具有增强的热稳定性和疏水性的介孔结构天然橡胶/二氧化硅纳米复合材料的轻松制造

介绍

在过去的几十年中，基于软模板的合成方法已被用于制备多种介孔结构材料[1]。通过基于自组装长链伯胺和水解二氧化硅前体的氢键的中性模板，已成功制备出类虫孔图案六方介孔二氧化硅 (HMS) [2]。与传统的周期性介孔二氧化硅相比，HMS 的选择反映了其卓越的物理化学性质，包括由于较厚的硅酸盐壁而提高的热和水热稳定性 [3]、具有短通道的小域尺寸 [4、5]，以及简单的模板回收率溶剂萃取[6]。此外，独特的海绵状结构表现出互补的介孔框架，提高了框架的可及性并促进了质量扩散 [7,8,9]。这些优点引起了人们对 HMS 在催化、药物递送和吸附等许多有前景的领域的兴趣 [10,11,12,13,14,15]。

HMS 表面特性的化学和物理改性已被广泛研究，以制备适用于各种特定目的的独特材料。疏水改性的 HMS 材料在表面具有较低的水亲和力，同时仍具有其独特的性能，因此在吸附 N 方面表现出良好的性能 - 来自烟草提取物溶液的亚硝胺 [16] 和难溶于水的药物的控释 [17]。此外，增强的疏水性提高了所得材料的水热稳定性 [18]，使其适用于水相溶液。用有机聚合物对 HMS 进行物理改性是一种有趣的方法，可以增加其疏水性，因为它的方法相对简单且成本低，并且它为二氧化硅和有机相提供了进一步可能的功能化。介孔二氧化硅基聚合物纳米复合材料的制备已广泛概括为四种方法：(i) 共混、聚合物和介孔二氧化硅通过熔融或溶液共混的直接混合 [19, 20]、(ii) 原位 聚合，将表面改性的二氧化硅相分散在单体中，然后进行聚合 [21, 22]，(iii) 表面引发聚合，通过共价相互作用将聚合物部分接枝到介孔二氧化硅上 [23, 24]，和 (iv) ) 就地 溶胶-凝胶形成，通过将聚合物分子浸渍到二氧化硅骨架中直接制备 [25] 或通过软模板自组装制备介孔二氧化硅/聚合物纳米复合材料 [26]。

天然橡胶/六方介孔二氧化硅 (NRHMS) 纳米复合材料将介孔二氧化硅基质的优点（有序结构、热稳定性、高表面积和功能化简单）与分散的聚异戊二烯相结合，提供疏水性 [27]。此外，异戊二烯结构中碳-碳双键 (C=C) 的存在可能会通过与烯烃相关的反应进行化学修饰，例如在 C=C 处进行亲电加成 [28]。 就地 NRHMS 的溶胶-凝胶合成是一种一锅自组装合成，是一种在温和条件下的简单策略，可产生具有理想特性的材料 [27]。合成是在四氢呋喃 (THF) 作为共溶剂、十二胺 (DDA) 作为结构导向剂和原硅酸四乙酯 (TEOS) 作为二氧化硅前体的情况下进行的。尽管具有高介孔性和疏水性，但掺入的天然橡胶 (NR) 的低热稳定性是其主要缺点。

在中间相形成过程中 NR 的存在阻碍了二氧化硅前体的水解和缩合，在所得纳米复合材料中留下了大量残留的乙氧基和羟基，这对其理化性质有害 [29, 30]。二氧化硅网络形成过程中的水解和缩合速率很大程度上取决于 pH 值 [31, 32]。林等人。采用改变 pH 值的方法合成介孔二氧化硅纳米粒子 [33]。酸性硫酸盐和醋酸盐水溶液用于调节 pH 值，产生具有较厚通道壁和改进的热和水热稳定性的介孔结构二氧化硅。然而，尚未研究通过 pH 调节来改善 NRHMS 的热稳定性，但已知在溶胶-凝胶反应中添加弱酸溶液不仅会影响二氧化硅网络，还会影响 NR 的性质 [34 ].

