[0001] 本发明涉及气凝胶的制备领域，具体涉及一种明矾掺杂二氧化硅气凝胶及其制备方法。

[0002] SiO2气凝胶作为一种重要的功能性材料，近年来在各个领域得到广泛的研究和应用。然而，其在多个方面仍存在问题与缺陷，这限制了其在一些关键应用中的进一步发展和应用。首先，SiO2气凝胶通常具有较低的密度和高比表面积，但其机械性能相对较差，容易发生压缩变形和断裂，从而限制了其在结构支撑、载荷承载等方面的实际应用。对此，研究人员已经开始致力于改进SiO2气凝胶的机械性能，通过改变制备工艺、添加合适的增强剂或者掺杂其他材料等方法来增强其强度和韧性，以满足不同应用场景对机械性能的需求。其次，SiO2气凝胶在1000℃以上易发生热分解、收缩或失去孔隙结构，导致其热稳定性不高，从而限制了其在热隔离、耐火材料等方面的应用。为了克服这一问题，研究人员正在寻找新的制备方法和改进工艺，以提高SiO2气凝胶的热稳定性。

[0043] 下面对本发明的具体实施方式作进一步说明。在此需要说明的是，对于这些实施方式的说明用于帮助理解本发明，但并不构成对本发明的限定。此外，下面所描述的本发明各个实施方式中所涉及的技术特征只要彼此之间未构成冲突就可以相互组合。

[0044] 下述实施例中的实验方法，如无特殊说明，均为常规方法，下述实施例中所用的试验材料，如无特殊说明，均为可通过常规的商业途径购买得到。

[0045] 实施例1

[0046] 溶剂的配置：在聚乙烯吡咯烷酮(PVP)水溶液(质量分数15wt％)中加入明矾，以10g聚乙烯吡咯烷酮(PVP)水溶液为标准，加入明矾的质量为x，x＝0.113，0.135，0.169，
0.225，0.338g，加入0.02g的磷酸，在室温下进行机械搅拌，转速为500rpm。通过机械搅拌，PVP粉末均匀地分散在水溶液中，加快了PVP的溶解速度，确保PVP充分溶解在水中形成透明的溶液。通过加入0.02g的磷酸，调节溶剂的pH值在3‑4之间，确保硅酸四乙酯(TEOS)溶液在最合适的pH下进行水解反应。

[0047] 纺丝液的制备：在配置好的PVP水溶液中加入3g硅酸四乙酯(TEOS)溶液进行水解反应，在室温下进行机械搅拌，转速为500rpm。当PVP水溶液与TEOS溶液的分层完全消失或当溶液内部有分布均匀的气泡形成时，说明TEOS水解完全，可以进行纺丝。通过机械搅拌，可以确保TEOS与水充分接触，促进水解反应的均匀进行；机械搅拌也可以提高反应系统的混合程度，加快TEOS与水之间的反应速率，从而缩短反应时间。

[0048] 离心纺丝：当TEOS水解完毕(溶液无明显分层或溶液内部气泡分布均匀)后，进行离心纺丝。将离心纺丝设备的转速调至200rpm，使用注射器将溶液吸入注射器中，将注射器中的纺丝液加入纺丝盘中。而后将纺丝机的转速调整至5000rpm。在200rpm的条件下注入纺丝液是为了让纺丝盘中的纺丝液分布均匀，避免溶液在注射器中或在纺丝盘上过度聚集或堆积，确保纤维的均匀性和稳定性；此外，这个操作也可以确保纺丝盘平衡，避免溶液在纺丝过程中产生剧烈的喷射或振荡，有利于纤维的形成和固化。收集得到气凝胶前驱体。

[0049] 将纺丝得到的气凝胶前驱体用马弗炉进行1000℃的高温烧结处理，升温条件设置为5℃/min，进行0、1、2、3、4、5h的退火处理，自然降温后得到二氧化硅纤维气凝胶。

[0050] 实施例1中的不同样品的参数如下表1所示。

[0051] 表1

[0052]编号 硅酸四乙酯(g) 明矾(g) 摩尔比 退火时间
1‑1 3.0g 0.000g 0:1 2h
1‑2 3.0g 0.113g 60:1 2h
1‑3 3.0g 0.135g 50:1 2h
1‑4 3.0g 0.169g 40:1 2h
1‑5 3.0g 0.225g 30:1 2h
1‑6 3.0g 0.338g 20:1 2h
2‑1 3.0g 0.169g 40:1 0h
2‑2 3.0g 0.169g 40:1 1h
2‑3 3.0g 0.169g 40:1 2h
2‑4 3.0g 0.169g 40:1 3h
2‑5 3.0g 0.169g 40:1 4h
2‑6 3.0g 0.169g 40:1 5h

