磁気誘導加熱により合成された磁性炭素 Fe3O4 ナノ複合材料

Scientific Reports volume 13、記事番号: 7244 (2023) この記事を引用

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この記事に対する著者の訂正は、2023 年 6 月 1 日に公開されました。

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マグネタイトナノ粒子の磁気誘導加熱（MIH）は、炭素ベースの磁性ナノ複合材料の新しい合成手順として採用されています。 磁性ナノ粒子 (Fe3O4) とフルクトース (重量比 1:2) を機械的に混合し、RF 磁場 (305 kHz) にさらしました。 ナノ粒子によって発生する熱により、糖が分解され、非晶質炭素マトリックスが形成されます。 平均直径サイズが 20 nm と 100 nm の 2 セットのナノ粒子を比較分析します。 構造 (X 線回折、ラマン分光法、透過型電子顕微鏡 (TEM))、電気的および磁気的 (抵抗率、SQUID 磁力測定) の特性評価により、MIH 手順によるナノ粒子炭素コーティングが確認されます。 炭素質部分の割合は、磁性ナノ粒子の磁気加熱能力を制御しながら適切に増加される。 この手順により、最適化された特性を備えた多機能ナノ複合材料の合成が可能になり、さまざまな技術分野に応用できます。 特に、20 nm Fe3O4 ナノ粒子を含むカーボンナノ複合材料を使用した、水性媒体からの Cr (VI) の除去について説明します。

ナノ複合材料は、マトリックスの寸法の少なくとも 1 つが 100 nm 未満である多相材料として定義され、数十年にわたって広範に研究されてきたナノ材料の一種です1。 特に、その多機能な性質により、幅広い技術用途をカバーするさまざまな分野で応用できる可能性が得られます。 特定の触媒特性、磁気特性、電子特性、光学特性、および表面機能を備えたさまざまな元素の組み合わせにより、優れた最適化された性能が得られます。 これらのシステムの中でも、磁性カーボンナノ複合材料が際立っています2、3、4、5、6。磁性ナノ粒子をカーボンでコーティングすると、望ましい多機能を提供するだけでなく、熱的および化学的安定性、耐酸化性が向上し、生体適合性と高い比表面積が確保されます。 炭素表面の官能基を適切に制御することで、高効率の汚染物質吸着剤、薬物送達やがん治療用のナノキャリアが得られ、電極触媒やリチウム電池のエネルギー貯蔵部品としてのナノ複合材料の性能が最適化されます。 さらに、磁気コアはナノコンポジットの機能を拡張します。特に、磁気分離 (汚染物質吸着剤の回収とリサイクル)、生物医学的用途 (温度補助薬物送達、磁気温熱療法、画像造影剤)、またはマイクロ波電磁吸収剤およびフィルターなどです。

カーボンベースのナノ構造の調製にはさまざまな化学プロセスを使用できます7。そのほとんどは、選択した前駆体の高温での熱処理に基づいています（つまり、水熱/ソルボサーマル法、熱分解手順、ゾルゲルプロセス）。 しかし、非熱輻射加熱手順も、ナノ材料およびナノ複合材料を合成するための効率的な技術として調査および分析されている8。 これらの技術 (つまり、マイクロ波加熱、レーザー加熱、ジュール加熱、磁気誘導加熱) では、外部の熱が媒体を介して物体に伝達される従来の熱処理とは対照的に、熱は物体の内部で直接かつ局所的に生成されます。

特に、磁気誘導加熱 (MIH) は、金属 (導電性) 要素に AC 磁場を印加する際の渦電流の生成に関連した加熱に基づく伝統的な冶金ツールです9。 ジュール加熱により、数秒以内にほぼ瞬時に非常に高い温度で加熱されます。 しかし、磁性ナノ粒子（MNP）が、RF磁場（磁気ハイパーサーミア）にさらされると、磁気ヒステリシス、緩和、共鳴プロセスに関連したナノヒーターとして機能する可能性があることはよく知られており、過去数十年以内に広く報告されています10、11。 過去数十年間、生物医学分野（薬物送達やがん治療）への応用に多大な努力が払われてきました12、13。 しかし、新しいナノ複合材料の合成など、他の技術分野におけるその応用は、文献ではほとんど分析されていません。 特に、交流磁場下での MNP の発熱は、金属酸化物前駆体ゲル 14、金属有機骨格の成長制御 15、Ru 水素化ナノ触媒 16、または最適化された磁性酸化鉄ナノ粒子 17 の焼成に利用できます。

