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Jul 22, 2023

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Volume Communication Nature

Nature Communications volume 13, Numéro d'article : 4867 (2022) Citer cet article

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Les composites piézoélectriques polymère-céramique, combinant une piézoélectricité élevée et une flexibilité mécanique, suscitent un intérêt croissant dans les milieux universitaires et industriels. Cependant, leur activité piézoélectrique est largement limitée par une cristallinité intrinsèquement faible et une faible polarisation spontanée. Ici, nous proposons une méthode d'ancrage Ti3C2Tx MXene pour manipuler les interactions intermoléculaires au sein de la conformation tout-trans d'une matrice polymère. En utilisant une simulation de champ de phase et des calculs de dynamique moléculaire, nous montrons que les terminaisons de surface OH sur les nanofeuilles de Ti3C2Tx offrent une liaison hydrogène avec la matrice de fluoropolymère, conduisant à un alignement dipolaire et à une polarisation spontanée nette améliorée des composites polymère-céramique. Nous avons ensuite traduit cette stratégie de liaison interfaciale en électrofilage pour augmenter la réponse piézoélectrique des nanofibres composites Pb (Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3/fluorure de polyvinylidène dopées au samarium de 160 % via l'inclusion de nanofeuilles Ti3C2Tx. Avec d'excellents attributs piézoélectriques et mécaniques, les nanofibres piézoélectriques électrofilées peuvent être facilement intégrées dans les semelles de chaussures conventionnelles pour former un réseau de capteurs de pied pour la surveillance complète des schémas de marche, l'identification des habitudes de marche et le pronostic Metatarsalgi. Ce travail utilise le mécanisme de couplage interfacial de l'ancrage intermoléculaire comme stratégie pour développer des composites piézoélectriques à haute performance pour l'électronique portable.

Les matériaux piézoélectriques sont essentiels pour développer des capteurs et des actionneurs avancés1,2,3,4,5,6,7. En raison des attributs intrigants de légèreté, de flexibilité, de biocompatibilité et de facilité de traitement, le fluorure de polyvinylidène (PVDF) et ses copolymères ont été largement utilisés dans les domaines de la détection, de la transduction et des applications énergétiques8,9,10,11,12,13. La piézoélectricité des composites PVDF est principalement déterminée par les phases cristallines et la polarisation spontanée, où la phase α a une conformation dièdre TGTG′ (T-trans, G-gauche+, G'-gauche-) avec un angle dièdre de ±60°, tandis que la phase β a une conformation tout trans (TTTT) avec un angle dièdre de 180 ° et la phase γ a une conformation coudée de TTTGTTG '. Parmi celles-ci, la phase β est la phase polaire la plus électroactive, présentant d'excellentes propriétés piézoélectriques, pyroélectriques et ferroélectriques14. Ainsi, l'obtention de la phase β est essentielle pour améliorer la piézoélectricité des polymères fluorés. À cette fin, diverses méthodes de traitement ont été utilisées pour induire l'alignement des dipôles afin d'augmenter la teneur en phase β électroactive, notamment l'étirement mécanique15, la polarisation électrique16 et le recuit thermique17. Pendant ce temps, l'inclusion de monomères TrFE dans les chaînes PVDF peut également modifier la cinétique de cristallisation des films PVDF et conduire à des comportements de type limite de phase morphotrope (MPB) (par exemple, l'activité piézoélectrique élevée) dans les polymères piézoélectriques8,11,18,19,20 . En associant les mérites des céramiques piézoélectriques hautes performances et des fluoropolymères flexibles, les composites piézoélectriques sont le choix de matériaux pour la bioélectronique corporelle de nouvelle génération vers des scénarios répandus, tels que la robotique douce21, la biosurveillance22,23,24,25,26, et interface homme-machine5,13,27. Néanmoins, la distribution aléatoire et la connectivité complexe des charges céramiques au sein de la matrice de fluoropolymère provoquent une inhomogénéité et une discontinuité des interfaces inorganiques-organiques, ce qui entrave l'alignement à longue distance des moments dipolaires dans les chaînes polymères et donc la conformation tout-trans (c'est-à-dire polaire phase β)28,29,30. Pendant ce temps, la grande différence de permittivité diélectrique entre les charges céramiques et la matrice polymère affaiblit considérablement le champ électrique appliqué dans la céramique pendant la polarisation électrique et limite ainsi l'évolution du domaine et la polarisation permanente31,32,33. Par conséquent, il est fortement souhaité de développer des composites piézoélectriques hautes performances avec une conformation tout-trans à longue portée et une forte polarisation.

Afin de favoriser et de stabiliser le rapport de la phase β polaire, des charges polyvalentes telles que les nanotubes de carbone34, les nanofils d'argent (AgNWs)6,35, les ferrites36,37,38,39, l'oxyde de graphène (GO) et l'oxyde de graphène réduit (rGO ) les sels40,41,42 ont été introduits comme agent de nucléation pour maximiser et maintenir l'alignement en zigzag des groupes méthylène (-CH2) et difluorométhylène (-CF2) dans les chaînes polymères. Notez que les groupes fonctionnels des GO et leurs dérivés sont propices à la formation de renforts de moment dipolaire pour maintenir l'orientation résiduelle des nanocristaux de phase β40. Parallèlement, le facteur essentiel pour la nucléation de la phase β dans les nanocomposites PVDF réside dans l'interaction électrique statique entre les charges à potentiel zêta négatif et les groupes -CH2 à densité de charge positive35,36,37,38. Bien que la formation de la phase β puisse être partiellement facilitée par le dopage des nanocharges, les groupes fonctionnels clairsemés, l'interface discontinue, la faible compatibilité et l'incapacité d'aligner le domaine à grande échelle des charges conductrices rendent plutôt difficile l'obtention d'un homogène et à longue portée. interaction moléculaire avec les chaînes moléculaires du PVDF43,44, ce qui entrave considérablement la polarisation dipolaire et donc la conformation tout-trans des composites polymères tels que synthétisés. Pendant ce temps, le mécanisme d'alignement des domaines activé par l'interaction intermoléculaire aux interfaces inorganiques-organiques dans les composites piézoélectriques est encore peu clair et sous-exploré.

Ici, nous démontrons une stratégie simple et efficace pour adapter le moment dipolaire local et la teneur en phase β des composites polymères piézoélectriques en introduisant des nanofeuilles Ti3C2Tx MXene. En utilisant la simulation de champ de phase et les calculs de dynamique moléculaire (MD), nous montrons que les terminaisons de surface OH sur les nanofeuilles de Ti3C2Tx offrent une liaison hydrogène avec la matrice de fluoropolymère, conduisant à un alignement dipolaire et à une polarisation spontanée nette améliorée des composites polymère-céramique. Nous avons ensuite traduit cette méthode de liaison interfaciale en électrofilage pour rationaliser les propriétés piézoélectriques des nanofibres PMN-PT/PVDF (Sm-PMN-PT/PVDF) dopées au samarium via l'inclusion de nanofeuilles de Ti3C2Tx. Il a été constaté qu'une charge appropriée (2,5% en poids) de flocons de Ti3C2Tx en dessous du seuil de percolation renforce efficacement l'efficacité de polarisation et le couplage interfacial entre les nanocharges inorganiques et la matrice polymère organique, favorisant la piézoélectricité de 160% par rapport à la version non dopée. Pour une application pratique, un capteur textile piézoélectrique (PT) souple a été développé en électrofilant le composite piézoélectrique (MPC) activé par MXene, qui peut être intégré dans la semelle intérieure de la chaussure pour la surveillance continue des schémas de marche, l'identification des habitudes de marche et le pronostic de la métatarsalgie.

