 % en peso, lo que indica una mayor proporción de conformación local totalmente trans (fase β polar) en comparación con otras versiones.

Las dependencias de frecuencia de la permitividad relativa dieléctrica y la pérdida dieléctrica de los textiles MPC preparados y los textiles no dopados se presentaron respectivamente en la Fig. 2f, g en función de la cantidad de inclusión de MXene a temperatura ambiente. La permitividad dieléctrica para todas las muestras disminuye ligeramente con el aumento de la frecuencia como consecuencia de la relajación (Fig. 2f). Se encuentra que la permitividad dieléctrica ondula pronunciadamente con la cantidad de dopaje MXene y alcanza un máximo de 2,5 % en peso en un rango de frecuencia de 1 kHz a 1 MHz, mientras que la pérdida dieléctrica se maximiza en 5 % en peso. Esto se debe a que la inclusión adecuada de nanoláminas MXene conductoras es favorable para la polarización interfacial entre los rellenos y la matriz polimérica, mientras que la adición excesiva de MXene a los compuestos poliméricos da lugar a una corriente de fuga aumentada y, por lo tanto, a una mayor pérdida dieléctrica.

Para analizar más a fondo el efecto de acoplamiento interfacial entre la matriz de fluoropolímero y la inclusión, se emplea la microscopía de fuerza piezoeléctrica (PFM) para evaluar las propiedades ferroeléctricas y piezoeléctricas de las nanofibras electrohiladas con o sin dopaje MXene. La amplitud de PFM, la fase de PFM, la estructura de dominio simulada de campo de fase y la polarización calculada de MD se presentaron para una sola fibra Sm-PMN-PT/PVDF sin dopar (Fig. 3a–d) y una fibra MPC (Fig. 3e–h) . Los resultados de PFM muestran un área más grande de un solo dominio ferroeléctrico observado en la fibra MPC en comparación con la fibra no dopada, lo que implica una respuesta piezoeléctrica mejorada después de la adición de MXene. Esto fue certificado por la simulación de campo de fase (Fig. 3c, g) de la estructura del dominio ferroeléctrico y los resultados del cálculo MD (Fig. 3d, h) que el tamaño del dominio fuera del plano del compuesto de polímero se vuelve más grande en la vecindad de la partícula cerámica mediante la adición de escamas de MXene. La simulación de campo de fase revela un estado de múltiples dominios con dominios de 180 grados en la matriz polimérica para fibras MPC y sin dopar, donde la fibra MPC posee una fracción de dominio más grande con polarización alineada a lo largo de la dirección polarizada (PD) de electrospinning en comparación con esa. de la fibra no dopada. Además, la partícula de Sm-PMN-PT incrustada mantiene una estructura policristalina ya que su campo coercitivo es mucho más alto que el campo de polarización in situ (1,2 kV/cm) del electrohilado2.

a–d Microscopio de fuerza piezoeléctrico (PFM) Topografía (a), imagen de fase PFM fuera del plano (OP) (b), simulación de campo de fase de la estructura del dominio (c), cálculo MD de polarización (d) de un solo nanofibra no dopada. Barras de escala: 200 nm. Topografía e-h PFM (e), imagen de fase PFM (f), simulación de campo de fase de la estructura del dominio (g), cálculo MD de polarización (h) de una sola nanofibra MPC. Barras de escala: 200 nm. i, j PFM caracterizó bucles de amplitud de mariposa para fibras no dopadas (i) y fibras dopadas con 2,5% en peso de MXene (j) bajo una polarización de corriente continua (CC) de −12 V a 12 V. k El PFM midió el coeficiente piezoeléctrico (d33) de nanofibras preparadas en función de las fracciones de masa MXene. l Comparación de la simulación de campo de fase y la simulación MD en la polarización espontánea y las fracciones de dominio fuera del plano para las muestras no dopadas y dopadas con MXene.

La estructura de dipolo modulado de las fibras MPC con polarización aumentada da lugar además a una respuesta piezoeléctrica aumentada. Las mediciones de PFM muestran que todas las fibras electrohiladas sintetizadas exhiben una histéresis en forma de mariposa de la amplitud frente al sesgo, donde la fibra MPC muestra una amplitud más alta (Fig. 3j) que la no dopada (Fig. 3i), lo que implica un piezoeléctrico más grande coeficiente (d33). Como se muestra en la Fig. 3k, el d33 derivado de la prueba de PFM primero aumenta y luego disminuye al aumentar la cantidad de dopaje de MXene, con un d33 máximo alcanzado al 2,5% en peso de MXene. Vale la pena señalar que tanto la simulación de campo de fase como el cálculo de MD siguen una tendencia de cambio similar de polarización, así como una proporción de dominio fuera del plano a los resultados de PFM (Fig. 3l), lo que verifica la precisión y confiabilidad de nuestro teórico propuesto modelado.

Para lograr una comprensión más intuitiva de la funcionalidad y el mecanismo de la adición de laminillas MXene, se utilizó un esquema para elaborar la conformación y orientación de la fase cristalina β durante el electrohilado de los compuestos MXene/Sm-PMN-PT/PVDF. Para las nanofibras de PVDF desnudas (Fig. 4a), la fase β cristalina puede alinearse parcialmente mediante la polarización in situ mientras aún existen algunas microestructuras amorfas localizadas. La situación cambió una vez que se agregó una pequeña cantidad de MXene (1,25 % en peso y 2,5 % en peso en nuestro caso) al compuesto basado en PVDF, como se muestra en la Fig. 4b. Además de los enlaces de hidrógeno formados entre las cadenas de PVDF y las hojas de MXene, el campo eléctrico aplicado produce cargas inductivas en la superficie de las nanohojas de MXene conductoras y, por lo tanto, provoca una mayor fuerza de Coulomb durante el electrohilado. Esta fuerza electrostática atrae aún más las cadenas de PVDF para que cristalicen en la superficie de MXenes en la disposición en zigzag, lo que acelera la transformación de las regiones amorfas locales en la fase cristalina β. En consecuencia, la fase β se mejora en comparación con las nanofibras de PVDF puro (Fig. 4a). Sin embargo, la adición superflua conduce a una pila de nanoláminas MXene y suprime la orientación y alineación de las cadenas poliméricas en la forma de formar la fase β cristalina. Mientras tanto, la conexión de estos copos de MXene apilados aumenta la corriente de fuga, lo que dificulta la permitividad dieléctrica efectiva (ε33) y el coeficiente piezoeléctrico (d33) del compuesto. Para verificar este modelo propuesto sobre la cristalinidad y el cambio de fase, el espectro infrarrojo de transformada de Fourier (FTIR) de los textiles no dopados y los textiles MPC dopados con varias fracciones de masa MXene se revelaron en la Fig. 4d. Los picos de adsorción a 763 cm−1 y 973 cm−1 se atribuyen a la estructura cristalina de fase α del PVDF y los picos de adsorción a 841 cm−1, 1276 cm−1 y 1429 cm−1 se atribuyen a una estructura cristalina de fase β. estructura52. De acuerdo con la ecuación de Beer-Lambert5, la fracción de la fase β (Fβ) de las nanofibras sintetizadas puede obtenerse en función de la cantidad de carga de MXene (Fig. 17 complementaria), donde la fase β más alta del 83,4 % se produce en la carga de 2,5% en peso de MXeno. En consecuencia, la tendencia de evolución de fase sobre el dopaje MXene revelada por la prueba FTIR concuerda bien con el principio propuesto.