[0053] 实施例1中编号2‑3制备得到气凝胶前驱体烧结前后的实物图如图1所示。其中图a为烧结前实物图，图b为烧结后实物图。

[0054] 不同退火时间和不同摩尔比的明矾掺杂下的二氧化硅纤维气凝胶密度如图2所示，如图2(a)所示，当明矾的掺杂量不变时，随着二氧化硅微纳纤维气凝胶前驱体的退火时‑3间的改变，二氧化硅微纳纤维气凝胶的密度几乎不会发生改变，密度均在17mg·cm 附近，这说明退火时间的变化几乎不会造成二氧化硅微纳纤维气凝胶密度的改变。分析可能的原因有：退火过程中可能没有发生晶体结构的显著变化，不会对密度产生明显影响。孔隙结构很可能没有发生显著变化，因此对密度的影响较小。如图2(b)所示，控制二氧化硅微纳纤维气凝胶前驱体的退火时间不变，改变明矾的掺杂量，随着明矾掺杂量的提高，氧化硅微纳纤维气凝胶的密度总体上呈现上升的趋势，这说明明矾的掺杂会导致密度的改变，随着明矾含量增加，氧化硅微纳纤维气凝胶的密度上升。分析可能的原因有：明矾作为一种添加剂被引入到氧化硅微纳纤维气凝胶中，其本身的密度通常较高；因此，随着明矾含量增加，添加到气凝胶中的总质量增加，导致气凝胶的整体密度上升。明矾的掺杂可能会改变氧化硅微纳纤维气凝胶的晶体结构；新形成的晶体结构可能具有更高的密度，导致气凝胶的密度增加。明矾的掺杂可能会改变氧化硅微纳纤维气凝胶的微观孔隙结构。

[0055] 将编号2‑3样品的二氧化硅纤维气凝胶进行挤压，测得二氧化硅微纳纤维，获得不同的二氧化硅纤维气凝胶的密度，对不同密度下的二氧化硅微纳纤维气凝胶的热导率进行了测试，如图3，测得二氧化硅微纳纤维气凝胶的热导率约为0.024‑0.027W/(m·K)，与空气相接近。这种相似性可能源于二氧化硅气凝胶的微观结构和成分与空气的特性相似。作为一种低密度、多孔的材料，二氧化硅气凝胶具有开放的孔隙结构，热传导路径较长，并且其中的气体也会影响热传导，从而导致其热导率与空气接近。此外，二氧化硅气凝胶主要由氧和硅元素组成，而空气主要由氧气、氮气等组成，成分上具有一定相似性，也对二者热导率相近提供了一些可能性。

