نانوميكرو ليت. (2024) 16:196

تم القبول: 7 أبريل 2024
نُشر على الإنترنت: 16 مايو 2024
© المؤلفون 2024

الكلمات الرئيسية: مواد تغيير الطور الخشبية؛ ميكسيين؛ تخزين وتحويل الطاقة الشمسية الحرارية؛ مقاومة اللهب؛ درع كهرومغناطيسي

تشكل إضافة الطاقة الحرارية الشكل السائد لاستهلاك الطاقة العالمي، حيث تشمل أكثر من نصف إجمالي الطلب النهائي على الطاقة. لقد أدت التحديات المتزايدة التي تفرضها أزمة الطاقة وتدهور البيئة إلى ضرورة تغيير استراتيجيات الحصول على الطاقة الحرارية من الموارد المعتمدة على الوقود الأحفوري إلى البدائل المتجددة. على الرغم من هذه الانتقال الضروري، تواجه المصادر المتجددة مثل طاقة الرياح، وطاقة المد والجزر، والطاقة الحرارية الجوفية عيوبًا كبيرة، بما في ذلك القيود الجغرافية، والقدرة المحدودة على التكيف، والكفاءة غير المثلى، مما يعيق اعتمادها على نطاق واسع. يتطلب معالجة هذه القيود نهجًا شاملاً لإدارة الطاقة الحرارية، يغطي جوانب مثل الحصاد، والتحويل، والتخزين. في هذا السياق، تبرز تقنية تحويل الطاقة الشمسية الحرارية كمسار واعد لاستغلال الطاقة الشمسية الوفيرة، حيث تقدم مزايا ملحوظة من حيث كفاءة التحويل، وبساطة التشغيل، والجدوى الاقتصادية. بشكل ملحوظ، تلعب المواد ذات تغيير الطور (PCMs) دورًا محوريًا في الأنظمة الشمسية الحرارية بسبب قدرتها على امتصاص وإطلاق كميات كبيرة من الطاقة الحرارية خلال التحولات الطورية. هذه الخاصية تخفف بشكل فعال من التحديات المرتبطة بتقطع الطاقة الشمسية، والتشتت، وقيود الكفاءة. ومع ذلك، تواجه التطبيقات العملية للأنظمة الشمسية الحرارية المعتمدة على المواد ذات تغيير الطور عقبات مثل التسرب المحتمل، ومعدلات التخزين الحراري غير المثلى الناتجة عن الموصلية الحرارية المنخفضة، ونقص القدرة الفطرية على تحويل الطاقة الشمسية الحرارية. إن التغلب على هذه التحديات أمر حاسم لإطلاق الإمكانات الكاملة للأنظمة الشمسية الحرارية المعتمدة على المواد ذات تغيير الطور من أجل تعزيز حلول الطاقة المستدامة.

تحقيق استقرار الشكل للمواد ذات الحرارة الكامنة من خلال تقنيات التغطية مثل امتصاص الوسائط المسامية [9، 10]، والتغليف الدقيق [11، 12]، والنسيج الكهربائي [13، 14] ضمن مصفوفة داعمة (مثل المعادن، والطين المعدني، والبوليمرات الاصطناعية) يظهر كاستراتيجية واعدة للتخفيف الفعال من خطر التسرب. في مجال المواد الداعمة، تحظى الهيكل المسامي ثلاثي الأبعاد (3D) باهتمام كبير، مدفوعًا بعملية التغطية البسيطة وكفاءة التغطية العالية [15]. في العقد الماضي، تم استخدام مواد مثل رغوة الكربون [16، 17]، ورغوة البولي يوريثان الاصطناعية [18، 19]، والأيروجلات [20، 21] بشكل واسع لـ
تحضير مواد تغيير الطور المركبة المستقرة شكلًا (CPCMs). ومع ذلك، أدت عملية التصنيع المعقدة إلى زيادة تكاليف الإنتاج بالإضافة إلى توليد العديد من المنتجات الثانوية السامة والملوثات، مما يشكل تحديًا كبيرًا لمبادئ التنمية المستدامة. لذلك، هناك حاجة ملحة لتطوير هياكل مسامية ثلاثية الأبعاد تكون فعالة ومستدامة، تتميز بسهولة التصنيع وضمان الصداقة البيئية. لحسن الحظ، ألهمت الهياكل الرائعة الموجودة في الكائنات البيولوجية تطوير مصفوفات تغليف اصطناعية بديلة. يمكن الحصول على المواد المستندة إلى الطبيعة من خلال “نهج من الأعلى إلى الأسفل” السهل، مما يلغي الحاجة إلى عمليات بناء معقدة. أما بالنسبة للخشب، فهو مثال رئيسي على تصميم الطبيعة المعقد، حيث يتميز بهياكله المرتبة بدقة مثل الأوعية المجوفة، وعناصر التراخيد، والأغشية مثل الحفر المصممة لنقل الماء والأيونات بكفاءة. إن المسامية الهرمية الموجودة في الخشب، التي تمتد من المقياس الكلي إلى المقياس النانوي، تجعله مادة وظيفية واعدة للغاية. بالإضافة إلى أدواره المعروفة في امتصاص السوائل وترشيح السوائل، يظهر الخشب كمرشح جذاب لتغليف مواد تغيير الطور. حقق ليو وآخرون كفاءات تغليف تصل إلى ، و لحمض الميريستيك، البارافين، و بولي إيثيلين جلايكول، على التوالي، في خشب البلسا. قام يانغ وآخرون [32] بتغليف 1-تتراديكانول في خشب الباس مع كفاءة من وإنثالبي تغيير الطور من إجراء يُستخدم بشكل متكرر في هذه الدراسات يتضمن إزالة اللجنين، مما يقلل بشكل كبير من امتصاص الضوء عبر طيف الضوء المرئي والأشعة فوق البنفسجية. تسهم القدرات الضعيفة لامتصاص الضوء لكل من الخشب، خاصة بعد إزالة اللجنين، وPCM بشكل جماعي في تقليل الكفاءة في تحويل الإشعاع الشمسي. وبالتالي، تحد هذه القيود من التطبيقات الأوسع للمواد المركبة القائمة على الخشب في مجال إدارة الطاقة الشمسية إلى حرارية.

مؤخراً، تم دمج [33] ونقاط الكربون الكمومية [34، 35] مباشرة في مواد تغيير الطور، تليها التغليف داخل هيكل خشبي، قد أظهرت تحسينات ملحوظة في كفاءة تحويل الفوتوحرارة والموصلية الحرارية. ومع ذلك، فإن الإضافة المباشرة لهذه المكونات لا تسهل الترابط الفعال بين الحشوات، وهناك أيضًا نقص في الالتصاق المناسب بالإطار. وبالتالي، خلال الاستخدام المطول، تكون الحشوات عرضة للتجمع والفشل تحت
تأثير القوى الجاذبية. يُذكر أن استخدام تقنيات هندسة السطح لتعزيز نمو المواد النانوية الوظيفية ثنائية الأبعاد (2D) على سطح الهيكل الخشبي المستمد من الخشب يمثل نهجًا قابلاً للتطبيق لمعالجة التحديات المذكورة أعلاه [36، 37]. على سبيل المثال، يتم الحصول على MXene، وهو مادة لاميلارية ثنائية الأبعاد جديدة تتكون من كربيدات وكربونات المعادن الانتقالية، من خلال النقش والتقشير لمراحل MAX [38]، مما يظهر قدرات استثنائية في تحويل الطاقة الضوئية إلى حرارية [39]، وموصلية حرارية [40]، وتطبيقات بصرية [41]. بالإضافة إلى ذلك، يتم إثراء سطح MXene بمجموعة وفيرة من المجموعات الوظيفية النشطة، مثل ، و -F، مما يسهل الترسيب على السطح المحب للماء للركيزة، خاصة للخشب الذي تم إزالة اللجنين منه [42-44]. كما تم الإبلاغ، يمكن تثبيت MXene بفعالية على سطح الخشب من خلال الروابط الهيدروجينية ويمكن استخدامه في مجال الحماية الكهرومغناطيسية [45]، ومقاومة اللهب [46]، واكتشاف المركبات العضوية المتطايرة (VOCs) [47]، وتوليد بخار الشمس [48]، والمحرك المدفوع بالضوء [49]، والقطب الكهربائي [50]، وتنقية البيئة [51]. ومع ذلك، كان هناك تقارير محدودة عن تطبيق الخشب المعدل بـ MXene في مجال تحويل وتخزين الطاقة الشمسية إلى حرارية. هنا، يمثل الربط بين MXene وPCMs، بالإضافة إلى خصائصها التعاونية في مقاومة اللهب والحماية الكهرومغناطيسية، مجالًا حاسمًا لمزيد من الاستكشاف والبحث.

في هذه الدراسة، تم استغلال فئة مبتكرة من CPCMs متعددة الاستخدامات بشكل مثمر، تتميز بترسيب MXene ( ) على الخشب غير المحترق كدعم قوي. تضمنت عملية التصنيع إزالة اللجنين الانتقائية للخشب عن طريق الغليان في محلول حمضي ، تلاها تزيين مشترك بحمض الفيتيك (PA) وMXene. بعد ذلك، تم احتواء بولي إيثيلين جلايكول (PEG) كـ PCM الرئيسي من خلال النقع تحت الفراغ، مما أدى في النهاية إلى تشكيل CPCMs التي تظهر كفاءة استثنائية في تحويل الطاقة الشمسية إلى حرارية، وحماية فعالة من التداخل الكهرومغناطيسي، ومقاومة ممتازة للهب. لعبت النانو خشب الخفيف المستمد من إزالة اللجنين والذي يحتفظ بهياكل مسامية موجهة على شكل خلية نحل، والمعروفة باسم هيدروجيل الخشب، مع توتر سطحي قوي وقوة شعرية ملحوظة، وبنية السطح الهجينة MXene/PA مع مجموعات وظيفية قادرة على تشكيل روابط هيدروجينية، دورًا محوريًا في احتواء جزيئات PEG بشكل فعال. أثبتت هذه الآلية
أنها كانت حاسمة في منع التسرب أثناء عمليات التخزين الحراري. تم إجراء تقييم شامل، يشمل التركيب الكيميائي، والحالة البلورية، والميكروسكوبية، وقدرة الاحتواء، وأداء تغيير الطور، وإعادة التكرار الحراري، وسلوك مقاومة اللهب، وتحويل الطاقة الشمسية إلى حرارية وكهربائية، وفعالية الحماية من التداخل الكهرومغناطيسي، لتوفير فهم دقيق للخصائص العامة لـ CPCMs. كما هو متوقع، يعزز النهج متعدد الأوجه من خلال تعديل الخشب الهجين السهل MXene وPA من تعدد الوظائف لـ CPCMs المستقرة الشكل التي تم إعدادها، مما يجعلها مرشحة واعدة لتطبيقات متنوعة.

تم قطع خشب البلسا في البداية إلى عينات بأبعاد . تم اختيار عدد معين من عينات الخشب الكتلي ووضعها في محلول كلوريد الصوديوم/حمض الأسيتيك ، مع الحفاظ على درجة حموضة 4.6 لعلاج الغليان. بعد حوالي 18 ساعة، تغير لون كتل الخشب من الأصفر الفاتح إلى الأبيض. تم إيقاف معالجة إزالة اللجنين، ثم تم شطف العينات بالماء المقطر 3-5 مرات. بعد التجفيف بالتجميد، تم الحصول على هيدروجيل الخشب وتم الإشارة إليه باسم DW.

خضعت DW لعملية تعديل هجينة مع MXene وPA، باستخدام طريقة التجميع الناتجة عن التبخر. في البداية، تم تخفيف تشتت MXene إلى باستخدام الماء المقطر، وتم إضافة كتلة معينة من PA لتشكيل تشتت هجين MXene/PA المعروف باسم MP. بعد ذلك، تم إضافة تشتت MP بعناية قطرة قطرة إلى DW باستخدام ماصة. تم التحكم في حجم MP المضاف بناءً على نسبة كتلة MXene في DW، أي ، و . تم تجفيف الخشب المعدل الهجين في فرن عند ، مما أدى إلى ظهور هياكل مجعدة مميزة. بعد ذلك، تم إضافة الماء المقطر قطرة قطرة للسماح لكتل الخشب المعدلة بالانتفاخ إلى حجمها الأصلي. بعد ذلك، أدى التجفيف بالتجميد لمدة 24 ساعة إلى الحصول على هيدروجيل الخشب المعدل. اعتمادًا على محتوى MXene، تم تصنيفها على أنها MPxDW، حيث ، و10، تمثل نسب كتلة MXene
في إطار هيدروجيل الخشب، أي ، و ، و ، على التوالي.

تم غمر عينات MPxDW المحضرة في PEG باستخدام فرن فراغ عند وفقًا لدراساتنا السابقة. بعد 10 ساعات، تم استخراج جميع مواد تغيير الطور المركبة المستندة إلى الخشب، وبناءً على الأطر المختلفة للاحتواء، تم تصنيفها على أنها MP2DWP، MP5DWP، MP7DWP، وMP10DWP، على التوالي. بعد ذلك، تم إجراء تجربة تسرب لتحديد قدرة الاحتواء لأطر الخشب المختلفة في CPCMs. على وجه التحديد، تم وضع جميع مواد تغيير الطور المركبة المملوءة بـ PEG المذكورة أعلاه على ورق الترشيح ووضعها في . تم قياس الوزن كل 15 دقيقة حتى لم يتغير الكتلة، وبالتالي تم الحصول على MPDWPs المحتواة بالكامل.

تفاصيل شاملة أخرى تتعلق بالإجراءات التجريبية، بما في ذلك مصادر وأنواع المواد، وتحضير تشتت MXene المائي، وإزالة اللجنين وتعديل الخشب الهجين، وتصنيع CPCMs، والتوصيف الهيكلي، وتقييم
تحويل الطاقة الشمسية إلى كهرباء وأداء الحماية الكهرومغناطيسية، كلها موضحة في المعلومات الداعمة.

توضح عملية تصنيع الأطر ثلاثية الأبعاد المستندة إلى الخشب مع هياكل مسامية أحادية الاتجاه بالإضافة إلى مواد تغيير الطور المركبة الوظيفية المصممة في الشكل 1. باعتبارها أخف خشب طبيعي في العالم، يتميز خشب البلسا (Ochroma pyramidale) بنمو سريع بشكل ملحوظ، حيث يحتوي على نسبة عالية من الأنسجة الوعائية المجوفة تصل إلى . تشكل الأنسجة الوعائية هيكلًا شعريًا على شكل خلية نحل مرتبة عموديًا بقطر يبلغ حوالي (الشكل S1a1)، مما يجعل البلسا مصفوفة احتواء واعدة للغاية لتصنيع مواد تغيير الطور المستقرة الشكل. ومع ذلك، أدت تقلبات التغذية وظروف البيئة لنمو البلسا إلى تشكيل هياكل غشائية عائقية وحفر مغلقة (الشكل S1a2)، مما يحد دائمًا من قدرة PCM على الاختراق والاحتواء بشكل فعال. كما أكد Li et al. [52]

أن الخشب غير المعدل يظهر فقط مستوى منخفض من كفاءة الاحتواء. لذلك، يتم معالجة خشب البلسا الخام في محلول كلوريد الصوديوم الحمضي، مما يسهل الإزالة الكبيرة للجنين مع الحفاظ على الهيميسليلوز [37]. تعمل هذه العملية السهلة لإزالة اللجنين على تعطيل الهيكل المغلق الفطري، مما يعزز النفاذية ويكشف المزيد من مجموعات -OH على أسطح الأنسجة الوعائية، مما يسهل التعديلات الوظيفية اللاحقة. في الوقت نفسه، يمنع الاحتفاظ بالهيميسليلوز التشوه الكبير تحت القوى الخارجية، مما يعزز الاستقرار الهيكلي للإطار. كما هو متوقع، لم تؤثر عملية إزالة اللجنين اللطيفة على الهيكل العام للأقنية العمودية لخشب البلسا (الشكل S1b1). بدلاً من ذلك، ظهرت المزيد من الهياكل المسامية المفتوحة والفجوات بين طبقات جدران الخلايا المشبعة (الشكل S1b2، b3). يحتفظ البلسا المعدل فقط بمكونات الكربوهيدرات، مما يؤدي إلى حوالي تقليل الكثافة (الجدول S1)، مما يجعل البلسا هلامًا خفيفًا من السليلوز ذو هيكل مسامي أحادي الاتجاه محدد جيدًا. بالمقارنة مع مصفوفات التغليف الاصطناعية ذات الكثافة الأعلى أو المسام غير المنتظمة (مثل البولي يوريثان)، سيظهر الهلام الخشبي الناتج كفاءة تغليف محسّنة بشكل ملحوظ واستقرارًا أكبر للمواد ذات الحرارة الكامنة.

