Nanocomposites de carbone Fe3O4 magnétiques synthétisés par chauffage par induction magnétique

Scientific Reports volume 13, Numéro d’article: 7244 (2023) Citer cet article

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Une correction d’auteur à cet article a été publiée le 01 juin 2023

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Le chauffage par induction magnétique (MIH) de nanoparticules de magnétite est utilisé comme nouvelle procédure de synthèse de nanocomposites magnétiques à base de carbone. Des nanoparticules magnétiques (Fe3O4) et du fructose (rapport pondéral 1:2) ont été mélangés mécaniquement et soumis à un champ magnétique RF (305 kHz). La chaleur générée par les nanoparticules conduit à la décomposition du sucre et à la formation d’une matrice de carbone amorphe. Deux ensembles de nanoparticules, avec des tailles de diamètre moyennes de 20 et 100 nm, sont analysés comparativement. Les caractérisations structurelles (diffraction des rayons X, spectroscopie Raman, microscopie électronique à transmission (MET)), électriques et magnétiques (résistivité, magnétométrie SQUID) confirment le revêtement de carbone des nanoparticules par la procédure MIH. Le pourcentage de la fraction carbonée est augmenté de manière appropriée en contrôlant la capacité calorifique magnétique des nanoparticules magnétiques. Le procédé permet la synthèse de nanocomposites multifonctionnels aux propriétés optimisées à appliquer dans différents domaines technologiques. En particulier, l’élimination du Cr (VI) des milieux aqueux est présentée en utilisant le nanocomposite de carbone avec des nanoparticules de Fe3O4 de 20 nm.

Les nanocomposites, définis comme des matériaux multiphasiques dont la matrice a au moins une de ses dimensions inférieures à 100 nm, représentent une classe de nanomatériaux qui a été largement étudiée pendant plusieurs décennies1. En particulier, leur nature multifonctionnelle offre la possibilité de les appliquer dans différents secteurs couvrant un large éventail d’applications technologiques. La combinaison de différents éléments avec des propriétés catalytiques, magnétiques, électroniques et optiques spécifiques ainsi que des fonctionnalités de surface conduit à leurs performances optimisées exceptionnelles. Parmi ces systèmes, les nanocomposites de carbone magnétiques se distinguent2,3,4,5,6, où le revêtement de nanoparticules magnétiques avec du carbone, en plus de fournir le multifonctionnel souhaité, améliore la stabilité thermique et chimique, la résistance à l’oxydation, assurant la biocompatibilité et une surface spécifique élevée. Un contrôle approprié des groupes fonctionnels à la surface du carbone conduit à des adsorbants polluants très efficaces, à des nanotransporteurs pour l’administration de médicaments et les thérapies contre le cancer, et optimise les performances nanocomposites en tant qu’électrocatalyseurs ou composants de stockage d’énergie dans les batteries au lithium. En outre, le noyau magnétique élargit la fonctionnalité nanocomposite: séparation magnétique (récupération et recyclage des adsorbants polluants), applications biomédicales (administration de médicaments assistée par température, hyperthermie magnétique, agents de contraste d’image) ou absorbants et filtres électromagnétiques micro-ondes, entre autres.

Différents procédés chimiques peuvent être utilisés dans la préparation de nanostructures à base de carbone7, la plupart d’entre eux basés sur le traitement thermique de précurseurs sélectionnés à des températures élevées (c’est-à-dire méthode hydrothermale/solvothermique, procédure de pyrolyse, procédé sol-gel). Cependant, les procédures de chauffage par rayonnement non thermique ont également été explorées et analysées en tant que techniques efficaces pour synthétiser des nanomatériaux et des nanocomposites8. Dans ces techniques (c’est-à-dire le chauffage par micro-ondes, le chauffage laser, le chauffage Joule ou le chauffage par induction magnétique), la chaleur est générée directement et localement à l’intérieur des objets, contrairement aux traitements thermiques traditionnels où la chaleur externe est transférée aux objets via un média.