a–c Esquema del proceso de polarización de nanofibras electrohiladas dopadas sin MXene, (b) cantidad adecuada de MXene yc cantidad excesiva de MXene. d Espectro infrarrojo de transformada de Fourier (FTIR) de los textiles no dopados y los textiles MPC preparados con fracciones de masa MXene variables. e–g Campo de polarización simulado en la vecindad de la partícula Sm-PMN-PT en los nanocompuestos dopados con e no MXene, (f) cantidad adecuada de MXene yg cantidad excesiva de MXene. h Polarización calculada de los textiles MPC dopados con varias cantidades de MXene. i–k Estructura de dominio simulada en la vecindad de la partícula Sm-PMN-PT en los nanocompuestos dopados con i sin MXene, (j) cantidad adecuada de MXene y k cantidad excesiva de MXene. l Fracción de dominio de dirección polarizada (PD) calculada de los textiles preparados en función de la cantidad de dopaje MXene.

Para testificar aún más la hipótesis anterior y arrojar algo de luz sobre el mecanismo, se llevó a cabo una simulación de campo de fase para ilustrar numéricamente el impacto de los rellenos conductores en la estructura del dominio y la polarización de los compuestos ferroeléctricos. Como se muestra en la Fig. 4e-g, la incorporación de un contenido adecuado (2,5% en peso) de laminillas MXene mejora notablemente la polarización del compuesto electrohilado, mientras que una mayor acumulación pone en peligro la polarización e incluso puede hacer que caiga por debajo de la contraparte no dopada. (Fig. 4h), que está en buen acuerdo con la deducción anterior y la prueba FTIR. Además, en cuanto a la estructura de dominio simulada (Fig. 4i-k), la incorporación de MXene impulsa la polarización hacia la dirección fuera del plano paralela al campo polar de electrospinning en comparación con el no dopado, que también es consistente con el resultados de GFP. Una carga de 2,5% en peso de MXene contribuye a una mejora de la fracción de volumen del dominio fuera del plano de PD de 67,8 a 72,6% (Fig. 4l y Figs. complementarias 18, 19). Se cree que el dominio neto fuera del plano es responsable del contenido de fase β aumentado y la correspondiente respuesta piezoeléctrica más grande. Dado que el coeficiente piezoeléctrico es proporcional a la polarización espontánea y la permitividad (d33 = 2Psε33Q33), se ha demostrado que un dopaje adecuado del componente conductor es un enfoque eficaz para mejorar el rendimiento piezoeléctrico de los compuestos poliméricos.

Para comprender el papel del dopaje MXene en el efecto de percolación en las nanofibras compuestas como electrohiladas, se implementó una simulación de campo de fase de propiedades efectivas para analizar la dependencia de la cantidad de dopaje MXene en las propiedades dieléctricas, piezoeléctricas y mecánicas de las nanofibras electrohiladas no modificadas. y textiles MPC. Como se muestra en la Fig. 5a, se generó aleatoriamente por computadora una configuración fibrosa tridimensional para imitar la estructura de los textiles no tejidos electrohilados (Fig. 10 complementaria). Se calculan la distribución de tensiones, el campo eléctrico y el potencial eléctrico de los textiles MPC bajo una tensión aplicada constante de 1 × 106 Pa a lo largo de la dirección fuera del plano (z). Como se muestra en la Fig. 5b, el coeficiente piezoeléctrico d33 calculado y la permitividad dieléctrica ε33 ondulan con el aumento de la fracción de masa MXene de 0 a 5,0 % en peso, alcanzando un valor máximo de 2,5 % en peso. Se observa una tendencia similar tanto en el valor d33 medido del medidor d33 como en la polarización piezoeléctrica inducida por tensión calculada, dos de los cuales fluctúan con la carga de escamas de MXene y alcanzan un máximo de 2,5% en peso (Fig. 5c y Fig. 20 complementaria) . Por otro lado, el coeficiente de rigidez se mantiene casi igual con una cantidad de dopaje de MXene baja, pero disminuye notablemente con un nivel de dopaje de MXene alto, lo que indica un endurecimiento de los compuestos con un alto contenido de escamas de MXene dopadas.

a El modelado estructural visualizado, distribución de tensión, distribución de campo eléctrico y distribución de potencial piezoeléctrico de textiles MPC preparados. Nota: La tensión aplicada se fija en 106 Pa a lo largo del eje z para la simulación. b El coeficiente piezoeléctrico calculado (d33) y la constante dieléctrica (ε33) de los textiles electrohilados dopados con varias fracciones de masa MXene. c La polarización y la deformación promedio calculadas de los textiles electrohilados dopados con varias fracciones de masa MXene. d, e Tensión de salida (d) y corriente (e) de los textiles electrohilados en función de la fuerza mecánica aplicada. f Respuesta de impedancia del MPC dopado con MXene al 2,5 % en peso preparado. g Durabilidad del MPC preparado.