Des nanofeuilles de Ti3C2Tx ont été exfoliées de la phase Ti3AlC2 MAX en gravant sélectivement des couches d'Al à l'aide d'une solution HCl/LiF, au cours de laquelle le métal de transition de surface réagit spontanément avec de l'eau ou des ions fluorure pour produire de l'hydroxyle (-OH), de l'oxygène (-O) et du fluoro (−F) terminaisons de surface. Ces groupes fonctionnels abondants terminés sur les lamelles de Ti3C2Tx résultant de la gravure chimique sont favorables à la conception de liaisons hydrogène, ionique et covalente avec les diélectriques environnants45,46,47. À cette fin, des nanofeuilles de Ti3C2Tx ont été utilisées pour établir des liaisons hydrogène et une interaction électron-dipôle avec les fragments C-H et C-F des molécules de PVDF, permettant de fortes liaisons intermoléculaires avec les chaînes polymères de PVDF, comme le montre la figure 1a. L'ancrage local des chaînes de PVDF sur les plaquettes bidimensionnelles de MXène dirige l'alignement et l'orientation in situ des fragments CH2 et CF2 et donc la transition des conformations initiales enroulées de manière aléatoire (partie gauche de la Fig. 1a) à la conformation tout-trans à longue portée ( partie droite de la Fig. 1a), agrandissant la polarisation hors plan macroscopique et la piézoélectricité.

a Schéma de l'étirement et de l'alignement in situ de la chaîne de polymère PVDF via des terminaisons de surface sur des nanofeuilles de Ti3C2Tx pour améliorer la polarisation spontanée (Ps). b, c Instantanés finaux pour les simulations de dynamique moléculaire (MD) de la polarisation du film polymère PVDF sur les flocons Ti3C2(OH)2 (b) et Ti3C2O2 (c). d Séparation simulée d'une seule chaîne de PVDF loin des flocons de Ti3C2(OH)2 et de Ti3C2O2 lors de la traction. En médaillon : La force de traction appliquée sur chaque atome nécessaire pour séparer la chaîne de PVDF des flocons de MXène. e, f Distribution des angles dièdres des chaînes de PVDF près de −60° (Gauche, e) et 180° (Trans, f) moyennés sur les 500 derniers ps. g Fraction de la configuration TTTT en fonction du temps.

Pour comprendre l'interaction entre les nanofeuilles de Ti3C2Tx et le fluoropolymère, des calculs MD ont été mis en œuvre en utilisant le réseau périodique de Ti3C2Tx avec des terminaisons de surface -OH et 60 chaînes "mer" de PVDF (Fig. 1b). Pour mieux illustrer la fonctionnalité et le mécanisme des liaisons hydrogène entre le groupe -OH et les fragments -CF2 du PVDF, les flocons de MXène correspondants fonctionnalisés avec la terminaison -O (Fig. 1c) ont également été construits et calculés avec le même nombre de chaînes "mer". . Apparemment, après une interaction de 2000 ps, ​​les chaînes de PVDF ancrées sur les lamelles de Ti3C2(OH)2 accomplissent une polarisation hors plan de 371,42 D sous polarisation électrique tandis que les versions homologues sur les plaquettes de Ti3C2O2 déclenchent une polarisation hors plan de 308.13 D (Fig. 1 supplémentaire), suggérant l'amélioration de l'auto-assemblage de chaînes PVDF hautement alignées sur les flocons de Ti3C2(OH)2 via l'interaction intermoléculaire permise par la liaison hydrogène. De plus, la force de traction nécessaire à appliquer sur chaque atome de la chaîne PVDF unique est respectivement de 2,919 pN et 1,807 pN pour Ti3C2(OH)2 et Ti3C2O2 pour initialiser la séparation (Fig. 1d), impliquant une interaction plus forte et un verrouillage plus serré entre Ti3C2 Paillettes de (OH)2 et chaînes de PVDF. Sans groupes hydroxyle pour guider l'alignement des fragments de la molécule de PVDF, les dipôles au sein de la matrice de PVDF présenteraient une distribution irrégulière pour minimiser l'énergie électrostatique interne (Figs. 2, 3 supplémentaires).

La transition de phase pourrait être clairement reflétée par la variation des angles dièdres dans la conformation des liaisons dans les chaînes PVDF, où l'arrangement de liaison de torsion le plus favorable a des substituants à 180° (trans ou T) les uns par rapport aux autres au lieu de ceux à ± 60° ( gauche ou G)14. Notamment, les plaquettes Ti3C2Tx fonctionnalisées -OH possèdent une proportion plus élevée de conformation de liaison près de 180 ° (Fig. 1f) mais une fraction inférieure de conformation de liaison près de -60 ° (Fig. 1e et Fig. 4 supplémentaire) vice versa, indiquant la transformation de la conformation gauche à la conformation trans en conséquence de l'effet d'ancrage induit par la liaison hydrogène. Fait intéressant, selon le calcul MD, les plaquettes Ti3C2 (OH) 2 donnent lieu à une fraction plus élevée de fraction de liaison T (Fig. 5 supplémentaire) et de conformation TTTT (tout trans) (Fig. 1g) dans les chaînes PVDF par rapport à celle de Ti3C2O2, qui valide le rôle et la fonctionnalité des liaisons hydrogène en termes d'arrangement et d'orientation des chaînes polymères vers la conformation tout-trans (c'est-à-dire la phase β polaire), favorisant la polarisation spontanée nette et la piézoélectricité des composites fluoropolymères. Outre le PVDF, la teneur en phase β et la polarisation des copolymères poly(fluorure de vinylidène-co-trifluoroéthylène) (P(VDF-TrFE)) peuvent également être améliorées par cette méthode d'ancrage MXène proposée selon la simulation MD (Fig. 6, 7), validant l'universalité et la faisabilité.