En particulier, le chauffage par induction magnétique (MIH) est un outil métallurgique traditionnel basé sur le chauffage lié à la génération de courants de Foucault lors de l’application d’un champ magnétique alternatif dans des éléments métalliques (conducteurs)9. Le chauffage Joule donne lieu à un chauffage presque instantané à des températures très élevées en quelques secondes. Cependant, il est bien connu et largement rapporté au cours des dernières décennies que les nanoparticules magnétiques (PMN) peuvent agir comme des nanoréchauffeurs, liés à leurs processus d’hystérésis magnétique, de relaxation et de résonance lorsqu’elles sont soumises à un champ magnétique RF (hyperthermie magnétique)10,11. Au cours des dernières décennies, un grand effort a été fait dans son application dans le secteur biomédical (administration de médicaments et thérapies contre le cancer)12,13. Cependant, son application dans d’autres domaines technologiques, tels que la nouvelle synthèse de nanocomposites, a été à peine analysée dans la littérature. En particulier, la production de chaleur de PMN sous champ magnétique AC peut être utilisée pour calciner un gel précurseur d’oxyde métallique14, une croissance contrôlée de structures organométalliques15, un nanocatalyseur d’hydrogénation Ru16 ou des nanoparticules d’oxyde de fer magnétique optimisées17.

En ce qui concerne la synthèse de nanocomposites de carbone magnétiques, plusieurs méthodes ont été rapportées, parmi lesquelles les méthodes de décomposition thermique se distinguent par leur simplicité, leurs réactifs à faible coût et la possibilité d’utiliser différents types de sources de carbone18,19. Dans ces procédés de synthèse, on utilise généralement une source de Fe jouant le double rôle de catalyseur de la réduction du carbone et de former simultanément le noyau magnétique.

Dans ce travail, nous rapportons la procédure de synthèse de nanocomposites de carbone magnétiques obtenus en utilisant des nanoparticules magnétiques Fe3O4 comme nanoréchauffeurs pour la décomposition thermique du fructose. Ce sucre a été choisi comme source de carbone en raison de sa simple décomposition thermique et utilisé comme modèle pour d’autres sources de carbone afin d’obtenir des composites magnétiques. Les nanoparticules ont été mécaniquement mélangées au sucre et le mélange soumis à l’action d’un champ magnétique AC de 305 kHz. La chaleur générée par les nanoparticules décompose thermiquement le sucre, donnant naissance à une matrice de carbone amorphe électriquement conductrice, dont la fraction relative dépend des caractéristiques de chauffage de puissance des nanoparticules magnétiques. L’application en tant que nanoadsorbants Cr (VI) en milieu aqueux est enfin décrite.

Deux ensembles de nanoparticules magnétiques Fe3O4 ont été utilisés, caractérisés par des tailles moyennes autour de 20 et 100 nm (20-MNP et 100-MNP dans les suivants). Afin de vérifier la capacité calorifique des PMN initiales, l’augmentation de la température pour 20 MNP et 100 MNP sous l’effet du champ magnétique (RF) AC, HAC, (f = 305 kHz, amplitude 300 Oe) a d’abord été analysée en fonction du temps d’exposition, t. La figure 1a montre l’augmentation de la température en fonction de t pour les nanoparticules initiales. Comme on peut le constater, l’application de HAC favorise une augmentation remarquable de la température pendant de courtes périodes, étant plus élevée pour 20-MNP. À titre de comparaison, la température des échantillons mélangés (fructose + MNP) est également affichée dans des conditions expérimentales similaires. Lorsque les PMN sont mélangés avec du fructose, une augmentation plus douce de la température est détectée, ce qui réduit considérablement l’augmentation de la température lors de l’utilisation de 100 MNP. Comme nous le verrons plus loin, la capacité calorifique inférieure des 100 MNP devrait être attribuée à leur plus grande taille de nanoparticules dans le régime multidomaine20,21. L’apparition d’une réponse de température non linéaire dans la Fig. 1a pour les échantillons analysés indique le caractère non adiabatique de la configuration utilisée et le transfert de chaleur du système avec l’environnement.

a) Courbes MIH (température en fonction du temps) pour les PMN initiales (symboles ouverts) et le fructose + PMN (symboles proches): (○) 20-MNP, (∆) 100-MNP. b) Température pour le fructose + PMN par rapport à la température des PMN initiales dans des conditions expérimentales équivalentes. Les flèches marquent le changement de tendance qui devrait être lié au point de fusion du fructose. Encart : TGA scanne le fructose, sans nanoparticules (en bleu la courbe dérivée en u.a.).