Para explorar el rendimiento del dispositivo de los textiles MPC fabricados en respuesta a la estimulación externa, las señales piezoeléctricas de salida se caracterizaron sistemáticamente bajo una diversidad de fuerzas aplicadas que varían de 1 a 9 N, como se representa en la Fig. 5d, e. En particular, las salidas eléctricas de los textiles MPC son proporcionales al estrés aplicado y los dispositivos dopados con MXene entregan mayor voltaje y corriente que la versión no modificada. Además, bajo una fuerza externa fija de 3 N, la intensidad de la señal varía con la cantidad de dopaje cambiante de MXene y el nanocompuesto dopado con MXene al 2,5 % en peso produce una ganancia del 160 % en comparación con la muestra no dopada (Figs. 21, 22 complementarias) . Vale la pena señalar que las salidas eléctricas siguen una tendencia de cambio análoga al coeficiente piezoeléctrico calculado sobre el dopaje de relleno conductor (Fig. 5e), lo que confirmó de manera convincente la validación y viabilidad de nuestro modelo teórico propuesto y el cálculo correspondiente. En consecuencia, todas las siguientes mediciones se llevaron a cabo usando una fracción de masa MXene óptima de 2,5 % en volumen debido a sus favorables propiedades piezoeléctricas. La Figura 5f muestra la respuesta de impedancia del textil MPC preparado dopado con MXene al 2,5% en peso bajo varias resistencias de 10 KΩ a 100 GΩ, donde la potencia de salida máxima se alcanzó a 80 MΩ. La capacidad de estiramiento mecánica y la robustez de los textiles MPC sintetizados fueron testificados por la prueba de fatiga a largo plazo como se ilustra en la Fig. 5g, donde el voltaje de salida retiene un valor constante cuando se somete a más de 7000 ciclos de aplicación de fuerza de impacto de 5 N, lo que demuestra una excelente robustez mecánica y fiabilidad para escenarios prácticos.

Para verificar la capacidad de detección del tejido MPC para el biomonitoreo activo, se desarrolló un sistema de monitoreo de la marcha autoalimentado. Como se esquematiza en la Fig. 6a, al colocar dispositivos sintetizados en cinco posiciones diferentes (M1-M5) de una plantilla convencional (consulte la Nota complementaria 1, las Figuras complementarias 23, 24 para obtener más detalles), la distribución de la tensión del pie puede ser detectado espontáneamente. Se puede ver claramente que la incorporación de MXene desencadena una amplitud de carga de salida mucho mayor que la no dopada cuando el dedo gordo del pie presiona el dispositivo en el sitio de M5 (Fig. 6b), independientemente de las posturas para caminar, incluidas las de dedos de paloma, normales y de pie abierto. (Figura 6c). Además, varios patrones de marcha de caminar, correr, saltar, caer hacia adelante y caer hacia atrás se pueden reconocer y distinguir con precisión con respecto al mapeo de señales dinámicas entre las cinco unidades (Fig. 6d y Película complementaria 1). Es interesante que la caída hacia adelante y la caída hacia atrás posean perfiles de mapeo de señales adversos debido a la dirección de movimiento opuesta del cuerpo que cae. Mientras tanto, el perfil de señal de caminar, correr y saltar adquirido por las cinco posiciones se eleva gradualmente como resultado de la fuerza de estampado aumentada ejercida sobre la plantilla. Además del reconocimiento de la distribución de la presión en tiempo real, la frecuencia y la amplitud de la zancada dinámica se pueden identificar y registrar de manera eficiente mediante el intervalo y la amplitud de las formas de onda de la señal, respectivamente (Figura complementaria 25). Tenga en cuenta que a pesar de que los PT electrohilados pueden generar señales de salida más pequeñas que los dispositivos triboeléctricos53, no necesitan un componente móvil adicional como los dispositivos triboeléctricos para activar la generación de electricidad, lo que permite una configuración todo en uno y biocompatibilidad12. Para demostrar el potencial de los textiles MPC en la identificación de los hábitos de caminar, la anomalía de la postura, como los dedos de las palomas o los pies separados, se distinguió aún más utilizando la plantilla inteligente preparada (Fig. 6e y la Fig. 26 complementaria). Aparentemente, el pie plano genera una presión mucho más alta en el lado lateral pero una presión más baja en el lado interno de la plantilla en comparación con la postura normal, lo que da lugar a una amplitud de señal mayor en las posiciones M1 y M3. Por el contrario, la postura de caminar con los dedos de las palomas provoca una presión mucho más alta en el lado interior pero una presión más baja en el lado lateral de la plantilla en comparación con la postura normal, lo que lleva a una mayor amplitud en las posiciones M2, M4 y M5. Además del control de la marcha, la plantilla inteligente preparada basada en textiles MPC también revela capacidad en el diagnóstico clínico. Como condición generalizada del pie, la metatarsalgia provoca una deformación de la forma de la región del metatarsiano y un dolor agudo posterior en la punta del pie. La figura 6f revela y compara los perfiles de señales de marcha de una persona sana y un paciente con metatarsalgia en la región del metatarsiano (M3, M4, M5). Debido al síntoma clásico del dedo del pie encorvado, se reconoció un contorno de señal con mayor intensidad en M5 y menor intensidad en M3 para el paciente con metatarsalgia en comparación con el del probador sano (Fig. 27 complementaria), lo que demuestra la capacidad de MPC textiles en el pronóstico clínico de Metatarsalgia.

un esquema de una plantilla inteligente integrada con cinco sensores PT en cinco sitios diferentes para formar una red de sensores de pie. b Cargas piezoeléctricas de fibra no dopada y fibra MPC en el sitio M5 en respuesta a la presión del dedo del pie de un adulto (75 kg). c Voltajes de salida dinámicos de fibra no dopada y fibra MPC en el sitio M5 cuando se somete a posturas normales, con los dedos de las palomas y con los pies abiertos. Perfiles de señales d–f para monitorización de la marcha (d), reconocimiento de hábitos posturales (e) y pronóstico de metatarsalgia (f).

Se fabricó un compuesto piezoeléctrico de alto rendimiento mediante ingeniería de terminación utilizando plantillas Ti3C2Tx MXene. Para comprender el efecto de acoplamiento interfacial de los compuestos piezoeléctricos, se utilizó la caracterización PFM en combinación con la simulación de campo de fase y el cálculo MD para realizar un análisis exhaustivo de la funcionalidad y el mecanismo de inclusión de MXene en los compuestos de polímeros ferroeléctricos. Un fuerte enlace de hidrógeno entre las terminaciones de hidroxilo en las nanoláminas MXene y los restos −CF2 en las cadenas de PVDF es responsable del crecimiento de largo alcance de la configuración TTTT y la alineación de la orientación del dominio, lo que aumenta de manera eficiente el contenido de la fase β y el coeficiente piezoeléctrico. Luego traducimos la estrategia de anclaje de enlaces de hidrógeno en realidad al sintetizar los PT blandos basados ​​en compuestos Ti3C2Tx/Sm-PMN-PT/PVDF a través de electrospinning. Se encuentra que la incorporación de 2,5 % en peso de Ti3C2Tx en compuestos Sm-PMN-PT/PVDF conduce a una ganancia de salida del 160 % en comparación con la versión sin dopar. Además, el MPC como electrospun podría integrarse fácilmente en la plantilla convencional para monitorear patrones de marcha activa, identificación de hábitos de caminar y pronóstico de Metatarsalgi. Este trabajo analiza teórica y experimentalmente el mecanismo subyacente del efecto de acoplamiento interfacial de los nanocompuestos piezoeléctricos, abriendo un paradigma para el desarrollo de dispositivos electrónicos portátiles de alto rendimiento.

