核壳结构PEDOT:PSS/SA@MXene复合纤维及其吸波性能

摘" 要：针对吸波纤维制备工艺复杂、力学承载性差、性能不稳定等问题，以聚（3，4-乙烯二氧噻吩）：聚苯乙烯磺酸（PEDOT：PSS）和海藻酸钠（SA）的复配液为纤维壳层纺丝液，以二维过渡金属碳氮化物（Ti3C2Tx MXene）分散液为纤维芯层纺丝液，通过同轴湿法纺丝一体化成型工艺制备了具有核壳结构的PEDOT：PSS/SA@MXene（PA@M）复合纤维，并对复合纤维的形貌、结构、力学特性及电磁参数等进行测试分析。结果表明：通过组分调控和结构优化，PA@M复合纤维可保持良好的力学性能，纤维最大断裂强度和断裂伸长率分别达到（63.12±2.56） MPa和（23.28±1.67）%；当芯层分散液的质量浓度为1.0 mg/mL时，所制备的PA@M复合纤维具有最优的吸波性能，其最小反射损耗可达-63.39 dB，有效吸收带宽为3.20 GHz。研究结果可为新型高性能吸波纤维的设计、制备提供新思路。

关键词：复合纤维；核壳结构；吸波性能；Ti3C2Tx MXene；湿法纺丝

中图分类号：TB34

文献标志码：A

文章编号：1009-265X（2024）12-0010-10

DOI： 10.19398j.att.202404022

收稿日期：20240415

网络出版日期：20240521

基金项目：浙江省自然科学基金项目（LY19E030009）；北京工商大学化学与材料学院重点实验室开放基金项目（23212139-N）

作者简介：徐文玉（1998—），女，江西南昌人，硕士研究生，主要从事电磁吸波功能材料方面的研究。

通信作者：朱曜峰，E-mail：yfzhu@zstu.edu.cn

电子通信技术在可穿戴设备中被广泛应用，电磁辐射污染也随之增加，对人类的身心健康和电子设备的正常运行造成重大威胁［1-3］。传统的吸波材料多以填料或涂料形式使用，不但在应用场景上缺乏灵活性，而且还存在刚性大、密度高、不利于集成等弊端［4-5］。因此，开发高性能柔性吸波材料对实现人体电磁防护和设备稳定运行均具有重要意义。纤维类的结构型吸波材料受益于纤维固有的高长径比和形状各异性，在促进电子传输和诱导电磁波损耗方面具有独特优势，备受领域学者关注［6-9］。

电导率是影响电磁波在介质中传输行为的重要因素［10］，而传统纤维材料如聚酯、聚酰胺、芳纶等为绝缘材料，不具备损耗电磁波能量的特性。因此，传统纤维材料能够实现高效吸波的前提是改善自身的电导率。对纤维表面进行掺杂改性、浸渍涂覆以及原位生长活性材料等能够赋予其导电特性并实现吸波性能。如Huang等［11］通过原位聚合法在碳纤维@Fe3O4表面包覆导电聚吡咯（PPy）成功制备CHF@Fe3O4@PPy吸波纤维材料，双层导电网络的构建增强了电磁波的能量损耗，使其最小反射损耗（RLmin）高达-54.00 dB。近年来，二维过渡金属碳/氮化物（MXene）以其可调的电学性能、优异的力学性能及丰富的表面官能团等特性，广泛应用于电磁波吸收领域［12-13］。如Wang等［14］采用在棉织物上构建分层Ti3C2Tx MXene/Ni链/ZnO杂化纳米结构的策略，获得具有自清洁能力的高效吸波织物，其RLmin达-35.10 dB。然而，上述吸波纤维制备方法可能破坏原有的纤维结构，无法发挥纤维材料的固有优势；吸波纤维表面涂层极易开裂和脱落，表现出较差的力学性能以及吸波性能稳定性［15］；此外，基体纤维一般需要进行复杂的前处理工艺如浸泡丙酮［16］，不符合服用性纺织品无毒、舒适的要求。

针对现有吸波纤维制备工艺复杂、吸波层易剥落等问题，本文采用同轴湿法纺丝工艺，以Ti3C2Tx MXene为纤维导电芯层，聚（3，4-乙烯二氧噻吩）：聚苯乙烯磺酸/海藻酸钠为纤维壳层，构建具有力学-吸波功能一体化功能的核壳结构复合吸波纤维体系，同时探讨Ti3C2Tx MXene纺丝液浓度对于复合纤维的力学性能与吸波性能的影响，并分析其吸波损耗机制。