Un changement net dans la forme des courbes de température est détecté lorsque les PMN sont mélangées avec du fructose. Alors que les courbes des PMN initiaux peuvent être correctement ajustées à l’aide d’un polynôme du 3e ordre, une tendance différente se produit dans les courbes de chauffage du mélange. Pour analyser plus en détail les changements thermiques dans le fructose à mesure que la température augmente, Fig. 1b affiche les températures mesurées pour le mélange Fructose + PMN et la température atteinte dans les PMN initiales pour le même temps d’exposition. Un pli (changement de tendance) peut être clairement visualisé dans les deux mélanges pour des températures des PMN autour de 150 °C (flèches sur la Fig. 1b). En vérifiant le processus de décomposition du fructose par analyse TGA (voir encadré de la figure 1b), ce point (T1) peut être corrélé avec sa température de fusion, sa température de décomposition finale étant signalée autour de 270 °C (T2)21.

En conséquence, le chauffage par induction magnétique (MIH) a été exploré comme procédure de revêtement de carbone, où les MNP agiraient comme nanoréchauffeurs pour la décomposition thermique du sucre. Un mélange de 200 mg de PMN et de 400 mg de fructose a été mélangé mécaniquement et soumis au champ magnétique AC (305 kHz). Dans ces expériences, l’amplitude du champ magnétique AC a été ajustée pour atteindre 200 °C à une vitesse de chauffage similaire (≈ 25 °C/min) dans les deux échantillons. Après 2 h de temps d’exposition, les échantillons ont été refroidis à température ambiante, correctement lavés et filtrés magnétiquement (voir la section « Méthodes » pour plus de détails).

Les profils XRD ont été analysés pour les PMN initiaux et les échantillons traités AC après avoir été soumis au traitement MIH. Tous les modèles XRD (voir Fig. 1S, informations supplémentaires) montrent l’apparition d’une seule phase Fe3O4, confirmée par le raffinement de Rietveld (groupe d’espace Fd3m). De plus, le paramètre de cellule calculé de la phase magnétite ne change pas de manière significative (a = b = c ≈ 8,3862 (11)) après la procédure MIH, affichant des valeurs similaires à celles de la phase magnétite en vrac22. De plus, les tailles de cristallite (estimées par la formule de Scherrer) restent presque constantes avant et après le traitement MIH ( ≈ 18 nm et ≈ 83 nm pour les échantillons de 20 MNP et 100 MNP, respectivement). Il est à noter que le pic de carbone graphitique dans les échantillons traités n’est pas clairement visible dans les diffractogrammes XRD. Ce résultat refléterait la nature désordonnée amorphe de la phase carbonée, comme le confirmera la spectroscopie Raman.

La figure 2 montre les images TEM des PMN initiales et traitées par AC. D’après les images, on peut conclure qu’après le traitement MIH, une matrice est clairement visible pour le 20-MNP, bien que le revêtement de carbone pour le 100-MNP traité soit plutôt inhomogène. Compte tenu de la caractérisation précédente du chauffage par induction magnétique (voir Fig. 1a), ce résultat peut être interprété comme une conséquence de la capacité de chauffage plus faible des plus grandes PMN.

Images TEM de 20 PMN (a) initiales et (b) traitées en AC, et 100 MNP, (c) initiales et (d) AC-traitées.

La distribution granulométrique des PMN (histogrammes) des PMN initiales et des PMN traitées par AC est illustrée à la Fig. S2, où la fonction de distribution log-normale (ligne continue dans les figures) caractérise les histogrammes. Aucun changement notable ne peut être détecté dans les distributions de taille des PMN après le traitement MIH. Le diamètre moyen des particules calculé est le suivant : 27,7 ± 0,5 nm et 24,7 ± 0,3 nm (20-MNP initial et traité AC) et 139 ± 3 nm et 137 ± 3 nm (100-MNP initial et traité). Dans les deux cas, les valeurs sont supérieures à la taille cristalline des nanoparticules estimées à partir de la DRX. Ces différences, plus importantes dans le cas de 100-MNP, sont principalement corrélées au fait que les tailles TEM sont mesurées dans les limites de grains visibles, tandis que les estimations aux rayons X fournissent le domaine cristallin. Quoi qu’il en soit, les tailles estimées pour les deux PMN expliquent les différences dans leur capacité de chauffage. Alors que la plupart des 20 MNP seront dans le régime monodomaine, l’état multidomaine dominerait l’état magnétique pour 100-MNP. Notez que la taille critique rapportée pour un domaine unique dans les nanoparticules de magnétite est d’environ 85 nm, en fonction de cette valeur sur la forme de la nanoparticule20, étant la capacité maximale de chauffage par induction attribuée à l’état monodomaine23.