La composición del Sm-PMN-PT es Pb0.97Sm0.02[(Mg1/3Nb2/3)0.7Ti0.3]O33. El polvo de MgNb2O6 se preparó inicialmente mediante una reacción en estado sólido a 1200 °C. Los polvos de Pb3O4, MgNb2O6, TiO2 y Sm2O3 se mezclaron mediante molienda con bolas durante la noche como dispersión húmeda. La calcinación de los polvos mixtos se realizó en un horno no contaminado a 850 °C durante 2 h.

En primer lugar, se utilizaron 10 ml de agua ultrapura para diluir 30 ml de solución de ácido clorhídrico 12 M (Chron Chemicals Co., Ltd, China) para obtener 40 ml de HCl 9 M. Posteriormente, se añadieron 2 g de LiF (Aladdin, China) a 40 ml de HCl 9 M seguido de agitación magnética durante 5 min para obtener una solución de ácido fluorhídrico. A continuación, se pesaron 1,2 g de polvo de Ti3AlC2 (fase MAX, adquirido de 11 Technology Co., Ltd., China) y se agregaron lentamente a la solución mixta para agitar al baño maría a una velocidad de rotación de 400 rpm durante 24 h a 35 °C. Luego, el producto de reacción se centrifugó a 1737 × g durante 5 min varias veces y se enjuagó con agua desionizada (DI) hasta que el valor de pH alcanzó 6. Después de la filtración por succión y secado al vacío (45 °C, 24 h) seguido de un baño de hielo ultrasónico, las nanoláminas MXene se obtuvieron de repuesto.

Primero, los polvos de MXene sintetizados de 0, 29,5, 59, 88,5, 118 mg, correspondientes a la fracción de masa de 0, 1,25, 2,5, 3,75, 5% en peso respectivamente, se dispersaron en un vaso de precipitados de 6 ml de dimetilformamida (DMF ) y 4 ml de solvente mixto de acetona y tratados ultrasónicamente durante 20 min para dispersar uniformemente las nanoláminas en solvente DMF. Luego, se agregaron 118 mg de nanopartículas de Sm-PMN-PT junto con 2,25 g de polvo de PVDF a la solución mixta mediante agitación magnética a 50 °C durante 2,5 h en un baño de agua para obtener una solución precursora de electrohilado estable y uniforme. Después de la agitación de la solución, el tratamiento ultrasónico durante 30 minutos permite que las nanopartículas se dispersen uniformemente. Posteriormente, la solución tal como se recibió se añadió a una jeringa de plástico de 10 ml con un orificio de aguja de calibre 25 para electrospinning. El electrohilado se llevó a cabo durante 2 h con una distancia de separación de 15 cm, una velocidad de empuje de 0,6 mL/h y un campo eléctrico de 1,2 KV/cm a temperatura ambiente y 42 % de humedad (Zhiyan Technology Co., Sichuan). Luego, el textil electrohilado se adhirió mediante dos piezas de cintas de aluminio como electrodos y se adaptó en piezas pequeñas con un tamaño de 3,0 cm × 3,0 cm. Finalmente, todo el dispositivo se empaquetó con sustratos de PET y cinta médica transparente para construir un sensor basado en textiles MPC.

Los valores de d33 se caracterizaron utilizando un medidor d33 cuasiestático ZJ desarrollado por la Academia de Ciencias de China con una frecuencia de 110 Hz y una carga mecánica de 0,25 N. Se utilizó un sistema de electrómetro Keithley 6514 para recopilar las señales de salida de los dispositivos preparados. . Las propiedades dieléctricas de las películas electrohiladas se midieron utilizando un analizador de impedancia de precisión Agilent 4294A con un espesor de película de 15 µm y un área de 1 cm × 1 cm. Se empleó un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FESEM, Apero, Thermo, EE. UU.) para la caracterización morfológica. Se utilizó microscopía de fuerza de respuesta piezoeléctrica (PFM, NT-MDT Spectrum Instruments) para obtener imágenes de las estructuras del dominio ferroeléctrico utilizando un modo de litografía de contacto con un radio de curvatura de punta de 35 nm y una altura de punta de 14–16 µm, donde se aplica un voltaje de corriente alterna. aplicado al disco metálico (= 150 kHz, URMS = 0,5 V) y dos amplificadores de bloqueo Stanford Research 830R se utilizan para controlar la amplitud y la fase de la desviación y torsión del voladizo. Se utilizaron voladizos de silicio conductor de platino-iridio (NSG01/Pt) para la caracterización de PFM con parámetros detallados enumerados en la Tabla complementaria 1. La pureza de fase y las propiedades cristalinas de las muestras se analizaron mediante un difractómetro de rayos X (XRD: D8 Advance, Bruker -AXS, Alemania) equipado con radiación Cu-Kα (λ = 1.5418 Å). Se utilizó un XPS (ESCALAB 250Xi) con una excitación Al Kα (1486,8 eV). La composición química y los estados de valencia se caracterizaron por espectroscopía de fotoelectrones de rayos X (XPS, modelo ESCALAB 250, Al Kα, hυ = 1486.6 eV). Los espectros FTIR se realizaron en un espectrómetro infrarrojo de Fourier (Smartlab 9, Rigaku, Japón). Se adoptó un motor lineal con frecuencia, amplitud, velocidad y fuerza sintonizables para aplicar una diversidad de tensiones y tensiones en las muestras.

En la simulación de campo de fase, se empleó la ecuación de Ginzburg-Landau dependiente del tiempo para describir la evolución de la polarización54 [Eq. 1],

donde L es el coeficiente cinético, t es el tiempo, F es la energía libre total del sistema, r = (x, y, z) es el vector de posición espacial y Pi (r, t) es el campo de polarización. δF ∕ δPi(r, t) es la fuerza impulsora termodinámica para la evolución espacial y temporal de la polarización.