在这项研究中，我们探索了一种基于使用温和硫酸溶液 (0.5 M H2SO4) 调节 pH 值来制造具有增强的热稳定性和疏水性的 NRHMS 纳米复合材料的简单方法。使用各种表征技术研究了 H2SO4 添加量对所得 NRHMS 纳米复合材料的物理化学和热性能以及 NR 相分散的影响。就碳、氧和二氧化硅含量而言，化学环境提供了有关残留乙氧基和羟基的 pH 依赖性量的有用信息。通过这种方法轻松制造 NRHMS 纳米复合材料，纳米颗粒 (NP) 具有均匀尺寸、紧凑且改进的六边形细观结构排列、高表面积以及增强的疏水性和热稳定性，这些都是催化和吸附材料的有前途的特性。

方法

材料和化学试剂

TEOS 和 DDA（均为 AR 级，98%）购自 Sigma Aldrich，而 H2SO4（98%）、THF（99.5%）和无水乙醇（99.9%）购自 QRëC（AR 级）。乙醇（商业级，95%）购自 Alcoh。 NR 由 Thai Hua Chumporn Natural Rubber Co. Ltd (Thailand) 提供。所有化学试剂和材料均未经进一步纯化使用。

原始 HMS 的合成

原始 HMS 是通过溶胶-凝胶形成合成的，如别处所述 [27]。在典型的批次中，将 3.75 g DDA 在搅拌下溶解在 THF (26.67 g) 和去离子水 (53.05 g) 的溶液中，然后滴加 10.5 g TEOS。将混合物在 40°C 下搅拌老化 1 天。随后，通过过滤回收白色固体产物并在60℃下干燥18小时。模板去除采用 0.05 M H2SO4/乙醇 80 ℃萃取 4 h，所得固体用乙醇彻底洗涤，60 ℃干燥 12 h。

NRHMS 纳米复合材料的合成

将 0.5 克 NR 片材直接在 10.5 克 TEOS 中溶胀过夜。然后将含有 2 克 TEOS 的溶胀 NR 片在 26.67 克 THF 中搅拌过夜以获得胶体混合物，在搅拌下依次向其中滴加 3.75 克 DDA 和 8.5 克 TEOS。接着，滴加53.05g去离子水，将所得混合物在40℃下搅拌陈化2天。通过在乙醇中沉淀、过滤和在60°C下干燥18小时来回收固体产物。提取和产品精加工与上述HMS合成相同。

使用低 H2SO4 浓度调节 pH 值合成 NRHMS 纳米复合材料

以与上述 NRHMS 合成相同的方式制备的 NR 胶体混合物在 40 °C 下老化 1 天，然后将所需量的 0.5 M H2SO4（0、2.55、5.10 或 10.2 g）缓慢滴入搅拌混合物以调节pH值，并将混合物进一步老化1天。通过与NRHMS合成相同的程序回收、提取和完成固体产物。所得纳米复合材料命名为 NRHMS(X )，其中 X 表示合成过程中添加的 0.5 M H2SO4 的重量 (g)。合成材料的重量组成总结在附加文件1：表S1中。

合成材料的表征

粉末 X 射线衍射 (XRD) 分析在配备有 Cu Kα 辐射的 Bruker D8 Advanced X 射线衍射仪上进行，X 射线功率为 40 kV 和 40 mA。 XRD 谱是在室温下记录的，从 2θ 1°–10°，步长为 0.02°，计数时间为 1 秒。特征晶格参数 (a 0) 是根据面间距 (d -spacing) 的 (100) 反射峰使用等式：\( {a}_0=2{d}_{100}/\sqrt{3} \).

在-196°C 下的氮 (N2) 吸附-解吸测量在 Mircrometrics ASAP2020 表面积和孔隙率分析仪上进行，以确定合成材料的质地特性。所有样品在分析前在吸附装置中在 150°C 下脱气 2 小时。比表面积（S BET) 是使用 Brunauer-Emmett-Teller (BET) 方程从相对压力 (P/P 0) 范围为 0.02–0.2。外表面积 (S ext) 是根据 t 的斜率估计的 -阴谋。中孔体积 (V m) 是根据 t 的线性部分的截距计算的 - 在相对压力范围内绘图，高于该压力范围，N2 在初级介孔内冷凝。使用解吸数据通过 Barrett-Joyner-Halenda (BJH) 计算确定孔径分布。总孔体积 (V T) 是由 P/P 下累积的 N2 吸附量获得的 0.990 的 0。

热重分析 (TGA) 用于确定二氧化硅和 NR 的含量以及纳米复合材料的热稳定性。使用 PerkinElmer Pyris Diamond 热重分析仪在气流 (50 mL/min) 下以 10 °C/min 的升温速率将每个样品（约 10 mg）从 40–850 °C 加热。

傅里叶变换红外光谱 (FTIR) 用于鉴定合成材料中的官能团和 NR 相。在 Nicolet iS10 FT-IR 光谱仪上记录了 500–4000 cm ^-1 范围内的透射 FTIR 光谱 以 4 cm 的分辨率进行 64 次扫描 ^-1 .