La caractérisation magnétique confirme l’analyse structurale précédente. La figure 3 montre la dépendance à la température de l’aimantation à haut champ, M, sous un champ magnétique appliqué μ0H = 6 T. Une réduction de M est observée pour les PMN traitées par rapport aux nanoparticules initiales. Cette réduction doit être liée à la teneur en carbone présente dans les PMN traitées puisque les valeurs d’aimantation sont calculées en divisant l’aimantation mesurée par la masse totale de l’échantillon mesuré. En supposant une contribution magnétique négligeable de la phase carbonée, une grande quantité de carbone présente dans le 20-MNP traité AC conduit à une réduction remarquable de l’aimantation mesurée. La diminution plus marquée de M pour T < 50 K dans les échantillons traités indiquerait l’apparition de phases magnétiques supplémentaires (c.-à-d. antiferromagnétiques) telles que rapportées dans d’autres nanocomposites Fe-C obtenus à partir de la décomposition des sucres21.

Dépendance à la température de l’aimantation à champ élevé, M, (μ0H = 6 T) pour les PMN initiales (symboles ouverts) et les échantillons traités en courant alternatif (symboles proches): (○) 20-MNP, (∆) 100-MNP. Encart : Courbes d’aimantation ZFC–FC pour les échantillons 20-MNP (champ appliqué 50 Oe).

Dans la procédure actuelle de synthèse MIH, l’apparition de cette phase antiferromagnétique doit être supposée se situer à la surface des MNP en raison de l’interaction entre les cations Fe à la surface des nanoparticules et le fructose fondu au cours de la procédure MIH.

L’aimantation à basse température (T < 200 K) a été ajustée à la loi de Bloch, où une contribution de Curie-Weiss a été incluse dans les échantillons traités AC: \(M\left(T\right)={M}_{0}\left(1-B{T}^{n}\right)+ \frac{{C}_{H}}{T-\theta }\), étant M0 l’aimantation spontanée à 0 K, B la constante de Bloch, n un paramètre dont la valeur dépend de la taille des particules, CH une constante en emug−1 K et θ la température de Curie-Weiss (négative pour les antiferromagnétiques). Le tableau S1 résume les paramètres obtenus du raccord effectué (ligne continue sur la Fig. 3). Tout d’abord, la nature antiferromagnétique de la phase basse température (contribution Curie-Weiss) dans les échantillons traités MIH est confirmée par les valeurs négatives de θ (− 19 K et − 13 K pour les échantillons traités à 20 MNP et 100 MNP AC, respectivement). En ce qui concerne la contribution de Bloch, des valeurs similaires des paramètres caractéristiques (B et n) ont été rapportées dans la magnétite dans le régime nanométrique24. La légère diminution de B après la procédure MIH indiquerait une augmentation de l’ordre magnétique dans la phase magnétite. En fait, cet effet peut également être détecté dans l’évolution des courbes ZFC-FC (voir encadré de la Fig. 3), où l’ordre magnétique peut être clairement visualisé par la détection de la transition de Verwey caractéristique à TV ≈ 120 K25. Il est rapporté que la transition de Verwey à l’échelle nanométrique dépend de différents facteurs, étant la stœchiométrie, en particulier la distribution cationique dans la structure du spinelle (Fe2+ et Fe3+ dans les sites octaédriques) le facteur principal26. L’ordre de la phase spinelle comme conséquence de l’auto-échauffement des MNP en présence d’un milieu réducteur comme le fructose, donnerait lieu à l’observation de la transition de Verwey dans les courbes d’aimantation ZFC-FC. Ainsi, la procédure MIH réalisée donnerait lieu à une petite fraction de phase antiferromagnétique sur la surface des PMN simultanément aux changements au sein de la structure spinelle liés à une augmentation de la stœchiométrie de la phase magnétite.