تم اختيار MXene بدقة كمواد نانوية ثنائية الأبعاد بهدف واضح هو تفعيل النانوود لتحسين عيوبه الجوهرية (مثل التوصيل الحراري المنخفض، القابلية للاشتعال، ونقص أداء تحويل الطاقة الضوئية الحرارية) من أجل إعداد مواد CPCMs مستقرة الشكل ومتعددة الاستخدامات. الكتلة MAX الطور ذو الهيكل المكدس بكثافة يعمل كمادة أولية (الشكل 2أ)، وMXene فضفاض يشبه الأكورديون ( ) طبقة ( الشكل 2ب) تتكون من حفر طبقات الألمنيوم الداخلية بشكل انتقائي باستخدام الحل. يتم إثبات نجاح عملية النقش المذكورة أعلاه بشكل أكبر من خلال التغيرات في الهيكل البلوري. كما هو موضح في طيف حيود الأشعة السينية (الشكل 2c)، فإن القمة المميزة للاعتماد (104) تقع عند فيما يتعلق بعنصر الألمنيوم بالإضافة إلى قمم الانكسار الأخرى بما في ذلك 004 و 105 في MAX، يحدث انخفاض كبير وحتى اختفاء بعد تحول MXene. في الوقت نفسه، ينتقل الذروة المميزة عند 002 من 9.6 إلى يشير إلى زيادة في المسافة بين الطبقات من 0.94 إلى 1.18 نانومتر في MXene بعد إزالة طبقة الألمنيوم، مما يؤدي إلى زيادة عامة في المسافة بين الطبقات، وهو ما يتوافق مع التغيرات في الشكل المجهري (الشكل 2أ، ب). يمكن أن يؤدي التشتت بالموجات فوق الصوتية اللاحقة إلى فصل MXene، مما ينتج عنه تشتت.
لـ MXene أحادي الطبقة أو قليل الطبقات الذي يظهر تشتت تيندال الملحوظ (الشكل 2d). وهذا يشهد على قابلية MXene الممتازة للتشتت في الماء، بفضل مجموعاته الوظيفية المحبة للماء الوفيرة (على سبيل المثال، ، و -F ) [53، 54]. تكشف مورفولوجيا TEM في الشكل 2d أن تقشير MXene متعدد الطبقات، الذي يفتقر إلى قوى فان der Waals، يتبنى هيكلًا نانويًا فائق النحافة. تؤكد قياسات AFM أيضًا أن عرض هذه الأوراق النانوية الفائقة النحافة يقع ضمن نطاق بينما يتراوح السمك من 3.3 إلى 3.7 نانومتر (الشكل 2e، f)، وهو ما يتماشى مع النتائج التي توصل إليها كاو وآخرون [55]. بشكل جماعي، تم تحقيق عملية سهلة تتضمن الفصل والتعقيم بالموجات فوق الصوتية، مما أسفر عن الحصول على رقائق MXene أحادية الطبقة أو قليلة الطبقات، مما يفتح طريقًا واعدًا لتحسين الوظائف اللاحقة للخشب النانوي. كما هو موضح في الشكل 2g، يمكن أن تتخلل التعليق، الذي يتكون من رقائق MXene الموزعة بشكل موحد، جميع التجاويف داخل الخشب النانوي. ستساعد عملية تبخر الماء السريعة اللاحقة في تسهيل الاتصال بين رقائق MXene لتشكيل روابط هيدروجينية، مما يضمن الترسيب التلقائي للطبقة تلو الأخرى من رقائق MXene على سطح الخشب النانوي، وبالتالي إنشاء هيكل وظيفي مستمر قائم على MXene.

على الرغم من الكمية الكبيرة من الدراسات التي توثق استخدام أوراق MXene النانوية لتعديل المواد القائمة على الخشب، فإن الاعتماد فقط على مجموعات الهيدروكسيل والكاربوكسي المحدودة على سطح MXene لتشكيل روابط من خلال تفاعلات ضعيفة مع جدار الخلية الخشبية غالبًا ما يثبت أنه غير موثوق، مما لا يساعد على التطبيقات طويلة الأمد. لذلك، قمنا بإدخال حمض الفيتيك، الذي يمتلك بنية متعددة الهيدروكسيل، في التصاق MXene على سطح تجويف النانو الخشبي، مما يشكل هيكلًا هجينًا لتعزيز تفاعلات الروابط الهيدروجينية بين المكونات. كما هو متوقع، فإن عملية التعديل المشترك لـ PA وMXene، الموضحة في الشكل 3a و3b، تحافظ على الهيكل المسامي الأصلي للنانو الخشبي. تظل الترتيبات الموجهة للأوعية، والفجوات المفتوحة، والعيوب بين جدران الخلايا سليمة. يمكن أن يُعزى ذلك إلى عملية التعديل اللطيفة لـ MXene وPA، التي تحدث في درجة حرارة الغرفة دون الحاجة إلى مواد مذيبة سامة إضافية. بالإضافة إلى ذلك، يتم ملاحظة بعض الهياكل “الموجية” على كل من المناظر العرضية والطولية، والتي قد تكون ناتجة عن تكديس الهياكل الهجينة التي تشكلت بواسطة MXene وPA. تكشف خريطة EDS أيضًا أن عناصر الكربون تمثل بشكل أساسي الهيكل الإطاري لجدران الخلايا في الاتجاهين المحوري و

الاتجاهات الطولية. في الوقت نفسه، تظهر عناصر التيتانيوم من MXene وعناصر الفوسفور من PA أيضًا توزيعًا موحدًا جيدًا. تشير جميع هذه النتائج مجتمعة إلى النجاح في تشكيل هيكل هجين من MXene/PA على سطح الخشب النانوي.

تم توضيح التغيرات في التركيب الكيميائي السطحي لمادة المركب، الناتجة عن إزالة اللجنين وترسيب هيكل MXene/PA الهجين، بشكل أكبر بواسطة FTIR، في الشكل 3e. بالنسبة لخشب البلسا الخام، ظهرت قمم امتصاص مميزة عند حوالي 1736 و ، التي تتوافق مع اهتزازات الشد لمجموعات الكربونيل ( ) ومجموعات الإستر ( ) ،
على التوالي [57]. كلاهما يدل على الهيميسليلوز، وبشكل خاص على البوليمرات غير المتبلورة. كما تم الكشف عن قمم خفيفة عند 1590 و1505، و تشير الاهتزازات الهيكلية العطرية إلى وجود اللجنين في خشب البلسا النقي [37]. بعد إزالة اللجنين، يتضح الإزالة الانتقائية لللجنين من خلال اختفاء القمم المميزة لللجنين، بينما تبقى القمم المرتبطة بالهيميسليلوز محفوظة. كما يتسبب هذا العملية في تغيير لون خشب البلسا من الأصفر إلى الأبيض (الشكل 3د)، وذلك بسبب اختفاء المجموعات الكروموفورية المكونة من اللجنين. بالإضافة إلى ذلك، تشمل التغيرات في التركيب الكيميائي السليلوز والهيميسليلوز،

وتم توضيح اللجنين من خشب البلسا الخام (RW) وDW في الجدول S1. كما هو موضح في الشكل 3d، فإن تعديل MXene اللاحق يؤدي إلى اسوداد MP10DW، وهو ما يتضح ليس فقط على السطح ولكن يمتد إلى كل قناة داخلية. لم تؤدِ الإضافة التالية لحمض الفيتيك إلى تغييرات ملحوظة في اللون الأسود المرصود لـ MP10DW، مما يشير إلى أن حمض الفيتيك يعمل بشكل أساسي على تعزيز الهيكل دون التأثير على أداء تحويل الطاقة الضوئية الحرارية المحتمل. علاوة على ذلك، لم يُلاحظ أي تغيير كبير في FTIR لـ MP10DW، باستثناء تحول ملحوظ في قمم -OH المميزة من 3436 إلى ، مما يثبت تشكيل روابط الهيدروجين، وهو ما تم تأكيده أيضًا من خلال قياسات XPS (الشكل S2) [49]. كما تكشف طيفيات XRD في الشكل 3f عن قمم حيادية مميزة تقع عند ، و “، والتي تتوافق مع مستويات البلورة (101) و(020) و(040) من السليلوز I، على التوالي [58]. تستمر هذه القمم في RW وDW وMP10DW مع حد أدنى من التغير، مما يبرز أن عمليات إزالة اللجنين والتعديل الهجين لا تؤثر على الهيكل البلوري للسليلوز. ومن الجدير بالذكر أن القمة المميزة لـ MXene عند يظهر في MP10DW. تؤكد هذه النتائج أن التعديل المشترك لـ MXene/PA هو في الأساس تفاعل فيزيائي، يحافظ على السلامة الهيكلية لكل من إطار النانوود وMXene، مما يضع الأساس لتعزيزات وظيفية تآزرية لاحقة.

تم دمج PEG في خشب البلسا المعدل باستخدام تقنية النقع بالفراغ، مما أسفر عن مواد مركبة مستقرة الشكل ذات تغيير في الطور. في صور SEM (الشكل 4 أ، ب)، من الواضح أن خشب البلسا الخام المستخدم لتغليف مواد تغيير الطور، RWP، يظهر العديد من الفراغات غير المملوءة، والتي يمكن أن تُعزى إلى العيوب الكامنة في الهيكل الطبيعي للخشب. ومع ذلك، بعد عملية إزالة اللجنين، يمكن ملء الفراغات بالكامل في DWP، مما يشير إلى فعالية إزالة اللجنين المحسنة في تسهيل التغليف. من المهم أنه بالنسبة لـ MP2DWP و MP10DWP، فإن تعديل الهجين MXene و PA لا يؤثر سلبًا على قدرة التغليف، حيث تظل الفراغات مملوءة حتى بعد زيادة محتويات MXene. يمكن أن يُعزى هذا الملاحظة إلى أن التعديل الهجين لم يتسبب في انسداد المسام في
سقالة نانوود، بينما تعرض المزيد من المجموعات المحبة للماء (مثل، ، و -F ) عززت تفاعلات الروابط الهيدروجينية مع PEG [55]. بالإضافة إلى ذلك، فإن استقرار الشكل لـ CPCMs أمر حاسم للتطبيقات العملية. كما هو موضح في الشكل 4c، تخضع جميع العينات لظروف درجة حرارة ثابتة في فرن مفرغ من الهواء عند . من الواضح أن PEG النقي يظهر تسربًا بعد 15 دقيقة من التسخين. على العكس من ذلك، فإن DWP وجميع MPDWPs تحافظ على شكلها السليم دون أي تسرب. حتى بعد 80 دقيقة، يخضع PEG النقي للذوبان غير المتبلور تمامًا، بينما تحافظ MPDWPs على شكلها الأصلي بشكل ماكروسكوبي، مما يظهر التأثيرات المفيدة للإطار الداعم الصلب ثلاثي الأبعاد والقوى الشعرية القوية التي توفرها MPDWs، مما يسهل امتصاص PEG. علاوة على ذلك، كما هو موضح في الشكل 4g، فإن MP10DWP قادر على دعم وزن 100 جرام، حتى عند درجة حرارة دون أي تسرب، مما يشير إلى أن الهيكل النانوي الخشبي الموجه يظهر قوة كبيرة في الاتجاه العمودي، مما يمكّنه من مقاومة القوى الخارجية في البيئة المحيطة وبالتالي تعزيز الاستقرار الهيكلي. ومن الجدير بالذكر أن نسب الكتلة المحاطة لعينات MP10DWP في دراستنا أعلى بكثير من تلك المبلغ عنها للمواد ذات الطور المتغير القائمة على الخشب في الأدبيات (الشكل 4d). علاوة على ذلك، فإن القمم المميزة التي لوحظت في تحليل FTIR (الشكل 4e) وتحليل XRD (الشكل 4f) لعينات MP10DWP مشابهة لتلك الخاصة بـ PEG. تشير هذه النتائج إلى أن التركيب الكيميائي والهيكل البلوري لـ PEG يبقى دون تغيير في MPDWPs، مما يؤكد أن الهيكل المسامي لـ MPDWs ليس له تأثير على المجموعات المميزة والبلورية لـ PEG. لذلك، من المتوقع أن تظل خصائص تغيير الطور لـ MPDWPs غير متأثرة بالهيكل المركب وتبقى متسقة مع تلك الخاصة بـ PEG النقي. بشكل جماعي، تؤكد هذه النتائج القدرة الممتازة على التحميل للهلاميات الخشبية الهوائية المزينة بـ MXene و PA لـ PEG، مع تسليط الضوء على الاستقرار الشكلي المواتي وموثوقية MPDWPs.

تتطلب التطبيقات العملية لإدارة الطاقة الحرارية مواد تغيير الطور الكامنة (CPCMs) تتمتع بثلاث ميزات قوية: سعة تخزين حراري كامنة كبيرة، ودرجة حرارة انتقال طور مناسبة، وهياكل ثلاثية الأبعاد متينة. لفهم التعقيدات الحرارية وسلوكيات انتقال الطور، يتم استخدام المسح الحراري التفاضلي.

تم استخدام قياس الحرارة (DSC). في الشكل 5a و b، توضح منحنيات DSC الدورات الماصة للحرارة والطاردة للحرارة لكل من PEG النقي و CPCMs (مثل DWP و MP2DWP و MP5DWP و MP7DWP و MP10DWP). تتضمن الرؤى الرئيسية من منحنيات DSC، معلمات مثل الانصهار
نقطة ( enthalpy الانصهار ( نقطة التجمد ) و enthalpy التصلب ( ) ، يتم تقديمها بإيجاز في الجدول S2. على وجه التحديد، كفاءة تخزين الطاقة ( ) يتم حسابه باستخدام الصيغة التالية (المعادلة 1) لتقييم

ج

تأثير إطار التغليف على أداء تغيير الطور العام [33].

الشروط و تشير إلى إنثالبي تغيير الطور المقاس لـ CPCMs و PEG، على التوالي. كما هو موضح في الشكل 5a و 5b، فإن منحنيات DSC لـ CPCMs تشبه إلى حد كبير تلك الخاصة بـ PEG النقي، حيث تتميز بقمم امتصاص حراري وإطلاق حراري مميزة تشير إلى انتقالات الطور من الصلب إلى السائل ومن السائل إلى الصلب. تشير هذه الملاحظة إلى نجاح احتواء PEG داخل هياكل النانو الخشبية، مع الحفاظ على خصائص تغيير الطور الأصلية دون الخضوع لتفاعلات كيميائية. كما هو معروف، فإن سعة تخزين الطاقة الحرارية المثلى، مع إنثالبي انتقال الطور المتوافق بشكل وثيق مع PCM النقي، مرغوبة لتطبيقات واسعة في التخزين الحراري. بالنسبة لـ PEG النقي، تقيس إنثالبيات انتقال الطور 155.9 و “، على التوالي. في حالة DWP، فإن الإنثالبي القريب من ذلك الخاص بـ PEG النقي (145.7 و ) يعود أساسًا إلى هيكل المسام المترابط والوزن الخفيف الذي يسهل بواسطة DW. ومن الجدير بالذكر أن قيم إنثالبي الانتقال الطوري لـ MPDWPs المستمدة من تقليل الخشب النانوي المعدل هجينًا تزداد مع زيادة محتويات ترسيب MXene (الشكل 5d). بشكل خاص، تظهر إنثالبي الانصهار وإنثالبي التصلب لـ CPCMs تباينات في النطاقات من و ، على التوالي، مع تجاوز معامل تخزين الطاقة الفعّال باستمرار . هذا يشير إلى أن تأثير تعديل الوظائف الهجينة على أداء التغليف للإطار هو نسبيًا ضئيل، والتضحية المقبولة في قيم الإنثالبي واضحة. هنا، يتم تقديم القيمة المتوقعة يعمل كمقياس لقياس درجة تأثير إطار التغليف على قيم إنثالبي تغيير الطور [36]. قيمة DWP تعادل 0.98، بينما بالنسبة لـ MP2DWP و MP5DWP و MP7DWP و MP10DWP، فإن القيمة المحسوبة تبلغ القيم 0.97 و 0.95 على التوالي، مما يشير إلى أن ترسيب هياكل MXene و PA الهجينة على سطح الخشب النانوي له تأثير غير مو favorable على سلوك تغيير الطور للـ PEG المحاط. علاوة على ذلك، فإن إدخال MXene كحشوة موصلة حرارياً قد عزز بشكل كبير من الموصلية الحرارية للـ CPCMs. هذه الاتجاه واضح سواء في الاتجاه الطولي أو الاتجاه الشعاعي، حيث يظهر ميل متزايد مع زيادة محتوى MXene.