磁性カーボンナノ複合材料の合成に関しては、いくつかの方法が報告されていますが、その中でも熱分解法は、その単純さ、低コストの反応物質、およびさまざまな種類の炭素源の使用の可能性により際立っています 18,19。 これらの合成手順では、通常、炭素の還元を触媒し、同時に磁性核を形成するという二重の役割を果たすFe源が使用されます。

この研究では、フルクトースの熱分解のためのナノヒーターとして Fe3O4 磁性ナノ粒子を使用して得られる磁性カーボンナノ複合材料の合成手順を報告します。 この糖は熱分解が簡単であるため炭素源として選択され、磁性複合材料を得る他の炭素源のモデルとして使用されました。 ナノ粒子は機械的に砂糖と混合され、混合物は 305 kHz の AC 磁場の作用にさらされました。 ナノ粒子によって発生した熱は糖を熱分解し、非晶質の導電性炭素マトリックスを生成します。その相対的な割合は磁性ナノ粒子の電力加熱特性に依存します。 最後に、水性媒体中での Cr (VI) ナノ吸着剤としての応用について概説します。

約 20 および 100 nm (以下では 20-MNP および 100-MNP) の平均サイズを特徴とする 2 セットの Fe3O4 磁性ナノ粒子が使用されました。 初期 MNP の加熱能力を確認するために、(RF) AC 磁場 HAC (f = 305 kHz、振幅 300 Oe) の影響下での 20-MNP および 100-MNP の温度上昇を最初に分析しました。露光時間ｔの関数として。 図 1a は、初期ナノ粒子の温度上昇と t の関係を示しています。 見てわかるように、HAC の適用により、短時間で顕著な温度上昇が促進され、20-MNP の方が高くなっています。 比較のために、同様の実験条件下での混合サンプル (フルクトース + MNP) の温度も表示されます。 MNP をフルクトースと混合すると、より滑らかな温度上昇が検出され、100-MNP を使用した場合には温度上昇が再び顕著に低くなります。 後述するように、100-MNP の加熱能力が低いのは、マルチドメイン領域内の最大ナノ粒子サイズに起因すると考えられます 20,21。 分析されたサンプルに対する図 1a の非線形温度応答の発生は、使用されたセットアップの非断熱的性質と、システムと環境との熱伝達を示しています。

(a) 初期 MNP (白記号) およびフルクトース + MNP (黒記号) の MIH (温度 対 時間) 曲線: (○) 20-MNP、(Δ) 100-MNP。 (b) フルクトース + MNP の温度と同等の実験条件下での初期 MNP の温度。 矢印は、フルクトースの融点に関連する傾向の変化を示しています。 挿入図: ナノ粒子を含まないフルクトースの TGA スキャン (青色は au の微分曲線)。

MNP をフルクトースと混合すると、温度曲線の形状の明らかな変化が検出されます。 初期 MNP の曲線は 3 次多項式を使用して適切に適合させることができますが、混合物の加熱曲線では異なる傾向が発生します。 温度上昇に伴うフルクトースの熱変化をさらに詳細に分析するために、図 1b に、フルクトース + MNP 混合物の測定温度と、同じ暴露時間での初期 MNP での到達温度を示します。 MNP の温度が約 150 °C の場合、両方の混合物でキンク (傾向の変化) が明確に視覚化できます (図 1b の矢印)。 TGA 分析を通じてフルクトースの分解プロセスを確認すると (図 1b の挿入図を参照)、この点 (T1) はその融解温度と相関関係があり、最終分解温度は約 270 °C (T2) と報告されています 21。