En ce qui concerne la phase carbonée, l’état d’ordre de la matrice carbonée formée par la procédure MIH a été étudié par spectroscopie Raman. La figure 4 montre les spectres Raman des échantillons traités MIH, où le spectre Raman des MNP initiaux est également inclus comme encart pour la comparaison. Pour les PMN initiaux, des bandes de la région ω < 700 cm−1 sont détectées et attribuées aux oxydes de fer (voir encadré de la figure 4)27. Plus précisément, les modes Eg rapportés à 293, 299, 412 et 613 cm−1 et le mode A1g à 498 cm−1, et le pic intense à 1320 cm−1 attribué à une diffusion à deux magnon pour l’hématite α-Fe2O328 peuvent être déduits. Cependant, la coexistence de magnétite (bosse autour de 670 cm−1) et d’autres oxydes ou hydroxydes ne peut pas être complètement exclue (c’est-à-dire maghémite γ-Fe3O2 à 500 cm−1 ou hydroxydes autour de 1100 cm−1). Les modes caractéristiques de la magnétite (T2g à 300 et 540 cm−1, et A1g à 670 cm−1) ne sont pas clairement visualisés dans ces PMN initiales. Notez que l’apparition de phases antiferromagnétiques telles que α-Fe2O3 (c’est-à-dire la transition de Morin)29 n’est pas détectée par la caractérisation magnétique. Ainsi, il faut conclure que l’hématite serait principalement formée lors de la caractérisation Raman à la suite de l’oxydation de la magnétite due à l’irradiation laser27,28. Il convient de noter qu’après la procédure MIH, la plupart des bandes attribuées à l’hématite disparaissent, étant la bande forte de magnétite autour de 660 cm−1 clairement visible dans les deux échantillons. Cependant, l’apparition d’une bande à 450 cm−1, particulièrement visible pour les 100-MNP, n’exclurait pas la présence de wüstite (FeO). Les différences dans le revêtement de carbone après la procédure MIH dans les deux systèmes sont clairement visibles à travers les spectres Raman (c’est-à-dire la fraction de carbone relative). Alors que pour les 20-MNP, il est difficile de distinguer les bandes de magnétite dans le fond du spectre expérimental, étant le signal de carbone la principale contribution, elles sont clairement détectées pour 100-MNP. Ce résultat confirme la fraction carbonée plus faible pour ces nanoparticules à faible capacité calorifique, comme le reflètent la TEM et la caractérisation magnétique.

Spectres Raman de (a) 20-MNP et (b) 100-MNP : (cercle rempli en rouge) PMN initiaux et (o) échantillons traités AC. Les lignes pleines représentent la déconvolution de Lorentz des pics dans les échantillons traités. Encart : Agrandissement de la région à faible nombre d’ondes pour les PMN initiaux.

En ce qui concerne les spectres Raman des échantillons traités MIH, les bandes G et D caractéristiques du carbone ordonné et désordonné, respectivement, sont clairement détectées dans la région du premier ordre (1100–1800 cm−1)21. Aucune connotation n’apparaît dans la région du second ordre (2200–3400 cm−1), confirmant un état désordonné (amorphe) du carbone présent dans les échantillons.

Le tableau 1 résume les paramètres ajustés des bandes G et D utilisant une déconvolution de pic de Lorentz: ωD, ωG, FWHM (pleine largeur à la moitié du maximum) et les intensités relatives des pics (ID/IG). Les faibles valeurs ID/IG (ID/IG tendent à zéro dans le carbone amorphe) ainsi que la diminution de ωG de 1600 cm−1 (carbone graphitique) à environ 1510 cm−1 (carbone complètement désordonné)30,31, permettent de conclure à la nature amorphe du revêtement de carbone obtenu par la procédure MIH effectuée.

L’une des propriétés caractéristiques des matériaux carbonés (graphène, nanotubes, graphite et noir de carbone) est leur conductivité électrique élevée32. En tenant compte de cette propriété, des mesures de résistance électrique ont été effectuées pour discerner les différents revêtements de carbone. En conséquence, compte tenu de la nature semi-conductrice des MNP Fe3O4, une augmentation de la conductivité électrique serait attendue dans les nanoparticules revêtues de carbone par rapport à l’état initial. En fait, une résistance électrique élevée (≈ 2 MΩ) est trouvée pour les nanoparticules initiales, indiquant une faible conductivité électrique dans les MNP non revêtus. D’autre part, après le traitement MIH, une forte réduction de la résistance électrique (≈ 2 Ω) est détectée dans les deux échantillons traités associés à la formation de revêtement de carbone.

Pour confirmer la formation de la matrice carbonée de haute conductivité électrique sous le traitement MIH effectué, deux échantillons supplémentaires ont été caractérisés : la poudre initiale de fructose et un échantillon préparé en mélangeant 200 mg de l’échantillon initial de 100 MNP avec 400 mg de fructose, soumis à un traitement de recuit équivalent dans une étuve conventionnelle à 200 °C (2 h). Dans les deux cas, la résistance électrique était supérieure à 200 MΩ, ce qui indique la nature isolante électrique des échantillons.