Pour concrétiser le principe et la stratégie proposés ci-dessus, l'électrofilage a été adopté pour construire le fluoropolymère dopé au MXène en raison de son mérite inhérent d'intégrer l'étirement in situ avec la polarisation locale en une seule étape. La figure 2a explique la procédure de synthèse et la composition des composites piézoélectriques non tissés MXene / Sm-PMN-PT / PVDF, dans lesquels une suspension de poudre de MXene, de particules Sm-PMN-PT et de PVDF a été utilisée comme précurseur pour l'électrofilage ultérieur (Fig supplémentaire . 8). Le Sm-PMN-PT a été sélectionné comme charge céramique en raison de son grand coefficient piézoélectrique (~1500 pC/N)2 par rapport aux céramiques piézoélectriques conventionnelles telles que BTO (~190 pC/N)48, PZT (560 pC/N )49 et PMN-PT (~620 pC/N)3 (encart inférieur de la Fig. 2a). Pendant ce temps, en plus de la liaison intermoléculaire liée à la chaîne polymère PVDF (encadré supérieur de la figure 2a), l'introduction de lamelles de MXène améliore efficacement la conductivité et la ductilité mécanique du précurseur et favorise ainsi la polarisation électrique locale ultérieure et l'étirement mécanique in situ. des composites polymères pendant l'électrofilage, ce qui est bénéfique pour obtenir l'alignement en zigzag de -CH2 et -CF2 et donc la conformation tout-trans dans le polymère PVDF (Fig. 9 supplémentaire).

a Illustration schématique de la procédure d'électrofilage pour la synthèse de textiles MPC. Encart : Interaction intermoléculaire entre le MXène et le PVDF ; et supercellule 2 × 2 × 2 de Sm-PMN-PT comme charge céramique. b Images au microscope électronique à balayage (SEM) et spectres de cartographie du spectromètre à dispersion d'énergie (EDS) des éléments Pb, F et Ti dans le film composite tel que préparé. Barres d'échelle : 200 nm. c Image SEM haute résolution d'une fibre unique électrofilée. Barre d'échelle : 5 nm. d Spectres de spectromètre photoélectronique à rayons X (XPS) C 1s de PT tel que préparé. e Spectres de diffraction des rayons X (XRD) de textiles non dopés et du textile MPC préparé avec différentes fractions massiques de MXène. f Permittivité diélectrique dépendante de la fréquence du textile MPC fabriqué avec diverses fractions massiques de MXène. g Perte diélectrique dépendante de la fréquence du textile MPC fabriqué avec diverses fractions massiques de MXene.

La figure 2b révèle la morphologie et la structure des éléments des textiles non tissés piézoélectriques tels que synthétisés constitués de nanofibres PVDF/Sm-PMN-PT/MXene fondues empilées de manière aléatoire par le biais de la méthode d'électrofilage. L'incorporation de nanofeuillets de MXène présente un impact négligeable sur la morphologie de la configuration fibreuse (Fig. 10 supplémentaire). Les spectres de cartographie du spectromètre à dispersion d'énergie (EDS) des éléments Pb, F et Ti confirment en outre la distribution uniforme de Sm-PMN-PT, PVDF et MXene dans les films composites (Fig. 2b et Fig. 11 supplémentaire). A noter que la formation de TiO2 provient de l'oxydation du MXène en surface (Figs. 12, 13 supplémentaires). Selon les images au microscope électronique à transmission haute résolution, les chaînes polymères de PVDF s'alignant le long de l'interface inorganique-organique valident l'alignement en zigzag de -CH2 et -CF2 (Fig. 2c). De plus, les spectres du spectromètre photoélectronique à rayons X (XPS) (Fig. 2d et Fig. 14 supplémentaire) démontrent clairement que les fonctionnalités oxygène et les liaisons hydrogène étaient ancrées à la surface des nanofibres telles que synthétisées, où les pics émergents de C- Les groupes O et C = O résultant de l'incorporation de MXene suggèrent que de fortes interactions telles que des liaisons hydrogène se forment entre les groupes fonctionnels -OH et -Ox dans les flocons de MXene et les groupes -CF2 dans le PVDF, démontrant l'hypothèse susmentionnée. Des pics d'énergie de liaison plus élevés observés dans la région O 1s (Fig. 15 supplémentaire) pour C-Ti-O et C-Ti-OH démontrent que la terminaison hydroxy est dominante à la surface des flocons.

La figure 2e explique le schéma de diffraction des rayons X (XRD) des nanofibres telles que synthétisées et des poudres vierges de MXene et Sm-PMN-PT. Le pic caractéristique 2θ des lamelles de Ti3C2Tx est de 6,48 ° correspondant au plan de réseau (002) avec un espacement d de 13,66 Å, ce qui indique une élimination réussie de la couche d'atome Al de la phase multicouche Ti3AlC2 MAX pendant le processus de gravure chimique (Fig. 16)50. Apparemment, l'intensité maximale (002) des composites est inférieure à celle du MXène vierge car l'ajout de molécules de PVDF améliore la distance entre les flocons de MXène. De plus, six pics de diffraction à 20,5°, 31,4°, 38,5°, 44,7°, 50,4° et 56,1° ont été attribués aux plans cristallins de (100), (110), (111), (200), (210), et (211), respectivement. L'existence de ces pics confirme que les charges céramiques Sm-PMN-PT dans le film composite conservent la structure pérovskite polycristalline51. De plus, le pic de diffraction typique à 20,5 ° pour le plan cristallin de (110) maximise à la fraction massique Ti3C2Tx de 2,5 % en poids, indiquant un rapport plus élevé de conformation locale tout-trans (phase β polaire) par rapport aux autres versions.

Les dépendances en fréquence de la permittivité relative diélectrique et de la perte diélectrique des textiles MPC préparés et des textiles non dopés ont été respectivement présentées à la Fig. 2f, g en fonction de la quantité d'inclusion de MXène à température ambiante. La permittivité diélectrique de tous les échantillons diminue légèrement avec l'augmentation de la fréquence en raison de la relaxation (Fig. 2f). On constate que la permittivité diélectrique ondule de manière prononcée avec la quantité de dopage MXène et atteint un maximum à 2,5 % en poids sur une plage de fréquences de 1 kHz à 1 MHz, tandis que la perte diélectrique est maximale à 5 % en poids. En effet, l'inclusion appropriée de nanofeuilles conductrices de MXène est favorable à la polarisation interfaciale entre les charges et la matrice polymère, tandis que l'ajout excessif de MXène dans les composites polymères entraîne une augmentation du courant de fuite et donc une perte diélectrique plus importante.

Pour analyser plus en détail l'effet de couplage interfacial entre la matrice de fluoropolymère et l'inclusion, la microscopie à force piézoélectrique (PFM) est utilisée pour évaluer les propriétés ferroélectriques et piézoélectriques des nanofibres électrofilées avec ou sans dopage au MXène. L'amplitude PFM, la phase PFM, la structure de domaine simulée en champ de phase et la polarisation calculée MD ont été présentées pour une seule fibre Sm-PMN-PT / PVDF non dopée (Fig. 3a – d) et une fibre MPC (Fig. 3e – h) . Les résultats PFM montrent une plus grande surface de domaine ferroélectrique unique observée dans la fibre MPC par rapport à celle de la fibre non dopée, ce qui implique une réponse piézoélectrique améliorée après l'ajout de MXène. Cela a été à la fois certifié par la simulation de champ de phase (Fig. 3c, g) de la structure du domaine ferroélectrique et les résultats du calcul MD (Fig. 3d, h) que la taille du domaine hors du plan du composite polymère devient plus grande à proximité. de la particule de céramique en ajoutant des flocons de MXene. La simulation de champ de phase révèle un état multi-domaines avec des domaines à 180 degrés dans la matrice polymère pour les fibres non dopées et MPC, où la fibre MPC possède une plus grande fraction de domaine avec une polarisation alignée le long de la direction de polarisation (PD) de l'électrofilage par rapport à celle de la fibre non dopée. De plus, la particule Sm-PMN-PT intégrée conserve une structure polycristalline car son champ coercitif est beaucoup plus élevé que le champ de polarisation in situ (1,2 kV/cm) de l'électrospinning2.