[0056] 测试明矾掺杂量与TEOS摩尔比为1:40、退火时间为2小时的二氧化硅纤维气凝胶与未掺杂明矾、退火时间为2小时的二氧化硅纤维气凝胶在不同温度下的耐温性能，测试结果如图4所示。通过图4可以观察到，未掺杂明矾的二氧化硅纤维气凝胶在高温(超过1400℃)下发生了变形和收缩，这是由于无定形二氧化硅的物理性质导致。二氧化硅在高温下会发生相变或晶化，从而导致其结构发生变化并收缩。相比之下，掺杂了明矾的二氧化硅纤维气凝胶表现出了较好的耐温性能。这是因为明矾的掺杂诱导了方石英的生成，方石英具有较高的熔点，有很好的耐高温性能。在低于1500℃时，掺杂有明矾的二氧化硅纤维气凝胶的形状几乎没有发生变化，仅有少量的质量流失，表明明矾的掺杂确实起到了提高耐温性能的作用。然而，当温度达到1550℃时，掺杂有明矾的二氧化硅纤维气凝胶与未掺杂明矾的二氧化硅纤维气凝胶一样，都发生了变形收缩，失去了原有的性能。这可能是因为明矾诱导的二氧化硅纤维气凝胶中的二氧化硅是无定形与方石英相并存的，在这个温度下，方石英无法有效地保护二氧化硅纤维气凝胶免受高温影响，导致其失去稳定性。接着对掺杂明矾的二氧化硅微纳纤维气凝胶进行耐高温测试后的样品进行SEM测试，如图5‑6所示，从图5中可以观察到，在经过高温煅烧后的二氧化硅纤维气凝胶有一定程度断裂和损伤，随着煅烧温度的上升，二氧化硅纤维气凝胶的损伤程度加剧，在1550℃下煅烧的纤维出现很多断裂，也出现融合变粗的现象。其可能的原因是随着煅烧温度的升高，二氧化硅纤维气凝胶内部的温度也会升高，导致其中的气体被加热膨胀；由于二氧化硅纤维气凝胶是一种多孔材料，内部存在大量微小孔隙和孔道，这些孔隙会限制气体的膨胀，导致内部产生高压。二氧化硅纤维气凝胶的热膨胀系数较大，当受热时，材料会出现明显的体积膨胀，高温下融合在一起。由于纤维之间的结合并不十分牢固，煅烧过程中纤维之间的相互作用受到影响，从而使得材料容易发生断裂和损伤。在1550℃下煅烧时，热应力和热膨胀效应达到了临界值，导致纤维之间的结合无法承受内部产生的应力，从而导致纤维几乎全部断裂。从图6中可以看到，在煅烧温度为1400℃时，纤维表面是粗糙的，并伴有少量孔洞，可以猜测这个现象可能是由于在600‑800℃时，钾离子容易生成氧化钾，氧化钾在高温的作用下挥发，导致纤维表面出现孔洞。当煅烧温度为1450℃时，可以看到纤维表面有类似于孔洞愈合的现象，可能是由于高温下氧化钾挥发过程的结束，使得孔洞的形成停止，并且在高温下，纤维表面材料可能会部分熔化或流动，导致孔洞被填补或“愈合”。当煅烧温度为1500℃和1550℃时，纤维表面不再出现孔洞，但表面依旧很粗糙，这可能是由于在更高的温度下，气体或氧化钾的挥发的过程已经结束，因此不会再产生新的孔洞；而纤维表面材料可能会进一步烧结或熔化，导致表面变得更加粗糙而不光滑，或者是纤维内部的结构发生变化，导致表面形态的改变，表面粗糙度增加。

[0057] 以图5为标准，统计不同温度煅烧后的二氧化硅纤维气凝胶中纤维的直径分布图，结果如图7所示。由直径分布图可以发现，纤维的直径分布较为规律。绘制随着温度变化的二氧化硅纤维气凝胶中纤维直径变化图，见图8，由图8可以观察到，随着温度的上升，纤维直径逐渐变大，猜测这可能的原因有以下三点。一是在热力学的角度上，系统倾向于处于能量最低的状态，即系统的自由能越低越稳定。在高温下，纤维的表面能量和体积能量都会增加，而通过增大纤维直径，可以减少表面积，从而降低纤维的表面能量。因此，纤维自发趋向于更粗，以达到能量更低的状态。此外，纤维粗化也可以减少界面能，当纤维与其它材料接触时，界面能会对系统的稳定性产生影响。通过增大纤维直径，可以减小界面面积，从而降低界面能，使得系统更加稳定。第二，在高温下，纤维内部的二氧化硅材料可能会发生部分烧结，导致纤维直径增大，即材料在高温下部分熔化或者结晶相互连接，形成更大的晶体或者团聚体，这种烧结过程会使纤维的直径增大，因为纤维表面材料在高温下流动，重新排列，使纤维变得更加致密。第三可能是在高温下，材料会发生膨胀，导致纤维的直径增大。这种膨胀现象可能是由于材料内部的热膨胀效应，也可能是由于材料中氧化钾膨胀释放所致。

[0058] 对比例1

[0059] 本对比例在实施例1的基础上，选择氧化铝作为掺杂剂制备二氧化硅气凝胶，氧化铝的掺杂含量如下表2所示，制备方法与明矾掺杂二氧化硅纤维气凝胶的制备方法相一致。与其不同的是，在进行纺丝时，很难有纤维生成，可纺性较差。可能的原因是溶液缺乏足够的黏性，导致纤维无法在旋转中有效拉伸形成；氧化铝颗粒在PVP溶液中分散不均匀，导致纤维在纺丝过程中的均匀性受到影响，难以形成连续的纤维结构；或者是由于离心纺丝的针头过细，导致纤维无法顺利形成。

[0060] 表2

[0061]

[0062]