Par conséquent, on peut conclure que le revêtement de carbone électriquement conducteur est obtenu par traitement MIH à la suite de la dégradation du fructose, tandis que les traitements thermiques conventionnels équivalents dans un four ne sont pas en mesure de fournir une microstructure similaire. En fait, l’obtention de températures locales plus élevées à l’échelle locale sur la surface des nanoparticules dans le cadre des expériences MIH donnerait lieu à la dégradation du sucre et justifierait les différences avec le recuit conventionnel effectué.

Les caractéristiques multifonctionnelles des nanostructures synthétisées (nanocomposites de carbone magnétiques) permettent leur application dans différents domaines technologiques, tels que les charges d’impression 3D conductrices, les composants d’absorption RF et l’assainissement de l’environnement. À titre d’exemple, le nanocomposite optimal avec la fraction de carbone la plus élevée (20 MNP traités AC) a été utilisé dans les essais d’élimination du Cr (VI) en milieu aqueux.

La figure 5 représente le graphique d’adsorption Cr (évolution du % Cr (VI) en fonction du temps de contact) pour le nanocomposite sélectionné. Les résultats montrent une bonne reproductibilité (valeur moyenne de 3 tests avec la barre d’erreur associée). Comme on peut le voir, le nanocomposite est capable d’absorber presque entièrement les anions Cr dans la solution aqueuse après 30 min.

Adsorption de Cr (%Cr(VI)) en présence du nanocomposite 20-MNP traité AC.

La cinétique d’adsorption du procédé a été analysée à l’aide de deux modèles cinétiques largement rapportés dans la littérature pour caractériser le processus d’adsorption dans les nanostructures à base de carbone33 :

avec qt et qe sont la quantité de polluant adsorbée (mgpolluant/gadsorbant) au temps t (min) et à l’équilibre, respectivement; k1 est la constante pour le modèle pseudo-premier ordre (min−1) et k2 la constante pour le modèle pseudo-second ordre (g/(mg·min)). Alors que le pseudo-premier ordre est corrélé avec le processus d’adsorption qui se produit par diffusion à travers l’interface principalement aux premiers stades, le modèle pseudo-second ordre prédit le comportement sur toute la gamme d’adsorption, en fonction de l’adsorption chimique.

En ce qui concerne les isothermes d’adsorption, les modèles de Langmuir et de Freudlich sont généralement utilisés pour caractériser le processus d’adsorption33 :

où qe (mgpolluant/gadsorbant) correspond à la quantité de Cr (VI) adsorbée au moment de l’équilibre, qmax (mgpolluant/gadsorbant) est la capacité maximale d’adsorption, Ce (mgpolluant/Lsolution) la concentration de Cr (VI) à l’équilibre, KL (L/mg) est la constante de Langmuir et KF (mg/g·( L/mg)1/n) et n sont des constantes de Freundlich. De plus, une constante sans dimension RL est utilisée pour expliquer les caractéristiques d’adsorption de l’isotherme de Langmuir, étant : \({R}_{L}=\frac{1}{1+{K}_{L}{C}_{e}}\). Pour les valeurs RL comprises entre 0 et 1, l’adsorption peut être considérée comme favorable; RL = 0 est irréversible; RL > 1 est défavorable et RL = 1 indique une adsorption linéaire. Dans ce cas, le modèle de Langmuir suppose une surface homogène (processus monocouche) sans interaction latérale entre les molécules adsorbées et une adsorption réversible. Le modèle de Freundlich est basé sur une surface hétérogène, multicouche et adsorption réversible.

Le tableau 2 résume les paramètres d’adsorption à l’aide des modèles proposés. Les modèles de pseudo-second ordre et de Langmuir décrivent légèrement mieux la cinétique d’adsorption et les isothermes d’adsorption, respectivement (valeurs les plus élevées du coefficient de corrélation R2). La figure S3 montre les graphiques d’ajustement correspondants pour les deux modèles.

Par conséquent, on peut conclure que l’adsorption chimique dominerait le processus avec une adsorption de surface homogène (procédé monocouche). Il convient de noter que, bien que l’adsorbant synthétisé affiche des valeurs réduites de qe et qmax par rapport aux autres adsorbants mésoporeux au carbone, k2 et KL sont comparables aux constantes rapportées dans d’autres nanostructures carbonées34,35,36. Néanmoins, la réponse magnétique du nanocomposite améliore sa fonctionnalité, permettant la séparation magnétique du milieu aqueux et facilitant sa récupération et sa recyclabilité.