توضح الصورة في الشكل 5g تعزيز الموصلية الحرارية في CPCMs والآلية المقترحة لتقلبات أداء تغيير الطور. يظهر PEG النقي موصلية حرارية منخفضة بطبيعتها. )، أ
الحد المشترك لمواد تغيير الطور العضوية. عند احتوائها في الخشب النانوي، فإن الإطار الموجه يحفز التوصيل الحراري غير المتساوي. على طول الاتجاه الطولي، تخلق جدران خلايا التراخيد العمودية مسارات حرارية موجهة، مما يسهل توصيل الحرارة بسرعة (الشكل 5e). ومع ذلك، بالنسبة لـ DWP، بسبب التوصيل الحراري المنخفض بطبيعته للخشب النانوي، فإن الزيادة تكون فقط بمقدار 2.2 مرة. في الاتجاه الشعاعي (الشكل 5f)، يتضمن توصيل الحرارة تكرارات عبر جدران خلايا رقيقة إلى PEG والعودة، مما يؤدي إلى زيادة أقل أهمية، بمقدار 1.6 مرة فقط. تتماشى هذه النتائج مع دراسة يانغ وآخرون [33]. إن إدخال MXene كحشو موصل حراري يعزز بشكل كبير من التوصيل الحراري لمواد تغيير الطور المركبة. مع زيادة محتوى MXene، تزداد الموصلية الحرارية بشكل ملحوظ، لتصل إلى (حوالي 4.6 مرة أعلى من تلك الخاصة بـ PEG النقي) في الاتجاه الطولي، مقارنةً مع نتائجنا السابقة وتجاوز المواد الخشبية الأخرى (الجدول S3). يمكن أن يُعزى هذا التحسين إلى الهيكل المستمر المستقر الذي تشكله نسبة عالية من MXene على سطح جدار الخلية الخشبية، مما يسهل نقل الفوتونات وزيادة عامة في الموصلية الحرارية [44، 63، 64]. بعد إزالة اللجنين، يكشف إطار النانو الخشبي المكشوف عن المزيد من مجموعات -OH، مما يشكل روابط هيدروجينية مع جزيئات PEG عند الواجهة لمنع التسرب. ومع ذلك، فإن جزيئات PEG المرتبطة بواسطة الروابط الهيدروجينية تفقد حركتها الحرة بسبب تأثيرات الحبس، مما يغير تحول الطور من صلب-سائل إلى صلب-صلب، مما يؤدي إلى انخفاض في قيمة الإنثالبي المتوقعة ( ، 95%) [65]. الهياكل الهجينة من MXene/PA عند الواجهة تقدم المزيد من المجموعات المحبة للماء (مثل، ، و -F )، مما يشكل روابط هيدروجينية إضافية مع جزيئات PEG. يؤدي زيادة تثبيت PEG عند الواجهة إلى انخفاض القيمة المتوقعة من 0.97 إلى 0.95 لـ MPDWPs. تعتبر نقاط الانصهار والتصلب حاسمة لـ CPCMs. يُفضل وجود فرق أصغر، أي تقليل التبريد الفائق. يرتبط التغيير في نقاط الانصهار والتجمد بموصلية حرارية وتأثيرات احتجاز الواجهة. تؤدي موصلية حرارية أفضل إلى خفض نقاط الانصهار والتجمد. بالنسبة لـ PEG و CPCMs، تنخفض نقاط الانصهار والتصلب في البداية ثم ترتفع، مما يشير إلى تحسين أولي في الموصلية الحرارية (الشكل 5c). ومع ذلك، مع زيادة محتوى MXene و PA، تهيمن تأثيرات احتجاز الواجهة، مما يتسبب في ارتفاع نقاط الانصهار والغليان مرة أخرى. وهذا يؤدي إلى زيادة مستمرة في التبريد الفائق من 12.1 إلى بشكل عام، قيمة متوقعة أكبر من ، مع
التبريد الفائق أقل من يعتبر مقبولاً لتطبيقات CPCM العملية [66، 67].

موثوقية الحرارة لمواد تغيير الطور الحراري (CPCMs) هي عامل حاسم في ضمان تطبيقها المستقر. تم إجراء تحليلات الوزن الحراري (TG) والتحليل الحراري المشتق (DTG) تحت جو من النيتروجين لبيغ (PEG) النقي، وإطار النانو الخشبي غير المعدل، وCPCMs، كما هو موضح في الشكل 6a و6b مع المعلمات المقابلة المسجلة في الجدول S4. بالمقارنة مع بيغ النقي، يظهر إطار النانو الخشبي بداية مبكرة لتحلل الحرارة عند ، المنسوبة إلى الاستقرار الحراري الضعيف للمكونات السليلوزية. في حالة PEG المحاط في الخشب النانوي المعدل هجينًا، تظهر MPDWPs منحنيات تحلل حراري مشابهة لـ PEG النقي، حيث تمر بمرحلة واحدة ضمن نطاق درجة حرارة محدد من 210.5 إلى . يمكن أن يُعزى هذا الملاحظة إلى أن معدل احتواء PEG يتجاوز وإضافة هيكل هجين مع MXene و PA الذي يسهل
عملية الكربنة أثناء التحلل. كما هو متوقع، فإن الفرضيات المذكورة مدعومة بقيم الكربون المتبقية من MPDWPs. مع زيادة محتوى MXene، هناك اتجاه تصاعدي ملحوظ في قيم الكربون المتبقية، حيث تصل إلى 7.3% عند محتوى 10.1% من MXene. بالنظر إلى التطبيقات العملية لـ CPCMs، وخاصة في تحويل الطاقة الشمسية إلى حرارية وتخزينها، فإن جميع MPDWPs تظهر تدهورًا حراريًا بالكاد تحت ، مما يعني أن MPWPs تظهر استقرارًا حراريًا مقبولًا لتطبيقاتها المقصودة.

تعتبر تقييم القابلية للتكرار معيارًا حيويًا آخر في قياس العمر العملي لمواد تغيير الطور المركبة. لتقييم هذا الجانب بشكل شامل، تم إجراء اختبارات صارمة تتضمن 200 دورة تسخين وتبريد عبر نطاق درجة الحرارة لقياس إمكانية إعادة استخدام MP10DWP. من المRemarkably، فإن منحنيات DSC لـ MP10DWP بعد 200 دورة حرارية تعكس بشكل وثيق تلك الخاصة بالأصل (الشكل 6d). علاوة على ذلك، كما هو موضح في الشكل 6c، فإن الخسارة المحسوبة في حرارة الانصهار والتصلب بعد 200 دورة حرارية هي مجرد انخفاض من 135.5 إلى و 131.8 إلى على التوالي. فيما يتعلق بدرجات حرارة تغيير الطور، هناك أيضًا تباين طفيف.

تمت ملاحظته. على وجه التحديد، انخفضت نقطة الانصهار بشكل طفيف من 49.2 إلى “، وبالتالي، انتقل نقطة التجمد من 33.8 إلى ، مؤكدين أن MP10DWP يحافظ على أدائه العالي في تغيير الطور خلال اختبارات دورية مطولة. علاوة على ذلك، بعد 200 تجربة دورة حرارية، تظل القمم المميزة التي لوحظت في أنماط XRD وطيف FTIR تقريبًا دون تغيير. وهذا يبرز الاستقرار الجيد لكل من الهياكل الكيميائية والهياكل البلورية لـ MP10DWP خلال دورات التسخين والتبريد (الشكل 6e، f). نتيجة لذلك، أظهرت MPDWPs تحملًا حراريًا وكيميائيًا ممتازًا، حيث حافظت على كل من الحرارة الكامنة الأصلية ونقطة الانصهار/التجمد بعد 200 دورة تسخين وتبريد. تشير هذه النتائج بقوة إلى أن هذه MPDWPs تظهر استقرارًا وموثوقية، مما يجعلها
مناسب تمامًا للتطبيقات العملية في تخزين الطاقة الحرارية القابلة للعكس.

أداء مقاومة اللهب لمواد تغيير الطور الكامنة (CPCMs) أمر حاسم لضمان السلامة أثناء الاستخدام. نظرًا لحجم CPCMs في هذه الدراسة، تم استخدام مقياس حرارة الاحتراق المجهري (MCC) لتقييم سلوك الاحتراق. يتم تقديم النتائج بما في ذلك معدل إطلاق الحرارة (HRR) وإجمالي إطلاق الحرارة (THR) في الشكل 7a و 7b، على التوالي. أيضًا، تم تسجيل البيانات المقابلة في الجدول S5. يظهر PEG المحاط في الخشب النانوي غير المعدل، DWP، خصائص قابلة للاشتعال بشكل كبير، مع معدل ذروة إطلاق الحرارة (pHRR) وTHR من و على التوالي، وهو

نُسب ذلك إلى القابلية للاشتعال الكامنة لكل من PEG و nanowood. إضافة MXene بمفرده (M10DWP) لا تؤثر بشكل كبير على pHRR و THR. حتى لو كان الإطار يحتوي على MXene، تظل قيم pHRR و THR مرتفعة كما هي و . عند تقديم هياكل هجينة من MXene/PA، يُلاحظ اتجاه تنازلي في كل من pHRR وTHR للـ CPCMs. ومن الجدير بالذكر أنه مع إضافة هيكل هجيني يحتوي فقط على MXene، هناك تغيير طفيف في MP2DWP، مع انخفاض pHRR و THR بـ ، و ، على التوالي. ومع ذلك، مع زيادة محتوى MXene، يتضح انخفاض أكثر وضوحًا في pHRR و THR. بشكل خاص، بالنسبة لـ MP10DWP، يصل هذا الانخفاض إلى الحد الأقصى، مع انخفاض قدره لـ pHRR و لـ THR. بالإضافة إلى ذلك، لوحظ زيادة في درجة حرارة pHRR، حيث ارتفعت من 382 إلى تشير هذه الملاحظات إلى أن دمج هياكل MXene/PA الهجينة يمكن أن يعيق بشكل فعال انتشار اللهب، مما يمنح CPCMs خصائص محسّنة لمقاومة اللهب.

لتقييم أداء مقاومة اللهب لمواد CPCMs بشكل أكبر، تم إجراء اختبار الاحتراق العمودي، وتُعرض الصور الرقمية من 0 إلى 130 ثانية في الشكل 7e. من الواضح أن DWP عرضة للاشتعال، وتظل اللهب قوية طوال العملية، مما يؤدي في النهاية إلى احتراق كامل. لم يمنع إدخال هيكل MXene فقط سلوك الاحتراق لمواد CPCMs. في حالة M10DWP، تظهر خصائص احتراق متطابقة تقريبًا مع DWP. مع إضافة هياكل هجينة من MXene/PA، يتم تقليل سلوك الاحتراق لـ MP10DWP بشكل ملحوظ. يصبح من الصعب إشعاله في المراحل الأولية، وبعد 90 ثانية، يبدأ في الإطفاء الذاتي مع الحفاظ على المظهر الأصلي. هذه الملاحظات المذكورة أعلاه تتماشى مع النتائج التي تم الحصول عليها من اختبارات MCC. علاوة على ذلك، تم فحص الشكل المجهري لهيكل الفحم المتبقي بعد احتراق CPCMs. يمكن أن يخضع DWP للاحتراق الكامل، مما يظهر بقايا فحم مجزأة بشكل عشوائي دون تشكيل هيكل كثيف (الشكل S3). أما بالنسبة لـ MP10DWP، فإن هيكل خلايا التراخيد الشبيهة بالقرص العسل محفوظ بشكل ملحوظ، مما يشير إلى تطوير فحم مرن أثناء الاحتراق (الشكل 7c). ومن الجدير بالذكر، كما هو موضح في الشكل 7d، أن خريطة EDS تكشف عن توزيع متجانس لعناصر الفوسفور والتيتانيوم على الكربون المتبقي لـ MP10DWP، مع تركيزات من و ، على التوالي. تشير هذه النتائج إلى إنشاء فحم متبقي مسامي مستقر، تم تحقيقه من خلال التأثير التآزري
الذي يمنع بشكل فعال كل من غاز الاحتراق وانتقال الحرارة.

تم استخدام تحليل الطيف الكهرومغناطيسي بالأشعة تحت الحمراء مع التحليل الحراري الوزني (TG-FTIR) لدراسة الأنواع الغازية المنبعثة خلال عملية التحلل الحراري، مما يسهل فهمًا أعمق لآلية مقاومة اللهب. كما هو موضح في الشكل S4، تظهر عملية التحلل الحراري قممًا مميزة في FTIR عند 2930 و 2350 و ضمن نطاق درجة الحرارة من 200 إلى . هذه القمم، التي تتوافق مع الهيدروكربونات، ، ومركبات الكربونيل، على التوالي، تشير إلى الأحداث الرئيسية لتحلل CPCMs الحراري في هذه الفترة الحرارية، وهو ما يتماشى مع النتائج المستخلصة من تحليل TG في القسم 3.4. من الواضح أنه بالنسبة لـ MP10DWP، يمكن تمييز فترات حرارية مماثلة للتفكك الحراري ومنتجات تفكك حراري مماثلة في كل من طيفي FTIR ثنائي الأبعاد وثلاثي الأبعاد (الشكل S5). تشير هذه الملاحظة إلى أن دمج هياكل MXene/PA الهجينة لا يؤثر على مسارات التفكك الحراري لـ CPCMs، بما في ذلك كل من الإطار السليلوزي وسلاسل جزيئات PEG. ومع ذلك، في الشكل S4b، يوجد ذروة جديدة حول المخصصة لمجموعة P-O تظهر في MP10DWP [68]. وهذا يدل على وجود مجموعات تحتوي على الفوسفور ناتجة عن الهيكل الهجين MXene/PA خلال التحلل الحراري، والتي قد تمتلك القدرة الملحوظة على امتصاص المواد التفاعلية للغاية. و الجذور، وبالتالي تلعب دورًا محوريًا في تثبيط الاحتراق داخل المراحل الغازية [69]. يكشف الفحص الإضافي (الشكل S6) أن إدخال هيكل هجين من MXene/PA يقلل من إطلاق إجمالي منتجات التحلل الحراري مثل الهيدروكربونات، ومركبات الكربونيل، مما يشير إلى وجود قيود على التحلل الحراري لكل من مكونات السليلوز وسلاسل جزيئات PEG. وبالتالي، يمكن الافتراض أن إطلاق مجموعات تحتوي على الفوسفور يعزز مقاومة اللهب من خلال تأثير إخماد الجذور الحرة. في الوقت نفسه، يساهم تضمين هيكل MXene/PA في إعاقة توليد المكونات القابلة للاشتعال من خلال تأثير الحاجز.

استنادًا إلى التحليلات المذكورة أعلاه بما في ذلك مورفولوجيا الكربون المتبقي المجهرية وفحوصات TG-FTIR، يتم افتراض آلية موضحة لسلوك مقاومة اللهب لـ MPDWPs، وهو PEG المحاط في نانو الخشب المعدل بالهجين MXene/PA، كما هو موضح في الشكل 7f. خلال الاحتراق أو التعرض لدرجات حرارة مرتفعة، تخضع MPDWPs لعملية تحلل، محررة غازات غير قابلة للاشتعال، بما في ذلك
ومجموعات تحتوي على الفوسفور. تعمل هذه الغازات غير القابلة للاحتراق على دورين من خلال امتصاص الحرارة وفي الوقت نفسه تخفيف الغازات القابلة للاشتعال و داخل الغلاف الجوي المحيط [70]. بالإضافة إلى ذلك، مجموعات تحتوي على الفوسفور (مثل، ، و يمكن أن يحبس التفاعل العالي و الجذور لتحويل غير القابل للاشتعال ومشتقات الفوسفور المحتملة (مثل، ، و علاوة على ذلك، فإن هذا التعديل المنظم يلعب دورًا حيويًا في تطوير الطبقات الواقية، الناتجة عن التفاعل التآزري بين MXene و PA. إن التكوين الحفزي لطبقة كربونية مضغوطة ومستدامة يعد أمرًا محوريًا في تقليل انبعاث الدخان وإنتاج أول أكسيد الكربون، مما يعزز استقرار التحلل الحراري وسلامة الحريق للمواد المركبة MPDWPs. ومن ثم، يمكننا أن نفترض أن تفاعل الغازات المتحللة مع المجموعات المحتوية على الفوسفور وتكوين طبقات الفحم الواقية التي يحفزها MXene يساهم بشكل تآزري في أداء مقاومة الحريق لمواد PCM المشتقة من الخشب.

جوهر نظام تحويل الطاقة الشمسية الحرارية إلى كهرباء يكمن في مادة تغيير الطور (PCM)، حيث تسهل تخزين الطاقة الشمسية الحرارية وتمكن من إطلاق الحرارة المتساوية أثناء عملية تغيير الطور، مما يعد ميزة لضمان التشغيل المستقر والمستمر لعناصر سيبيك الحرارية الكهربائية المتصلة. يتم تصوير التكوين التجريبي المصمم لتقييم أداء تحويل الطاقة الشمسية إلى كهرباء في الشكل 8أ. في البداية، أجرينا اختبارات على أداء امتصاص الضوء الشمسي لـ DWP و MP10DWP باستخدام مطياف الأشعة فوق البنفسجية والمرئية، وتوضح النتائج في الشكل 8ب. من الواضح أن DWP يظهر قمة امتصاص ضعيفة حول ، ربما ناتج عن مكونات اللجنين المتبقية في هياكل النانو الخشبية. في الوقت نفسه، يظهر DWP باستمرار امتصاصًا منخفضًا أقل من 0.1 مع نطاق الطول الموجي من 400 إلى ، مما يشير إلى أداء تحويل ضوئي حراري دون المستوى للمواد المتغيرة الطور المحاطة بالنانو خشب. ومع ذلك، بالنسبة لـ MP10DWP، فإنه يظهر امتصاصًا مرتفعًا بشكل ملحوظ

خلال الطيف الكامل للكشف، وحتى تحت إشعاع الضوء المرئي (390 إلى تقترب قيمة الامتصاص من 1. يمكن عزو هذه الملاحظة إلى معامل امتصاص الضوء العالي بشكل استثنائي الذي تسببه رقائق MXene النانوية المقدمة، مما يؤدي إلى مستوى استثنائي من قدرة امتصاص الضوء داخل MPDWPs.