[0063] 实施例1编号2‑3样品和对比例1中3‑4样品的XRD图如图9所示，在明矾掺杂的样品中，出现了明显的结晶峰，这表明明矾中的成分可能促进了二氧化硅的结晶化过程。与之相反，氧化铝掺杂的样品中，只有一个漫射峰，没有明显的结晶峰。这暗示着氧化铝掺杂的样品中二氧化硅仍然保持着无定形的状态，在升温到1000℃保温过程中没有发生明显的结晶化。因此，可以推断明矾中的钾离子起到了诱导二氧化硅结晶的作用，而氧化铝掺杂的样品中，氧化铝并未导致二氧化硅的结晶化，仅仅表现为漫射峰，排除了明矾中的铝离子诱导二氧化硅结晶的可能性。如图9所示，无定形的二氧化硅的XRD谱图只有一个漫散射峰，而方石英相的结晶态二氧化硅的XRD谱图在21.604°有一个特征峰对应(111)面，在35.626°有一个特征峰对应(220)面，在22.003°有一个特征峰对应(222)面，在56.176°有一个特征峰对应(331)面。

[0064] 图10是不同退火时间与不同摩尔比下的明矾掺杂量的二氧化硅微纳纤维气凝胶XRD结果。如图10(a)是不同退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶XRD谱图，观察其在(111)面上21.604°处的特征峰可以发现，当退火时间为0h时几乎没有结晶峰，二氧化硅几乎全为无定形的状态；当退火时间为1h时，21.604°处的特征峰是在一个漫散射峰的基础上有一个小尖峰，说明当退火时间为1h时有晶粒生成，但生成的晶粒较少，与无定形的二氧化硅混杂在一起；当退火时间超过2h后，二氧化硅微纳纤维气凝胶中生成了大量晶粒。

[0065] 当退火时间不同时，钾离子对无定形二氧化硅的诱导程度不同，会对其结晶程度产生影响。如图10(b)是不同退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶晶粒尺寸变化，退火时间从0h到1h到2h再到3h，晶粒的尺寸越来越大，这可能是因为在初始退火阶段，晶体内部的缺陷(如位错、晶格缺陷等)逐渐消除，晶体结构开始重新排列，晶粒逐渐长大；是由于晶体内部的原子重新排列和晶界的迁移，导致晶粒尺寸逐渐增大。而当退火时间到4h之后，晶粒尺寸反而变小了，这可能是因为当退火时间达到一定程度时，会出现晶界迁移受限或再结晶现象，晶界迁移受限意味着晶界无法继续移动，从而限制了晶粒的进一步生长；再结晶可能导致新的小晶粒在原晶粒内部形成，从而导致整体晶粒尺寸的减小。到5h之后和退火4h的晶粒大小又一致，这可能是因为当退火时间持续增加，导致晶界能量降低和晶粒再次长大；在一定条件下，新的晶界形成并达到稳定状态，从而使晶粒尺寸与之前有类似的大小。

[0066] 如图10(c)是不同明矾掺杂量下的二氧化硅微纳纤维气凝胶XRD谱图，观察其在(111)面上10.802°处的特征峰可以发现，当不掺杂明矾时，二氧化硅微纳纤维气凝胶的XRD谱图只有一个漫散射峰，没有方石英生成。向其中加入明矾作为诱导剂，当明矾与TEOS摩尔比为1:60时，可以观察到有明显的结晶峰；但持续增加明矾与TEOS摩尔比至1：30时，结晶峰消失，增加明矾与TEOS摩尔比至1：20时，10.802°处的特征峰在一个漫散射峰的基础上有一个小尖峰，有少量晶粒生成。分析可能的原因有两个方面，分别是明矾中的钾离子和铝离子对结晶的影响。一方面，当明矾与TEOS摩尔比为1:60、1:50、1:40时，明矾中的钾离子充分发挥了其诱导结晶的作用，促使二氧化硅晶体形成方石英晶相，因此在XRD谱图中观察到明显的结晶峰；随着明矾与TEOS摩尔比的进一步增加，明矾中的钾离子可能过量，导致晶体生长过程中结晶方向的控制失去平衡，从而使得晶体形态和结晶峰的形成受到抑制。另一方面，随着明矾与TEOS摩尔比的进一步增加，明矾中的铝离子可能开始发挥抑制结晶的作用；明矾中的铝离子在烧结时生成氧化铝，氧化铝与二氧化硅之间的界面作用可能抑制了晶体的生长和结晶过程。当摩尔比为20:1时，出现在漫散射峰上的小尖峰可能是结晶过程的一种调控结果。在这种条件下，可能存在一定数量的晶核形成，但由于氧化铝的存在，晶体生长受到了一定程度的抑制，因此形成的晶粒相对较少，表现为小尖峰的形式。