Une nouvelle procédure de revêtement de carbone de nanoparticules magnétiques Fe3O4 (MNP) est décrite en utilisant le chauffage par induction magnétique (MIH). Deux séries de PMN, 20 MNP et 100 MNP, ont été utilisées et les différences de capacité de chauffage sous champ magnétique alternatif de 305 kHz ont été analysées en fonction de la taille moyenne des nanoparticules. Ainsi, on trouve un rendement calorifique plus élevé pour les nanoparticules plus petites (20-MNP) attribuées à leur nature magnétique monodomaine, contrairement aux dimensions plus grandes des 100-MNP. L’augmentation de température liée à l’aimantation AC des MNP est capable de décomposer le fructose lorsqu’il est mélangé aux nanoparticules. Aucun changement significatif dans les propriétés structurelles et magnétiques des PMN n’est observé après le traitement MIH. En conséquence de la décomposition thermique du fructose, on obtient des revêtements à base de carbone (matrice carbonée désordonnée), dont le pourcentage relatif par rapport à la fraction des PMN augmente pour les nanoparticules plus petites ayant une plus grande capacité de chauffage (20-MNP). Les nanocomposites à haute conductivité électrique sont obtenus sous MIH, ce qui permet la conception de nanocomposites multifonctionnels avec une application dans différents domaines technologiques. À titre d’exemple, leur utilisation comme nanoadsorbants pour l’élimination du Cr (VI) dans les solutions aqueuses est démontrée.

Des nanopoudres d’oxyde de fer (II, III) avec des granulométries d’une taille d’environ 20 et 100 nm ont été achetées auprès de SIGMA-ALDRICH (Aldrich prod. Nombre 637106). Les nanoparticules magnétiques (MNP) ont été synthétisées par synthèse de décomposition thermique de l’acétylacétonate de fer (Fe(acac)3). Avant la synthèse de nanocomposites de carbone, la capacité de chauffage par induction des nanoparticules magnétiques et des MNP mélangés mécaniquement avec du fructose sous forme de poudre (rapport de poids 1:2) a été caractérisée à l’aide d’un entraînement commercial multimode G3 D5 série 3000W de la configuration biomagnétique à l’échelle nanométrique (amplitude et fréquence du champ magnétique alternatif 300 Oe et 305 kHz, respectivement). Comparativement, l’analyse thermogravimétrique (TGA) (HI-RES 2950 TA Instruments) utilisant une vitesse de chauffage de 10 ° C / min sous atmosphère d’azote a été utilisée pour analyser le processus de décomposition dans le sucre (fructose) en fonction de la température. Pour la synthèse des nanocomposites Fe3O4@C, 200 mg des MNP ont été mélangés mécaniquement avec du fructose sous forme de poudre (rapport de poids 1:2) à l’aide d’un pilon de mortier, puis placés dans le bécher et introduits dans la bobine qui a généré le champ magnétique RF (AC) (305 kHz). L’amplitude du champ magnétique a été ajustée pour contrôler la température du mélange afin d’atteindre 200 °C à une vitesse de chauffage constante (≈ 25 °C/min), en maintenant cette température pendant 2 h. Enfin, la poudre obtenue a été lavée plusieurs fois avec de l’eau désionisée et les nanoparticules magnétiques enrobées ont été collectées avec un aimant. L’échantillon séparé magnétiquement a été séché à 60 °C dans un four pendant une nuit pour éliminer l’eau adsorbée.

L’analyse structurale des échantillons (c’est-à-dire les PMN initiaux et les PMN traitées AC) a été réalisée par diffractométrie de poudre à rayons X, XRD (avance Bruker D8) avec rayonnement Cu Kα1 monochromaté (λ = 1,54056 Å), en utilisant la méthode Rietveld et le programme Fullprof dans l’analyse des spectres37. Microscopie électronique à transmission (HRTEM) et microscopie électronique à transmission à balayage avec une analyse de détecteur de champ noir annulaire à angle élevé (STEM-HAADF) à l’aide d’un pistolet d’émission de champ FEI Tecnai fonctionnant à 300 kV, a permis l’analyse comparative des changements de MNP lors des traitements de chauffage AC-magnétique et de la morphologie du revêtement de carbone. La spectroscopie Raman (spectrophotomètre Raman dispersif Jasco NRS-3100 utilisant un laser 532 nm (7 mW) et un réseau 600 lignes couvrant la plage 260–3900 cm−1) a été utilisée pour analyser l’état d’ordre du carbone dans l’échantillon recuit. Les échantillons de poudre, les PMN initiaux et les PMN traités AC, sans préparation supplémentaire, ont été exposés 0,1 s par balayage et au moins 500 scans ont été accumulés afin d’obtenir un bon rapport signal sur bruit. Un magnétomètre SQUID (Quantum Design MPMS XL7) a été utilisé pour caractériser magnétiquement les échantillons. Pour confirmer le revêtement de carbone graphitique sur les PMN traités AC, des mesures de résistance ont été effectuées à l’aide d’une technique de mesure simple en deux points. Les pastilles des PMN initiales et traitées ont été préparées avec deux contacts électriques (fils de cuivre de longueur similaire) et en appliquant 5 tonnes de pression pour stabiliser correctement le contact électrique (en évitant l’utilisation de colles métalliques ou d’éléments de soudage).