1" 实验

1.1" 实验原料

钛碳化铝（Ti3AlC2，400目，山东烯研新材料科技有限公司）；聚（3，4-乙烯二氧噻吩）：聚苯乙烯磺酸（PEDOT：PSS，质量分数为1.1%～1.3%，比利时Agf-Gevaert集团）；海藻酸钠（SA，200 mPa·s，上海阿拉丁生化科技股份有限公司）；无水氯化钙（CaCl2，分析纯，杭州高晶精细化工有限公司）；异丙醇（IPA，分析纯，上海阿拉丁生化科技股份有限公司）；氟化锂（LiF，分析纯，上海阿拉丁试剂有限公司）；盐酸（HCl，质量分数为37%，杭州高晶精细化工有限公司）；聚二甲基硅氧烷（PDMS，DC184，道康宁）；去离子水（实验室自制）。

1.2" 实验仪器

H2500R型高速冷冻离心机（湖南湘仪离心机仪器有限公司），YP1201N型电子天平（上海精密科学仪器有限公司），LSP01-1BH型注射泵（兰格恒流泵有限公司），KQ-400DE型数控超声波清洗仪（昆山市超声仪器有限公司），FreeZone2.5L型冷冻干燥机（美国Labconco公司）；Ultra 55型场发射扫描电子显微镜（SEM，德国蔡司），Nicolet iS50型傅里叶红外光谱仪（FTIR，赛默飞世尔科技公司）；YG004型电子单纤维强力仪（常州新纺检测仪器设备有限公司），Keithley 6514型静电计（美国Tektronix公司）；N5222A型矢量网络分析仪（VNA，美国Keysight公司）。

1.3" 试样制备

1.3.1" Ti3C2Tx MXene纺丝液的制备

采用温和刻蚀方法对钛碳化铝相（Ti3AlC2）的Al层进行剥离制备单层或少层二维过渡金属碳氮化物（f-Ti3C2Tx）。具体如下：称取2.0 g LiF溶解于装有40 mL HCl水溶液（9 mol/L）的聚四氟乙烯瓶中，磁力搅拌10 min后少量多次地缓慢加入1.0 g Ti3AlC2粉末。随后，将其置于40 ℃恒温水浴中，并在400 r/min下刻蚀反应48 h以去除Al层。待反应完成后，使用HCl（1 mol/L）将产物中多余的LiF洗去，并用去离子水对其进行多次离心洗涤，直至上清液的pH值超过6。最后，在氮气保护下对所得沉淀进行超声-手摇处理，以3500 r/min离心30 min收集的深绿色上清液即为f-Ti3C2Tx，冷冻干燥后备用。

1.3.2" PEDOT：PSS/SA复合纤维的制备

首先，称取720 mg海藻酸钠粉末溶于10 mL去离子水中，在80 ℃水浴中搅拌至其完全溶解。随后，量取10 mL PEDOT：PSS水分散液加入到上述海藻酸钠溶液中，于室温下以200 r/min机械搅拌8 h。最后，对混合溶液进行超声除泡，得到均匀分散的PEDOT：PSS/SA共混纺丝液（PA）。

1.3.3" PEDOT：PSS/SA@MXene复合纤维的制备

采用同轴湿法纺丝工艺连续制备核壳结构的PEDOT：PSS/SA@MXene复合纤维（记为PA@M）。具体如下：将f-Ti3C2Tx分散液和PA纺丝液分别固定在两个微量注射泵上，f-Ti3C2Tx分散液连接同轴针头内针头（22 G，直径0.40 mm）；PA纺丝液连接同轴针头外针头（17 G，直径1.10 mm）。内外通道分别以150 μL/min和300 μL/min的注射速度将纺丝液注入凝固浴中成纤。其中，凝固浴为含质量分数5% CaCl2的IPA溶液，IPA和去离子水的体积比为1∶3。初生纤维卷绕收集后用去离子水洗涤去除表面杂质，随后置于60 ℃真空烘箱中烘干。f-Ti3C2Tx水分散液的质量浓度分别为0.5、1.0 mg/mL和1.5 mg/mL，相对应的PA@M复合纤维分别记为PA@M-0.5、PA@M-1.0和PA@M-1.5。PA@M复合纤维的制备流程如图1所示。