[0067] 实施例1编号1‑1样品和实施例1中1‑4样品的EDS图如图11所示，其中图11(a)为未掺杂明矾，图11(b)为掺杂明矾，如图11(a)，未加入明矾的二氧化硅微纳纤维气凝胶中只有氧、硅、碳三种元素，这与预期相符合。从图11(b)可以发现，掺杂了明矾后，二氧化硅微纳纤维气凝胶中除了氧、硅、碳三种元素，还有钾、铝元素存在，这与预期相符和。如图12所示，随着明矾掺杂量的增加，二氧化硅微纳纤维气凝胶中的钾、铝元素进一步提高；可以进一步推断，随着明矾掺杂量的升高，二氧化硅微纳纤维气凝胶中的铝离子开始发挥抑制结晶的作用。经过EDS测量在不退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶中的钾元素占比，当退火时间为2h时，钾元素占比为2.678％；退火时间为4h时，钾元素占比为2.641％；而当退火时间为5h时，钾元素占比为1.981％。说明随着退火时间的增加，钾离子逐渐减少，推测其可能的原因是钾离子在长时间退火处理后逐渐生成氧化钾，氧化钾在高温下挥发，导致钾元素占比降低。

[0068] 对不同浓度明矾掺杂的实验样品在低倍率下的SEM图像进行观察，如图13所示，图中a‑f分别表示明矾与TEOS摩尔比为0:1、1:60、1:50、1:40、1:30、1:20。明矾中的钾离子对二氧化硅纤维气凝胶的结晶过程起着重要的诱导作用，使无定形二氧化硅逐渐转变为方石英结构。在SEM图像中，纤维呈现出比较均匀的分布，形成了较为密集的排列状态。随着明矾浓度的提高，纤维分布变得更加密集，这可能是由于明矾的加入提供了更多的结晶核，促进了纤维的生长和排列。在SEM图像中，纤维的长度和直径相对一致，整体形态规整，呈现出细长且略微弯曲的形态。这种形态的变化可能与明矾的诱导作用有关，明矾中的钾离子可能改变了二氧化硅的生长方式或晶体结构的形成，导致纤维形态发生了变化。随着明矾浓度的增加，纤维明显变细，这可能是由于增加的明矾浓度导致了更多的结晶核形成，影响了纤维的生长和形态。另外，SEM图像中未观察到明显的杂质或污染物，这表明样品的纯度相对较高，明矾作为诱导剂的有效性得到了验证。

[0069] 通过观察比例尺为50μm下的二氧化硅微纳纤维气凝胶SEM图像(如图14所示，图中a‑f分别表示明矾与TEOS摩尔比为0:1、1:60、1:50、1:40、1:30、1:20)，可以更加深入地了解明矾浓度对纤维结构和形态的影响。随着明矾浓度的增加，可以观察到纤维的密度逐渐增大，纤维之间的间距变得更加紧密。这可能是由于明矾作为诱导剂，促进了二氧化硅的结晶过程，使得纤维在样品中的分布更加紧密和均匀。在SEM图像中，纤维呈现出细长而弯曲的形态，分布均匀且排列紧密。尽管随着明矾浓度的增加，纤维明显变细且呈现出更为细长的形态，但仍保持着良好的分布和排列。这种纤维的形态变化可能与明矾诱导的二氧化硅晶体结构的变化有关，进而影响了纤维的生长和形态。在SEM图像中，少量液珠在纤维表面呈现出微小凸起，但并不影响纤维的整体形态和结构。这些液珠可能是由于制备过程中的残余溶剂或者表面张力引起的，但对纤维的结构和性能影响较小。另外，纤维较为柔软灵活，没有明显的硬度或僵硬感，这可能与其细长而弯曲的形态以及结晶程度有关。图15为比例尺为25μm的二氧化硅微纳纤维气凝胶SEM图。

[0070] 以比例尺为25μm的二氧化硅微纳纤维气凝胶SEM图为测量标准，统计在不同明矾浓度下的二氧化硅微纳纤维气凝胶的直径。通过对1000倍率下的二氧化硅微纳纤维气凝胶进行测量，可以获得不同明矾浓度下纤维的直径数据，并绘制成了直径分布图(如图16所示，图中a‑f分别表示明矾与TEOS摩尔比为0:1、1:60、1:50、1:40、1:30、1:20)。从直径分布图可以清晰地看出，在不同明矾浓度下，二氧化硅微纳纤维气凝胶的纤维直径主要分布在1‑2.5μm之间，并且呈现出较为集中的特点。这种集中的分布表明样品中的纤维直径具有一定的统一性和一致性，有利于材料的稳定性和性能的可控性。然而，尽管纤维直径分布集中，但由于纤维的分布在远近位置上存在一定的差异，因此在直径测量中存在一定程度的误差。1‑2.5μm之间的纤维直径范围对于二氧化硅微纳纤维气凝胶材料具有重要的意义。首先，这个尺寸范围介于微米级和亚微米级之间，具有适中的尺寸特性，既保持了纳米级别的微小尺寸，又具备了微米级别的机械强度和稳定性。其次，由于纤维的细长形态，这种直径范围带来了优越的比表面积，有利于提高材料的吸附性能和反应活性。此外，这个直径范围适用于多种应用领域，既适用于微观尺度的材料改性和功能性调控，也适用于宏观尺度的结构构建和工程设计，具有广泛的应用前景。最后，纤维直径分布集中且均匀，表明样品具有良好的稳定性和可重复性，有利于材料在实际应用中的性能表现和工程实践。