a–d Microscope à force piézoélectrique (PFM) Topographie (a), image de phase PFM hors plan (OP) (b), simulation de champ de phase de la structure de domaine (c), calcul MD de la polarisation (d) d'un seul nanofibre non dopée. Barres d'échelle : 200 nm. e – h Topographie PFM (e), image de phase PFM (f), simulation de champ de phase de la structure de domaine (g), calcul MD de la polarisation (h) d'une seule nanofibre MPC. Barres d'échelle : 200 nm. i, j Boucles d'amplitude papillon caractérisées par PFM pour les fibres non dopées (i) et les fibres dopées au MXène à 2,5 % en poids (j) sous une polarisation en courant continu (CC) de -12 V à 12 V. k Le coefficient piézoélectrique mesuré par PFM (d33) de nanofibres telles que préparées en fonction des fractions massiques de MXene. l Comparaison de la simulation de champ de phase et de la simulation MD sur la polarisation spontanée et les fractions de domaine hors plan pour les échantillons non dopés et dopés au MXène.

La structure dipolaire modulée des fibres MPC avec une polarisation accrue donne en outre lieu à une réponse piézoélectrique accrue. Les mesures PFM montrent que toutes les fibres électrofilées telles que synthétisées présentent une hystérésis en forme de papillon de l'amplitude par rapport au biais, où la fibre MPC affiche une amplitude plus élevée (Fig. 3j) que celle non dopée (Fig. 3i), ce qui implique un plus grand piézoélectrique (d33). Comme le montre la figure 3k, le d33 dérivé du test PFM augmente d'abord, puis diminue lors de l'augmentation de la quantité de dopage au MXene, avec un maximum de d33 atteint à 2,5 % en poids de MXene. Il convient de noter que la simulation de champ de phase et le calcul MD suivent une tendance similaire à l'évolution de la polarisation ainsi que la proportion de domaine hors du plan par rapport aux résultats PFM (Fig. 3l), ce qui vérifie la précision et la fiabilité de notre théorie proposée. la modélisation.

Pour obtenir une compréhension plus intuitive de la fonctionnalité et du mécanisme de l'ajout de lamelles de MXene, un schéma a été utilisé pour élaborer la conformation et l'orientation de la phase cristalline β pendant l'électrofilage des composites MXene/Sm-PMN-PT/PVDF. Pour les nanofibres de PVDF nues (Fig. 4a), la phase β cristalline peut être partiellement alignée par la polarisation in situ alors que certaines microstructures amorphes localisées existent encore. La situation a changé une fois qu'une petite quantité de MXene (1,25 % en poids et 2,5 % en poids dans notre cas) a été ajoutée au composite à base de PVDF, comme le montre la figure 4b. En plus des liaisons hydrogène formées entre les chaînes de PVDF et les feuilles de MXène, le champ électrique appliqué produit des charges inductives à la surface des nanofeuilles conductrices de MXène et provoque ainsi une plus grande force coulombienne lors de l'électrofilage. Cette force électrostatique attire en outre les chaînes de PVDF pour qu'elles se cristallisent sur la surface des MXènes dans la disposition en zigzag, ce qui accélère la transformation des régions amorphes locales en phase cristalline β. Par conséquent, la phase β est améliorée par rapport aux nanofibres de PVDF pur (Fig. 4a). Cependant, un ajout superflu conduit à un empilement de nanofeuilles de MXene et supprime l'orientation et l'alignement des chaînes polymères dans la manière de former la phase β cristalline. En attendant, la connexion de ces flocons de MXène empilés augmente le courant de fuite, ce qui entrave la permittivité diélectrique effective (ε33) et le coefficient piézoélectrique (d33) du composite. Pour vérifier cette modélisation proposée sur la cristallinité et le déphasage, le spectre infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) des textiles non dopés et des textiles MPC dopés avec diverses fractions massiques de MXène a été révélé sur la figure 4d. Les pics d'adsorption à 763 cm-1 et 973 cm-1 sont attribués à la structure cristalline en phase α du PVDF et les pics d'adsorption à 841 cm-1, 1276 cm-1 et 1429 cm-1 sont attribués à une structure cristalline en phase β. structurelle52. Selon l'équation de Beer-Lambert5, la fraction de la phase β (Fβ) des nanofibres telles que synthétisées peut être atteinte en fonction de la quantité de chargement de MXène (Fig. 17 supplémentaire), où la phase β la plus élevée de 83, 4% se produit au chargement de 2,5 % en poids de MXène. Par conséquent, la tendance d'évolution de phase lors du dopage au MXène révélée par le test FTIR s'accorde bien avec le principe proposé.

a–c Schéma du processus de polarisation des nanofibres électrofilées dopées sans MXène, (b) quantité appropriée de MXène et c quantité excessive de MXène. d Spectre infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) des textiles non dopés et des textiles MPC préparés avec différentes fractions massiques de MXène. e–g Champ de polarisation simulé au voisinage de la particule Sm-PMN-PT dans les nanocomposites dopés avec e pas de MXène, (f) quantité appropriée de MXène et g quantité excessive de MXène. h Polarisation calculée des textiles MPC dopés avec diverses quantités de MXène. i – k Structure de domaine simulée au voisinage de la particule Sm-PMN-PT dans les nanocomposites dopés avec i pas de MXène, (j) quantité appropriée de MXène et k quantité excessive de MXène. l Fraction de domaine de direction de polarisation (PD) calculée des textiles préparés en fonction de la quantité de dopage au MXène.

Pour témoigner davantage de l'hypothèse ci-dessus et éclairer le mécanisme, une simulation de champ de phase a été réalisée pour illustrer numériquement l'impact des charges conductrices sur la structure de domaine et la polarisation des composites ferroélectriques. Comme le montre la Fig. 4e – g, l'incorporation d'une teneur appropriée (2,5% en poids) de lamelles de MXène améliore considérablement la polarisation du composite électrofilé, tandis qu'une accrétion supplémentaire compromet la polarisation et peut même la faire tomber en dessous de la contrepartie non dopée. (Fig. 4h), ce qui est en bon accord avec la déduction précédente et le test FTIR. De plus, comme pour la structure de domaine simulée (Fig. 4i – k), l'incorporation de MXene entraîne la polarisation vers la direction hors du plan parallèle au champ de polarisation électrospinning par rapport à celui non dopé, ce qui est également cohérent avec le résultats de la GFP. Une charge de 2,5 % en poids de MXene contribue à une amélioration de la fraction volumique du domaine PD hors plan de 67,8 à 72,6 % (Fig. 4l et Figs. 18, 19 supplémentaires). On pense que le domaine hors plan net est responsable de la teneur en phase β augmentée et de la réponse piézoélectrique plus grande correspondante. Étant donné que le coefficient piézoélectrique est proportionnel à la polarisation spontanée et à la permittivité (d33 = 2Psε33Q33), un dopage approprié du composant conducteur s'est avéré être une approche efficace pour améliorer les performances piézoélectriques des composites polymères.