بعد ذلك، تم فحص سلوك التحويل الضوئي الحراري لـ DWP و MPDWPs تحت مصباح زينون بحدة ، ما يعادل إشعاع شمسي واحد (AM1.5G). كما هو موضح في الأشكال 8c و S7، فشلت درجة حرارة DWP في تجاوز بعد 160 ثانية من الإشعاع، تبقى دون عتبة تغيير الطور ). تبرز هذه الملاحظة الأداء غير الكافي لتحويل الطاقة الشمسية إلى حرارية للمواد المركبة التي تحتوي على PEG وهياكل النانو الخشبية غير المعدلة. ومع ذلك، فإن MP2DWP الذي يتضمن مجرد نسبة الكتلة من MXene في هيكل النانو الخشبي قد خضعت لعملية تخزين حراري كاملة بمرحلة تغيير مع درجة حرارة قصوى تصل إلى خلال التعرض لمصباح الزينون لمدة 160 ثانية، مما يشير إلى أن كمية ضئيلة من رقائق MXene النانوية كان لها تأثير ملحوظ على تعزيز قدرة امتصاص الضوء للمواد المركبة الحرارية، وبالتالي ساهمت بشكل إيجابي في تحسين قدرة تحويل الطاقة الشمسية إلى حرارية. كما هو متوقع، أدى زيادة محتوى MXene المضاف إلى سطح هيكل النانو الخشبي إلى ارتفاع تدريجي في درجة الحرارة القصوى تحت نفس زمن الإشعاع، 160 ثانية. ومن الجدير بالذكر أنه عندما يصل محتوى المضاف إلى ، MP10DWP يصل إلى درجة حرارة قصوى من ، مما يجعلها تمتلك الإمكانيات المتميزة للاستخدام في الطاقة الشمسية الحرارية ذات درجات الحرارة المنخفضة والتحويل. عند إطفاء مصباح الزينون، كان من الصعب على DWP أن تمر بمرحلة تغيير واضحة وعادت ببطء إلى درجة حرارة الغرفة فقط من خلال إطلاق الحرارة الحساسة. على النقيض من ذلك، دون الإشعاع الضوئي لمدة 340 ثانية، بدأت MPDWPs في فقدان الحرارة بسبب موصلية حرارية أعلى، وبلغت تقريبًا درجة حرارة تغيير الطور في نفس الوقت، ثم مرت بعملية إطلاق حرارة متساوية الحرارة وعادت إلى درجة حرارة الغرفة. بالإضافة إلى ذلك، كفاءة تحويل وتخزين الطاقة الشمسية إلى حرارية ( ) يتم حسابه بناءً على المعادلة (2) لتقييم السلوك الضوئي الحراري لـ MPDWPs بشكل أكبر [72].

أين يمثل كتلة العينات، يدل على إنثالبي تغيير الطور، تشير إلى شدة الضوء، و
يمثل مساحة سطح العينات. المعلمات و تتوافق مع الأوقات الأولية والنهائية لعملية الانصهار، على التوالي. من الواضح أن تصل القيمة إلى مستوى مثير للإعجاب ، مما يعرض مستوى عالٍ ضمن المواد الحالية لتحويل وتخزين الطاقة الشمسية الحرارية. كما هو موضح في الشكل 8د، يمكن الافتراض أن الأداء الملحوظ في تحويل الطاقة الضوئية الحرارية يُعزى إلى التأثير التآزري مع كل من القنوات الاتجاهية المميزة المستمدة من الخشب النانوي وترسيب سطح MXene. من ناحية، أدى إزالة اللجنين إلى ترقق جدار الخلية الخشبية، مما قد يقلل من انعكاس ضوء الشمس. من ناحية أخرى، فإن الانكسارات العديدة التي تحدث نتيجة دخول ضوء الشمس بكثرة إلى القنوات تسمح لـ MXene المترسب بامتصاص ضوء الشمس بكفاءة وتحويله إلى طاقة حرارية وتخزينها بسرعة في PEG المغلف بسبب تحسين الموصلية الحرارية. علاوة على ذلك، بعد 10 دورات من التسخين والتبريد، أظهر MP10DWP تخزين طاقة حرارية متسقة وقابلة للتكرار بالإضافة إلى أداء إطلاق الحرارة (الشكل 8هـ). بالاستفادة من الأداء الاستثنائي في تحويل الطاقة الضوئية الحرارية للـ MPDWPs المذكورة أعلاه، يمكن لنظام تحويل الطاقة الشمسية الحرارية الكهربائية المكون من أربعة عينات من MP10DWP أن يوفر باستمرار جهدًا يتجاوز 0.5 فولت، مما يضمن التشغيل السلس لمروحة صغيرة. علاوة على ذلك، قمنا بمحاكاة الظروف الغائمة عن طريق تغطية مصدر الضوء برغوة. كما هو موضح في الشكل 8و والفيديوهات S2 وS3، دون إضافة MPDWPs ووجود فقط طلاء تحويل الطاقة الضوئية الحرارية، يتقلب الجهد عندما تتداخل الغيوم المحاكية. ومع ذلك، عندما يكون MP10DWP موجودًا، يتم الحفاظ على خرج جهد مستقر طوال مرحلة التظليل بأكملها. وبالتالي، تضمن استراتيجية تعديل الخشب الوظيفية المصممة قدرة معززة على امتصاص الحرارة وإطلاقها من المواد المتغيرة الطور المغلفة. تفتح هذه الطريقة أيضًا آفاقًا لتحويل الطاقة الشمسية الحرارية الكهربائية بكفاءة في الأجهزة الضوئية الإلكترونية، مما يساهم في الاستخدام الفعال لموارد الطاقة الشمسية.

نظرًا للمخاطر الصحية المعاصرة المرتبطة بالموجات الكهرومغناطيسية، فإن منح أداء درع كهرومغناطيسي لمواد تغيير الطور المركبة يحمل أهمية كبيرة لتوسيع تطبيقاتها، لا سيما في الأجهزة القابلة للارتداء المرنة وغيرها من المجالات [73]. تشمل مواد تغيير الطور المركبة

تم اختبار DWP و MPDWPs بالأبعاد المحددة لأدائها في الحماية في نطاق X. عبر محلل شبكة الموجات الدقيقة. في الشكل 9أ، من الواضح أن فعالية درع التداخل الكهرومغناطيسي (EMI SE) لـ DWP، دون إضافة رقائق MXene النانوية، ظلت ضئيلة ضمن نطاق الترددات المختبرة بالكامل. بالمقابل، أظهرت MPDWPs تعزيزًا تدريجيًا في تأثيرات درع EMI مع زيادة محتوى الترسيب لـ MXene على سطح هيكل النانو الخشبي. ومن الجدير بالذكر أن MP10DWP أظهرت قيمة متوسطة ملحوظة لدرع EMI تبلغ 44.45 ديسيبل، وهو ما يتجاوز المتطلبات التجارية (أكثر من 20 ديسيبل) لمنتجات درع التداخل الكهرومغناطيسي. بالإضافة إلى ذلك، كما هو موضح في الشكل 9ج، د والفيديوهات المرفقة S4 و S5، أجرينا تجربة باستخدام ملف تسلا للتحقق من أداء درع الكهرومغناطيسية. في وجود ملف تسلا نشط يصدر موجات كهرومغناطيسية لإضاءة مصباح مُحفز كهرومغناطيسي، ظلت السطوع غير متأثرة عند إدخال DWP، مما يدل على الحد الأدنى من الكهرومغناطيسية.
فعالية الحماية، بما يتماشى مع النتائج في الشكل 9أ. كما هو متوقع، عندما اقترب MP10DWP من الملف، لوحظ أن المصباح انطفأ. حدث ذلك لأن تدخل MP10DWP عطل الانتشار الأصلي للموجات الكهرومغناطيسية، مما يبرز فعالية استراتيجية تعديل MXene المصممة.

قمنا أيضًا بحساب المعلمات ذات الصلة بدقة بما في ذلك الإجمالي امتصاص الميكروويف وانعكاس الميكروويف بتردد 12.4 جيجاهرتز للحصول على فهم أعمق لآلية الحماية الكهرومغناطيسية في MPDWPs، كما هو موضح في الشكل 9b. بالنسبة لـ MP10DWP، بقيمة 38.62 ديسيبل شكلت قيمة كبيرة من ، مما يشير إلى أن آلية الحماية من التداخل الكهرومغناطيسي (EMI) التي تهيمن عليها الامتصاص تسود داخل MPDWPs. الأصغر نسبيًا من جميع MPDWPs التي لها قيمة أقل من 6 ديسيبل تشير إلى أن الموجات الكهرومغناطيسية الساقطة من المحتمل أن تخترق الفضاء الداخلي للمركب مع الحد الأدنى من الانعكاس [74]. وبالتالي، كما هو موضح في الشكل 9e، يمكننا أن نفترض أن الاستثنائي المذكور أعلاه

يُعزى أداء درع الحماية الكهرومغناطيسية لـ MPDWPs إلى الهيكل الخلوي الأحادي الاتجاه المستمد من الخشب الطبيعي، بالإضافة إلى التأثير التآزري لصفائح MXene المكدسة على سطح جدار الخلية الخشبية، مما يوفر موصلية كهربائية معتدلة وتوافقًا فعالًا في المعاوقة، مما يقلل من الانعكاس الكبير، ويخفف من خطر التلوث الثانوي. يسهل الهيكل الخلوي الهرمي المستمد من الخشب تكرار تشتت وانعكاس الموجات الكهرومغناطيسية التي تدخل القنوات، مما يعزز التفاعل بين الموجات والواجهات الداخلية، مما يؤدي إلى تأثير الانعكاس المتعدد. يضمن هذا التأثير التخفيف المستمر للموجات المتسللة، مما يساهم في تحسين في MPDWPs. علاوة على ذلك، فإن أداء EMI SE لـ MP10DWP في دراستنا يتجاوز أداء العديد من المواد القائمة على الخشب (الجدول S6)، مما يبرز تطبيق CPCMs لتخزين الطاقة الشمسية وتحويلها فيما يتعلق بالدرع الكهرومغناطيسي.

في هذا العمل، قمنا بابتكار نوع من المواد المركبة القائمة على الخشب ذات خصائص متعددة الوظائف بما في ذلك التخزين والتحويل الشمسي إلى حراري بكفاءة عالية، وحماية ممتازة من التداخل الكهرومغناطيسي، ومقاومة قوية للاشتعال. شمل عملية التخليق نهجًا سهلًا وصديقًا للبيئة، وهو إزالة اللجنين من الخشب تليها تزيين مشترك لـ MXene/PA، مستفيدين من التباين الفطري والمرونة لهلام الخشب لدعم PEG. لعبت الهياكل الدقيقة المستمدة من الخشب بالإضافة إلى المجموعات المحبة للماء في هيكل MXene/PA الهجين دورًا محوريًا في احتواء تسرب PEG، مستفيدة من التوتر السطحي القوي، والقوى الشعرية، والروابط الهيدروجينية. تُظهر CPCMs المُعدة خصائص ملحوظة من حيث إنتاجية تعبئة PEG وكثافة تخزين الطاقة الحرارية العالية، مع متانة حرارية واستقرار طوال ما لا يقل عن 200 دورة تسخين وتبريد. بالإضافة إلى ذلك، عزز الإيداع الاستراتيجي لأوراق MXene النانوية على أسطح هلام الخشب بشكل كبير كفاءة تحويل الطاقة الشمسية إلى حرارية (حتى ) وفعالية حماية التداخل الكهرومغناطيسي بحد أقصى 44.45 ديسيبل في نطاق X. علاوة على ذلك، فإن إضافة PA بالتزامن مع MXene تقيد أيضًا بشكل كبير قابلية الاشتعال لـ CPCMs المُعدة. لوحظت ظاهرة الإطفاء الذاتي، خاصةً
on MP10DWP، مع انخفاض معلمات مقاومة الحريق الحرجة مثل معدل إطلاق الحرارة الأقصى وإجمالي إطلاق الحرارة بنسبة و ، على التوالي. نظرًا لهذه المزايا الملحوظة، فإن النهج متعدد الأوجه، الذي يدمج تعديل الخشب الهجين السهل لـ MXene وPA، يعزز الوظائف المتعددة لمواد تغيير الطور المركبة المستقرة الشكل الناتجة، مما يساهم في توسيع التطبيقات المحتملة المتعلقة بجمع الطاقة الشمسية.

الشكر والتقدير يقر المؤلفون بتمويل من المؤسسة الوطنية للعلوم الطبيعية في الصين (رقم 22268025)، مؤسسة العلوم ما بعد الدكتوراه في الصين (رقم 2022MD713757)، مؤسسة العلوم ما بعد الدكتوراه في مقاطعة يونان (رقم 34Y2022)، مشروع خاص مشترك لمقاطعة يونان للبحث الأساسي في المؤسسات والبحث الأساسي التطبيقي (رقم 202101BC070001-016)، ومؤسسة البحث الأساسي والتطبيقي في قوانغدونغ (رقم 2023A1515011985).

تعارض المصالح يعلن المؤلفون عدم وجود تعارض في المصالح. ليس لديهم أي مصالح مالية متنافسة معروفة أو علاقات شخصية قد تؤثر على العمل المبلغ عنه في هذه الورقة.

الوصول المفتوح هذه المقالة مرخصة بموجب رخصة المشاع الإبداعي للاستخدام والمشاركة والتكيف والتوزيع وإعادة الإنتاج في أي وسيلة أو صيغة، طالما أنك تعطي الائتمان المناسب للمؤلفين الأصليين والمصدر، وتوفر رابطًا لرخصة المشاع الإبداعي، وتوضح ما إذا كانت هناك تغييرات قد تم إجراؤها. الصور أو المواد الأخرى من طرف ثالث في هذه المقالة مشمولة في رخصة المشاع الإبداعي للمقالة، ما لم يُشار إلى خلاف ذلك في سطر ائتمان للمادة. إذا لم تكن المادة مشمولة في رخصة المشاع الإبداعي للمقالة واستخدامك المقصود غير مسموح به بموجب اللوائح القانونية أو يتجاوز الاستخدام المسموح به، ستحتاج إلى الحصول على إذن مباشرة من صاحب حقوق الطبع والنشر. لعرض نسخة من هذه الرخصة، قم بزيارة http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

معلومات إضافية تحتوي النسخة الإلكترونية على مواد إضافية متاحة على https://doi.org/10.1007/ s40820-024-01414-4.