[0071] 观察高倍率下的不同浓度明矾掺杂的二氧化硅微纳纤维气凝胶纤维表面，见图17(图中a‑f分别表示明矾与TEOS摩尔比为0:1、1:60、1:50、1:40、1:30、1:20)，可以深入了解纤维表面的形貌特征。从图像中清晰可见，纤维表面呈现出相对平滑、规则且没有明显的粗糙或凹凸不平的情况。这种表面形貌特征对于二氧化硅纤维气凝胶材料至关重要。纤维表面的平滑性也可能与明矾诱导的晶体结构形态有关。明矾中的钾离子能够促进二氧化硅的结晶过程，形成更加有序和紧密的晶体结构。这种有序的晶体结构可能在纤维表面形成一层均匀且规整的晶体薄膜，从而使得纤维表面显得更加平滑。

[0072] 观察不同退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶的SEM图像(如图18，图中a‑f分别表示退火时间为0、1、2、3、4、5小时)，可以深入了解退火时间对纤维形态的影响。在这些图像中，纤维分布相对均匀，呈现出较为密集的排列状态，其长度和直径相对一致，整体形态比较规整，呈现出更为细长且略微弯曲的形态。这种规整的纤维结构对于材料的性能和应用至关重要。随着退火时间的增加，观察到纤维的密度有所增加，这可能是由于长时间的高温退火过程促使二氧化硅晶体的再排列和生长，从而导致纤维形态发生了变化。退火过程中，晶体的再排列和生长使得纤维结构更加致密，纤维之间的交联也更加紧密，因此纤维的密度增加。此外，退火还有助于消除一些制备过程中残留的有机物或溶剂残留，使得样品的纯度更高，这也在SEM图像中得到了验证。在SEM图像中未观察到明显的杂质或污染物，这表明样品的纯度较高。通过调控退火时间，可以有效地改变二氧化硅微纳纤维气凝胶的结构和性能，进而满足特定应用领域的需求。SEM分析结果显示，退火时间的增加对纤维的形态和密度产生了明显影响，但未观察到其他明显的异常现象。

[0073] 观察低倍率下的二氧化硅微纳纤维气凝胶SEM图像(图19，图中a‑f分别表示退火时间为0、1、2、3、4、5小时)，不同退火时间下的纤维直径呈现出明显的变化。除了退火时间为0小时的情况下，其他退火时间下的纤维直径较为均一，这可能是由于退火过程中晶体再排列和生长，使得纤维直径更加一致。退火过程中，纤维内部的应力逐渐释放，促使纤维的结晶状态更加稳定，从而使得纤维直径更加统一。然而，随着退火时间延长至5小时，部分纤维出现了一定程度的断裂与损伤。这可能是由于长时间的高温退火过程中，退火温度对纤维内部结构和表面氧化状态的影响。在高温条件下，纤维内部的应力会逐渐释放，但如果退火时间过长，应力释放不均可能会导致纤维的局部应力过大，从而引发断裂。另外，长时间的高温退火也可能导致纤维表面的氧化程度过高，使得纤维表面变得脆化，容易发生断裂。因此，合适的退火时间对于二氧化硅微纳纤维气凝胶的性能和结构至关重要。适度的退火时间有助于促进纤维的晶体再排列和生长，使得纤维尺寸更加均匀，但过长的退火时间可能会导致纤维的断裂与损伤，降低材料的稳定性和可靠性。综上，在材料制备过程中需要精确控制退火时间，以实现理想的材料性能和结构。