したがって、磁気誘導加熱 (MIH) が炭素コーティング手順として研究され、MNP が砂糖の熱分解のためのナノヒーターとして機能します。 200 mg の MNP と 400 mg のフルクトースの混合物を機械的に混合し、AC 磁場 (305 kHz) にさらしました。 これらの実験では、AC 磁場の振幅は、両方のサンプルで同様の加熱速度 (約 25 °C/分) で 200 °C に達するように調整されました。 2 時間の暴露時間の後、サンプルを室温まで冷却し、適切に洗浄し、磁気濾過しました (詳細については「方法」セクションを参照)。

最初の MNP と MIH 処理後の AC 処理サンプルの XRD パターンを分析しました。 すべての XRD パターン (図 1S、補足情報を参照) は単一の Fe3O4 相の存在を示しており、リートベルト精密化 (Fd3m 空間群) によって確認されています。 さらに、計算されたマグネタイト相のセルパラメータは MIH 手順後も​​大きく変化せず (a = b = c ≈ 8.3862 (11))、バルクマグネタイト相の値と同様の値を示します 22。 さらに、結晶子サイズ (Scherrer の式によって推定) は、MIH 処理の前後でほぼ一定のままです (20-MNP および 100-MNP サンプルでは、​​それぞれ ≈ 18 nm および ≈ 83 nm)。 処理されたサンプルの黒鉛状炭素のピークは、XRD ディフラクトグラムでは明確に見えないことに注意してください。 この結果は、ラマン分光法によって確認されるように、炭素相の非晶質で無秩序な性質を反映していると思われる。

図 2 は、初期および AC 処理した MNP の TEM 画像を示しています。 画像から、MIH 処理後、20-MNP ではマトリックスがはっきりと見えますが、処理された 100-MNP の炭素コーティングはむしろ不均一であると結論付けることができます。 以前の磁気誘導加熱の特性評価 (図 1a を参照) を考慮すると、この結果は、大きな MNP の加熱能力が低い結果であると解釈できます。

20 MNP (a) 初期および (b) AC 処理、および 100 MNP サンプル、(c) 初期および (d) AC 処理の TEM 画像。

初期およびAC処理したMNPのMNPサイズ分布（ヒストグラム）を図S2に示します。対数正規分布関数（図の実線）がヒストグラムを特徴付けています。 MIH 処理後の MNP サイズ分布には顕著な変化は検出されません。 計算された平均粒径は、27.7 ± 0.5 nm および 24.7 ± 0.3 nm (初期および AC 処理 20-MNP)、および 139 ± 3 nm および 137 ± 3 nm (初期および処理済み 100-MNP) です。 どちらの場合も、値は XRD から推定されるナノ粒子の結晶サイズよりも大きくなります。 これらの違いは、100-MNP の場合に大きく、主に、TEM サイズが目に見える粒界内で測定されるのに対し、X 線推定により結晶ドメインが得られるという事実と相関しています。 いずれにしても、両方の MNP の推定サイズは、暖房能力の違いを説明しています。 20 MNP のほとんどはモノドメイン領域になりますが、100 MNP ではマルチドメイン状態が磁性状態を支配します。 報告されているマグネタイトナノ粒子の単一ドメインの臨界サイズは約 85 nm であり、この値はナノ粒子の形状に依存し 20、モノドメイン状態に起因する最大誘導加熱容量 23 であることに注意してください。

磁気特性評価により、以前の構造解析が確認されました。 図 3 は、印加磁場 μ0H = 6 T の下での高磁場磁化 M の温度依存性を示しています。初期のナノ粒子と比較して、処理された MNP では M の減少が観察されます。 磁化値は測定された磁化を測定されたサンプルの総質量で割ることによって計算されるため、この減少は処理されたMNPに存在する炭素含有量に関連しているはずです。 炭素相の磁気的寄与が無視できると仮定すると、交流処理された 20-MNP に多量の炭素が存在すると、測定された磁化が顕著に減少します。 処理サンプルにおける T < 50 K での M の急激な減少は、糖の分解から得られる他の Fe-C ナノ複合材料で報告されているように、追加の磁性相 (つまり、反強磁性) の発生を示していると考えられます 21。