Nature 554, 224-228 (2018). https://doi.org/10.1038/natur e25476
28. S. Xiao, C. Chen, Q. Xia, Y. Liu, Y. Yao et al., Lightweight, strong, moldable wood via cell wall engineering as a sustainable structural material. Science 374, 465-471 (2021). https:// doi.org/10.1126/science.abg9556
29. B. Zhao, X. Shi, S. Khakalo, Y. Meng, A. Miettinen et al., Wood-based superblack. Nat. Commun. 14, 7875 (2023). https://doi.org/10.1038/s41467-023-43594-4
30. K. Sheng, M. Tian, J. Zhu, Y. Zhang, B. Van der Bruggen, When coordination polymers meet wood: from molecular design toward sustainable solar desalination. ACS Nano 17, 15482-15491 (2023). https://doi.org/10.1021/acsnano.3c014 21
31. S. Liu, H. Wu, Y. Du, X. Lu, J. Qu, Shape-stable composite phase change materials encapsulated by bio-based balsa wood for thermal energy storage. Sol. Energy Mater. Sol. Cells 230, 111187 (2021). https://doi.org/10.1016/j.solmat.2021.111187
32. H. Yang, S. Wang, X. Wang, W. Chao, N. Wang et al., Woodbased composite phase change materials with self-cleaning superhydrophobic surface for thermal energy storage. Appl. Energy 261, 114481 (2020). https://doi.org/10.1016/j.apene rgy.2019.114481
33. H. Yang, W. Chao, X. Di, Z. Yang, T. Yang et al., Multifunctional wood based composite phase change materials for mag-netic-thermal and solar-thermal energy conversion and storage. Energy Convers. Manag. 200, 112029 (2019). https://doi. org/10.1016/j.enconman.2019.112029
34. L. Shu, H. Fang, S. Feng, J. Sun, F. Yang et al., Assembling all-wood-derived carbon/carbon dots-assisted phase change materials for high-efficiency thermal-energy harvesters. Int. J. Biol. Macromol. 256, 128365 (2024). https://doi.org/10. 1016/j.ijbiomac.2023.128365
35. Y. Liu, H. Yang, Y. Wang, C. Ma, S. Luo et al., Fluorescent thermochromic wood-based composite phase change materials based on aggregation-induced emission carbon dots for visual solar-thermal energy conversion and storage. Chem. Eng. J. 424, 130426 (2021). https://doi.org/10.1016/j.cej.2021.130426
36. X. Shi, Y. Meng, R. Bi, Z. Wan, Y. Zhu et al., Enabling unidirectional thermal conduction of wood-supported phase change material for photo-to-thermal energy conversion and heat regulation. Compos. Part B Eng. 245, 110231 (2022). https://doi. org/10.1016/j.compositesb.2022.110231
37. W. Huang, H. Li, X. Lai, Z. Chen, L. Zheng et al., Graphene wrapped wood-based phase change composite for efficient electro-thermal energy conversion and storage. Cellulose 29, 223-232 (2022). https://doi.org/10.1007/s10570-021-04297-5
38. J. Wu, Y. Chen, L. Zhang, X. Sheng, Electrostatic self-assembled MXene@PDDA- nanocomposite: a novel, efficient, and stable low-temperature phosphating accelerator. J. Ind. Eng. Chem. 129, 424-434 (2024). https://doi.org/10.1016/j. jiec.2023.09.002
39. Y. Cao, Z. Zeng, D. Huang, Y. Chen, L. Zhang et al., Multifunctional phase change composites based on biomass/ MXene-derived hybrid scaffolds for excellent electromagnetic interference shielding and superior solar/electro-thermal
energy storage. Nano Res. 15, 8524-8535 (2022). https://doi. org/10.1007/s12274-022-4626-6
40. L. Wang, Z. Ma, Y. Zhang, H. Qiu, K. Ruan et al., Mechanically strong and folding-endurance MXene/PBO nanofiber films for efficient electromagnetic interference shielding and thermal management. Carbon Energy 4, 200210 (2022). https://doi.org/10.1002/cey2.174
41. Y. Zhang, K. Ruan, Y. Guo, J. Gu, Recent advances of MXenes-based optical functional materials. Adv. Photonics Res. 4, 2300224 (2023). https://doi.org/10.1002/adpr. 20230 0224
42. Y. Zhang, K. Ruan, K. Zhou, J. Gu, Controlled distributed hollow microspheres on thermally conductive polyimide composite films for excellent electromagnetic interference shielding. Adv. Mater. 35, 2211642 (2023). https://doi. org/10.1002/adma. 202211642
43. X. Huang, Q. Weng, Y. Chen, L. Zhang, X. Sheng, Accelerating phosphating process via hydrophobic MXene@SA nanocomposites for the significant improvement in anti-corrosion performance of plain carbon steel. Surf. Interfaces 45, 103911 (2024). https://doi.org/10.1016/j.surfin.2024.103911
44. H. Jiang, Y. Xie, Y. Jiang, Y. Luo, X. Sheng et al., Rationally assembled sandwich structure of MXene-based phosphorous flame retardant at ultra-low loading nanosheets enabling fire-safe thermoplastic polyurethane. Appl. Surf. Sci. 649, 159111 (2024). https://doi.org/10.1016/j.apsusc. 2023.159111
45. C. Liang, H. Qiu, P. Song, X. Shi, J. Kong et al., Ultra-light MXene aerogel/wood-derived porous carbon composites with wall-like “mortar/brick” structures for electromagnetic interference shielding. Sci. Bull. 65, 616-622 (2020). https://doi. org/10.1016/j.scib.2020.02.009
46. Y. Jiang, X. Ru, W. Che, Z. Jiang, H. Chen et al., Flexible, mechanically robust and self-extinguishing MXene/wood composite for efficient electromagnetic interference shielding. Compos. Part B Eng. 229, 109460 (2022). https://doi.org/10. 1016/j.compositesb.2021.109460
47. Y. Zhang, Y. Huang, M.-C. Li, S. Zhang, W. Zhou et al., Bioinspired, stable adhesive MXene-based coatings towards fire warning, smoke suppression and VOCs removal smart wood. Chem. Eng. J. 452, 139360 (2023). https://doi. org/10.1016/j.cej.2022.139360
48. H. Gao, N. Bing, Z. Bao, H. Xie, W. Yu, Sandwich-structured MXene/wood aerogel with waste heat utilization for continuous desalination. Chem. Eng. J. 454, 140362 (2023). https:// doi.org/10.1016/j.cej.2022.140362
49. D. Zhang, K. Yang, X. Liu, M. Luo, Z. Li et al., Boosting the photothermal conversion efficiency of MXene film by porous wood for light-driven soft actuators. Chem. Eng. J. 450, 138013 (2022). https://doi.org/10.1016/j.cej. 2022.138013
50. M. Luo, D. Zhang, K. Yang, Z. Li, Z. Zhu et al., A flexible vertical-section wood/MXene electrode with excellent performance fabricated by building a highly accessible bonding interface. ACS Appl. Mater. Interfaces 14, 40460-40468 (2022). https://doi.org/10.1021/acsami.2c12819
51. P.-L. Wang, C. Ma, Q. Yuan, T. Mai, M.-G. Ma, Novel MXene wrapped wood sponges for fast cleanup of crude oil spills by outstanding Joule heating and photothermal effect. J. Colloid Interface Sci. 606, 971-982 (2022). https://doi.org/10.1016/j.jcis.2021.08.092
52. Y. Li, X. Li, D. Liu, X. Cheng, X. He et al., Fabrication and properties of polyethylene glycol-modified wood composite for energy storage and conversion. BioResources 11, 7790-7802 (2016). https://doi.org/10.15376/biores.11.3. 7790-7802
53. Y. Zhang, Y. Yan, H. Qiu, Z. Ma, K. Ruan et al., A mini-review of MXene porous films: preparation, mechanism and application. J. Mater. Sci. Technol. 103, 42-49 (2022). https://doi.org/ 10.1016/j.jmst.2021.08.001
54. X. He, J. Wu, X. Huang, Y. Chen, L. Zhang et al., Three-inone polymer nanocomposite coating via constructing tannic acid functionalized MXene/BP hybrids with superior corrosion resistance, friction resistance, and flame-retardancy. Chem. Eng. Sci. 283, 119429 (2024). https://doi.org/10.1016/j. ces.2023.119429
55. Y. Cao, M. Weng, M.H.H. Mahmoud, A.Y. Elnaggar, L. Zhang et al., Flame-retardant and leakage-proof phase change composites based on MXene/polyimide aerogels toward solar thermal energy harvesting. Adv. Compos. Hybrid Mater. 5, 12531267 (2022). https://doi.org/10.1007/s42114-022-00504-4
56. Y. Wei, C. Hu, Z. Dai, Y. Zhang, W. Zhang et al., Highly anisotropic MXene@Wood composites for tunable electromagnetic interference shielding. Compos. Part A Appl. Sci. Manuf. 168, 107476 (2023). https://doi.org/10.1016/j.compo sitesa.2023.107476
57. Y. Meng, J. Majoinen, B. Zhao, O.J. Rojas, Form-stable phase change materials from mesoporous balsa after selective removal of lignin. Compos. Part B Eng. 199, 108296 (2020). https://doi.org/10.1016/j.compositesb.2020.108296
58. Y. Yun, W. Chi, R. Liu, Y. Ning, W. Liu et al., Self-assembled polyacylated anthocyanins on anionic wood film as a multicolor sensor for tracking TVB-N of meat. Ind. Crops Prod. 208, 117834 (2024). https://doi.org/10.1016/j.indcrop.2023. 117834
59. H. Yang, Y. Wang, Q. Yu, G. Cao, R. Yang et al., Composite phase change materials with good reversible thermochromic ability in delignified wood substrate for thermal energy storage. Appl. Energ. 212, 455-464 (2018). https://doi.org/10. 1016/j.apenergy.2017.12.006
60. L. Ma, C. Guo, R. Ou, L. Sun, Q. Wang et al., Preparation and characterization of modified porous wood flour/lauric-myristic acid eutectic mixture as a form-stable phase change material. Energy Fuels 32, 5453-5461 (2018). https://doi.org/10.1021/ acs.energyfuels.7b03933
61. B. Liang, X. Lu, R. Li, W. Tu, Z. Yang et al., Solvent-free preparation of bio-based polyethylene glycol/wood flour composites as novel shape-stabilized phase change materials for solar thermal energy storage. Sol. Energ. Mat. Sol. C 200, 110037 (2019). https://doi.org/10.1016/j.solmat.2019.110037
62. R. Xia, W. Zhang, Y. Yang, J. Zhao, Y. Liu et al., Transparent wood with phase change heat storage as novel green energy
storage composites for building energy conservation. J. Clean. Prod. 296, 126598 (2021). https://doi.org/10.1016/j.jclepro. 2021.126598
63. M. He, J. Hu, H. Yan, X. Zhong, Y. Zhang et al., Shape anisotropic chain-like polydimethylsiloxane composite films with excellent low-frequency microwave absorption and high thermal conductivity. Adv. Funct. Mater. 34, 2316691 (2024). https://doi.org/10.1002/adfm. 202316691
64. X. Zhong, M. He, C. Zhang, Y. Guo, J. Hu et al., Heterostructured BN@Co-C@C endowing polyester composites excellent thermal conductivity and microwave absorption at C band. Adv. Funct. Mater. 34, 2313544 (2024). https:// doi.org/10.1002/adfm. 202313544
65. X. Chen, H. Gao, L. Xing, W. Dong, A. Li et al., Nanoconfinement effects of N -doped hierarchical carbon on thermal behaviors of organic phase change materials. Energy Storage Mater. 18, 280-288 (2019). https://doi.org/10.1016/j.ensm. 2018.08.024
66. I. Shamseddine, F. Pennec, P. Biwole, F. Fardoun, Supercooling of phase change materials: a review. Renew. Sustain. Energy Rev. 158, 112172 (2022). https://doi.org/10.1016/j. rser.2022.112172
67. Z. Zeng, D. Huang, L. Zhang, X. Sheng, Y. Chen, An innovative modified calcium chloride hexahydrate-based composite phase change material for thermal energy storage and indoor temperature regulation. Adv. Compos. Hybrid Mater. 6, 80 (2023). https://doi.org/10.1007/s42114-023-00654-z
68. Y. Luo, Y. Xie, W. Geng, G. Dai, X. Sheng et al., Fabrication of thermoplastic polyurethane with functionalized MXene towards high mechanical strength, flame-retardant, and smoke suppression properties. J. Colloid Interface Sci. 606, 223-235 (2022). https://doi.org/10.1016/j.jcis.2021.08. 025
69. J. Wang, H. Yue, Z. Du, X. Cheng, H. Wang et al., Flameretardant and form-stable delignified wood-based phase change composites with superior energy storage density and reversible thermochromic properties for visual thermoregulation. ACS Sustainable Chem. Eng. 11, 3932-3943 (2023). https://doi.org/10.1021/acssuschemeng.2c07635
70. L. Tang, K. Ruan, X. Liu, Y. Tang, Y. Zhang et al., Flexible and robust functionalized boron nitride/poly( p -phenylene benzobisoxazole) nanocomposite paper with high thermal conductivity and outstanding electrical insulation. Nano-Micro Lett. 16, 38 (2023). https://doi.org/10.1007/s40820-023-01257-5
71. S. Yin, X. Ren, R. Zheng, Y. Li, J. Zhao et al., Improving fire safety and mechanical properties of waterborne polyurethane by montmorillonite-passivated black phosphorus. Chem. Eng. J. 464, 142683 (2023). https://doi.org/10.1016/j.cej.2023. 142683
72. P. Lin, J. Xie, Y. He, X. Lu, W. Li et al., MXene aerogel-based phase change materials toward solar energy conversion. Sol. Energy Mater. Sol. Cells 206, 110229 (2020). https://doi.org/ 10.1016/j.solmat.2019.110229
73. C. Liang, H. Qiu, Y. Zhang, Y. Liu, J. Gu, External fieldassisted techniques for polymer matrix composites with
electromagnetic interference shielding. Sci. Bull. 68, 19381953 (2023). https://doi.org/10.1016/j.scib.2023.07.046
74. S. Shi, Y. Jiang, H. Ren, S. Deng, J. Sun et al., 3D-printed carbon-based conformal electromagnetic interference shielding module for integrated electronics. Nano-Micro Lett. 16, 85 (2024). https://doi.org/10.1007/s40820-023-01317-w
75. C. Liang, Z. Gu, Y. Zhang, Z. Ma, H. Qiu et al., Structural design strategies of polymer matrix composites for electromagnetic interference shielding: a review. Nano-Micro Lett. 13, 181 (2021). https://doi.org/10.1007/s40820-021-00707-2
76. J. Xiao, B. Zhan, M. He, X. Qi, X. Gong et al., Interfacial polarization loss improvement induced by the hollow engineering of necklace-like PAN/carbon nanofibers for boosted microwave absorption. Adv. Funct. Mater. 34, 2316722 (2024). https://doi.org/10.1002/adfm. 202316722
77. J. Yang, H. Wang, Y. Zhang, H. Zhang, J. Gu, Layered structural PBAT composite foams for efficient electromagnetic interference shielding. Nano-Micro Lett. 16, 31 (2023). https:// doi.org/10.1007/s40820-023-01246-8

Nano-Micro Lett. (2024) 16:196

Accepted: 7 April 2024
Published online: 16 May 2024
© The Author(s) 2024

KEYWORDS Wood PCMs; MXene; Solar thermal storage and conversion; Flame-retardant; Electromagnetic shielding

Thermal energy supplementation constitutes the predominant form of global energy consumption, encompassing more than half of the total final energy demand . The escalating challenges posed by the energy crisis and environmental degradation have necessitated a shift in thermal energy acquisition strategies from fossil fuel-based resources to renewable alternatives. Despite this imperative transition, renewable sources like wind energy, tidal energy, and geothermal energy encounter significant drawbacks, including geographical constraints, limited adaptability, and suboptimal efficiency, impeding their widespread adoption [3]. Addressing these limitations requires a comprehensive approach to the management of thermal energy, covering aspects like harvesting, conversion, and storage [4]. In this context, solar thermal conversion technology emerges as a promising avenue for harnessing abundant solar energy, offering notable advantages in terms of conversion efficiency, operational simplicity, and cost-effectiveness [5]. Significantly, phase change materials (PCMs) hold a pivotal role in solar-thermal systems due to their ability to absorb and release substantial thermal energy during phase transitions [6, 7]. This characteristic effectively mitigates challenges associated with solar energy intermittency, dispersion, and efficiency constraints. However, practical implementation of PCM-based solar thermal systems encounters obstacles such as potential leakage, suboptimal thermal storage rates attributable to low thermal conductivity, and a lack of inherent solar thermal conversion capability [8]. Overcoming these challenges is critical to fully unlocking the potential of PCM-based solar thermal systems for advancing sustainable energy solutions.

Achieving shape-stabilization for PCMs through encapsulation techniques such as porous media adsorption [9, 10], microencapsulation [11, 12], and electrospinning [13, 14] within a supporting matrix (e.g., metals, mineral clays, and synthetic polymers) emerges as a promising strategy to effectively mitigate the risk of leakage. In the realm of supporting materials, the three-dimensional (3D) porous scaffold garners significant attention, driven by its straightforward encapsulation process and elevated encapsulation efficiency [15]. In the past decade, materials such as carbon foam [16, 17], synthetic polyurethane foam [18, 19], and aerogels [20,21] have been extensively employed for the
preparation of form-stable composite phase change materials (CPCMs). However, the intricate manufacturing process has resulted in increased production costs as well as the generation of numerous toxic by-products and pollutants, posing a significant challenge to the principles of sustainable development. Therefore, there is a compelling need for the development of 3D porous scaffolds that are both effective and sustainable, featuring ease of manufacturing and ensuring environmental friendliness. Fortunately, the exquisite structures found in biological organisms have inspired the development of alternative synthetic encapsulation matrices [22]. Derived from natural structures, biobased materials can be obtained through a facile “top-down approach”, eliminating the need for complex construction processes [23-25]. As for wood, a prime example of nature’s intricate design, featuring meticulously aligned structures like hollow vessels, tracheid elements, and membranes such as pits designed for efficient water and ion transport [26]. The hierarchical porosity inherent in wood, extending from the macroscale to the nanoscale, positions it as a highly promising functional material [27, 28]. Beyond its well-known roles in liquid absorption and fluid filtration [29,30], wood emerges as a compelling candidate for encapsulating PCMs. Liu et al. [31] achieved encapsulation efficiencies of , and for myristic acid, paraffin, and polyethylene glycol, respectively, in balsa wood. Yang et al. [32] encapsulated 1-tetradecanol in basswood with an efficiency of and a phase change enthalpy of . A frequently utilized procedure in these studies involves the removal of lignin, which significantly diminishes light absorption across the visible and ultraviolet light spectra. The weakened photo-absorption capabilities of both wood, particularly after delignification, and the PCM collectively contribute to a reduced efficiency in converting solar irradiation. Consequently, these limitations curtail the broader applications of wood-based CPCMs in the domain of solar to thermal energy management.

Recently, the integration of [33] and carbon quantum dots [34, 35] directly into PCMs, followed by encapsulation within a wooden scaffold, has demonstrated notable improvements in both photothermal conversion efficiency and thermal conductivity. However, the direct addition of these components does not facilitate effective bonding between fillers, and there is also a lack of proper adhesion to the framework. Consequently, during prolonged usage, the fillers are prone to agglomeration and failure under the
influence of gravitational forces. It is reported that utilizing surface engineering techniques to foster the growth of functional two-dimensional (2D) nanofillers on the surface of the wood-derived scaffold represents a viable approach to address the aforementioned challenges [36, 37]. For instance, MXene, a novel 2D stacked lamellar material constituting transition metal carbides and carbonitrides, is obtained through the etching and exfoliation of MAX phases [38], showcasing exceptional capabilities in photothermal conversion [39], thermal conductivity [40], and optical application [41]. In addition, the surface of MXene is enriched with plentiful active functional groups, such as , and -F , facilitating the deposition on the hydrophilic surface of the substrate, particularly for delignified wood [42-44]. As reported, MXene can be effectively anchored to the surface of wood through hydrogen bonding and could be used in the field of electromagnetic shielding [45], flame retardancy [46], volatile organic compounds (VOCs) detection [47], solar steam generation [48], lightdriven actuator [49], electrode [50], and environmental purification [51]. However, there has been limited reporting on the application of MXene modified wood in the field of solar to thermal energy conversion and storage. Here, the bonding between MXene and PCMs, as well as their collaborative flame-retardant and electromagnetic shielding properties, represents a crucial area for further exploration and research.