[0074] 图20为不同退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶比例尺为25μm下SEM图像，(图中a‑f分别表示退火时间为0、1、2、3、4、5小时)。以比例尺为25μm下的二氧化硅微纳纤维气凝胶为测量标准，统计在不同明矾浓度下的二氧化硅微纳纤维气凝胶的直径。通过对二氧化硅微纳纤维气凝胶进行测量，获得了不同退火时间下纤维的直径数据，并绘制成了直径分布图(如图21所示，图中a‑f分别表示退火时间为0、1、2、3、4、5小时)。而在退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶的直径分布中，虽然每个样品纤维直径分布较为集中，但依然存在着一定程度误差。这种误差可能是由于不同样品中纤维的排列情况存在差异，影响了直径测量的准确性。在退火时间的影响方面，通过直径分布图的观察发现，不同退火时间下的样品中的纤维分布在1.9‑2.0μm之间，纤维直径分布较为集中，几乎没有太大变化。这表明，退火时间的长短对于纤维粗细的影响并不显著。这可能是因为在退火过程中，纤维内部结构和晶体状态的调整更多地影响了纤维的形态和性质，而对于直径的影响相对较小。此外，纤维的直径分布在1.9‑2.0μm之间，显示出较好的一致性，表明不同样品中的纤维具有相似的尺寸特征，这有利于保证即使在不同退火时间下，材料性能的稳定性和可靠性。纤维的直径约为1.9‑2.0μm，这个范围对于二氧化硅微纳纤维气凝胶来说是相对合适的。在这个范围内，纤维的尺寸既足够小，有利于提高材料的比表面积和表面活性，又足够稳定，有利于维持材料的结构和性能稳定性。因此，这个直径范围的纤维对于二氧化硅微纳纤维气凝胶的制备和性能具有重要的意义。

[0075] 观察高倍率下的二氧化硅微纳纤维气凝胶纤维表面时，可以看到纤维表面的形貌发生了明显的变化(见图22，图中a‑f分别表示退火时间为0、1、2、3、4、5小时)。当退火时间较短时，纤维表面呈现出相对平滑、形状规则的特征，并且没有明显的粗糙或凹凸不平的情况。然而，随着退火时间的延长，特别是在退火时间长达3小时、4小时、5小时后，纤维表面开始出现孔洞。这种现象可能有多种原因和机理解释。首先，在保温过程中，纤维内部可能存在吸附的气体或溶解的气体。随着温度升高，这些气体会逐渐释放，形成气泡。这些气泡在纤维表面聚集并膨胀，最终导致孔洞的形成。此外，长时间的保温可能会导致纤维结构发生变化，例如晶体生长、结晶度提高或者材料疏松化等。这些结构变化可能会造成纤维表面的不均匀性，使得部分区域的密度较低，从而形成孔洞。此外，还有一种可能是由于在600‑800℃时，钾离子容易生成氧化钾，氧化钾在高温的作用下挥发，这与前面EDS的测试结果相符合，随着退火时间的增加，钾元素逐渐减少，导致纤维上出现孔洞。因此，退火时间对纤维表面形貌的影响主要源于保温过程中气体的释放和纤维结构的变化。随着退火时间的延长，这些因素会逐渐增加，导致纤维表面出现孔洞的现象。纤维表面的形貌上是否存在孔洞会对纤维的性能和应用产生显著影响。首先，表面有孔洞的纤维可能会导致其力学性能下降。孔洞作为纤维内部的空隙会减少有效截面积，从而降低纤维的承载能力和抗拉强度。这使得纤维更容易受到外部力量的影响，可能导致纤维断裂或变形的风险增加。其次，表面有孔洞的纤维可能会影响其表面特性。孔洞使得纤维表面不再光滑均匀，而是不规则和粗糙，这可能会影响纤维与其他材料的黏附性能。在某些应用场景下，如纤维增强复合材料的制备中，表面孔洞可能导致纤维与基体之间的结合强度降低，从而影响复合材料的整体性能。另外，将二氧化硅微纳纤维气凝胶用于隔热材料，表面存在孔洞可能对其导热性能产生积极影响：通常，隔热材料的性能取决于其有效减少热量传导的能力，表面孔洞可以增加材料的表面积，从而增加了材料与周围环境的接触面积，进而增加了热量的散射和辐射；此外，孔洞还可以提高材料的气体导热性能，因为气体的导热性能通常比固体低得多。因此，孔洞存在可能会增强隔热材料的绝缘性能，使其更有效地减少热量传导，从而提高隔热效果。