初期 MNP (白記号) および AC 処理サンプル (黒記号) の高磁場磁化 M (µ0H = 6 T) の温度依存性: (○) 20-MNP、(Δ) 100-MNP。 挿入図: 20-MNP サンプルの ZFC-FC 磁化曲線 (印加磁場 50 Oe)。

現在の MIH 合成手順では、この反強磁性相の発生は、MIH 手順中のナノ粒子表面の Fe カチオンと溶融フルクトース間の相互作用の結果として MNP の表面に存在すると想定される必要があります。

低温磁化 (T < 200 K) はブロックの法則に適合し、AC 処理サンプルにはキュリー ワイスの寄与が含まれていました: \(M\left(T\right)={M}_{0} \left(1-B{T}^{n}\right)+ \frac{{C}_{H}}{T-\theta }\)、M0 は 0 K での自発磁化、B はブロッホ定数、値が粒子のサイズに依存するパラメーター、CH は mug−1 K の定数、θ はキュリー ワイス温度 (反強磁性体の場合は負)。 表S1は、実行されたフィッティングで得られたパラメータをまとめたものです（図3の実線）。 まず、MIH処理サンプルの低温相の反強磁性の性質（キュリー-ワイスの寄与）は、θの負の値（20-MNPおよび100-MNPのAC処理サンプルの場合は-19 Kおよび-13 K）を通じて確認されます。それぞれ）。 ブロッホの寄与に関しては、同様の値の特性パラメータ (B および n) がナノスケール領域内のマグネタイトで報告されています 24。 MIH 手順後の B のわずかな減少は、マグネタイト相の磁気秩序の増加を示していると考えられます。 実際、この効果は ZFC-FC 曲線の展開でも検出できます (図 3 の挿入図を参照)。TV ≈ 120 K25 での特徴的な Verwey 遷移の検出によって磁気秩序が明確に視覚化できます。 ナノスケールでの Verwey 転移はさまざまな要因に依存し、化学量論、特にスピネル構造内のカチオン分布 (八面体サイトの Fe2+ および Fe3+) が主要因であることが報告されています 26。 フルクトースなどの還元媒体の存在下でのMNPの自己加熱の結果としてのスピネル相の秩序化は、ZFC-FC磁化曲線におけるVerwey転移の観察を引き起こすと考えられます。 したがって、実行されたMIH手順は、マグネタイト相の化学量論比の増加に関連したスピネル構造内の変化と同時に、MNP表面上に反強磁性相の小部分を生じさせるであろう。

炭素相に関しては、MIH 法により形成された炭素質マトリックスの秩序状態をラマン分光法により研究しました。 図 4 は、MIH 処理サンプルのラマン スペクトルを示しています。比較のため、初期 MNP のラマン スペクトルも挿入図として含まれています。 初期の MNP では、領域 ω < 700 cm-1 のバンドが検出され、酸化鉄に起因すると考えられます (図 4 の挿入図を参照) 27。 具体的には、報告されている293、299、412、613cm-1のEgモードと498cm-1のA1gモード、およびヘマタイトα-Fe2O328の2マグノン散乱に起因する1320cm-1の強いピークを推定することができます。 。 しかし、マグネタイト（670 cm-1 付近のこぶ）と他の酸化物または水酸化物の共存を完全に排除することはできません（つまり、500 cm-1 のマグヘマイト γ-Fe3O2 または 1100 cm-1 付近の水酸化物）。 マグネタイトの特徴的なモード (300 および 540 cm-1 での T2g、および 670 cm-1 での A1g) は、これらの初期 MNP では明確に視覚化されていません。 α-Fe2O3 (すなわちモーリン転移)29 などの反強磁性相の発生は、磁気特性評価では検出されないことに注意してください。 したがって、ヘマタイトは主に、レーザー照射によるマグネタイトの酸化の結果としてラマン特性評価中に形成されると結論づけられるべきである 27,28。 ＭＩＨ手順の後、ヘマタイトに起因すると考えられるバンドのほとんどが消失し、両方のサンプルではっきりと見える６６０ｃｍ−１付近の磁鉄鉱の強いバンドであることに注目すべきである。 しかし、特に 100-MNP で目に見える 450 cm-1 でのバンドの発生は、ウスタイト (FeO) の発生を排除するものではありません。 両方のシステムにおける MIH 手順後の炭素コーティングの違いは、ラマン スペクトル (つまり、相対的な炭素分率) を通じて明確に確認できます。 20-MNP では炭素シグナルが主な寄与であるため、実験スペクトルのバックグラウンド内でマグネタイト バンドを区別するのは困難ですが、100-MNP では明確に検出されます。 この結果は、TEM および磁気特性評価が反映しているように、これらのナノ粒子の炭素分率が低く、加熱能力が低いことを裏付けています。