1.4" 测试与表征

1.4.1" 形貌与结构分析

采用扫描电子显微镜（SEM，3.0 kV）对PA@M复合纤维的微观形貌进行观察。采用傅里叶变换红外光谱仪（FTIR）PA@M复合纤维的化学结构进行分析表征。

1.4.2" 力学性能测试

采用电子单纤维强力仪对试样力学性能进行测试，试样夹持长度为20.00 mm，拉伸速率为20 mm/min，每组纤维试样取10个有效测试数据取其平均值。

1.4.3" 导电性能测试

采用静电计对试样的电阻值进行测试，夹持距离为20.00 mm，纤维直径通过Image J软件测量，并通过式（1）计算电导率：

σ=LR×S（1）

式中：σ为试样的电导率，S/m；S为试样的横截面积，m2；R为试样的电阻值，Ω；L为试样的长度，m。

1.4.4" 吸波性能测试

将复合纤维同向紧密排列为10.16 mm×22.85 mm的测试初样，并用聚二甲基硅氧烷（PDMS）对其进行封装处理，测试样厚度固定为（2.50±0.10） mm。采用矢量网络分析仪对试样电磁参数进行测试分析，测试模式为波导法，测试频率范围为8.20～12.40 GHz。基于传输线理论，采用式（2）和式（3）计算试样的吸波性能：

RL=20log|（Zin-Z0）/（Zin+Z0）|（2）

Zin=μrεrtanhj2πcfdμrεr（3）

式中：RL为材料的反射损耗，dB；Zin为材料的输入阻抗；Z0为自由空间阻抗；εr（εr=ε′-jε″）和μr（μr=μ′-jμ″）分别是复介电常数和复磁导率；为电磁波频率，Hz；d为复合材料的厚度，m；c为光速，m/s。

2" 结果与分析

2.1" PA@M复合纤维的形貌与结构

图2为PA@M复合纤维的断面形貌图。由图2可知，PA@M复合纤维的截面形状呈现出不规则的扁平带状，且不规则程度随f-Ti3C2Tx含量的增加而加剧。这是由于纤维的横截面形态主要受凝固速度控制，水作为溶剂从纺丝原液中快速向外扩散到IPA中，导致纺丝细流快速凝固并形成不规则的纤维表面形态［17］；另一方面，在纤维收集干燥过程中，重力作用也会对纤维形态具有一定影响，最终导致异形截面的产生。PA@M复合纤维保持完整的核壳结构（见图2（a）—（c）），这表明f-Ti3C2Tx与PA之间存在强相互作用。在纺丝过程中，液体流动可以诱导f-Ti3C2Tx薄片和PA分子链定向，促进f-Ti3C2Tx片在PA周围有序地排列，进而使f-Ti3C2Tx芯层呈现层层堆叠状。同时，复合纤维芯层厚度随着f-Ti3C2Tx浓度增大表现出先增加后减小的趋势。PA@M-1.0纤维的片层取向性和致密化最佳，芯层与壳体之间具有紧密连接的界面（见图2（b））；而继续增加f-Ti3C2Tx质量浓度至1.5 mg/mL时，堆叠的层状结构特征变得不清晰、取向性变差，且芯层厚度降低（见图2（c）），这可能是由于f-Ti3C2Tx纳米片之间的强范德华力而导致片层存在堆积倾向［18］。

图3为f-Ti3C2Tx和PA@M复合纤维的红外光谱图。如图3所示，f-Ti3C2Tx分别在586、987、1029、1675、3436 cm-1出现吸收峰，分别源于Ti—O、C—O、C—F、CO和—OH键的伸缩振动［19-20］。PA@M复合纤维试样则呈现了f-Ti3C2Tx组分的主要特征吸收峰，但其对应的吸收峰强度均有所减弱，这主要是由于纤维中f-Ti3C2Tx相对含量较低。此外，在PA@M复合纤维红外图谱中观察到—OH键的吸收峰从3436 cm-1处红移至3350 cm-1附近，且吸收峰强度明显增强，这可能是由于f-Ti3C2Tx与PA之间形成了氢键［21］。该现象进一步说明了f-Ti3C2Tx芯层