La energía libre total del sistema incluye las contribuciones de la energía libre a granel fbulk, la energía elástica felástica, la energía electrostática felectric y la energía de gradiente fgrad: [Eq. 2]

En particular, la densidad de energía libre a granel fbulk se expresa siguiendo la teoría de Landau. La densidad de energía libre a granel de Sm-PMN-PT se escribe como un polinomio de sexto orden55

donde αi, αij, αijk son los coeficientes de Landau [Ec. 3]. La densidad de energía libre a granel de PVDF se expresa como [Eq. 4]

La expresión se establece siguiendo una anisotropía uniaxial con polarización espontánea a lo largo del eje z (que es la DP durante el electrospinning), mientras que los componentes de polarización a lo largo de los ejes x e y asumen propiedades paraeléctricas sin tener en cuenta los términos de orden superior.

La incorporación de MXene se consideró mediante el tratamiento de diferentes constantes dieléctricas de fondo εb resolviendo la ecuación de equilibrio electrostático56,

donde εb se correlacionó con la cantidad de dopaje MXene (Fig. 2f) para tener en cuenta la variación de la fracción de fase β [Eq. 5].

La evolución de la estructura del dominio se simuló para una sola fibra electrohilada bajo un campo eléctrico aplicado de 1,2 × 105 V/m, siguiendo el campo polarizado in situ (1,2 KV/cm) de electrohilado. Las simulaciones se realizaron en un sistema tridimensional con un tamaño total de 512 nm × 512 nm × 512 nm que contenía una sola partícula Sm-PMN-PT (diámetro = 100 nm) en una matriz de PVDF, que luego se discretizó en tres matriz -dimensional de cuadrículas de 128 × 128 × 128 con un tamaño de cuadrícula de Δx = Δy = Δz = 4 nm. Se emplearon condiciones de frontera periódicas para el campo de polarización, el campo eléctrico y el campo de desplazamiento mecánico. Las constantes materiales de Sm-PMN-PT y PVDF se enumeran en las Tablas complementarias 2 y 3, respectivamente. Todas las simulaciones de campo de fase en el presente trabajo se realizaron utilizando el módulo MuPRO Ferroelectric para el software de clúster de Linux lanzado por Mu-PRO LLC.

Estas simulaciones se realizaron con el módulo de propiedades efectivas de Mu-PRO para el clúster de Linux lanzado por Mu-PRO LLC para estudiar y comparar sistemáticamente la capacidad de transferencia de tensión y el efecto de acoplamiento electromecánico de la arquitectura de nanofibras electrohiladas con y sin la incorporación de MXene. El sistema compuesto consta de fibras de relleno Sm-PMN-PT orientadas aleatoriamente con un diámetro d = 200 nm con un contenido total de 3,23% en volumen en una matriz de PVDF. El tamaño total del sistema se tomó como 12,8 µm × 12,8 µm × 12,8 µm, que se discretizó en una matriz tridimensional de cuadrículas de 128 × 128 × 128. Se empleó una condición de frontera periódica tridimensional.

La constante dieléctrica efectiva \({{{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}}_{r}^{{eff}}\) y el coeficiente piezoeléctrico \({{{{{{\bf{ d}}}}}}}_{r}^{{eff}}\) del sistema compuesto se calculó modelando la respuesta acoplada del campo de desplazamiento eléctrico D(r) y la deformación ε(r) de los compuestos a un pequeño campo eléctrico de prueba aplicado Eapp bajo una condición libre de estrés. La respuesta del material se simuló resolviendo las ecuaciones de equilibrio electrostático y elástico acopladas con relaciones lineales constitutivas5, es decir,

donde ε0 es la permitividad del vacío, εr(r) es la constante dieléctrica relativa de la fase local, c(r) es la rigidez elástica y d(r) es el coeficiente piezoeléctrico [Ecs. 6, 7]. Se emplea un método de perturbación iterativa espectral de Fourier57 para obtener la solución numérica. Las propiedades efectivas del material de los compuestos se calcularon siguiendo \({\varepsilon }_{0}{{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}}_{r}^{{eff}}{ {{{{{\bf{E}}}}}}}_{{{{{{\rm{aplicación}}}}}}}=\left\langle \Delta {{{{{\bf{D }}}}}}\right\rangle\) y \({{{{{{{\bf{d}}}}}}}_{r}^{{eff}}}^{T}{{ {{{{\bf{E}}}}}}}_{{{{{\rm{aplicación}}}}}}}=\left\langle \Delta {{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}\right\rangle\), donde \(\left\langle \Delta {{{{{\bf{D}}}}}}\right\rangle\) y \(\left\langle \Delta {{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}\right\rangle\) son el promedio espacial de la respuesta de desplazamiento y la respuesta de deformación con todo el sistema, respectivamente. Las constantes de materiales de los rellenos Sm-PMN-PT y la matriz de PVDF se enumeran en la Nota complementaria 2.

En las simulaciones MD, se construyeron 60 moléculas de PVDF con 30 monómeros de VDF cada una a 1 nm a partir de nanoláminas de Ti3C2Tx con una densidad de película inicial de 1,3 g/cm3. La red periódica de nanoláminas de Ti3C2Tx con terminaciones de superficie OH u O se tomó directamente de la literatura58 y se fijó en sus posiciones de red, interactuando con las cadenas de PVDF solo a través de interacciones electrostáticas y de van der Waals. El campo de fuerza universal (UFF)59 se utilizó para describir las interacciones intramoleculares e intermoleculares de las cadenas de PVDF, así como la interacción entre las nanoláminas de PVDF y Ti3C2Tx. Las cargas parciales de los átomos de las cadenas de PVDF se asignaron mediante el método de incrementos de enlace, mientras que las cargas de los átomos del sustrato Ti3C2Tx se adoptaron a partir de los cálculos del primer principio60. Para el equilibrio, el modelo compuesto de PVDF-Ti3C2Tx se minimizó inicialmente en energía con las convergencias de energía y fuerza de 1 × 10−4 kcal mol−1 y 1 × 10−6 kcal mol−1Å−1, y luego se siguió con una ejecución de 2,5 ns en el conjunto NVT. Después de eso, se aplicó un campo eléctrico de 1,0 V/nm a las cadenas de PVDF normales y opuestas al sustrato Ti3C2Tx (es decir, dirección z) durante otros 2,0 ns, para investigar el rendimiento de polarización del PVDF. Luego se calculó la polarización inducida sumando los momentos dipolares de todos los átomos de la película de PVDF dentro del volumen de la película V como [Eq. 8]