(a) 20-MNP および (b) 100-MNP のラマン スペクトル: (赤色の黒丸) 初期 MNP および (o) AC 処理サンプル。 実線は、処理されたサンプルのピークのローレンツ デコンボリューションを表します。 挿入図: 初期 MNP の低波数領域の拡大。

MIH 処理サンプルのラマン スペクトルに関しては、規則的炭素と無秩序炭素の特徴的な G バンドと D バンドがそれぞれ一次領域 (1100 ～ 1800 cm-1) で明確に検出されます。 二次領域 (2200 ～ 3400 cm-1) には倍音が現れず、サンプル中に存在する炭素の無秩序 (アモルファス) 状態が確認されました。

表 1 は、ローレンツ ピーク デコンボリューションを使用してフィッティングされた G バンドと D バンドのパラメータ、つまり ωD、ωG、FWHM (半値全幅)、およびピークの相対強度 (ID/IG) をまとめたものです。 低い ID/IG 値 (アモルファスカーボンでは ID/IG がゼロになる傾向がある) と 1600 cm-1 (グラファイトカーボン) から約 1510 cm-1 (完全に無秩序なカーボン) への ωG の減少 30,31 は、次の結論を裏付けています。実行された MIH 手順を通じて得られたカーボン コーティングの非晶質の性質。

炭素材料（グラフェン、ナノチューブ、グラファイト、カーボンブラック）の特徴的な特性の 1 つは、その高い導電性です 32。 この特性を考慮して、異なるカーボンコーティングを区別するために電気抵抗測定が実行されました。 したがって、Fe3O4 MNP の半導体の性質を考慮すると、初期状態と比較して、炭素被覆ナノ粒子の導電率の増加が期待されます。 実際、初期のナノ粒子では高い電気抵抗 (約 2 MΩ) が見られ、コーティングされていない MNP の導電率が低いことを示しています。 一方、MIH 処理後は、炭素コーティングの形成に関連して、両方の処理サンプルで電気抵抗の急激な減少 (約 2 Ω) が検出されます。

実行された MIH 処理下での高導電率の炭素マトリックスの形成を確認するために、2 つの追加サンプルの特性評価を行いました。最初のフルクトース粉末と、最初の 100-MNP サンプル 200 mg と 400 mg のフルクトースを混合して調製したサンプルです。従来のオーブンで 200 °C (2 時間) で同等のアニール処理を行います。 どちらの場合も、電気抵抗は 200 MΩ より高く、サンプルの電気絶縁性を示しています。

したがって、フルクトース分解の結果として MIH 処理によって導電性炭素コーティングが得られるが、オーブンでの同等の従来の熱処理では同様の微細構造を得ることができないと結論付けることができます。 実際、MIH実験下でナノ粒子表面の局所スケールでより高い局所温度が達成されると、糖の分解が生じ、実行された従来のアニーリングとの違いが正当化されるであろう。