与PA壳体之间具有强相互作用，有利于构筑紧密连接的界面，保证复合纤维微观结构的稳定性和良好的力学强度。

2.2" PA@M复合纤维的力学性能

为进一步探究f-Ti3C2Tx含量对PA@M复合纤维的断裂强度和断裂伸长率的影响，采用单纤维强力仪测试其力学性能，结果如图4所示。从图4可知：纯PA纤维具有良好的力学性能，其断裂强度高达（189.26±3.22） MPa，断裂伸长率为（22.92±0.92）%。引入f-Ti3C2Tx后，PA@M-0.5、PA@M-1.0和PA@M-1.5的断裂强度分别为（63.13±2.56）、（54.27±0.76）、（30.98±1.95） MPa，相对应的断裂伸长率则从（23.28±1.67）%提升至（28.23±1.27）%。综上结果可知：PA@M复合纤维的断裂强度出现大幅度下降，并随f-Ti3C2Tx含量的增加而逐渐降低。产生该现象的原因一方面是由于f-Ti3C2Tx片层间较弱的层间作用力，另一方面是引入f-Ti3C2Tx一定程度上减弱了大分子之间的相互作用力，从而使复合纤维强度下降［22］。相反，复合纤维的断裂伸长率则略有提升，主要是由于试样受拉伸时芯层的f-Ti3C2Tx纳米片层移动致使复合纤维两相界面易于滑移，从而在大变形下时试样能够保持结构的完整性而不发生断裂［23］。

2.3" PA@M复合纤维的导电性能

为考察f-Ti3C2Tx对PA@M复合纤维导电性能的影响，采用静电计对复合纤维的电阻值和导电率进行测试分析，结果如图5所示。由图5可知：高导电f-Ti3C2Tx的加入显著降低PA复合纤维的电阻值，随着复合纤维中f-Ti3C2Tx含量的提高，PA纤维的电导率从0.71 S/m分别提高至2.58（PA@M-0.5）、3.42（PA@M-1.0）、1.66 S/m（PA@M-1.5）。值得注意的是，随着f-Ti3C2Tx浓度的增加，PA@M复合纤维的电导率呈现出先增加后减小的趋势。这可能是由于纤维芯层f-Ti3C2Tx浓度较高时，SA插层作用和Ca2+的交联作用相对较弱，使得f-Ti3C2Tx的取向性和致密化程度降低，并且f-Ti3C2Tx片层存在堆积倾向，导致PA@M-1.5的电导率降低［24］。同时，相较于PA@M-1.0复合纤维，PA@M-1.5复合纤维内部观察到更多的孔隙（见图2（b1）和图2（c1）），破坏了导电网络的完整性从而增大了纤维整体的电阻。

2.4" PA@M复合纤维的吸波性能

基于传输线理论，引入反射损耗（RL）以更为直观地评估材料的吸波性能。RL值越小意味着吸波能力越强，RL值小于-10.00 dB相当于吸收效率达90%（对应的频宽为有效吸收带宽）。图6为不同f-Ti3C2Tx浓度制备的PA@M复合纤维的反射损耗图。由图6可知：f-Ti3C2Tx的添加量对PA@M复合纤维的吸波性能具有明显调控作用，其吸波性能呈现先增加后减小的趋势。具体地，PA@M-0.5复合纤维在厚度为3.69 mm时RLmin为-20.15 dB，对应有效吸收带宽（EAB）为2.58 GHz（8.20～10.78 GHz）（见图6（a））；当f-Ti3C2Tx浓度增加到1.0 mg/mL时，PA@M-1.0复合纤维具有最佳的吸波性能，厚度为3.08 mm时其RLmin高达-63.39 dB，EAB为3.20 GHz（8.20～11.40 GHz）（见图6（b））；而f-Ti3C2Tx浓度进一步增加时，PA@M-1.5复合纤维的吸波性能则略有下降，RLmin值为-40.66 dB，EAB为2.07 GHz（10.33～12.4 GHz），对应的厚度为2.62 mm（见图6（c））。PA@M复合纤维的吸波性能与电导率变化呈现相同的变化趋势，合理推测其导电性能变化是影响复合纤维的吸波性能根本原因。因此，通过合理控制f-Ti3C2Tx纺丝液的浓度，可以有效增强复合纤维的微波吸收性能并拓宽有效吸收带宽。