In this study, an innovative class of versatile formstable CPCMs was fruitfully exploited, featuring MXene ( ) depositing on non-carbonized wood as a robust support. The fabrication process involved selective wood delignification via boiling in an acidic solution, followed by phytic acid (PA) and MXene co-adornment. Subsequently, polyethylene glycol (PEG) as the main PCM was encapsulated through vacuum impregnation, ultimately resulting in the formation of CPCMs that showcase exceptional solar-thermal conversion efficiency, highly efficient electromagnetic interference shielding, and outstanding flame-retardancy. The lightweight nanowood derived from the removal of lignin that retains honeycomb-like oriented porous structures, namely wood aerogel, with their robust surface tension and remarkable capillary force, and the MXene/PA hybrid surface structure with functional groups capable of forming hydrogen bonds, collaboratively played a pivotal role in effectively encapsulating PEG molecules. This encapsulation
mechanism proved to be instrumental in preventing leakage during thermal storage processes. A comprehensive evaluation, encompassing chemical structure, crystalline state, microscopic morphology, encapsulation capability, phase change performance, thermal repeatability, fireretardant behavior, solar-thermal-electricity conversion, and electromagnetic interference shielding effectiveness, was conducted to provide a nuanced understanding of the overall properties of the CPCMs. As anticipated, the multi-faceted approach via facile MXene and PA hybrid wood modification promotes the multifunctionalization of the as-prepared form-stable CPCMs, making them promising candidates for diverse applications.

Balsa wood timber was initially cut into samples with dimensions of . A certain number of bulk wood samples were selected and placed in a sodium chlorite/acetic acid solution, maintaining a pH of 4.6 for boiling treatment. After approximately 18 h , the color of the wood blocks changed from light yellow to white. The delignification treatment was stopped, and the samples were then rinsed with deionized water 3-5 times. After freezedrying, the wood aerogel was obtained and denoted as DW.

DW underwent a hybrid modification process with MXene and PA, employing the evaporation-induced assembly method. Initially, the MXene dispersion was diluted to using deionized water, and a specific mass of PA was added to form an MXene/PA hybrid dispersion known as MP. Subsequently, MP dispersion was meticulously added dropwise to DW using a pipette. The volume of added MP was controlled based on the MXene mass fraction in DW, namely , and . The ensuing hybrid-modified wood was dried in an oven at , resulting in distinctive wrinkled structures. Subsequently, deionized water was added dropwise to allow the modified wood blocks to swell to their original size. Afterward, freeze-drying for 24 h resulted in the modified wood aerogel. Depending on the MXene content, these were labeled as MPxDW, where , and 10 , representing MXene
mass fractions in the wood aerogel framework of , , and , respectively.

The prepared MPxDW samples were immersed in PEG using a vacuum oven at according to our earlier studies. After 10 h , the wood-based composite phase change materials were all extracted, and based on the different encapsulation frameworks, they were labeled as MP2DWP, MP5DWP, MP7DWP, and MP10DWP, respectively. Subsequently, a leakage experiment was conducted to determine the encapsulation capacity of different wood frameworks in the CPCMs. Specifically, all the aforementioned PEG-filled composite phase change materials were placed on filter paper and placed in an . The weight was measured every 15 min until the mass no longer changed, thus obtaining completely encapsulated MPDWPs.

Other comprehensive details related to the experimental procedures, encompassing the sources and types of materials, preparation of MXene aqueous dispersion, delignification and hybrid modification of wood, fabrication of CPCMs, structural characterization, and the evaluation
of solar to electricity conversion and electromagnetic shielding performance, are all demonstrated in Supporting Information.

The fabrication process of wood-based 3D frameworks with unidirectional pore structures as well as designed functionalized composite phase change materials is illustrated in Fig. 1. As the lightest natural wood globally, balsa (Ochroma pyramidale) boasts remarkably rapid growth, featuring the content of hollow tracheid tissues as high as . Tracheids constitute a vertically arranged honey-comb-like capillary structure with a diameter of approximately (Fig. S1a1), rendering balsa a highly promising encapsulation matrix for the fabrication of form-stable phase change materials. However, fluctuations in nutrition and environmental conditions of balsa growth led to the formation of obstructive membrane structures and sealed pits (Fig. S1a2), which always limit the PCM effectively penetrating and encapsulating. Li et al. [52] also confirm

that unmodified wood exhibits only a lower level of encapsulation efficiency. Hence, the raw balsa timber undergoes treatment in an acidic sodium chlorite solution, facilitating the substantial removal of lignin while preserving hemicellulose [37]. This facile delignification process disrupts the inherent closed structure, enhancing permeability and exposes more -OH groups on tracheid surfaces, facilitating subsequent functional modifications. Meanwhile, the retention of hemicellulose prevents significant deformation under external forces, thereby augmenting the structural stability of the framework. As anticipated, the mild delignification process has not altered the overall upright pore structure of balsa wood (Fig. S1b1). Instead, more open pore structures and gaps have appeared between the saturated cell wall layers (Fig. S1b2, b3). The modified balsa retains only carbohydrate components, resulting in an approximately reduction in density (Table S1), rendering balsa to be a cellulosic aerogel with a well-defined unidirectional pore structure. Compared to synthetic encapsulation matrices with higher density or disordered pores (e.g., polyurethane), the as-obtained wood aerogel will demonstrate significantly improved encapsulation efficiency and stability for PCMs.

MXene has been meticulously selected as a 2D nanofiller with the explicit goal of functionalizing nanowood to ameliorate its inherent deficiencies (e.g., low thermal conductivity, flammability, and a lack of photothermal conversion performance) for the preparation of versatile form-stable CPCMs. The bulk MAX phase with a densely stacked structure serves as the starting material (Fig. 2a), and an accordion-like loose MXene ( ) layer (Fig. 2b) is formed by selectively etching its internal Al layers with a solution. The success of the aforementioned etching process is further evidenced by changes in the crystalline structure. As shown in the spectra of XRD (Fig. 2c), the characteristic diffraction peak (104) located at in correlation to Al element as well as the other diffraction peaks including 004 and 105 in MAX undergoes a significant reduction and even disappearance following the transformation of MXene. Meanwhile, the shift of the characteristic peak at 002 from 9.6 to signifies an expanded d-spacing from 0.94 to 1.18 nm in MXene after Al layer removal, resulting in an overall increase in the interlayer distance, which is in coincidence with the changes on microscopic morphology (Fig. 2a, b). Subsequent ultrasonication enables the delamination of MXene, yielding a dispersion
of single-layer or few-layer MXene that exhibits pronounced Tyndall scattering (Fig. 2d). This attests to the superior dispersibility of MXene in water, owing to its abundant hydrophilic functional groups (e.g., , and -F ) [53, 54]. TEM morphology in Fig. 2d reveals that the exfoliation of multilayer MXene, deprived of van der Waals forces, adopts an ultra-thin nanosheet structure. AFM measurements further confirm that the width of the aforementioned ultra-thin nanosheets falls within the range of , while the thickness ranges from 3.3 to 3.7 nm (Fig. 2e, f), which are consistent with the findings by Cao et al. [55]. Collectively, a facile process involving delamination and ultrasonication has successfully yielded single-layer or fewlayer MXene nanosheets, awarding a promising avenue for subsequent functional amelioration of nanowood. As illustrated in Fig. 2g, the suspension, comprising uniformly dispersed MXene nanosheets, could permeate the entire lumens within the nanowood. Subsequent rapid water evaporation will facilitate the contact between MXene nanosheets to form hydrogen bonds, which ensures the spontaneous layer-by-layer deposition of MXene nanosheets onto the nanowood surface, thus to establish a continuous MXene-based functional structure.

Despite the considerable body of study on documenting the utilization of MXene nanosheets for the modification of wood-based materials, relying exclusively on the limited hydroxyl and carboxyl groups on the MXene surface to form bonds through weak interactions with the wood cell wall often proves to be unreliable, which are not conducive to long-term applications [56]. Therefore, we introduced phytic acid, which possesses a polyhydroxyl structure, into the adhesion of MXene on the nanowood lumen surface, forming a hybrid structure to enhance hydrogen bonding interactions between the constituents (Fig. 3c). As anticipated, the co-modification process of PA and MXene, illustrated in Fig. 3a, b, preserves the original pore structure of the nanowood. The oriented arrangement of tracheids, open pits, and defects between cell walls remains intact. This can be attributed to the mild modification process of MXene and PA, which occurs at room temperature without the involvement of additional toxic solvents. In addition, some “wave-like” structures are observed on both cross-sectional and longitudinal views, which may result from the stacking of hybrid structures formed by MXene and PA. EDS mapping further reveals that C elements predominantly depict the framework structure of the cell walls both in axial and

longitudinal directions. Concurrently, Ti elements from MXene and P elements from PA also exhibit a well-uniform distribution. All these findings collectively indicate the successful formation of a MXene/PA hybrid structure on the nanowood surface.

The alterations in the surface chemical structure of the composite material, arising from delignification and deposition of the hybrid MXene/PA structure, were further elucidated by FTIR, in Fig. 3e. For the raw balsa wood, distinct absorption peaks appeared at approximately 1736 and , corresponding to the stretching vibrations of carbonyl groups ( ) and ester groups ( ),
respectively [57]. Both are indicative of hemicelluloses, specifically amorphous polysaccharides. Also, faint peaks detected at 1590,1505 , and signify aromatic skeletal vibrations, attributing the presence of lignin in the pristine balsa wood [37]. Following the delignification, the selective removal of lignin is evidenced by the disappearance of characteristic lignin peaks, while the peaks associated with hemicelluloses remain preserved. This process also causes the balsa wood to change from yellowish to white (Fig. 3d), attributable to the disappearance of chromophoric groups composed of lignin. In addition, the changes in chemical composition including cellulose, hemicellulose,

and lignin of raw balsa wood (RW) and DW are depicted in Table S1. As shown in Fig. 3d, subsequent MXene modification results in the blackening of MP10DW, which is evident not only on the surface but extends to every internal channel. The following incorporation of phytic acid did not induce noticeable alterations of MP10DW in the observed black coloration, indicating that phytic acid primarily functions in structural enhancement without impacting the potential photothermal conversion performance. Furthermore, there is no significant change observed in the FTIR of MP10DW, except for a discernible shift in the -OH characteristic peaks from 3436 to , substantiating the formation of hydrogen bonds, which is also confirmed by the XPS measurements (Fig. S2) [49]. XRD spectra in Fig. 3f also reveal characteristic diffraction peaks located at , and , corresponding to the (101), (020), and (040) crystal planes of cellulose I, respectively [58]. These peaks persist in RW, DW, and MP10DW with minimal variation, underscoring that the delignification and hybrid modification processes do not disrupt the crystalline structure of cellulose. Notably, the characteristic peak of MXene at emerges in MP10DW. These findings affirm that the MXene/PA comodification is primarily a physical interaction, safeguarding the structural integrity of both the nanowood framework and MXene, which lays the foundation for subsequent synergistic functional enhancements.

PEG was incorporated into the modified balsa wood using a vacuum impregnation technique, yielding formstable composite phase change materials. In SEM images (Fig. 4a, b), it is evident that raw balsa wood used for encapsulating PCMs, RWP, displays numerous unfilled voids, potentially attributed to inherent defects in the natural wood structure. However, following the lignin removal process, the voids can be completely filled in DWP, indicating the enhanced effectiveness of lignin removal in facilitating encapsulation. Importantly, as for MP2DWP and MP10DWP, the MXene and PA hybrid modification does not adversely impact the encapsulation capacity, as the voids remain filled even after the increase of MXene contents. This observation can be attributed to the fact that the hybrid modification did not cause pore blockage in the
nanowood scaffold, while the exposure of more hydrophilic groups (e.g., , and -F ) enhanced the hydrogen bonding interactions with PEG [55]. In addition, the shape stability of CPCMs is crucial for practical applications. As depicted in Fig. 4c, all samples are subjected to constant temperature conditions in a vacuum oven at . Clearly, pure PEG exhibits leakage after 15 min of heating. Conversely, DWP and all MPDWPs maintain their intact shape without any leakage. Even after 80 min , pure PEG completely undergoes amorphous melting, while the MPDWPs maintain their original shape macroscopically, showcasing the beneficial effects of the rigid 3D supporting framework and strong capillary forces provided by MPDWs, facilitating PEG absorption. Furthermore, as shown in Fig. 4g, the MP10DWP is capable of supporting a 100 g weight, even at a temperature of , without any leakage, which indicates that the oriented nanowood scaffold exhibits significant strength in the vertical direction, enabling it to resist external forces in the surrounding environment and thereby enhancing structural stability. Notably, the encapsulation mass ratios for MP10DWP samples in our study are significantly higher than those reported for wood-based PCMs in the literature (Fig. 4d). Furthermore, the characteristic peaks observed in FTIR analysis (Fig. 4e) and XRD analysis (Fig. 4f) for MP10DWP are similar to those of PEG. These results indicate that the chemical and crystal structure of PEG remains unchanged in MPDWPs, confirming that the porous structure of MPDWs has no impact on the characteristic groups and crystallinity of PEG. Therefore, the phase change properties of MPDWPs are expected to be unaffected by the composite structure and remain consistent with those of pure PEG. Collectively, these findings validate the excellent loading capability of wood aerogels decorated with MXene and PA for PEG, while highlighting the favorable shape stability and reliability of MPDWPs.

Practical applications of thermal energy management demand CPCMs with a robust trifecta: a substantial latent heat storage capacity, an apt phase transition temperature, and durable 3D structures. To unravel the thermal intricacies and phase transition behaviors, differential scanning

calorimetry (DSC) was employed. In Fig. 5a, b, DSC curves delineate the endothermic and exothermic cycles for both pure PEG and the CPCMs (e.g., DWP, MP2DWP, MP5DWP, MP7DWP, and MP10DWP). Key insights from DSC curves, encompassing parameters such as melting
point ( ), fusion enthalpy ( ), freezing point ( ), and solidification enthalpy ( ), are succinctly presented in Table S2. Specifically, the energy storage efficiency ( ) is calculated using the following formula (Eq. 1) to assess

g

the influence of the encapsulation framework on the overall phase change performance [33].

The terms and signify the measured phase change enthalpy for the CPCMs and PEG, respectively. As depicted in Fig. 5a, b, the DSC curves of the CPCMs closely resemble those of pure PEG, featuring distinct endothermic and exothermic peaks indicative of solid-liquid and liquid-solid phase transitions. This observation suggests successful PEG encapsulation within the nanowood scaffolds, maintaining its inherent phase change properties without undergoing chemical interactions. As common sense, optimal thermal energy storage capacity, with a phase transition enthalpy closely aligned with the neat PCM, is desirable for broad applications in thermal storage. For pure PEG, the phase transition enthalpies measure 155.9 and , respectively. In the case of DWP, the close enthalpy comparable to that of pure PEG ( 145.7 and ) is primarily due to the interconnected pore structure and lightweight facilitated by DW. Notably, the phase transition enthalpy values for MPDWPs derived from hybrid-modified nanowood diminution as MXene deposition contents are increased (Fig. 5d). Particularly, the fusion enthalpy and solidification enthalpy of CPCMs exhibit variations in the ranges of and , respectively, with the effective energy storage coefficient consistently exceeding . This indicates that the influence of hybrid functional modification on the encapsulation performance of the framework is relatively minimal, and the acceptable sacrifice in enthalpy values is evident. Here, the introduction of the expected value serves as a metric to gauge the degree of influence the encapsulation framework has on phase change enthalpy values [36]. The value of DWP is equivalent to 0.98 , while, for MP2DWP, MP5DWP, MP7DWP, and MP10DWP, the calculated amounts to 0.97 and 0.95 , respectively, indicating that the deposition of MXene and PA hybrid structures on the surface of nanowood exhibits an unfavorable impact on phase change behavior of encapsulated PEG. Furthermore, the introduction of MXene as a thermal conductive filler has significantly enhanced the thermal conductivity of the CPCMs. This trend is evident both along the longitudinal and radial directions, displaying an increasing tendency with the rising MXene contents.

The illustration in Fig. 5g outlines the thermal conductivity enhancement in CPCMs and the proposed mechanism for phase change performance fluctuations. Pure PEG exhibits inherently low thermal conductivity ( ), a
common limitation of organic PCMs. When encapsulated in nanowood, the oriented framework induces anisotropic thermal conductivity. Along the longitudinal direction, upright axial tracheid cell walls create directed thermal pathways, facilitating rapid heat conduction (Fig. 5e). However, for DWP, due to the inherently low thermal conductivity of nanowood, the increase is only by a factor of 2.2 times. In the radial direction (Fig. 5f), heat conduction involves repetitions through thin cell walls to PEG and back, resulting in a less significant increase, merely by a factor of 1.6 times. These findings align with Yang et al. [33]’s study. The introduction of MXene as a thermal conductive filler substantially boosts the CPCMs’ thermal conductivity. Specifically, with MXene content, the thermal conductivity increases significantly, reaching (approximately 4.6 times higher than that of pure PEG) in the longitudinal direction, comparable to our earlier findings and surpassing other wood-based materials (Table S3). This enhancement could be attributed to the stable continuous structure formed by a high MXene content on the wood cell wall surface, facilitating photon transmission and an overall increase in thermal conductivity [44, 63, 64]. After delignification, the exposed nanowood framework reveals more -OH groups, forming hydrogen bonds with PEG molecules at the interface to prevent leakage. However, PEG molecules anchored by hydrogen bonding lose their free movement due to confinement effects, altering the solid-liquid phase change to solid-solid, resulting in a decrease in the expected enthalpy value ( , 95%) [65]. MXene/PA hybrid structures at the interface introduce more hydrophilic groups (e.g., , and -F ), forming additional hydrogen bonds with PEG molecules. The increased PEG anchoring at the interface leads to an expected value decrease from 0.97 to 0.95 for MPDWPs. Fusion and solidification points are critical for CPCMs. A smaller difference, i.e., less supercooling, is preferred. The change in melting and freezing points relates to thermal conductivity and interface confinement effects. Better thermal conductivity lowers melting and freezing points. For PEG and CPCMs, fusion and solidification points initially decrease and then increase, indicating an initial improvement in thermal conductivity (Fig. 5c). However, as MXene and PA content rises, interface confinement effects dominate, causing melting and boiling points to rise again. This results in a continuous increase in supercooling from 12.1 to . Overall, an expected value greater than , with
supercooling less than , is considered acceptable for practical CPCM applications [66, 67].