合成されたナノ構造（磁性カーボンナノ複合材料）の多機能な特徴により、導電性 3D プリンティングフィラー、RF 吸収コンポーネント、環境修復などのさまざまな技術分野での応用が可能になります。 例として、炭素分率が最も高い最適なナノコンポジット (AC 処理された 20 MNP) が、水性媒体中での Cr (VI) 除去テストに使用されました。

図 5 は、選択したナノ複合材料の Cr 吸着グラフ (接触時間の関数としての % Cr (VI) の変化) を示しています。 結果は良好な再現性を示しています (3 つのテストの平均値と関連するエラーバー)。 見てわかるように、ナノ複合材料は 30 分後に水溶液中の Cr アニオンをほぼ完全に吸収できます。

AC 処理した 20-MNP ナノ複合材料の存在下での Cr 吸着 (%Cr(VI))。

このプロセスの吸着動力学は、炭素ベースのナノ構造における吸着プロセスを特徴付けるために文献で広く報告されている 2 つの動力学モデルを使用して分析されました 33。

qt と qe は、それぞれ時間 t (分) と平衡時の汚染物質の吸着量 (mg汚染物質/吸着剤) です。 k1 は擬似 1 次モデルの定数 (min−1)、k2 は擬似 2 次モデルの定数 (g/(mg・min)) です。 擬一次モデルは主に初期段階で界面を横切る拡散によって起こる吸着過程と相関関係があるのに対し、擬似二次モデルは化学吸着に基づいて吸着の全範囲にわたる挙動を予測します。

吸着等温線に関しては、通常、吸着プロセスを特徴付けるためにラングミュア モデルとフロイトリッヒ モデルが使用されます 33:

ここで、qe (mg汚染物質/吸着剤) は平衡時に吸着されたCr (VI) の量に対応し、qmax (mg汚染物質/吸着剤) は最大吸着容量、Ce (mg汚染物質/L溶液) は平衡時のCr (VI)濃度、 ＫＬ（Ｌ／ｍｇ）はラングミュア定数、ＫＦ（ｍｇ／ｇ・（Ｌ／ｍｇ）１／ｎ）およびｎはフロイントリヒ定数である。 さらに、ラングミュア等温線の吸着特性を説明するために、次のような無次元定数 RL が使用されます。 \({R}_{L}=\frac{1}{1+{K}_{L}{C}_{ e}}\)。 RL 値が 0 ～ 1 の範囲の場合、吸着は良好であると考えられます。 RL = 0 は不可逆です。 RL > 1 は好ましくなく、RL = 1 は線形吸着を示します。 この場合、ラングミュア モデルは、吸着分子間に横方向の相互作用がなく、可逆的な吸着を持たない均質な表面 (単層プロセス) を仮定します。 Freundlich モデルは、不均一な表面、多層、可逆的な吸着に基づいています。

表 2 は、提案されたモデルを使用した吸着フィッティング パラメータをまとめたものです。 擬似 2 次モデルとラングミュア モデルは、それぞれ吸着速度論と吸着等温線をわずかに適切に記述します (相関係数 R2 の最高値)。 図 S3 は、両方のモデルの対応するフィッティング グラフを示しています。

したがって、均一な表面吸着を伴うプロセス (単層プロセス) では化学吸着が支配的であると結論付けることができます。 合成された吸着剤は、他のカーボンメソポーラス吸着剤と比較して qe および qmax の値が低いものの、k2 および KL は他のカーボンナノ構造で報告されている定数と同等であることに留意する必要があります 34、35、36。 それにもかかわらず、ナノコンポジットの磁気応答により機能が強化され、水性媒体からの磁気分離が可能になり、その回収とリサイクルが容易になります。