Pour comprendre le rôle du dopage au MXène sur l'effet de percolation dans les nanofibres composites électrofilées, une simulation de champ de phase des propriétés effectives a été mise en œuvre pour analyser la dépendance de la quantité de dopage au MXène sur les propriétés diélectriques, piézoélectriques et mécaniques de l'électrofilé non modifié. et textiles MPC. Comme le montre la Fig. 5a, une configuration fibreuse tridimensionnelle a été générée de manière aléatoire par ordinateur pour imiter la structure des textiles non tissés électrofilés (Fig. 10 supplémentaire). La répartition des contraintes, le champ électrique et le potentiel électrique des textiles MPC sous une contrainte appliquée constante de 1 × 106 Pa le long de la direction hors du plan (z) sont calculés. Comme le montre la figure 5b, le coefficient piézoélectrique calculé d33 et la permittivité diélectrique ε33 ondulent avec l'augmentation de la fraction massique de MXene de 0 à 5,0 % en poids, atteignant une valeur maximale à 2,5 % en poids. Une tendance similaire est observée à la fois sur la valeur de d33 mesurée par le compteur d33 et sur la polarisation piézoélectrique calculée induite par la contrainte, dont deux fluctuent avec le chargement de flocons de MXene et atteignent un maximum à 2,5 % en poids (Fig. 5c et Supplémentaire Fig. 20) . D'autre part, le coefficient de rigidité conserve presque le même à une faible quantité de dopage au MXène mais diminue remarquablement à un niveau de dopage élevé au MXène, indiquant un durcissement des composites à haute teneur en flocons de MXène dopés.

a La modélisation structurelle visualisée, la distribution des contraintes, la distribution du champ électrique et la distribution potentielle piézoélectrique des textiles MPC préparés. Remarque : La contrainte appliquée est fixée à 106 Pa le long de l'axe z pour la simulation. b Le coefficient piézoélectrique calculé (d33) et la constante diélectrique (ε33) des textiles électrofilés dopés avec diverses fractions massiques de MXène. c La polarisation et la déformation moyennes calculées des textiles électrofilés dopés avec diverses fractions massiques de MXène. d, e Tension de sortie (d) et courant (e) des textiles électrofilés en fonction de la force mécanique appliquée. f Réponse d'impédance du MPC dopé au MXène à 2,5 % en poids préparé. g Durabilité du MPC tel que préparé.

Pour explorer les performances de l'appareil des textiles MPC fabriqués en réponse à une stimulation externe, les signaux piézoélectriques de sortie ont été systématiquement caractérisés sous une diversité de forces appliquées variant de 1 à 9 N, comme indiqué sur les Fig. 5d, e. Notamment, les sorties électriques des textiles MPC sont proportionnelles à la contrainte appliquée et les dispositifs dopés MXene fournissent une tension et un courant plus importants que la version non modifiée. De plus, sous une force externe fixe de 3 N, l'intensité du signal varie en fonction de la quantité de dopage changeante de MXene et le nanocomposite dopé à 2,5 % en poids de MXene donne un gain de 160 % par rapport à l'échantillon non dopé (Figs supplémentaires. 21, 22) . Il convient de souligner que les sorties électriques suivent une tendance changeante analogue au coefficient piézoélectrique calculé lors du dopage de la charge conductrice (Fig. 5e), ce qui a confirmé de manière convaincante la validation et la faisabilité de notre modélisation théorique proposée et du calcul correspondant. Par conséquent, toutes les mesures suivantes ont été effectuées en utilisant une fraction massique optimale de MXène de 2,5 % en volume en raison de ses propriétés piézoélectriques favorables. La figure 5f montre la réponse d'impédance du textile MPC préparé dopé avec 2,5 % en poids de MXene sous diverses résistances de 10 KΩ à 100 GΩ, où la puissance de sortie maximale a été atteinte à 80 MΩ. L'extensibilité mécanique et la robustesse des textiles MPC tels que synthétisés ont été attestées par le test de fatigue à long terme illustré à la Fig. 5g, où la tension de sortie conserve une valeur constante lorsqu'elle est soumise à plus de 7000 cycles d'application de force d'impact de 5 N, démontrant une excellente robustesse et fiabilité mécaniques pour des scénarios pratiques.

Pour vérifier la capacité de détection du textile MPC pour la biosurveillance active, un système de surveillance de la marche auto-alimenté a été développé. Comme illustré à la Fig. 6a, en fixant des dispositifs tels que synthétisés sur cinq positions différentes (M1 à M5) d'une semelle intérieure conventionnelle (voir la note complémentaire 1, les figures supplémentaires 23, 24 pour plus de détails), la répartition des contraintes du pied peut être détectée spontanément. On peut clairement voir que l'incorporation de MXene déclenche une amplitude de charge de sortie beaucoup plus grande que celle non dopée lorsque le gros orteil appuie sur l'appareil sur le site de M5 (Fig. 6b) quelles que soient les postures de marche, y compris les pieds de pigeon, normaux et étalés. (Fig. 6c). En outre, divers modèles de démarche de marche, course, saut, chute vers l'avant et chute vers l'arrière peuvent être reconnus et distingués avec précision en ce qui concerne la cartographie dynamique du signal parmi les cinq unités (Fig. 6d et Film supplémentaire 1). Il est intéressant de noter que la chute vers l'avant et la chute vers l'arrière possèdent des profils de cartographie de signal défavorables en raison de la direction de déplacement opposée du corps qui tombe. Pendant ce temps, le profil de signal de la marche, de la course et du saut acquis par les cinq positions augmente progressivement en raison de l'augmentation de la force estampée exercée sur la semelle intérieure. Outre la reconnaissance de la répartition de la pression en temps réel, la fréquence et l'amplitude de la foulée dynamique peuvent être efficacement identifiées et enregistrées par l'intervalle et l'amplitude des formes d'onde du signal, respectivement (Fig. 25 supplémentaire). Notez que même si les PT as-electrospun peuvent fournir des signaux de sortie plus petits que les dispositifs triboélectriques53, ils n'ont pas besoin d'un composant mobile supplémentaire comme les dispositifs triboélectriques pour déclencher la production d'électricité, permettant une configuration tout-en-un et une biocompatibilité12. Pour démontrer le potentiel des textiles MPC dans l'identification des habitudes de marche, l'anomalie de la posture comme les pieds de pigeon ou les pieds écartés a été distinguée en utilisant la semelle intérieure intelligente telle que préparée (Fig. 6e et Fig. 26 supplémentaire). Apparemment, le pied étalé rend une pression beaucoup plus élevée sur le côté latéral mais une pression plus faible sur le côté intérieur de la semelle intérieure par rapport à la posture normale, ce qui donne lieu à une amplitude de signal plus grande sur les positions M1 et M3. En revanche, la posture de marche en pied de pigeon déclenche une pression beaucoup plus élevée sur le côté intérieur mais une pression plus faible sur le côté latéral de la semelle par rapport à la posture normale, entraînant une plus grande amplitude sur les positions M2, M4 et M5. Outre la surveillance de la marche, la semelle intérieure intelligente préparée à base de textiles MPC révèle également une capacité de diagnostic clinique. En tant qu'affection du pied répandue, la métatarsalgie entraîne une déformation de la forme de la région métatarsienne et une douleur aiguë subséquente dans la plante du pied. La figure 6f dévoile et compare les profils de signaux de marche d'une personne en bonne santé et d'un patient métatarsalgique sur la région métatarsienne (M3, M4, M5). En raison du symptôme classique de l'orteil enroulé, un contour de signal avec une intensité plus grande sur M5 et une intensité plus faible sur M3 a été reconnu pour le patient métatarsalgie par rapport à celui du testeur sain (Fig. 27 supplémentaire), ce qui démontre la capacité de MPC textiles dans le pronostic clinique des métatarsalgies.