材料的电磁参数即复介电常数（εr，εr=ε′-jε″）和复磁导率（μr，μr=μ′-jμ″）是决定材料吸波性能的关键因素。由于PA@M复合纤维属于介电型吸波材料，因此仅借助介电常数对其吸波性能作进一步解释。其中，ε′作为复介电常数的实部，表示材料对电磁波的存储能力，而ε″作为复介电常数的虚部，表示材料对电磁波的耗散能力。图7（a）和图7（b）分别为PA@M复合纤维的ε′和ε″随频率变化曲线图。在整个频率测试范围内，所有样品的介电常数实部和虚部均随着频率的升高而降低，这主要是源于材料内部电子运动转向跟不上外加电磁场的变化而引起的弛豫行为［25］。此外，PA@M-1.0复合纤维具有最高的ε′和ε″值，这得益于其相对较高的导电性。通常，用损耗角正切值（tanδε=ε″/ε′）衡量材料对电磁波的损耗能力。由图7（c）可知，PA@M复合纤维的tanδε值呈现与ε′′相似的变化趋势，其中PA@M-0.5的tanδε值明显低于其他样品，表明其较弱的介电损耗能力；而PA@M-1.0在低频处具有较高的tanδε值，与其吸波性能相吻合；同时，随着频率升高，PA@M-1.5的tanδε值逐渐增大并超过PA@M-1.0，进一步对其RLmin位于X波段的高频处作出解释。

介电损耗主要来源于电导损耗和极化弛豫损耗。在千兆赫范围内，材料的极化行为主要包括界面极化和偶极子极化。为更好地理解电磁波损耗过程中出现的极化弛豫行为，借助德拜弛豫模型以揭示介电损耗的机理。由德拜（Debye）方程可以推导出式（4）［26］：

（ε′-εs+ε∞2）2+（ε″）2=（εs-ε∞2）2（4）

式中：ε∞和εs分别是高频限制下的相对介电常数和静态介电常数。

根据式（4）可知，ε″-ε′曲线是一个半圆，表示为Cole-Cole半圆，并且每一个Cole-Cole半圆代表一个极化弛豫过程。由图8可知，PA@M复合纤维在8.20～12.40 GHz内可观察到多个扭曲的Cole-Cole半圆，证明复合纤维内部存在多重介电弛豫行为。除此之外，PA@M-1.0的曲线尾部呈现一条直线（见图8（b）），这代表材料在交变能量场下同时存在着电导损耗。由图8（c）可知，PA@M-1.5存在较多的小半圆，但拖尾现象不明显，这与试样的电导率结果一致。PA@M复合纤维具有较强的介电损耗，得益于PA和f-Ti3C2Tx在电子结构与介电性能方面的差异。这种差异会导致两相界面处形成大量的异质结，阻碍电荷在复合结构中的有效迁移。在电磁波的作用下，这些电荷在异质界面处不断聚集，形成空间电荷极性区，最终增强复合纤维的极化弛豫行为。此外，PA导电聚合物内部存在大量的电偶极子，同样也利于复合纤维在外加电磁场作用下诱导偶极子极化行为。

试样的吸波性能直接取决于阻抗匹配（Z=Zin/Z0）和衰减常数（α）两个关键参数。良好的阻抗匹配性是实现优异吸波性能的先决条件，只有使入射电磁波尽可能多地传播到材料内部，电磁波能量才有通过各种损耗机制进行耗散与衰减的可能性。图9（a）和图9（b）分别为PA@M复合纤维在最佳性能条件下对应的阻抗匹配和衰减常数。由图9（a）可知：对比其他组试样，PA@M-1.0的Z值在测试范围内更加接近1，表明此样品具有最佳的阻抗匹配性能，电磁波能够大量进入材料内部，与材料发生相互作用而被耗散掉。由图9（b）可知：由于高频区域极化弛豫行为的贡献，PA@M复合纤维的衰减常数均随频率的增大呈现上升趋势。其中，PA@M-1.0具有最大的α值，结合其最优的阻抗匹配特性，最终表现出最佳的电磁波吸收性能。