[0076] 对比不同明矾掺杂量浓度的二氧化硅微纳纤维气凝胶的纤维直径变化如图23(a)所示。发现掺杂明矾后的纤维直径低于未掺杂明矾的纤维直径，原因可能是由于明矾的掺杂促进了气凝胶中二氧化硅晶体的生长，晶体的形成通常会导致纤维直径的减小；石英与无定形二氧化硅相比，晶体形态更为规整，具有更高的结晶度，这种结晶度的增加可能导致纤维的直径变细；方石英晶体的形成可能导致晶界的增加，晶界通常是材料中力学性能较弱的部分，其存在可能导致纤维的直径变细；方石英晶体的形成可能会影响纤维的取向性，使纤维在某些方向上的生长速率增加，从而导致纤维直径的变细。

[0077] 随着明矾掺杂量的提高，纤维的直径开始升高，可能的原因是明矾中的钾离子影响了二氧化硅晶体的生长方式和速率。钾离子浓度升高，促进了晶体的生长，导致晶体沿纤维生长方向增长，进而使纤维直径增加。此外，明矾掺杂可能调控了溶液中的成分比例，影响了二氧化硅纤维的形成机制，进而引起纤维直径的变化。但当明矾含量增大到与TEOS摩尔比为1:30时，直径开始剧烈变小，这可能与1:30时二氧化硅的结晶被氧化铝抑制所造成，晶体生长受到抑制，随着明矾含量的增加，氧化铝的含量可能也随之增加，加剧了对晶体生长的抑制作用。从而使纤维直径减小。此外，氧化铝也可能在二氧化硅晶体表面形成一层包裹层，阻碍了晶体的进一步生长，从而导致纤维直径的减小。

[0078] 对比不同退火时间下的二氧化硅微纳纤维气凝胶的纤维直径变化如图23(b)所示。随着退火时间的延长，观察到二氧化硅纤维气凝胶的直径变化不十分明显，呈现出微弱的上升趋势。这种现象可能受到多种因素的影响。首先，随着退火时间的延长，晶体的生长速率可能受到一定程度的影响，但这种影响并不十分显著，因此纤维的直径保持相对稳定或略微增加。其次，随着退火时间的增加，晶体可能会逐渐调整其晶界结构，但这种调整的幅度可能较小，不足以引起纤维直径的明显变化。此外，材料在一定条件下具有一定的稳定性，即使退火时间延长，材料的基本性质可能也不会发生明显变化，从而导致纤维直径保持相对稳定。最后，在退火过程中，晶体可能会出现一定的取向效应，导致沿某些方向的晶体生长速率略有增加，从而引起纤维直径的微弱上升趋势。这些因素综合作用，共同导致了退火时间对纤维直径的变化影响不大，呈现出微弱的上升趋势。

[0079] 通过明矾掺杂对二氧化硅微纳纤维气凝胶的结晶的影响结果，可以看出不同浓度明矾诱导二氧化硅微纳纤维气凝胶的结晶机制涉及多个因素。明矾中的钾离子和铝离子在不同浓度下对二氧化硅结晶的影响不同，导致了不同浓度下的结晶机制差异。在低浓度下，明矾中的钾离子通过与无定形二氧化硅相互作用，促进其向方石英的转变。首先，钾离子的加入使得体积较小的碱金属离子能够在二氧化硅中更容易地移动，从而促进了结晶相的形成。其次，钾离子的存在通过改变Si‑O键的形成和结构，通过破坏Si‑O‑Si的桥接氧，形成了带负电的非桥接氧；带负电的非桥接氧降低了二氧化硅网络的连接度，降低了无定形二氧化硅结晶所需的能量。这些作用机制可能会导致二氧化硅结构的变化，从而影响了其结晶行为。此外，铝离子也可以形成氧化铝颗粒，进一步提高了气凝胶的耐热性。在高浓度下，阳离子与二氧化硅的相互作用变得更加复杂。其中，钾离子的加入依旧会诱导二氧化硅微纳纤维气凝胶的结晶，而其中的铝离子浓度升高，形成大量氧化铝，高浓度氧化铝会有效抑制方石英的生成，在钾离子和铝离子的双重作用下，导致明矾在较高浓度时很难诱导二氧化硅微纳纤维气凝胶的结晶。因此，在较高浓度明矾掺杂时，明矾中阳离子与二氧化硅的相互作用变得更加复杂，导致不同的晶相形成或晶体结构调控，从而影响气凝胶的性质和结构。

[0080] 以上对本发明的实施方式作了详细说明，但本发明不限于所描述的实施方式。对于本领域的技术人员而言，在不脱离本发明原理和精神的情况下，对这些实施方式进行多种变化、修改、替换和变型，仍落入本发明的保护范围内。