a Schéma d'une semelle intérieure intelligente intégrée à cinq capteurs PT sur cinq sites différents pour former un réseau de capteurs de pied. b Charges piézoélectriques de fibre non dopée et de fibre MPC sur le site M5 en réponse à la pression d'un orteil d'un adulte (75 kg). c Tensions de sortie dynamiques de la fibre non dopée et de la fibre MPC sur le site M5 lorsqu'elles sont soumises à des postures normales, en pied de pigeon et en pied écarté. d–f Profils de signaux pour la surveillance de la marche (d), la reconnaissance des habitudes de posture (e) et le pronostic des métatarsalgies (f).

Un composite piézoélectrique haute performance a été fabriqué via une ingénierie de terminaison à l'aide d'un modèle Ti3C2Tx MXene. Pour comprendre l'effet de couplage interfacial des composites piézoélectriques, la caractérisation PFM en combinaison avec la simulation de champ de phase et le calcul MD ont été utilisés pour effectuer une analyse complète de la fonctionnalité et du mécanisme d'inclusion de MXene dans les composites polymères ferroélectriques. Une forte liaison hydrogène entre les terminaisons hydroxyle sur les nanofeuilles de MXène et les fragments -CF2 dans les chaînes PVDF est responsable de la croissance à longue distance de la configuration TTTT et de l'alignement de l'orientation du domaine, ce qui augmente efficacement la teneur en phase β et le coefficient piézoélectrique. Nous avons ensuite traduit la stratégie d'ancrage des liaisons hydrogène en réalité en synthétisant les PT souples à base de composites Ti3C2Tx/Sm-PMN-PT/PVDF par électrospinning. On constate que l'incorporation de 2,5 % en poids de Ti3C2Tx dans les composites Sm-PMN-PT/PVDF conduit à un gain de sortie de 160 % par rapport à la version non dopée. De plus, le MPC électrofilé pourrait être facilement intégré dans la semelle intérieure conventionnelle pour la surveillance active des schémas de marche, l'identification des habitudes de marche et le pronostic des métatarsalgies. Ce travail examine théoriquement et expérimentalement le mécanisme sous-jacent de l'effet de couplage interfacial des nanocomposites piézoélectriques, ouvrant un paradigme pour le développement de l'électronique portable haute performance.

La composition du Sm-PMN-PT est Pb0.97Sm0.02[(Mg1/3Nb2/3)0.7Ti0.3]O33. La poudre de MgNb2O6 a été initialement préparée en utilisant une réaction à l'état solide à 1200 °C. Les poudres de Pb3O4, MgNb2O6, TiO2 et Sm2O3 ont été mélangées par broyage à billes pendant une nuit sous forme de dispersion humide. La calcination des poudres mélangées a été effectuée dans un four non contaminé à 850 ° C pendant 2 h.

Tout d'abord, 10 ml d'eau ultrapure ont été utilisés pour diluer 30 ml de solution d'acide chlorhydrique 12 M (Chron Chemicals Co., Ltd, Chine) pour obtenir 40 ml de HCl 9 M. Ensuite, 2 g de LiF (Aladdin, Chine) ont été ajoutés dans 40 ml de HCl 9M suivi d'une agitation magnétique pendant 5 min afin d'obtenir une solution d'acide fluorhydrique. Ensuite, 1,2 g de poudre de Ti3AlC2 (phase MAX, achetée chez 11 Technology Co., Ltd., Chine) ont été pesés et ajoutés lentement à la solution mélangée pour agitation au bain-marie à une vitesse de rotation de 400 tr/min pendant 24 h à 35 °C. Ensuite, le produit de la réaction a été centrifugé à 1737 × g pendant 5 min plusieurs fois et rincé avec de l'eau déminéralisée (DI) jusqu'à ce que le pH atteigne 6. Après filtration par aspiration et séchage sous vide (45 °C, 24 h) suivi d'un bain de glace ultrasonique, les nanofeuilles MXene ont été obtenues pour la pièce de rechange.

Tout d'abord, les poudres de MXène telles que synthétisées de 0, 29,5, 59, 88,5, 118 mg, correspondant à la fraction massique de 0, 1,25, 2,5, 3,75, 5 % en poids respectivement, ont été dispersées dans un bécher de 6 mL de diméthylformamide (DMF ) et 4 ml de solvant mélangé à l'acétone et traité par ultrasons pendant 20 min pour disperser uniformément les nanofeuilles dans le solvant DMF. Ensuite, 118 mg de nanoparticules de Sm-PMN-PT ainsi que 2,25 g de poudre de PVDF ont été ajoutés à la solution mélangée par agitation magnétique à 50 ° C pendant 2,5 h dans un bain-marie pour obtenir une solution de précurseur d'électrofilage stable et uniforme. Après agitation de la solution, un traitement aux ultrasons pendant 30 min permet aux nanoparticules de se disperser uniformément. Par la suite, la solution telle que reçue a été ajoutée dans une seringue en plastique de 10 ml avec un orifice d'aiguille de calibre 25 pour l'électrofilage. L'électrofilage a été effectué pendant 2 h avec une distance d'écart de 15 cm, une vitesse de poussée de 0,6 mL/h et un champ électrique de 1,2 KV/cm à température ambiante et 42 % d'humidité (Zhiyan Technology Co., Sichuan). Ensuite, le textile électrofilé a été collé par deux morceaux de rubans d'aluminium comme électrodes et découpé en petits morceaux d'une taille de 3,0 cm × 3,0 cm. Enfin, l'ensemble du dispositif a été emballé à l'aide de substrats en PET et de ruban médical transparent pour constituer un capteur MPC à base de textile.