donde \({q}_{i}\) y \({{{{{{\bf{r}}}}}}}_{i}\) son la carga de la partícula y el vector de coordenadas cartesianas del iésimo átomo del PVDF. Además, la fuerza de interacción entre una sola cadena de PVDF y el sustrato Ti3C2Tx se estimó aplicando una fuerza constante a lo largo de la dirección z a cada átomo de la cadena de PVDF. Se realizó una serie de simulaciones MD con fuerzas variables utilizando un paso incremental de 0,01 o 0,002 kcal mol-1Å-1 para producir la fuerza de tracción mínima requerida para desorber completamente la cadena de PVDF lejos del sustrato Ti3C2Tx. Para todas las simulaciones, la temperatura se mantuvo a 300 K utilizando el termostato Nośe-Hoover con un tiempo de relajación de 1,0 ps. Las ecuaciones de movimiento de Newton se integraron utilizando el algoritmo de velocidad-Verlet con un paso de tiempo de 1,0 fs y se aplicaron condiciones de contorno periódicas en las tres dimensiones. Las interacciones de van der Waals no unidas se cortaron a 10 Å y las interacciones electrostáticas de largo alcance se calcularon utilizando el solver61 de malla de partículas partículas-partículas con una tolerancia de precisión de 5 × 10−6. Todas las simulaciones MD se llevaron a cabo utilizando el software Simulador masivo en paralelo atómico/molecular a gran escala62.

Los datos que respaldan los hallazgos de este estudio están disponibles a los autores previa solicitud razonable.

El código que respalda los hallazgos de este estudio está disponible de los autores a pedido razonable.

Qiu, C. et al. Cristales ferroeléctricos transparentes con piezoelectricidad ultraalta. Naturaleza 577, 350–354 (2020).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Li, F. et al. Piezoelectricidad ultra alta en cerámica ferroeléctrica por diseño. Nat. Mate. 17, 349–354 (2018).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Li, F. et al. Piezoelectricidad gigante de monocristales de Pb (Mg1/3Nb2/3) O3-PbTiO3 dopados con Sm. Ciencia 364, 264–268 (2019).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Chen, G., Li, Y., Bick, M. & Chen, J. Textiles inteligentes para la generación de electricidad. química Rev. 120, 3668–3720 (2020).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Su, Y. et al. Las fibras musculares inspiraron textiles piezoeléctricos de alto rendimiento para el monitoreo fisiológico portátil. Adv. Función Mate. 31, 2010962 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Deng, W. et al. Nanogeneradores piezoeléctricos para atención médica personalizada. química Soc. Rev. 51, 3380–3435 (2022).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Zhao, X., Askari, H. & Chen, J. Nanogeneradores para ciudades inteligentes en la era de 5G e Internet de las cosas. 5 julios, 1391-1431 (2021).

Artículo Google Académico

Liu, Y. et al. Polímeros ferroeléctricos que exhiben un comportamiento que recuerda a un límite de fase morfotrópica. Naturaleza 562, 96–100 (2018).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Meng, N. et al. Poli(fluoruro de vinilideno) con contenido ultraalto de fase β con ferroelectricidad similar a un relajante para capacitores de alta densidad de energía. Nat. común 10, 4535 (2019).

Artículo ADS PubMed PubMed Central CAS Google Scholar

Krishnamoorthy, K. et al. Sondeo del proceso de conversión de energía en una celda de potencia de supercondensador electroquímico de carga automática impulsada por piezoeléctricos mediante espectroscopia piezoelectroquímica. Nat. común 11, 2351 (2020).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Liu, Y. et al. Propiedades relajantes inducidas por quiralidad en polímeros ferroeléctricos. Nat. Estera. 19, 1169–1174 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Chen, C. et al. Un método para separar cuantitativamente el componente piezoeléctrico de la señal "Piezoeléctrica" ​​tal como se recibe. Nat. común 13, 1391 (2020).

Artículo ADS CAS Google Académico

Su, Y. et al. Compuestos de fibra piezoeléctrica con capa interfacial de polidopamina para biomonitoreo portátil autoalimentado. Nanoenergía 89, 106321 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Lovinger, AJ Polímeros ferroeléctricos. Ciencia 220, 1115–1121 (1983).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Sencadas, V., Gregorio, R. Jr & Lanceros-Méndez, S. Transformación de fase α a β y cambios microestructurales de películas de PVDF inducidas por estiramiento uniaxial. J. Macromol. ciencia 48, 514–525 (2009).

Artículo CAS Google Académico

Park, C., Ounaies, Z., Wise, KE y Harrison, JS Polos e imidización in situ de poliimidas piezoeléctricas amorfas. Polímero 45, 5417–5425 (2004).

Artículo CAS Google Académico

Ren, J. et al. Propiedades dieléctricas y ferroeléctricas mejoradas del poli(fluoruro de vinilideno) mediante el recocido de cristalitos orientados a alta presión. Macromoléculas 55, 2014–2027 (2022).

Artículo ADS CAS Google Académico

Zhang, Y. et al. Materiales y dispositivos de ferroelectret para aplicaciones de recolección de energía. Nanoenergía 57, 118–140 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Parque, J. et al. Nanofibras de polímeros ferroeléctricos que recuerdan el comportamiento del límite de fase morfotrópica para mejorar la recolección de energía piezoeléctrica. Pequeño 18, 2104472 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Liu, Y. et al. Información sobre el límite de fase morfotrópica en polímeros ferroeléctricos desde la perspectiva molecular. J. física. química C. 123, 8727–8730 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Han, M. et al. Microsistemas poliméricos piezoeléctricos tridimensionales para recolección de energía vibratoria, interfaces robóticas e implantes biomédicos. Nat. Electrón. 2, 26–35 (2019).