Enfin, des tests d’absorption Cr (VI) ont été effectués à l’aide d’un spectrophotomètre UV-Vis (UV-16, LAN OPTICS) avec une gamme de longueurs d’onde de 190 à 1100 nm. La procédure expérimentale est décrite dans30. En bref, un réactif colorant (1,5-diphénylcarbohydrazide) a été utilisé puisque les solutions aqueuses de Cr (VI) n’ont pas d’absorption dans la gamme UV-Vis. Les courbes d’étalonnage ont d’abord été effectuées pour mesurer correctement la concentration de Cr (VI) dans les solutions aqueuses. Pour chaque essai (pH = 6), 25 mL de solution aqueuse Cr (VI) (1 mg/L Cr (VI)) avec 25 mg de l’adsorbant ont été préparés. Ensuite, les solutions ont été agitées mécaniquement et des aliquotes de 1 mL ont été recueillies à différents moments, l’adsorbant a été séparé par un aimant portatif et la solution a été filtrée par un filtre à seringue de 0,22 μm. La cinétique d’adsorption a été analysée à l’aide de modèles pseudo-premier ordre et pseudo-second ordre. Pour les isothermes d’adsorption Cr (VI), des solutions aqueuses présentant différentes concentrations de Cr (VI) (de 0,2 à 100 mg L−1) ont été préparées avec la même quantité d’adsorbant (1 mg mL−1). Les modèles de Langmuir et Freundlich ont été utilisés pour évaluer les isothermes d’adsorption des échantillons étudiés.

Les ensembles de données générés et/ou analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l’auteur correspondant sur demande raisonnable.

Une correction de ce document a été publiée: https://doi.org/10.1038/s41598-023-35598-3

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La recherche a été financée par MCIN/AEI/10.13039/501100011033, subvention PID2020-116321RB-C21. Les auteurs reconnaissent l’utilisation de l’instrumentation ainsi que les conseils techniques fournis par l’installation nationale ELECMI ICTS, nœud « Laboratorio de Microscopias Avanzadas (LMA) » à « Universidad de Zaragoza ». Les analyses Raman ont été effectuées dans l’installation de chromatographie et de spectroscopie de l’Institut de synthèse chimique et de catalyse homogène (ISQCH) de l’Université de Saragosse-CSIC. (Dr Eugenio Vispe). L. Cervera-Gabalda reconnaît l’Université publique de Navarre pour son contrat de doctorat « Contratos Pre-doctorales adscritos a Grupos e Institutos de Investigación de la Universidad Pública de Navarra ».

Departamento de Ciencias, Universidad Pública de Navarra, Campus de Arrosadia, 31006, Pampelune, Espagne

L. Cervera-Gabalda & C. Gómez-Polo

Institute for Advanced Materials and Mathematics (INAMAT2), Universidad Pública de Navarra, Campus de Arrosadia, 31006, Pampelune, Espagne

L. Cervera-Gabalda & C. Gómez-Polo

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L.C.G. et C.G.P. ont conçu les expériences, L.C.G. a mené les expériences, L.C.G. et C.G.P. ont analysé les résultats. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance avec C. Gómez-Polo.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Cervera-Gabalda, L., Gómez-Polo, C. Nanocomposites de carbone magnétique Fe3O4 synthétisés par chauffage par induction magnétique. Sci Rep 13, 7244 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-34387-2

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Reçu: 23 février 2023

Acceptée: 28 avril 2023

Publication : 4 mai 2023

DEUX : https://doi.org/10.1038/s41598-023-34387-2

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