Les valeurs de d33 ont été caractérisées à l'aide d'un compteur d33 quasi-statique ZJ développé par l'Académie chinoise des sciences avec une fréquence de 110 Hz et une charge mécanique de 0,25 N. Un système d'électromètre Keithley 6514 a été utilisé pour collecter les signaux de sortie des dispositifs préparés. . Les propriétés diélectriques des films électrofilés ont été mesurées à l'aide d'un analyseur d'impédance de précision Agilent 4294A avec une épaisseur de film de 15 µm et une surface de 1 cm x 1 cm. Une microscopie électronique à balayage à émission de champ (FESEM, Apero, Thermo, USA) a été utilisée pour la caractérisation morphologique. La microscopie à force de réponse piézoélectrique (PFM, NT-MDT Spectrum Instruments) a été utilisée pour imager les structures du domaine ferroélectrique en utilisant un mode de lithographie par contact avec un rayon de courbure de pointe de 35 nm et une hauteur de pointe de 14 à 16 µm, où une tension de courant alternatif est appliqué au disque métallique (= 150 kHz, URMS = 0,5 V) et deux amplificateurs à verrouillage Stanford Research 830R sont utilisés pour surveiller l'amplitude et la phase de la déviation et de la torsion du porte-à-faux. Des porte-à-faux conducteurs en silicium platine-iridium (NSG01 / Pt) ont été utilisés pour la caractérisation PFM avec des paramètres détaillés répertoriés dans le tableau supplémentaire 1. La pureté de phase et les propriétés cristallines des échantillons ont été analysées par un diffractomètre à rayons X (XRD: D8 Advance, Bruker -AXS, Allemagne) équipé d'un rayonnement Cu-Kα (λ = 1,5418 Å). Un XPS (ESCALAB 250Xi) a été utilisé avec une excitation Al Kα (1486,8 eV). La composition chimique et les états de valence ont été caractérisés par spectroscopie de photoélectrons X (XPS, modèle ESCALAB 250, Al Kα, hυ = 1486,6 eV). Les spectres FTIR ont été réalisés sur un spectromètre infrarouge de Fourier (Smartlab 9, Rigaku, Japon). Un moteur linéaire avec une fréquence, une amplitude, une vitesse et une force réglables a été adopté pour appliquer une diversité de contraintes et de contraintes sur les échantillons.

Dans la simulation de champ de phase, l'équation de Ginzburg-Landau dépendante du temps a été utilisée pour décrire l'évolution de la polarisation54 [Eq. 1],

où L est le coefficient cinétique, t est le temps, F est l'énergie libre totale du système, r = (x, y, z) est le vecteur de position spatiale et Pi (r, t) est le champ de polarisation. δF ∕ δPi(r, t) est le moteur thermodynamique de l'évolution spatiale et temporelle de la polarisation.

L'énergie libre totale du système comprend les contributions de l'énergie libre globale fbulk, de l'énergie élastique felastic, de l'énergie électrostatique felectric et de l'énergie de gradient fgrad : [Eq. 2]

En particulier, la densité d'énergie libre en vrac fbulk est exprimée selon la théorie de Landau. La densité d'énergie libre apparente de Sm-PMN-PT s'écrit sous la forme d'un polynôme d'ordre 655

où αi, αij, αijk sont les coefficients de Landau [Eq. 3]. La densité d'énergie libre apparente du PVDF est exprimée en [Eq. 4]

L'expression est établie suite à une anisotropie uniaxiale avec polarisation spontanée le long de l'axe z (qui est le PD lors de l'électrospinning), tandis que les composantes de polarisation le long des axes x et y assument des propriétés paraélectriques avec des termes d'ordre supérieur négligés.

L'incorporation de MXene a été envisagée en traitant différentes constantes diélectriques de fond εb en résolvant l'équation d'équilibre électrostatique56,

où εb est corrélé à la quantité de dopage MXène (Fig. 2f) pour tenir compte de la variation de la fraction de phase β [Eq. 5].

L'évolution de la structure du domaine a été simulée pour une seule fibre électrofilée sous un champ électrique appliqué de 1,2 × 105 V/m, suivant le champ de polarisation in situ (1,2 KV/cm) de l'électrofilage. Les simulations ont été réalisées dans un système tridimensionnel d'une taille totale de 512 nm × 512 nm × 512 nm contenant une seule particule Sm-PMN-PT (diamètre = 100 nm) dans une matrice PVDF, qui a ensuite été discrétisée en trois - réseau dimensionnel de 128 × 128 × 128 grilles avec une taille de grille de Δx = Δy = Δz = 4 nm. Des conditions aux limites périodiques ont été utilisées pour le champ de polarisation, le champ électrique et le champ de déplacement mécanique. Les constantes de matériau de Sm-PMN-PT et de PVDF sont répertoriées dans les tableaux supplémentaires 2 et 3, respectivement. Toutes les simulations de champ de phase dans le présent travail ont été effectuées à l'aide du module MuPRO Ferroelectric pour le logiciel de cluster Linux publié par Mu-PRO LLC.

Ces simulations ont été réalisées à l'aide du module Mu-PRO Effective Properties pour le cluster Linux publié par Mu-PRO LLC afin d'étudier et de comparer systématiquement la capacité de transfert de contraintes et l'effet de couplage électromécanique de l'architecture de nanofibres électrofilées avec et sans l'incorporation de MXene. Le système composite est constitué de fibres de charge Sm-PMN-PT orientées de manière aléatoire avec un diamètre d = 200 nm à une teneur totale de 3,23 % en volume dans une matrice PVDF. La taille totale du système a été prise à 12,8 µm × 12,8 µm × 12,8 µm, qui a été discrétisée en un réseau tridimensionnel de 128 × 128 × 128 grilles. Une condition aux limites périodique tridimensionnelle a été utilisée.

La constante diélectrique effective \({{{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}}_{r}^{{eff}}\) et le coefficient piézoélectrique \({{{{{{\bf{ d}}}}}}}_{r}^{{eff}}\) du système composite a été calculé en modélisant la réponse couplée du champ de déplacement électrique D(r) et de la déformation ε(r) des composites à un petit champ électrique de test appliqué Eapp dans des conditions sans stress. La réponse du matériau a été simulée en résolvant les équations d'équilibre électrostatique et élastique couplées à des relations constitutives linéaires5, c'est-à-dire

où ε0 est la permittivité du vide, εr(r) est la constante diélectrique relative de la phase locale, c(r) est la rigidité élastique et d(r) est le coefficient piézoélectrique [Eqs. 6, 7]. Une méthode de perturbation itérative spectrale de Fourier57 est employée pour obtenir la solution numérique. Les propriétés matérielles effectives des composites ont ensuite été calculées en suivant \({\varepsilon }_{0}{{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}}_{r}^{{eff}}{ {{{{{\bf{E}}}}}}}_{{{{{\rm{app}}}}}}}=\left\langle \Delta {{{{{\bf{D }}}}}}\right\rangle\) et \({{{{{{{\bf{d}}}}}}}_{r}^{{eff}}}^{T}{{ {{{{\bf{E}}}}}}}_{{{{{\rm{app}}}}}}}=\left\langle \Delta {{{{{\boldsymbol{\varepsilon }}}}}}\right\rangle\), où \(\left\langle \Delta {{{{{\bf{D}}}}}}\right\rangle\) et \(\left\langle \Delta {{{{{\boldsymbol{\varepsilon}}}}}}\right\rangle\) sont la moyenne spatiale de la réponse de déplacement et de la réponse de déformation avec l'ensemble du système, respectivement. Les constantes des matériaux des charges Sm-PMN-PT et de la matrice PVDF sont répertoriées dans la note complémentaire 2.