The thermal reliability of CPCMs is a pivotal factor in ensuring their stable application. Thermal gravimetric (TG) and derivative thermogravimetric (DTG) analyses were conducted under a nitrogen atmosphere for pure PEG, unmodified nanowood framework, and CPCMs, as depicted in Fig. 6a, b with corresponding parameters recorded in Table S4. Compared to neat PEG, the nanowood framework exhibits an earlier onset of thermal decomposition at , attributed to the poor thermal stability of the cellulosic components. In the case of PEG encapsulated in hybrid-modified nanowood, MPDWPs display thermal decomposition curves similar to pure PEG, undergoing one stage within a specific temperature range from 210.5 to . This observation can be attributed to the encapsulation rate of PEG exceeding and the addition of a hybrid structure with MXene and PA that facilitates the
carbonization process during decomposition. As expected, the aforementioned hypotheses are substantiated by the residual carbon values of MPDWPs. With an increase in MXene content, there is an observable upward trend in residual carbon values, notably reaching 7.3% at 10.1% MXene content. Considering practical applications of CPCMs, particularly in solar-to-thermal conversion and storage, all MPDWPs exhibit barely thermal degradation below , implying that the MPWPs demonstrate acceptable thermal stability for their intended applications.

The assessment of repeatability stands as another pivotal criterion in gauging the practical longevity of CPCMs. To thoroughly evaluate this aspect, rigorous 200 heating-cooling cycle tests were conducted across the temperature range to gauge the reusability of MP10DWP. Remarkably, the DSC curves of MP10DWP after 200 thermal cycles closely mirror those of the original one (Fig. 6d). Furthermore, as shown in Fig. 6c, the computed loss of fusion and solidification enthalpy after 200 thermal cycles are a mere decrease from 135.5 to and 131.8 to , respectively. Concerning the phase change temperatures, there is also subtle variation

observed. Specifically, the melting point has marginally decreased from 49.2 to , and correspondingly, the freezing point has transitioned from 33.8 to , affirming that MP10DWP upholds their elevated phase change performance throughout protracted cyclic testing. Moreover, following 200 thermal cycle experiments, the characteristic peaks observed in XRD patterns and FTIR spectra remain nearly unchanged. This underscores the favorable stability of both chemical structures and crystalline structures for MP10DWP during the heating-cooling cycles (Fig. 6e, f). As a result, the MPDWPs showcased outstanding thermal and chemical tolerance, preserving not only the original latent heat but also the fusion/freezing point following 200 heating-cooling cycles. These findings robustly suggest that these MPDWPs exhibit stability and reliability, making them
well-suited for practical applications in reversible thermal energy storage.

The fire-retardant performance of CPCMs is crucial for ensuring safety during utilization. Given the size of CPCMs in this study, a micro combustion calorimeter (MCC) was employed to assess the combustion behavior. The results including heat release rate (HRR) and total heat release (THR) are presented in Fig. 7a, b, respectively. Also, corresponding data are recorded in Table S5. PEG encapsulated in unmodified nanowood, DWP, exhibits highly flammable characteristics, with peak heat release rate (pHRR) and THR of and , respectively, which is

attributed to the inherent flammability of both PEG and nanowood. Adding MXene alone (M10DWP) hardly has a significant impact on pHRR and THR. Even if the frame contains MXene, the values of pHRR and THR are still as high as and . Upon introducing MXene/PA hybrid structures, a decreasing trend is observed in both pHRR and THR for the CPCMs. Notably, with the addition of a hybrid structure only containing MXene, there is a marginal change in MP2DWP, with the pHRR and THR decreasing by , and , respectively. However, as the MXene content increases, a more pronounced decrease in pHRR and THR is evident. Particularly, as for MP10DWP, this reduction reaches maximum, with a decrease of for pHRR and for THR. Additionally, an increase in the pHRR temperature is observed, rising from 382 to . These observations suggest that the incorporation of MXene/PA hybrid structures can effectively retard the spread of flames, endowing the CPCMs with enhanced flame-retardant properties.

To further assess the flame-retardant performance of the CPCMs, a vertical burning test was conducted, and digital photographs from 0 to 130 s are presented in Fig. 7e. Clearly, DWP is prone to ignition, and the flame remains robust throughout the entire process, ultimately resulting in complete combustion. The only introduction of MXene structure did not impede the combustion behavior of the CPCMs. In the case of M10DWP, it displays nearly identical burning characteristics to DWP. With the addition of MXene/PA hybrid structures, the combustion behavior of MP10DWP is notably mitigated. It becomes challenging to ignite in the initial stages, and after 90 s , it initiates selfextinguishment while preserving the original appearance. These aforementioned observations are consistent with the results obtained from the MCC tests. Furthermore, the microscopic morphology of the residual char structure after CPCMs combustion was examined. DWP can undergo complete combustion, which exhibits disorderly fragmented char residuals without forming a dense structure (Fig. S3). As for MP10DWP, the honeycomb-like tracheid cell structure is remarkably preserved, suggesting the development of a resilient char during combustion (Fig. 7c). Notably, as shown in Fig. 7d, EDS mapping reveals a homogeneous distribution of phosphorus and titanium elements on the residual carbon of MP10DWP, with concentrations of and , respectively. These findings signify the creation of a stable porous residual char, achieved through the synergistic effect
of PA and MXene, which effectively inhibit both combustion gas and heat transmission.

Thermogravimetry-Fourier transform infrared spectrum (TG-FTIR) analysis was employed to scrutinize the evolved gaseous species throughout the pyrolysis process, facilitating a more profound comprehension of the flame-retardant mechanism. As depicted in Fig. S4, the thermal decomposition process manifests FTIR characteristic peaks at 2930 , 2350 , and within the temperature range of 200 to . These peaks, corresponding to hydrocarbons, , and carbonyl compounds, respectively, denote the predominant thermal degradation events of the CPCMs in this temperature interval, which is consistent with the findings from the TG analysis in Sect. 3.4. Obviously, for MP10DWP, comparable temperature intervals for pyrolysis and analogous pyrolysis products are discernible in both two-dimensional and three-dimensional FTIR spectra (Fig. S5). This observation suggests that the incorporation of MXene/PA hybrid structures does not exert an influence on the pyrolysis pathways to the CPCMs, encompassing both the cellulosic framework and PEG molecular chains. However, in Fig. S4b, a new peak around assigned to the P-O group emerges in MP10DWP [68]. This signifies the presence of phosphorus-containing groups originating from the MXene/PA hybrid structure during pyrolysis could possess the remarkable ability to scavenge highly reactive and radicals, consequently playing a pivotal role in inhibiting combustion within the gaseous phases [69]. Further examination (Fig. S6) reveals that the introduction of MXene/PA hybrid structure diminishes the release of total pyrolysis products such as hydrocarbons, , and carbonyl compounds, suggesting a restriction on the pyrolysis of both cellulosic component and PEG molecular chains. Consequently, it can be hypothesized that the release of phospho-rus-containing groups promotes flame retardancy through the free radical quenching effect. Meanwhile, the inclusion of MXene/PA structure contributes to impeding the generation of flammable components through a barrier effect.

Drawing insights from the aforementioned analysis including residual char microscopic morphology and TG-FTIR examinations, an elucidated mechanism for the flame-retardant behavior of MPDWPs, that is PEG encapsulated in MXene/PA hybrid-modified nanowood, is postulated in Fig. 7f. During combustion or elevated temperature exposure, the MPDWPs undergo a decomposition process, liberating nonflammable gases, including
, and phosphorus-containing groups. These noncombustible gases serve dual roles by absorbing heat and concurrently diluting flammable gases and within the surrounding atmosphere [70]. In addition, phosphoruscontaining groups (e.g., , and ) could trap the highly reactive and radicals to transform the nonflammable and potential phosphorus derivatives (e.g., , and ) [71]. Furthermore, this orchestrated modification is instrumental in the development of protective layers, stemming from the synergistic interaction between MXene and PA. The ensuing catalytic formation of a compact and continuous carbon layer is pivotal in curtailing smoke release and CO production, thereby augmenting the thermal decomposition stability and fire safety of the MPDWPs. Hence, we can hypothesize that the interplay of decomposed gases with phosphorus-containing groups and the formation of protective char layers catalyzed by MXene nanosheet synergistically contributes to the fire-retardant performance of wood-derived composite PCMs.

The core of the solar-thermal-electricity conversion system lies in the PCM, as it facilitates solar thermal energy storage and enables isothermal heat release during the phase change process, which is advantageous for ensuring the stable and continuous operation of the connected Seebeck thermoelectric elements. The experimental configuration designed for evaluating the solar to electricity conversion performance is depicted in Fig. 8a. Initially, we conducted examinations on the solar light absorption performance of DWP and MP10DWP using a UV-Vis spectrometer, and the results are illustrated in Fig. 8b. It is evident that DWP exhibits a weak absorption peak around , possibly arising from residual lignin components in nanowood scaffolds. Meanwhile, DWP consistently exhibits a low absorbance below 0.1 with the wavelength range from 400 to , which indicates the subpar photothermal conversion performance of nanowood-encapsulated PCMs. However, as for MP10DWP, it demonstrates notably high absorbance

throughout the entire detection spectrum, and even under visible light irradiation ( 390 to ), the absorbance value approaches 1 . This observation can be attributed to the exceptionally high light absorption coefficient induced by the as-introduced MXene nanosheets, leading to an extraordinary level of light absorption ability within the MPDWPs.

Subsequently, the photothermal conversion behavior of DWP and MPDWPs was scrutinized under a Xenon lamp with an intensity of , equivalent to one solar irradiation (AM1.5G). As depicted in Figs. 8c and S7, the temperature of DWP failed to surpass after 160 s of irradiation, remaining below the phase change threshold ( ). This observation highlights the insufficient solar to thermal conversion performance of CPCMs containing PEG and unmodified nanowood scaffolds. However, MP2DWP that includes a mere mass fraction of MXene in nanowood scaffold has undergone a complete phase change thermal storage process with a peak temperature of up to during the exposure to Xenon lamp sustaining 160 s , which suggests that a minimal quantity of MXene nanosheet had a pronounced impact on enhancing the light absorption capacity of the CPCMs, thereby positively contributing to the auxiliary improvement of solar to thermal conversion capacity. As expected, an increased content of the introducing MXene to the nanowood scaffold surface led to a gradual rise in the peak temperature under the same irradiation time, 160 s. Notably, when the additive content reaches , MP10DWP attains a maximum temperature of , making it own the outstanding potential for utilization in low-temperature solar thermal energy and conversion. Upon extinguishing the xenon lamp, DWP could hardly undergo a distinct phase change plateau and slowly return to room temperature solely through sensible heat release. In contrast, without the light irradiation of 340 s , MPDWPs commenced heat dissipation due to their higher thermal conductivity, nearly reaching the phase change temperature simultaneously, and then, they underwent an isothermal heat release process and returned to room temperature. Additionally, the solar to thermal conversion and storage efficiency ( ) is calculated based on Eq. (2) to further evaluate the photothermal behavior of MPDWPs [72].

where represents the mass of the samples, denotes the phase change enthalpy, signifies the light intensity, and
stands for the surface area of the samples. The parameters and correspond to the initial and final times of the melting process, respectively. It is evident that the value reaches an impressive , showcasing a high level within existing solar thermal conversion and storage materials. As illustrated in Fig. 8d, it can be hypothesized that the remarkable photothermal conversion performance is attributed to the synergistic effect with both distinctive directional channels derived from nanowood and MXene surface deposition. On the one hand, the removal of lignin resulted in the thinning of wood cell wall, which could diminish the sunlight reflection. On the other hand, the numerous refractions occurring as a result of abundant sunlight entering the channels allow the deposited MXene to efficiently absorb and convert sunlight into thermal energy and rapidly store in the encapsulated PEG due to the improved thermal conductivity. Furthermore, following 10 cycles of heating and cooling, MP10DWP demonstrated consistent and repeatable thermal energy storage as well as heat release performance (Fig. 8e). Leveraging the exceptional photothermal conversion performance of the aforementioned MPDWPs, the solar-thermalelectricity conversion system with just four MP10DWP samples can consistently provide a voltage exceeding 0.5 V , ensuring the smooth operation of a small fan. Moreover, we simulated the cloudy conditions by covering the light source with a foam. As shown in Fig. 8f and Videos S2 and S3, without the addition of MPDWPs and only the presence of the photothermal conversion coating, the voltage fluctuates when simulated cloud cover intervenes. However, when the MP10DWP is present, a stable voltage output is maintained throughout the entire shading phase. Consequently, the designed wood functional modification strategy ensures an enhanced capacity for heat absorption and release of the as-encapsulated PCMs. This approach also opens avenues for efficient solar-thermal-electricity conversion in photoelectronic devices, ultimately contributing to the efficient utilization of solar resources.

Given the contemporary health hazards associated with electromagnetic waves, imparting electromagnetic shielding performance to CPCMs holds significant importance for expanding their applications, particularly in wearable flexible devices and other fields [73]. The CPCMs including

DWP and MPDWPs with the specified dimensions were tested for their shielding performance in the X-band ( ) via a microwave vector network analyzer. In Fig. 9a, it is evident that the electromagnetic interference shielding effectiveness (EMI SE) of DWP, without the addition of MXene nanosheets, remained negligible within the whole tested frequency range. In contrast, MPDWPs exhibited a progressive enhancement in EMI shielding effects with an increasing deposition content of MXene on the nanowood scaffold surface. Remarkably, MP10DWP demonstrated a notable average EMI shielding value of 44.45 dB , which exceeds the commercial requirements (above 20 dB ) for electromagnetic interference shielding products. In addition, as shown in Fig. 9c, d and the accompanying Videos S4 and S5, we conducted an experiment using a Tesla coil to validate the electromagnetic shielding performance. In the presence of an active Tesla coil emitting electromagnetic waves to illuminate an electromagnetic stimulated bulb, the brightness remained unbothered when DWP was introduced, indicating minimal electromagnetic
shielding effectiveness, consistent with the results in Fig. 9a. As anticipated, when MP10DWP approached the coil, the bulb was observed to extinguish. This occurred because the intervention of MP10DWP disrupted the original propagation of electromagnetic waves, emphasizing the effectiveness of the designed MXene modification strategy.

We further meticulously calculated the relevant parameters including total , microwave absorption , and microwave reflection at a frequency of 12.4 GHz to gain a more profound understanding of the electromagnetic shielding mechanism in MPDWPs, as illustrated in Fig. 9b. For MP10DWP, with the value of 38.62 dB constituted a substantial of the , indicating that dominantly absorption electromagnetic interference (EMI) shielding mechanism prevails within the MPDWPs. The relatively smaller of all MPDWPs with a value lower than 6 dB indicates that incident electromagnetic waves likely penetrate the internal space of the composite with minimal reflection [74]. Thus, as shown in Fig. 9e, we can conjecture that the aforementioned exceptional

electromagnetic shielding performance of MPDWPs is attributed to the exclusive unidirectional cellular encapsulation structure derived from the natural wood, coupled with the synergistic effect of stacked MXene nanosheet on wood cell wall surface, which offers moderate electrical conductivity and effective impedance matching, curbing significant reflection, and mitigating the risk of secondary pollution [75-77]. The wood-derived hierarchically cellular structure facilitates the repeated scattering and reflection of entered electromagnetic waves within the channels, which reinforces the interaction between the waves and internal interfaces, resulting in a multi-reflection effect. This effect ensures the continuous attenuation of penetrating waves, contributing to the improvement of in MPDWPs. Moreover, the EMI SE performance of the MP10DWP in our study surpasses that of many other wood-based materials (Table S6), underscoring the application of CPCMs for solar energy storage and conversion in correlation to electromagnetic shielding.