Artículo Google Académico

Libanori, A., Chen, G., Zhao, X., Zhou, Y. & Chen, J. Textiles inteligentes para atención médica personalizada. Nat. Electrón. 5, 142–156 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Chen, G. et al. Textiles electrónicos para sistemas portátiles de punto de atención. química Rev. 122, 3259–3291 (2022).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Qin, Y., Wang, X. & Wang, ZL Estructura híbrida de microfibras y nanocables para la captación de energía. Naturaleza 451, 809–813 (2008).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Su, Y. et al. Monitoreo de la respiración autoalimentado habilitado por un nanogenerador triboeléctrico. Adv. Mate. 33, 2101262 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Yan, C. et al. Conjunto de sensores celulares 3D ultrafinos inspirados en la epidermis para monitorización biomédica autoalimentada. Aplicación ACS. Mate. Interfaces 10, 41070–41075 (2018).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Wei, Q. et al. Sensor piezorresistivo de alto rendimiento basado en esponja MXene para biomonitoreo portátil y detección táctil en tiempo real. Métodos pequeños 6, 2101051 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Shen, ZH et al. Modelado de campo de fase y aprendizaje automático de la ruptura electro-térmico-mecánica de dieléctricos basados ​​en polímeros. Nat. común 10, 1843 (2019).

Artículo ADS PubMed PubMed Central CAS Google Scholar

Shen, ZH et al. Diseño de campo de fase de alto rendimiento de nanocompuestos poliméricos de alta densidad de energía. Adv. Mate. 30, 1704380 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Shen, ZH et al. Diseño de nanocompuestos poliméricos con alta densidad de energía mediante aprendizaje automático. Cálculo npj. Mate. 7, 110 (2021).

Artículo ADS CAS Google Académico

Peng, S. et al. Detección directa de polarización eléctrica local en la región interfacial en nanocompuestos de polímeros ferroeléctricos. Adv. Mate. 31, 1807722 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Shvartsman, VV, Kiselev, DA, Solnyshkin, AV, Lupascu, DC y Silibin, MV Evolución del estado polarizado en compuestos P(VDF-TrFE)/(Pb,Ba)(Zr,Ti)O3 probados mediante piezorrespuesta dependiente de la temperatura y kelvin Microscopía de fuerza con sonda. ciencia Rep. 8, 378 (2018).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Chen, Q., Shen, Y., Zhang, S. y Zhang, QM Dieléctricos basados ​​en polímeros con alta densidad de almacenamiento de energía. año Rev.Mater. ciencia 45, 433–458 (2015).

Artículo ADS CAS Google Académico

Wu, CM & Chou, MH Polimorfismo, piezoelectricidad y absorción de sonido de membranas electrohiladas de PVDF con y sin nanotubos de carbono. compos. ciencia Tecnología 127, 127–133 (2016).

Artículo CAS Google Académico

Cheon, S. et al. Nanogeneradores triboeléctricos de alto rendimiento basados ​​en nanofibras compuestas de nanoalambre de plata y fluoruro de polivinilideno electrohilado. Adv. Función Mate. 28, 1703778 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Martins, P. et al. Efecto magnetoeléctrico directo anhistérico lineal en nanocompuestos Ni0.5Zn0.5Fe2O4/poli(fluoruro de vinilideno-trifluoroetileno) 0-3. J. física. D: aplicación física 44, 482001 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Martins, P., Costa, CM, Ferreira, JCC & Lanceros-Mendez, S. Correlación entre la cinética de cristalización y la nucleación de fase de polímero electroactivo en nanocompuestos magnetoeléctricos de ferrita/poli(fluoruro de vinilideno). J. física. química B 116, 794–801 (2012).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Martins, P., Costa, CM, Benelmekki, M., Botelho, G. & Lanceros-Mendez, S. Sobre el origen de la nucleación de fase b de poli(fluoruro de vinilideno) electroactivo por nanopartículas de ferrita a través de interacciones electrostáticas superficiales. cristal. Ing. Com. 14, 2807–2811 (2012).

Artículo CAS Google Académico

Thakur, P., Kool, A., Bagchi, B., Das, S. y Nandy, P. Efecto de las nanopartículas de Fe2O3 y Co3O4 sintetizadas in situ sobre la cristalización de la fase β electroactiva y las propiedades dieléctricas de las películas delgadas de poli(fluoruro de vinilideno) . física química química física 17, 1368–1378 (2015).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Bhunia, R. et al. Recolección de energía de milivatios a partir de efectos triboeléctricos y piezoeléctricos duales de películas flexibles compuestas de óxido de grafeno reducido / P (VDF-TrFE) multifuncionales verdes y robustas. Aplicación ACS. Mate. Interfaces 11, 38177–38189 (2019).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Pusty, M., Sinha, L. & Shirage, PM Un nanogenerador piezoeléctrico autopolarizado flexible basado en un nanocompuesto rGO-Ag/PVDF. Química de Nueva Jersey. 43, 284–294 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Abolhasani, MM, Shirvanimoghaddam, K. & Naebe, M. Nanofibras compuestas de PVDF/grafeno con rendimiento piezoeléctrico mejorado para el desarrollo de nanogeneradores robustos. compos. ciencia Tecnología 138, 49–56 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Li, T. et al. Poli(difluoruro de vinilideno)/nanofibras piezoeléctricas de capa/núcleo de dopamina de alto rendimiento y su aplicación para sensores biomédicos. Adv. Mate. 33, 2006093 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Kongkhlang, T. et al. Polioximetileno electrohilado: condiciones de hilado y su consiguiente nanofibra nanoporosa. Macromoléculas 41, 4746–4752 (2008).

Artículo ADS CAS Google Académico

Feng, Y. et al. Una densidad de energía descargada ultraalta lograda en un compuesto dieléctrico de PVDF no homogéneo lleno de nanoláminas 2D MXene a través de ingeniería de interfaz. J.Mater. química C. 6, 13283–13292 (2018).

Artículo CAS Google Académico

VahidMohammadi , A. , Rosen , J. & Gogotsi , Y. El mundo de los carburos y nitruros bidimensionales (MXenes). Ciencia 372, 6547 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Tu, S., Jiang, Q., Zhang, X. y Alshareef, HN Gran mejora de la constante dieléctrica en compuestos de polímero percolador MXene. ACS Nano 12, 3369–3377 (2018).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Liu, Z. et al. Fotoelectrocatálisis de espectro completo mejorada por efecto piezoeléctrico en heterounión pn. Adv. Función Mate. 29, 1807279 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Niu, X. et al. Nanogenerador piezoeléctrico estirable basado en PZT de alto rendimiento. ACS sostener. química Ing. 7, 979–985 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Li, J. et al. La interacción del enlace de hidrógeno promueve el transporte de energía flash en la interfaz MXene-solvente. J. física. química C. 124, 10306–10314 (2020).