Dans les simulations MD, 60 molécules de PVDF avec chacune 30 monomères VDF ont été construites à 1 nm à partir des nanofeuilles de Ti3C2Tx ayant une densité de film initiale de 1,3 g/cm3. Le réseau périodique des nanofeuilles de Ti3C2Tx avec des terminaisons de surface OH ou O a été directement tiré de la littérature58 et a été fixé à leurs positions de réseau, interagissant avec les chaînes de PVDF uniquement via van der Waals et des interactions électrostatiques. Le champ de force universel (UFF)59 a été utilisé pour décrire les interactions intra- et intermoléculaires pour les chaînes de PVDF ainsi que l'interaction entre les nanofeuilles de PVDF et de Ti3C2Tx. Les charges partielles des atomes des chaînes PVDF ont été attribuées par la méthode des incréments de liaison, tandis que les charges des atomes du substrat Ti3C2Tx ont été reprises des calculs de premier principe60. Pour l'équilibrage, le modèle composite PVDF-Ti3C2Tx a été initialement minimisé en énergie avec les convergences d'énergie et de force de 1 × 10−4 kcal mol−1 et 1 × 10−6 kcal mol−1Å−1, puis suivi d'une course de 2,5 ns dans l'ensemble NVT. Après cela, un champ électrique de 1,0 V/nm a été appliqué aux chaînes PVDF normales et opposées au substrat Ti3C2Tx (c'est-à-dire dans la direction z) pendant encore 2,0 ns, pour étudier les performances de polarisation du PVDF. La polarisation induite a ensuite été calculée en additionnant les moments dipolaires de tous les atomes du film de PVDF dans le volume de film V comme [Eq. 8]

où \({q}_{i}\) et \({{{{{{\bf{r}}}}}}}_{i}\) sont la charge des particules et le vecteur de coordonnées cartésiennes du ième atome du PVDF. De plus, la force d'interaction entre une seule chaîne PVDF et le substrat Ti3C2Tx a été estimée en appliquant une force constante le long de la direction z à chaque atome de la chaîne PVDF. Une série de simulations MD ont été réalisées avec des forces variables en utilisant une étape incrémentielle de 0,01 ou 0,002 kcal mol-1Å-1 pour produire la force de traction minimale requise pour désorber complètement la chaîne PVDF du substrat Ti3C2Tx. Pour toutes les simulations, la température a été maintenue à 300 K en utilisant le thermostat Nośe-Hoover avec un temps de relaxation de 1,0 ps. Les équations de mouvement de Newton ont été intégrées à l'aide de l'algorithme de vitesse-Verlet avec un pas de temps de 1,0 fs et des conditions aux limites périodiques ont été appliquées dans les trois dimensions. Les interactions de van der Waals non liées ont été coupées à 10 Å et les interactions électrostatiques à longue portée ont été calculées à l'aide du solveur particule-particule particule-maille61 avec une tolérance de précision de 5 × 10−6. Toutes les simulations MD ont été réalisées à l'aide du logiciel Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator62.

Les données qui appuient les conclusions de cette étude sont disponibles auprès des auteurs sur demande raisonnable.

Le code qui soutient les résultats de cette étude est disponible auprès des auteurs sur demande raisonnable.

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YS reconnaît la Fondation nationale des sciences naturelles de Chine (Grant No. 62074027). JC remercie la Henry Samueli School of Engineering & Applied Science et le Department of Bioengineering de l'Université de Californie à Los Angeles pour le soutien au démarrage. XC, TY et L.-QC reconnaissent le soutien du Département américain de l'énergie, Office of Basic Energy Sciences, sous le numéro DE-SC0020145.

Ces auteurs ont contribué à parts égales : Yuanjie Su, Weixiong Li, Xiaoxing Cheng, Yihao Zhou.

State Key Laboratory of Electronic Thin Films and Integrated Devices, School of Optoelectronic Science and Engineering, University of Electronic Science and Technology of China, 610054, Chengdu, Chine

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

Département de science et génie des matériaux, The Pennsylvania State University, State College, PA, 16802, États-Unis

Xiaoxing Cheng, Tiannan Yang et Long-Qing Chen

Département de bioingénierie, Université de Californie, Los Angeles, Los Angeles, CA, 90095, États-Unis

Yihao Zhou, Guoorui Chen, Xun Zhao, Xiao Xiao et Jun Chen

Laboratoire de recherche sur les matériaux électroniques, Laboratoire clé du ministère de l'Éducation/Centre international de recherche diélectrique, École d'ingénierie électronique et de l'information, Laboratoire clé d'État pour le comportement mécanique des matériaux, Université Xi'an Jiaotong, 710049, Xi'an, Chine

Shuai Yang et Fei Li

École des sciences et de l'ingénierie des matériaux, Centre de recherche sur l'ingénierie du génome des matériaux, Université de technologie de Wuhan, 430070, Wuhan, Chine

Xu Zhang et Bei Li

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YS, JC et FL ont planifié l'étude et guidé l'ensemble du projet. YS, WL, CC et HP ont organisé les données et dessiné les chiffres. YS, JC, WL, SY, X.Zhao, XX, GX, HT et YJ ont effectué l'analyse des données et guidé l'expérience. YS, JC, YZ, GC et FL ont rédigé l'article. YS, WL, XC, TY et LC ont effectué la simulation de champ de phase. X.Zhang et BL ont effectué le calcul de dynamique moléculaire. Tous les auteurs ont commenté et édité l'article. JC a soumis le document et était le contact principal.

Correspondance avec Tiannan Yang, Bei Li, Fei Li ou Jun Chen.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

Nature Communications remercie Pedro Martins, Kwi-Il Park et les autres examinateurs anonymes pour leur contribution à l'examen par les pairs de ce travail.

Note de l'éditeur Springer Nature reste neutre en ce qui concerne les revendications juridictionnelles dans les cartes publiées et les affiliations institutionnelles.

Libre accès Cet article est sous licence Creative Commons Attribution 4.0 International License, qui permet l'utilisation, le partage, l'adaptation, la distribution et la reproduction sur n'importe quel support ou format, tant que vous donnez le crédit approprié à l'auteur ou aux auteurs originaux et à la source, fournissez un lien vers la licence Creative Commons et indiquez si des modifications ont été apportées. Les images ou tout autre matériel tiers dans cet article sont inclus dans la licence Creative Commons de l'article, sauf indication contraire dans une ligne de crédit au matériel. Si le matériel n'est pas inclus dans la licence Creative Commons de l'article et que votre utilisation prévue n'est pas autorisée par la réglementation légale ou dépasse l'utilisation autorisée, vous devrez obtenir l'autorisation directement du détenteur des droits d'auteur. Pour voir une copie de cette licence, visitez http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Réimpressions et autorisations

Su, Y., Li, W., Cheng, X. et al. Composites piézoélectriques hautes performances via programmation de phase β. Nat Commun 13, 4867 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-32518-3

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Reçu : 09 avril 2022

Accepté : 03 août 2022

Publié: 18 août 2022

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

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