样品的形态通过场发射扫描电子显微镜 (FESEM) 使用 HITACHI SU-8030 仪器在 10 kV 下在金溅射样品网格上进行检查。粒度分布由ImageJ软件测量。使用 JEOL JEM-2010 透射电子显微镜在 200 kV 加速电压下通过透射电子显微镜 (TEM) 观察材料的细观结构排列。在暗场模式下，使用 JEOL JEM-2010 透射电子显微镜在 200 kV 的加速电压下，通过扫描透射电子显微镜和能量色散 X 射线光谱 (STEM-EDS) 映射检查介孔材料中主要元素的分布。

使用配备单色 Al Kα X 射线源 (1486.7 eV) 在 15 kV 和 5 mA 下运行。测量扫描是在 400 μm 的光斑尺寸和 200 eV 的恒定通过能量下测量的。通过将 C1s 波段设置为 284.5 eV 来执行校准。使用XPSPEAK41软件对高分辨率XPS元素光谱进行解卷积。

结果与讨论

NR 含量和热稳定性

合成材料的热重 (TG) 和微分热重 (DTG) 曲线如图 1 所示。所有样品均观察到三个主要的失重步骤。第一步发生在 40-150°C 之间，归因于乙醇的损失，乙醇是 TEOS 水解和缩合的副产物，以及材料表面物理吸附的水。对于原始 HMS 和 NRHMS 系列，在不同温度范围内检测到第二次失重。对于原始 HMS（图 1a），重量损失范围为 270-450°C，对应于残余乙氧基的热分解 [35]，这是通过 Stöber 方法制备的二氧化硅颗粒的典型特征 [30]。对于 NRHMS 纳米复合材料（图 1），相对较宽的分解范围从 200-450 °C 扩展，表明 NR 相和乙氧基的分解。最终重量损失在 450-700 °C 范围内发现，对应于硅烷醇基团的脱羟基 [36] 和碳残留物的分解 [37]。根据原始 HMS 和 NRHMS 系列之间残留重量的差异确定 NR 的量。所有NRHMS纳米复合材料的NR含量为12%（wt.%，表1）。

(a的代表性TG和DTG曲线 ) HMS, (b ) NRHMS, (c ) NRHMS(2.5) 和 (d ) NRHMS(10)。星号代表NR自氧化的步骤

值得注意的是，在 180-200 °C 范围内发生了轻微的重量增加，这归因于聚合物的自动氧化 [38]，这发生在原始 NRHMS 中。对于 NRHMS(2.5) 和 NRHMS(5)，未发现此降解步骤，NR 的初始分解温度移至 240 °C（分别为图 1c 和附加文件 1：图 S1）。有人提出，弱酸性条件下增强的缩合增加了 NR 上的二氧化硅骨架覆盖率，然后限制了氧气进入 NR 相的可及性，从而延缓了被捕获的 NR 链的分解 [39]。然而，在 NRHMS(10) 中观察到自动氧化步骤，这可能意味着 NR 有限地掺入到硅酸盐框架中。 NRHMS(10) 样品表现出分离的 NR 团聚体，如附加文件 1：图 S2 所示。

结构特性分析

HMS 和 NRHMS 系列的低角度 XRD 分析用于识别介观结构二氧化硅骨架的有序排列。所有样品均在 2θ 处具有特征反射 大约 2°（图 2），这与 d 有关 100 面间距。与纯二氧化硅 HMS 相比，NRHMS 系列表现出较不有序的细观结构排列，这表明 NRHMS 纳米复合材料中 NR 相的存在可能导致曲折的介孔通道。此外，特征反射向较低角度移动，代表六方晶胞的扩展，这表明NR掺入到细观结构硅酸盐骨架中[27]。