Artículo ADS CAS Google Académico

Gu, L. et al. Mejora de la densidad de corriente de un nanogenerador piezoeléctrico utilizando un electrodo de intercalación tridimensional. Nat. común 11, 1030 (2020).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Marwat, MA et al. Densidad de energía ultraalta y estabilidad térmica en nanocompuestos estructurados en sándwich con dopamina@ Ag@ BaTiO3. Material de almacenamiento de energía. 31, 492–504 (2020).

Artículo Google Académico

Ahmed, A. et al. Nanogenerador triboeléctrico versus generador piezoeléctrico a baja frecuencia (<4 Hz): una comparación cuantitativa. iScience 23, 101286 (2020).

Artículo ADS PubMed PubMed Central Google Scholar

Chen, LQ Método de campo de fase de transiciones de fase/estructuras de dominio en películas delgadas ferroeléctricas: una revisión. Mermelada. Cerámica. Soc. 91, 1835–1844 (2008).

Artículo CAS Google Académico

Khakpash, N. et al. Diagramas de fase de deformación inadaptados de películas epitaxiales de PMN-PT. aplicación física Letón. 106, 082905 (2015).

Artículo ADS CAS Google Académico

Tagantsev, AK Landau Expansión para ferroeléctricos: ¿Qué variable utilizar? Ferroelectrics 375, 19–27 (2008).

Artículo CAS Google Académico

Hu, SY & Chen, LQ Un modelo de campo de fase para microestructuras en evolución con fuerte falta de homogeneidad elástica. Acta. Mate. 49, 1879–1890 (2001).

Artículo ADS CAS Google Académico

Hu, T. et al. Propiedades vibratorias de monoláminas de Ti3C2 y Ti3C2T2 (T = O, F, OH) mediante cálculos de primeros principios: un estudio comparativo. física química química física 17, 9997–10003 (2015).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Rappé, AK, Casewit, CJ, Colwell, KS, Goddard, WA III y Skiff, WM UFF, un campo de fuerza de tabla periódica completo para simulaciones de mecánica molecular y dinámica molecular. Mermelada. química Soc. 114, 10024–10035 (1992).

Artículo Google Académico

Berdiyorov, GR, Madjet, ME & Mahmoud, KA Tamizado iónico a través de Ti3C2(OH)2 MXene: cálculos de primeros principios. aplicación física Letón. 108, 113110 (2016).

Artículo ADS CAS Google Académico

Hockney, RW & Eastwood, JW Simulación por computadora usando partículas (CRC Press, Nueva York, 1988).

Plimpton, S. Algoritmos paralelos rápidos para dinámica molecular de corto alcance. J. Cómputo. física 117, 1–19 (1995).

Artículo ADS CAS MATH Google Scholar

Descargar referencias

YS reconoce a la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China (Subvención No. 62074027). JC agradece a la Escuela de Ingeniería y Ciencias Aplicadas Henry Samueli y al Departamento de Bioingeniería de la Universidad de California, Los Ángeles por el apoyo inicial. XC, TY y L.-QC reconocen el apoyo de la Oficina de Ciencias Energéticas Básicas del Departamento de Energía de los EE.

Estos autores contribuyeron por igual: Yuanjie Su, Weixiong Li, Xiaoxing Cheng, Yihao Zhou.

Laboratorio Estatal Clave de Películas Delgadas Electrónicas y Dispositivos Integrados, Facultad de Ciencias e Ingeniería Optoelectrónica, Universidad de Ciencia y Tecnología Electrónica de China, 610054, Chengdu, China

Yuanjie Su, Weixiong Li, Chunxu Chen, Hong Pan, Guangzhou Xie, Huiling Tai y Yadong Jiang

Departamento de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad Estatal de Pensilvania, State College, PA, 16802, EE. UU.

Xiaoxing Cheng, Tiannan Yang y Long-Qing Chen

Departamento de Bioingeniería, Universidad de California, Los Ángeles, Los Ángeles, CA, 90095, EE. UU.

Yihao Zhou, Guorui Chen, Xun Zhao, Xiao Xiao y Jun Chen

Laboratorio de Investigación de Materiales Electrónicos, Laboratorio Clave del Ministerio de Educación/Centro Internacional de Investigación Dieléctrica, Escuela de Ingeniería Electrónica e Informática, Laboratorio Estatal Clave para el Comportamiento Mecánico de Materiales, Universidad Xi'an Jiaotong, 710049, Xi'an, China

Shuai yang y fei li

Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Centro de Investigación de Ingeniería del Genoma de Materiales, Universidad Tecnológica de Wuhan, 430070, Wuhan, China

Xu Zhang y Bei Li

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

YS, JC y FL planificaron el estudio y guiaron todo el proyecto. YS, WL, CC y HP organizaron los datos y dibujaron las figuras. YS, JC, WL, SY, X.Zhao, XX, GX, HT y YJ realizaron el análisis de datos y guiaron el experimento. YS, JC, YZ, GC y FL escribieron el documento. YS, WL, XC, TY y LC realizaron la simulación de campo de fase. X.Zhang y BL realizaron el cálculo de la dinámica molecular. Todos los autores comentaron y editaron el artículo. JC envió el documento y fue el contacto principal.

Correspondencia a Tiannan Yang, Bei Li, Fei Li o Jun Chen.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Nature Communications agradece a Pedro Martins, Kwi-Il Park y los otros revisores anónimos 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.

Acceso abierto Este artículo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, el intercambio, la adaptación, la distribución y la reproducción en cualquier medio o formato, siempre que se otorgue el crédito correspondiente al autor o autores originales y a la fuente. proporcionar un enlace a la licencia Creative Commons e indicar si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la regulación legal o excede el uso permitido, deberá obtener el permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

Su, Y., Li, W., Cheng, X. et al. Compuestos piezoeléctricos de alto rendimiento mediante programación de fase β. Nat Comun 13, 4867 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-32518-3

Descargar cita

Recibido: 09 Abril 2022

Aceptado: 03 agosto 2022

Publicado: 18 agosto 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-32518-3

Cualquier persona con la que compartas el siguiente enlace podrá leer este contenido:

Lo sentimos, un enlace para compartir no está disponible actualmente para este artículo.

Proporcionado por la iniciativa de intercambio de contenido Springer Nature SharedIt

Celulosa (2023)

Al enviar un comentario, acepta cumplir con nuestros Términos y Pautas de la comunidad. Si encuentra algo abusivo o que no cumple con nuestros términos o pautas, márquelo como inapropiado.