In this work, we have innovatively crafted a type of woodbased composite phase change materials with multifunctional properties including highly efficient solar to thermal storage and conversion, excellent electromagnetic interference shielding, and robust flame retardancy. The synthesis process encompassed a facile and environmentally friendly approach, namely wood delignification followed by MXene/ PA co-decoration, leveraging the inherent anisotropy and versatility of wood aerogel to support PEG. The woodderived microporous structures as well as hydrophilic groups in the MXene/PA hybrid structure played a pivotal role in containing the leakage of PEG, capitalizing on robust surface tension, capillary forces, and hydrogen bonds. The asprepared CPCMs showcase remarkable PEG packing yield and high thermal energy storage density, with thermal durability and stability throughout at least 200 heating and cooling cycles. In addition, the strategic deposition of MXene nanosheets on wood aerogel surfaces significantly enhanced both solar-thermal conversion efficiency (up to ) and electromagnetic interference shielding effectiveness with a maximum of 44.45 dB at the X-band. Furthermore, the addition of PA in conjunction with MXene also significantly restricts the flammability of the as-prepared CPCMs. The phenomenon of self-extinguishment is observed, particularly
on MP10DWP, with critical fire-retardant parameters such as peak heat release rate and total heat release decreasing by and , respectively. Given these notable advantages, the multi-faceted approach, integrating facile MXene and PA hybrid wood modification, enhances the multifunctionality of the resulting form-stable composite phase change materials, contributing to extending the potential applications concerning solar energy harvesting.

Acknowledgements The authors acknowledge funding from the National Natural Science Foundation of China (No. 22268025), China Postdoctoral Science Foundation (NO. 2022MD713757), Yunnan Provincial Postdoctoral Science Foundation (NO. 34Y2022), Yunnan Province Joint Special Project for Enterprise Fundamental Research and Applied Basic Research (No. 202101BC070001-016), and Guangdong Basic and Applied Basic Research Foundation (No. 2023A1515011985).

Conflict of interest The authors declare no interest conflict. They have no known competing financial interests or personal relationships that could have appeared to influence the work reported in this paper.

Open Access This article is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License, which permits use, sharing, adaptation, distribution and reproduction in any medium or format, as long as you give appropriate credit to the original author(s) and the source, provide a link to the Creative Commons licence, and indicate if changes were made. The images or other third party material in this article are included in the article’s Creative Commons licence, unless indicated otherwise in a credit line to the material. If material is not included in the article’s Creative Commons licence and your intended use is not permitted by statutory regulation or exceeds the permitted use, you will need to obtain permission directly from the copyright holder. To view a copy of this licence, visit http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Supplementary Information The online version contains supplementary material available at https://doi.org/10.1007/ s40820-024-01414-4.

Nature 554, 224-228 (2018). https://doi.org/10.1038/natur e25476
28. S. Xiao, C. Chen, Q. Xia, Y. Liu, Y. Yao et al., Lightweight, strong, moldable wood via cell wall engineering as a sustainable structural material. Science 374, 465-471 (2021). https:// doi.org/10.1126/science.abg9556
29. B. Zhao, X. Shi, S. Khakalo, Y. Meng, A. Miettinen et al., Wood-based superblack. Nat. Commun. 14, 7875 (2023). https://doi.org/10.1038/s41467-023-43594-4
30. K. Sheng, M. Tian, J. Zhu, Y. Zhang, B. Van der Bruggen, When coordination polymers meet wood: from molecular design toward sustainable solar desalination. ACS Nano 17, 15482-15491 (2023). https://doi.org/10.1021/acsnano.3c014 21
31. S. Liu, H. Wu, Y. Du, X. Lu, J. Qu, Shape-stable composite phase change materials encapsulated by bio-based balsa wood for thermal energy storage. Sol. Energy Mater. Sol. Cells 230, 111187 (2021). https://doi.org/10.1016/j.solmat.2021.111187
32. H. Yang, S. Wang, X. Wang, W. Chao, N. Wang et al., Woodbased composite phase change materials with self-cleaning superhydrophobic surface for thermal energy storage. Appl. Energy 261, 114481 (2020). https://doi.org/10.1016/j.apene rgy.2019.114481
33. H. Yang, W. Chao, X. Di, Z. Yang, T. Yang et al., Multifunctional wood based composite phase change materials for mag-netic-thermal and solar-thermal energy conversion and storage. Energy Convers. Manag. 200, 112029 (2019). https://doi. org/10.1016/j.enconman.2019.112029
34. L. Shu, H. Fang, S. Feng, J. Sun, F. Yang et al., Assembling all-wood-derived carbon/carbon dots-assisted phase change materials for high-efficiency thermal-energy harvesters. Int. J. Biol. Macromol. 256, 128365 (2024). https://doi.org/10. 1016/j.ijbiomac.2023.128365
35. Y. Liu, H. Yang, Y. Wang, C. Ma, S. Luo et al., Fluorescent thermochromic wood-based composite phase change materials based on aggregation-induced emission carbon dots for visual solar-thermal energy conversion and storage. Chem. Eng. J. 424, 130426 (2021). https://doi.org/10.1016/j.cej.2021.130426
36. X. Shi, Y. Meng, R. Bi, Z. Wan, Y. Zhu et al., Enabling unidirectional thermal conduction of wood-supported phase change material for photo-to-thermal energy conversion and heat regulation. Compos. Part B Eng. 245, 110231 (2022). https://doi. org/10.1016/j.compositesb.2022.110231
37. W. Huang, H. Li, X. Lai, Z. Chen, L. Zheng et al., Graphene wrapped wood-based phase change composite for efficient electro-thermal energy conversion and storage. Cellulose 29, 223-232 (2022). https://doi.org/10.1007/s10570-021-04297-5
38. J. Wu, Y. Chen, L. Zhang, X. Sheng, Electrostatic self-assembled MXene@PDDA- nanocomposite: a novel, efficient, and stable low-temperature phosphating accelerator. J. Ind. Eng. Chem. 129, 424-434 (2024). https://doi.org/10.1016/j. jiec.2023.09.002
39. Y. Cao, Z. Zeng, D. Huang, Y. Chen, L. Zhang et al., Multifunctional phase change composites based on biomass/ MXene-derived hybrid scaffolds for excellent electromagnetic interference shielding and superior solar/electro-thermal
energy storage. Nano Res. 15, 8524-8535 (2022). https://doi. org/10.1007/s12274-022-4626-6
40. L. Wang, Z. Ma, Y. Zhang, H. Qiu, K. Ruan et al., Mechanically strong and folding-endurance MXene/PBO nanofiber films for efficient electromagnetic interference shielding and thermal management. Carbon Energy 4, 200210 (2022). https://doi.org/10.1002/cey2.174
41. Y. Zhang, K. Ruan, Y. Guo, J. Gu, Recent advances of MXenes-based optical functional materials. Adv. Photonics Res. 4, 2300224 (2023). https://doi.org/10.1002/adpr. 20230 0224
42. Y. Zhang, K. Ruan, K. Zhou, J. Gu, Controlled distributed hollow microspheres on thermally conductive polyimide composite films for excellent electromagnetic interference shielding. Adv. Mater. 35, 2211642 (2023). https://doi. org/10.1002/adma. 202211642
43. X. Huang, Q. Weng, Y. Chen, L. Zhang, X. Sheng, Accelerating phosphating process via hydrophobic MXene@SA nanocomposites for the significant improvement in anti-corrosion performance of plain carbon steel. Surf. Interfaces 45, 103911 (2024). https://doi.org/10.1016/j.surfin.2024.103911
44. H. Jiang, Y. Xie, Y. Jiang, Y. Luo, X. Sheng et al., Rationally assembled sandwich structure of MXene-based phosphorous flame retardant at ultra-low loading nanosheets enabling fire-safe thermoplastic polyurethane. Appl. Surf. Sci. 649, 159111 (2024). https://doi.org/10.1016/j.apsusc. 2023.159111
45. C. Liang, H. Qiu, P. Song, X. Shi, J. Kong et al., Ultra-light MXene aerogel/wood-derived porous carbon composites with wall-like “mortar/brick” structures for electromagnetic interference shielding. Sci. Bull. 65, 616-622 (2020). https://doi. org/10.1016/j.scib.2020.02.009
46. Y. Jiang, X. Ru, W. Che, Z. Jiang, H. Chen et al., Flexible, mechanically robust and self-extinguishing MXene/wood composite for efficient electromagnetic interference shielding. Compos. Part B Eng. 229, 109460 (2022). https://doi.org/10. 1016/j.compositesb.2021.109460
47. Y. Zhang, Y. Huang, M.-C. Li, S. Zhang, W. Zhou et al., Bioinspired, stable adhesive MXene-based coatings towards fire warning, smoke suppression and VOCs removal smart wood. Chem. Eng. J. 452, 139360 (2023). https://doi. org/10.1016/j.cej.2022.139360
48. H. Gao, N. Bing, Z. Bao, H. Xie, W. Yu, Sandwich-structured MXene/wood aerogel with waste heat utilization for continuous desalination. Chem. Eng. J. 454, 140362 (2023). https:// doi.org/10.1016/j.cej.2022.140362
49. D. Zhang, K. Yang, X. Liu, M. Luo, Z. Li et al., Boosting the photothermal conversion efficiency of MXene film by porous wood for light-driven soft actuators. Chem. Eng. J. 450, 138013 (2022). https://doi.org/10.1016/j.cej. 2022.138013
50. M. Luo, D. Zhang, K. Yang, Z. Li, Z. Zhu et al., A flexible vertical-section wood/MXene electrode with excellent performance fabricated by building a highly accessible bonding interface. ACS Appl. Mater. Interfaces 14, 40460-40468 (2022). https://doi.org/10.1021/acsami.2c12819
51. P.-L. Wang, C. Ma, Q. Yuan, T. Mai, M.-G. Ma, Novel MXene wrapped wood sponges for fast cleanup of crude oil spills by outstanding Joule heating and photothermal effect. J. Colloid Interface Sci. 606, 971-982 (2022). https://doi.org/10.1016/j.jcis.2021.08.092
52. Y. Li, X. Li, D. Liu, X. Cheng, X. He et al., Fabrication and properties of polyethylene glycol-modified wood composite for energy storage and conversion. BioResources 11, 7790-7802 (2016). https://doi.org/10.15376/biores.11.3. 7790-7802
53. Y. Zhang, Y. Yan, H. Qiu, Z. Ma, K. Ruan et al., A mini-review of MXene porous films: preparation, mechanism and application. J. Mater. Sci. Technol. 103, 42-49 (2022). https://doi.org/ 10.1016/j.jmst.2021.08.001
54. X. He, J. Wu, X. Huang, Y. Chen, L. Zhang et al., Three-inone polymer nanocomposite coating via constructing tannic acid functionalized MXene/BP hybrids with superior corrosion resistance, friction resistance, and flame-retardancy. Chem. Eng. Sci. 283, 119429 (2024). https://doi.org/10.1016/j. ces.2023.119429
55. Y. Cao, M. Weng, M.H.H. Mahmoud, A.Y. Elnaggar, L. Zhang et al., Flame-retardant and leakage-proof phase change composites based on MXene/polyimide aerogels toward solar thermal energy harvesting. Adv. Compos. Hybrid Mater. 5, 12531267 (2022). https://doi.org/10.1007/s42114-022-00504-4
56. Y. Wei, C. Hu, Z. Dai, Y. Zhang, W. Zhang et al., Highly anisotropic MXene@Wood composites for tunable electromagnetic interference shielding. Compos. Part A Appl. Sci. Manuf. 168, 107476 (2023). https://doi.org/10.1016/j.compo sitesa.2023.107476
57. Y. Meng, J. Majoinen, B. Zhao, O.J. Rojas, Form-stable phase change materials from mesoporous balsa after selective removal of lignin. Compos. Part B Eng. 199, 108296 (2020). https://doi.org/10.1016/j.compositesb.2020.108296
58. Y. Yun, W. Chi, R. Liu, Y. Ning, W. Liu et al., Self-assembled polyacylated anthocyanins on anionic wood film as a multicolor sensor for tracking TVB-N of meat. Ind. Crops Prod. 208, 117834 (2024). https://doi.org/10.1016/j.indcrop.2023. 117834
59. H. Yang, Y. Wang, Q. Yu, G. Cao, R. Yang et al., Composite phase change materials with good reversible thermochromic ability in delignified wood substrate for thermal energy storage. Appl. Energ. 212, 455-464 (2018). https://doi.org/10. 1016/j.apenergy.2017.12.006
60. L. Ma, C. Guo, R. Ou, L. Sun, Q. Wang et al., Preparation and characterization of modified porous wood flour/lauric-myristic acid eutectic mixture as a form-stable phase change material. Energy Fuels 32, 5453-5461 (2018). https://doi.org/10.1021/ acs.energyfuels.7b03933
61. B. Liang, X. Lu, R. Li, W. Tu, Z. Yang et al., Solvent-free preparation of bio-based polyethylene glycol/wood flour composites as novel shape-stabilized phase change materials for solar thermal energy storage. Sol. Energ. Mat. Sol. C 200, 110037 (2019). https://doi.org/10.1016/j.solmat.2019.110037
62. R. Xia, W. Zhang, Y. Yang, J. Zhao, Y. Liu et al., Transparent wood with phase change heat storage as novel green energy
storage composites for building energy conservation. J. Clean. Prod. 296, 126598 (2021). https://doi.org/10.1016/j.jclepro. 2021.126598
63. M. He, J. Hu, H. Yan, X. Zhong, Y. Zhang et al., Shape anisotropic chain-like polydimethylsiloxane composite films with excellent low-frequency microwave absorption and high thermal conductivity. Adv. Funct. Mater. 34, 2316691 (2024). https://doi.org/10.1002/adfm. 202316691
64. X. Zhong, M. He, C. Zhang, Y. Guo, J. Hu et al., Heterostructured BN@Co-C@C endowing polyester composites excellent thermal conductivity and microwave absorption at C band. Adv. Funct. Mater. 34, 2313544 (2024). https:// doi.org/10.1002/adfm. 202313544
65. X. Chen, H. Gao, L. Xing, W. Dong, A. Li et al., Nanoconfinement effects of N -doped hierarchical carbon on thermal behaviors of organic phase change materials. Energy Storage Mater. 18, 280-288 (2019). https://doi.org/10.1016/j.ensm. 2018.08.024
66. I. Shamseddine, F. Pennec, P. Biwole, F. Fardoun, Supercooling of phase change materials: a review. Renew. Sustain. Energy Rev. 158, 112172 (2022). https://doi.org/10.1016/j. rser.2022.112172
67. Z. Zeng, D. Huang, L. Zhang, X. Sheng, Y. Chen, An innovative modified calcium chloride hexahydrate-based composite phase change material for thermal energy storage and indoor temperature regulation. Adv. Compos. Hybrid Mater. 6, 80 (2023). https://doi.org/10.1007/s42114-023-00654-z
68. Y. Luo, Y. Xie, W. Geng, G. Dai, X. Sheng et al., Fabrication of thermoplastic polyurethane with functionalized MXene towards high mechanical strength, flame-retardant, and smoke suppression properties. J. Colloid Interface Sci. 606, 223-235 (2022). https://doi.org/10.1016/j.jcis.2021.08. 025
69. J. Wang, H. Yue, Z. Du, X. Cheng, H. Wang et al., Flameretardant and form-stable delignified wood-based phase change composites with superior energy storage density and reversible thermochromic properties for visual thermoregulation. ACS Sustainable Chem. Eng. 11, 3932-3943 (2023). https://doi.org/10.1021/acssuschemeng.2c07635
70. L. Tang, K. Ruan, X. Liu, Y. Tang, Y. Zhang et al., Flexible and robust functionalized boron nitride/poly( p -phenylene benzobisoxazole) nanocomposite paper with high thermal conductivity and outstanding electrical insulation. Nano-Micro Lett. 16, 38 (2023). https://doi.org/10.1007/s40820-023-01257-5
71. S. Yin, X. Ren, R. Zheng, Y. Li, J. Zhao et al., Improving fire safety and mechanical properties of waterborne polyurethane by montmorillonite-passivated black phosphorus. Chem. Eng. J. 464, 142683 (2023). https://doi.org/10.1016/j.cej.2023. 142683
72. P. Lin, J. Xie, Y. He, X. Lu, W. Li et al., MXene aerogel-based phase change materials toward solar energy conversion. Sol. Energy Mater. Sol. Cells 206, 110229 (2020). https://doi.org/ 10.1016/j.solmat.2019.110229
73. C. Liang, H. Qiu, Y. Zhang, Y. Liu, J. Gu, External fieldassisted techniques for polymer matrix composites with
electromagnetic interference shielding. Sci. Bull. 68, 19381953 (2023). https://doi.org/10.1016/j.scib.2023.07.046
74. S. Shi, Y. Jiang, H. Ren, S. Deng, J. Sun et al., 3D-printed carbon-based conformal electromagnetic interference shielding module for integrated electronics. Nano-Micro Lett. 16, 85 (2024). https://doi.org/10.1007/s40820-023-01317-w
75. C. Liang, Z. Gu, Y. Zhang, Z. Ma, H. Qiu et al., Structural design strategies of polymer matrix composites for electromagnetic interference shielding: a review. Nano-Micro Lett. 13, 181 (2021). https://doi.org/10.1007/s40820-021-00707-2
76. J. Xiao, B. Zhan, M. He, X. Qi, X. Gong et al., Interfacial polarization loss improvement induced by the hollow engineering of necklace-like PAN/carbon nanofibers for boosted microwave absorption. Adv. Funct. Mater. 34, 2316722 (2024). https://doi.org/10.1002/adfm. 202316722
77. J. Yang, H. Wang, Y. Zhang, H. Zhang, J. Gu, Layered structural PBAT composite foams for efficient electromagnetic interference shielding. Nano-Micro Lett. 16, 31 (2023). https:// doi.org/10.1007/s40820-023-01246-8