HMS和NRHMS纳米复合材料的代表性低角度XRD图

通过添加低浓度 H2SO4 制备 NRHMS 导致 d - 间距和单元格参数 (a 0) (表 1)。与原始 NRHMS 相比，NRHMS(2.5) 的更强反射强度归因于更高的结构有序性，这是由于硅酸盐物质的酸催化水解-缩合速率 [40]。 NRHMS(5) 具有与 NRHMS(2.5) 几乎相同的晶胞参数，但提供相对较低的有序细观结构，表明随着合成混合物的 pH 值降低，NR 的分散降低 [41]，可以想象导致非将 NR 均匀掺入六方阵列硅酸盐框架中。对于NRHMS(10)，反射峰随着强度的增加而移回更高的位置，这反映了如前所述，由于NR的团聚，较高的H2SO4浓度诱导了硅酸盐物质和NR相的分离。

纹理属性分析

原始 HMS 和 NRHMS 纳米复合材料的 N2 物理吸附表现出 IV 型等温线（图 3a），表明这些材料的介孔性 [42]。在 P 处有两个主要的毛细管冷凝步骤 /P 0 范围为 0.2-0.4 和 0.8-1.0，表明存在双峰中孔分布，如 BJH 图所支持（图 3b）。具有相对较窄孔径分布的较小孔隙归因于表面活性剂模板化的介孔网络，而源自 NP 团聚体的颗粒间空隙导致分布较宽的较大孔隙 [43]。与原始 HMS 相比，NRHMS 系列由于被 NR 堵塞而具有较低的表面积和初级介孔体积（表 1）。如前所述[33]，较厚的孔壁还导致表面积和孔隙率降低。 NRHMS较大的壁厚证实橡胶链被包裹在硅酸盐骨架内，而减小的孔径表明一些聚合物分子位于介孔内。

代表 (a ) N2 物理吸附等温线和 (b ) HMS和NRHMS纳米复合材料的BJH孔径分布

与原始 NRHMS 相比，NRHMS(2.5) 表现出相对较大的壁厚，表面积和孔体积均减小，这表明加入低浓度的 H2SO4 促进了硅酸盐物质的凝结，从而使二氧化硅壁变厚。 NRHMS(5) 的孔壁略有增厚，但表面积和孔体积仍显着降低，这与 NR 的部分团聚有关，如 XRD 结果所述。对于 NRHMS(10)，相分离导致质地特性发生显着变化，提供了高表面积，但由于在硅酸盐框架中掺入的 NR 相较少，因此晶胞和孔壁厚度较低。此外，它的孔径比其他 NRHMS 样品小，因为加入低浓度的 H2SO4 导致合成混合物的极性增加，由于胶束本身之间的相互作用减弱，胶束的尺寸减小 [44] .

形态和多孔结构分析

FESEM 分析表明，硅质 HMS 形成了球形二氧化硅 NP 聚集体，提供了明显的颗粒间空隙（图 4）。对于 NRHMS 系列，NR 的存在可能充当结合模块，将粒子附着到更紧密的排列中。结果，NRHMS 样品的颗粒间空隙比 HMS 小，这支持 BJH 孔径分布（图 3b）。 NRHMS(2.5) 具有与原始 NRHMS 相似的形态，而 NRHMS(10) 的形态看起来与 HMS 相似，支持由于 NR 聚集而将低水平的 NR 掺入到硅酸盐框架中。从粒度分布测量（附加文件 1：图 S3）来看，NRHMS 和 NRHMS(2.5) 表现出比 HMS 更大的尺寸。除了NRHMS(10)由于掺入和结合的NR较少而提供比原始NRHMS更小的粒径外，酸溶液的加入导致硅酸盐骨架形成速率增加导致粒径有所增大。

(a 的代表性 FESEM 图像 ) HMS, (b ) NRHMS, (c ) NRHMS(2.5) 和 (d ) NRHMS(10) ×100,000

HMS 和代表性 NRHMS 样品的 TEM 分析（图 5）显示纯二氧化硅 HMS 和 NRHMS 系列具有虫洞状基序结构，这是 HMS [5] 的一个突出特征。这表明在 HMS 基质中保留了介孔结构的硅酸盐骨架，其中夹带了 NR 分子。不幸的是，由于构成元素的原子量低，传统的 TEM 模式无法检测到分散的 NR 相。此外，合成的 HMS 和 NRHMS 材料的介孔由于其曲折的介孔结构框架和缺乏长程介孔排序而难以测量。表明HMS表现出具有局部六边形对称性的虫洞状结构[45]。