磁気誘導加熱 (MIH) を使用した、Fe3O4 磁性ナノ粒子 (MNP) の新しい炭素コーティング手順について説明します。 2 セットの MNP、20-MNP および 100 MNP を使用し、305 kHz の AC 磁場下での加熱能力の違いを平均ナノ粒子サイズの関数として分析しました。 したがって、100-MNPのより大きな寸法とは反対に、より小さなナノ粒子(20-MNP)の方が、そのモノドメイン磁性の性質に起因して、より高い加熱効率が見出される。 フルクトースがナノ粒子と混合されると、MNP の AC 磁化に関連した温度の上昇によりフルクトースが分解される可能性があります。 MIH 処理後、MNP の構造および磁気特性に大きな変化は見られません。 フルクトースの熱分解の結果として、炭素ベースのコーティング (無秩序な炭素マトリックス) が得られます。MNP の割合と比較した相対パーセンテージは、より大きな加熱能力を持つ小さなナノ粒子 (20-MNP) で増加します。 MIH により高い導電性を備えたナノ複合材料が得られるため、さまざまな技術分野に応用できる多機能ナノ複合材料の設計が可能になります。 一例として、水溶液中の Cr (VI) を除去するためのナノ吸着剤としての使用が実証されています。

酸化鉄 (II、III) の粒径約 20 および 100 nm のナノ粉末は、SIGMA-ALDRICH (Aldrich 製品番号 637106) から購入しました。 磁性ナノ粒子 (MNP) は、鉄アセチルアセトネート (Fe(acac)3) の熱分解合成によって合成されました。 カーボンナノ複合材料の合成に先立って、磁性ナノ粒子と粉末状のフルクトースと機械的に混合された MNP (重量比 1:2) の誘導加熱能力が、ナノスケールの生体磁気セットアップによる市販の G3 D5 シリーズ マルチモード 3000W ドライブを使用して特性評価されました ( AC磁場の振幅と周波数はそれぞれ300 Oeと305 kHz）。 比較として、窒素雰囲気下で 10 °C/分の加熱速度を使用する熱重量分析 (TGA) 分析 (HI-RES 2950 TA Instruments) を使用して、糖 (フルクトース) の分解プロセスを温度の関数として分析しました。 Fe3O4@C ナノコンポジットの合成では、200 mg の MNP を粉末状のフルクトースと乳鉢乳棒を使用して機械的に混合し (重量比 1:2)、ビーカーに入れて RF を発生するコイルに導入しました。 AC）磁場（305 kHz）。 磁場の振幅を調整して混合物の温度を制御し、一定の加熱速度（約25℃/分）で200℃に達し、この温度を2時間維持しました。 最後に、得られた粉末を脱イオン水で数回洗浄し、コーティングされた磁性ナノ粒子を磁石で収集した。 磁気的に分離されたサンプルは、吸着水を除去するためにオーブン内で 60 °C で一晩乾燥されました。

サンプル (つまり、初期 MNP および AC 処理 MNP) の構造分析は、リートベルト法と Fullprof を使用し、単色 Cu Kα1 放射線 (λ = 1.54056 Å) による粉末 X 線回折法、XRD (Bruker D8 Advanced) によって実行されました。スペクトル分析のプログラム37。 透過電子顕微鏡 (HRTEM) および 300 kV で動作する FEI Tecnai 電界放出銃を使用した高角度環状暗視野検出器 (STEM-HAADF) を備えた走査型透過電子顕微鏡により、AC 磁気による MNP の変化の比較分析が可能になりました。加熱処理とカーボンコーティングの形態。 ラマン分光法（532 nm レーザー（7 mW）と 260 ～ 3900 cm-1 の範囲をカバーする 600 ライン格子を使用する Jasco NRS-3100 分散型ラマン分光光度計）を使用して、アニールされたサンプルの炭素秩序状態を分析しました。 粉末サンプル、初期 MNP および AC 処理 MNP は、さらなる準備を行わずに、スキャンごとに 0.1 秒露光し、良好な S/N 比を得るために少なくとも 500 回のスキャンを蓄積しました。 ＳＱＵＩＤ磁力計（Ｑｕａｎｔｕｍ Ｄｅｓｉｇｎ ＭＰＭＳ ＸＬ７）を使用して、サンプルを磁気的に特性評価した。 AC 処理した MNP 上のグラファイトカーボンコーティングを確認するために、簡単な 2 点測定技術を使用して抵抗測定を実行しました。 最初の MNP と処理済み MNP のペレットは、2 つの電気接点 (同様の長さの銅線) を使用して準備され、5 トンの圧力を加えて電気接点を適切に安定させました (金属接着剤や溶接要素の使用を避けました)。