基于上述分析可知，PA@M-1.0复合纤维具有优异的吸波性能主要得益于多组分复合和核壳结构的协同作用，其吸波机理（见图10）可以归纳总结为4个方面：首先，低导电PA壳层及多组分之间的协同效应极大地优化复合纤维的阻抗匹配特性，保证电磁波最大程度地进入材料内部衰减。其次，f-Ti3C2Tx芯层在复合纤维内部形成连续的导电网络，促进电子迁移从而赋予复合纤维较强的电导损耗。再次，f-Ti3C2Tx片层之间以及不致密的纤维结构中存在的空隙能引起电磁波的多重反射和散射，延长电磁波的传输路径。最后，复合纤维独特的核壳结构形成大量的异质界面，两种组分之间存在较大的电势梯度，导致电荷在核壳异质界面处集聚，有利于界面极化的产生［27］。

3" 结论

本文采用f-Ti3C2Tx作为功能芯层，PA作为保护壳层，采用湿法纺丝工艺成功制备了核壳结构的PA@M复合纤维。采用多维度表征技术对PA@M复合纤维的微观形貌和结构进行分析，并对其电磁参数和吸波性能进行研究，主要结论如下：

a）PA@M复合纤维兼具优良的力学承载性能和导电性能。PA@M复合纤维最大断裂强度可达（63.13±2.56） MPa，最高断裂伸长率可达（28.23±1.27）%，导电率最高达3.42 S/m。

b）通过合理的组分调控与核壳结构设计，PA@M复合纤维能够具备微波吸收特性。当f-Ti3C2Tx质量浓度为1.0 mg/mL时，3.08 mm厚度下的复合纤维试样最小反射损耗值可达-63.39 dB（8.55 GHz），有效吸收带宽达到3.20 GHz（8.20～11.40 GHz）。

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Core-shell structured PEDOT：PSS/SA@MXene composite fibers with

microwave absorption performance

XU" Wenyu，" WANG" Huiya，" ZHU" Yaofeng

（School of Materials Science amp; Engineering， Zhejiang Sci-Tech University， Hangzhou 310018， China）

Abstract：

The booming development of the 5G era has facilitated the rapid growth of electronic information technology， providing efficiency and convenience， but inevitably giving rise to electromagnetic pollution， which poses irreversible harms to human health and the environment. To address this issue， microwave absorption materials （MAMs） have been developed and utilized. In civilian applications， MAMs are commonly used as patches in mobile devices and computers to prevent interference and minimize the electromagnetic radiation leakage. In military contexts， stealth technology enhances the survivability and defensive capabilities of weapons， providing a strategic advantage in modern warfare. Thus， MAMs play a crucial role in both military stealth operations and civilian protection. Traditional MAMs， such as ferrites， conductive carbon black， and magnetic metals， are typically incorporated into polymer matrices as powder fillers. However， they suffer from various drawbacks， including poor mechanical properties， inability to function as load-bearing components， high density hindering integration， and limited flexibility to meet the demands of modern electronics. One-dimensional fiber materials offer promising alternatives due to their lightweight， flexibility， and design versatility. However， most microwave absorbing fibers are produced by using methods such as chemical plating， coating， and impregnation. To address these challenges， this paper focuses on integrating modern textile techniques to produce flexible composite fibers with superior mechanical properties and exceptional absorption capabilities.The PEDOT：PSS/sodium alginate@MXene （PA@M） composite fibers with core-shell structure were success-fully fabricated by coaxial wet spinning process， to realize the integration of strong and efficient Microwave-absorbing functions. This paper mainly explored the effects of Ti3C2Tx MXene content on the morphology， mechanical properties， electrical conductivity and electromagnetic characteristics of the PA@M composite fibers. The results showed that because of the interactions between the MXene layers in the core and the PA components in the shell， the PA@M composite fibers exhibited remarkable mechanical properties， with a single-fiber breaking strength reaching （63.13±2.56） MPa and a corresponding elongation at break of （23.28±1.67）%.

Furthermore， the conductivity of PA@M composite fibers was increased from 0.71 S/m to 3.42 S/m due to the efficient electron transfer between MXene nanolayers. Meanwhile， the component modulation and microstructure design could effectively regulate the electromagnetic properties of the PA@M composite fibers， so that PA@M-1.0 composite fibers achieved the minimum reflection loss of -63.39 dB and effective absorption bandwidth of 3.20 GHz. This research presents a novel and efficient approach for the design and development of microwave absorption fibers.

Keywords：

composite fiber; core-shell structure; microwave absorption performance; Ti3C2Tx MXene; wet spinning