HMS 的代表性 TEM 图像 (a ) 和 NRHMS (b ) 放大倍数为 ×300,000

因此，制造的纳米复合材料通过 STEM-EDS 进一步表征以定位 NR 相的下落（图 6）。原始 HMS 具有均匀分布的硅 (Si) 和氧 (O)，对应于硅酸盐骨架 [23]，同时检测到少量碳 (C)，这是由于残留乙氧基的存在所致。原始 NRHMS 提供了更高量的 C，这在 NRHMS 纳米复合材料中始终检测到，表明 NR 相均匀分散在其细观结构中。相比之下，NRHMS(10) 中检测到大量 C 簇，NR 团聚体分离。

具有 EDS 映射图像的代表性 STEM (a ) HMS, (b ) NRHMS 和 (c ) NRHMS(10) ×200,000

通过XPS分析评估材料表面的化学环境。硅质 HMS 的宽扫描 XPS 光谱（图 7a）显示结合能（BE）为 284.5、533.0、151.0 和 100.0 eV 的四个独特带，分别分配给 C1s、O1s、Si2s 和 Si2p .从图 7b 可以看出，NRHMS 的元素组成提供了与 HMS 相似的特征模式，支持在 NR 存在下没有其他元素污染。

(a 的代表性宽扫描 XPS 光谱 ) HMS 和 (b ) 健康管理系统

HMS 的高分辨率 C1s 和 O1s 光谱如图 8a 所示。 BE 为 284.5 eV 的第一种化学状态对应于样品中脂肪烃和不定表面碳的 C-C/C-H 键。 BE 为 285.9 eV 的谱带归因于残留乙氧基的 C-O 物种，而 BE 为 287.2 eV 的小解卷积谱带与合成过程中的残留污染有关 [46]。对于高分辨率 O1s 光谱，硅酸盐网络的 Si-O-Si 键贡献了 533.0 eV 的 BE。在 532.2 和 534.3 eV 的 BE 下检测到另外两种组分，分别对应于残余乙氧基的 Si-O-C 键和硅烷醇基的 Si-O-H。

(a的代表性核心级高分辨率C1s和O1s光谱 ) HMS 和 (b ) 健康管理系统

原始 NRHMS 表现出与 HMS 相似的高分辨率 C1s 光谱，但具有 284.0 eV BE 的 C=C 聚合物结构种类（图 8b）。根据获得的 O1s 光谱，与 HMS 相比，NRHMS 具有最高的 Si-O-C 相对浓度，这意味着由于乙氧基与橡胶分子之间的相互作用，NR 的存在确实阻碍了二氧化硅前体的水解[47]。从附加文件 1：图 S5，NRHMS(2.5) 和 NRHMS(5) 的 C1s 和 O1s 状态与原始 NRHMS 的状态相似。该结果支持低浓度 H2SO4 的添加通过将 NR 包裹在加厚的二氧化硅壁之间，而不是通过 NR 分子与硅酸盐骨架之间的化学键合来增强制备的 NRHMS 纳米复合材料的热稳定性。

表 2 总结了在 HMS 和 NRHMS 纳米复合材料中观察到的 C1s、O1s 和 Si2p 核心峰的原子百分比 (at%)。在合成过程中将 H2SO4 添加到 NR/HMS 混合物中时，残余乙氧基和硅烷醇基团的数量减少，而硅氧烷种类增加。结果支持添加低浓度 H2SO4 可提高硅酸盐物质的水解和缩合速率。此外，硅烷醇基团的减少可能是由于硫酸根离子（SO4 ^2- ) 有效地与表面的羟基结合形成硅氧烷键[48]。

疏水性测量

鉴于 NR 是一种疏水性聚合物，将其掺入介孔结构硅酸盐框架中，为所得的 NRHMS 纳米复合材料提供了疏水性。表 1 显示了单层吸附水的体积 (V m,H2O)，从 H2O 吸附-解吸测量中获得。由于硅醇基团作为其表面的主要官能团，原始 HMS 对水具有最高的亲和力。掺入的 NR 相的疏水性降低了 NRHMS 纳米复合材料的水亲和力。对于 NRHMS(2.5) 和 NRHMS(5)，观察到疏水性增加，因为添加低浓度 H2SO4 通过酸催化缩合到硅氧烷键减少了硅烷醇基团的数量，这大大降低了水亲和力（表 2）[ 49]。然而，NRHMS(10)中NR掺入不成功导致疏水性降低，因为硅酸盐骨架的亲水性比NR团聚体更占优势。