最後に、波長範囲 190 ～ 1100 nm の紫外可視分光光度計 (UV-16、LAN OPTICS) を使用して、Cr (VI) 吸収試験を実行しました。 実験手順は 30 に記載されています。 簡単に言うと、Cr (VI) 水溶液は UV ～ Vis 範囲に吸収を持たないため、発色試薬 (1,5-ジフェニルカルボヒドラジド) が使用されました。 検量線は、水溶液中の Cr (VI) 濃度を適切に測定するために最初に実行されました。 各試験 (pH = 6) について、25 mg の吸着剤を含む 25 mL の Cr (VI) 水溶液 (1 mg/L Cr (VI)) を調製しました。 次に、溶液を機械的に撹拌し、さまざまな時点で 1 mL のアリコートを収集し、手持ちの磁石で吸着剤を分離し、溶液を 0.22 μm シリンジ フィルターで濾過しました。 擬似一次モデルおよび擬似二次モデルを使用して吸着反応速度を分析しました。 Cr (VI) 吸着等温線の場合、異なる Cr (VI) 濃度 (0.2 ～ 100 mg L-1) の水溶液を、同量の吸着剤 (1 mg mL-1) で調製しました。 ラングミュアおよびフロインドリッヒモデルを使用して、研究サンプルの吸着等温線を評価しました。

現在の研究中に生成されたデータセット、および/または現在の研究中に分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

この論文の訂正が公開されました: https://doi.org/10.1038/s41598-023-35598-3

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この研究は、MCIN/AEI/10.13039/501100011033、助成金 PID2020-116321RB-C21 によって資金提供されました。 著者らは、«サラゴサ大学» の国立施設 ELECMI ICTS、ノード «Laboratorio de Microscopias Avanzadas (LMA)» によって提供される機器の使用および技術的アドバイスを認めます。 ラマン分析は、サラゴサ大学 CSIC の化学合成・均一触媒研究所 (ISQCH) のクロマトグラフィーおよび分光分析施設で実施されました。 （エウジェニオ・ヴィスペ博士）。 L. セルベラ-ガバルダ氏は、ナバラ公立大学との博士号契約「ナバラ公立大学研究機関と研究機関との契約」を認めました。

ナバラ公立大学科学部、アロサディア キャンパス、31006、パンプローナ、スペイン

L. セルベラ=ガバルダ & C. ゴメス=ポロ

先端材料数学研究所 (INAMAT2)、ナバラ公立大学、アロサディア キャンパス、31006、パンプローナ、スペイン

L. セルベラ=ガバルダ & C. ゴメス=ポロ

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LCGとCGPが実験を発案し、LCGが実験を実施し、LCGとCGPが結果を分析した。 著者全員が原稿をレビューしました。

C. ゴメス＝ポロへの通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

シュプリンガー ネイチャーは、発行された地図および所属機関における管轄権の主張に関して中立を保ちます。

この記事の元のオンライン版は改訂されました。この記事の元のバージョンの謝辞セクションには、資金提供機関の誤りが含まれていました。 行われた修正に関する完全な情報は、この記事の修正に記載されています。

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転載と許可

Cervera-Gabalda, L.、Gómez-Polo, C. 磁気誘導加熱によって合成された磁性炭素 Fe3O4 ナノ複合材料。 Sci Rep 13、7244 (2023)。 https://doi.org/10.1038/s41598-023-34387-2

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受信日: 2023 年 2 月 23 日

受理日: 2023 年 4 月 28 日

公開日: 2023 年 5 月 4 日

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

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