NRHMS纳米复合材料的形成机制

NRHMS 纳米复合材料的机械形成之前已经报道过 [47]，由于聚（顺式 1,4-异戊二烯）分子与部分水解的二氧化硅前体的乙氧基之间的疏水相互作用，NR 被掺入二氧化硅骨架中，通过合作自组装路线形成混合中间相。与硅质 HMS 相比，NRHMS 纳米复合材料表现出较差的物理性能，但由于 NR 均匀分散在硅酸盐框架内，因此具有优异的疏水性。然而，残余乙氧基的存在表明橡胶相阻碍了二氧化硅前体 (TEOS) 的水解和缩合，导致较少缩合和有序的介孔结构硅酸盐网络（方案 1A）。在低浓度 H2SO4 存在下制造后（方案 1B），通过酸催化的溶胶-凝胶工艺减少了乙氧基和硅烷醇基的数量，从而改善了有序的细观结构，更厚的孔壁包裹了橡胶链。如 TGA 结果（图 1）所示，NR 在二氧化硅壁上的覆盖阻止了聚合物分子通过自氧化分解。此外，表面硅烷醇基团的减少提高了所得制备的 NRHMS 的疏水性。 Scheme 1C illustrates that the higher H2SO4 concentration in the synthesis mixture decreased the dispersion stability of NR, since the pH reduction destabilized the negative charges around the small NR particles, allowing them to agglomerate [50]. Simultaneously, the decreased pH (increased the amount of acid solution added) rapidly promoted the condensation of the silica precursor, potentially causing silicate species to form a mesostructure with less incorporated NR. This catalytic effect also diminished the level of ethoxy groups, which acted as anchoring points between the silicate species and NR molecules. As a result, the previous entrapped NR molecules, which were directly exposed to the mixture environment, partially coiled within the mesostructured silica framework, and hampered the formation of an ordered hexagonal mesophase. At higher amount of acid solution added, separation of the NR phase and silicate framework became more obvious (Scheme 1D).

Mechanistic aspect for the formation of (a ) pristine NRHMS, (b ) NRHMS(2.5), (c ) NRHMS(5) and (d ) NRHMS(10)

结论

We successfully demonstrated a facile fabrication of NRHMS nanocomposites via the in situ sol–gel method with pH adjustment to different acid levels using 0.5 M H2SO4 solution. Compared to the pristine NRHMS, NRHMS(2.5) exhibited an increased pore wall thickness and hexagonal mesostructure ordering, since the addition of H2SO4 at a low concentration, enhanced the acid-catalyzed sol–gel reaction of silicate species, while retaining the remnant ethoxy groups derived from TEOS as anchoring points between the silicate and NR phase. The strengthened silica wall also entrapped the NR chains within its framework, which retarded the thermal decomposition of NR. The improved hydrophobicity of the fabricated nanocomposite was explained by the acid-induced condensation of surface silanol groups to siloxane bonds. However, the advantages of adding H2SO4 at a low concentration were reduced with increasing the amount of acid solution added by the agglomeration of the NR phase and depletion of remnant ethoxy groups, leading to less entrapped NR chains within the mesostructured silicate framework and eventually to phase separation between the NR and silica phases, as observed for the NRHMS(5) and NRHMS(10) nanocomposites, respectively. The fabricated NRHMS nanocomposites with enhanced thermal and hydrophobic properties would be a potential porous carrier in the field of catalysis, adsorption, and drug delivery.

数据和材料的可用性

The datasets analysed during the current study are available from the corresponding author on reasonable request.

缩写

DDA:

Dodecylamine

DTG:

Differential thermogravimetric

FESEM：

场发射扫描电镜

FTIR：

傅里叶变换红外光谱

HMS:

Hexagonal mesoporous silica

NP：

纳米粒子

NR：

Natural rubber

NRHMS:

Natural rubber/hexagonal mesoporous silica nanocomposites

STEM-EDS:

Scanning transmission electron microscopy with energy dispersive X-ray spectroscopy

TEM：

透射电子显微镜

TEOS：

原硅酸四乙酯

TG：

热重

TGA：

热重分析

THF：

四氢呋喃

XPS：

X射线光电子能谱

XRD：

X射线衍射