表面工程与氧化石墨烯（GO）基聚合物纳米复合材料中的二氧化碳（CO2）吸附：用于可持续捕获技术

《ACS Omega》：Surface Engineering and Carbon Dioxide (CO2) Adsorption in Graphene Oxide (GO)-Based Polymer Nanocomposites for Sustainable Capture Technologies

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大气中二氧化碳（CO2）浓度的上升构成了一个重大的环境挑战，这要求开发出高效的 CO2 捕集材料。基于氧化石墨烯（GO）的聚合物纳米复合材料因其高表面积、可修饰的功能基团以及聚合物基质与 GO 层之间的相互作用而成为有前景的候选材料。本研究探讨了基于 GO 的纳米复合材料中 CO2 吸附的物理化学机制，重点关注表面相互作用、孔隙率调节和聚合物相容性。CO2 吸附主要受物理吸附机制的支配，包括范德华力和分子与 GO 表面上的含氧功能基团（-OH、-COOH、C=O）之间的偶极-四极相互作用。将 GO 结合到聚合物基质中，如聚（乙烯醇）（PVA）、聚（甲基丙烯酸甲酯）（PMMA）或聚（乙烯吡咯烷酮）（PVP）中，可以通过增加表面异质性和形成微孔结构来提高 CO2 的吸收能力。GO 与聚合物链之间的强界面键合确保了均匀分散，防止了 GO 的聚集，并创建了一个相互连接的吸附网络。Brunauer–Emmett–Teller (BET) 表面分析、紫外-可见光谱（UV–vis）、傅里叶变换红外（FTIR）和高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）表征证实了 CO2 捕集能力的提高以及驱动吸附性能的表面化学变化。这些发现突显了基于 GO 的聚合物纳米复合材料作为下一代 CO2 捕集技术和可持续材料工程中有前景的纳米结构吸附剂。

1. 引言
快速的人口增长和工业化显著增加了 CO2 的排放量，预计未来这一趋势将持续。通过有效的捕获和转化技术来减轻 CO2 排放为解决环境相关的 CO2 挑战提供了潜在的解决方案。(1) 大气中 CO2 浓度的上升加剧了全球开发高效捕获技术的努力。在各种策略中，基于纳米技术的方法已成为提高 CO2 捕集效率的有希望的方法。(2) 对纳米复合材料中吸附机制的全面理解对于优化其 CO2 吸附性能至关重要，这受到纳米材料结构和表面特性的强烈影响。(3) 吸附涉及气体分子从气相转移到固体表面的质量传递，是一个由平衡驱动的扩散过程。(4) 这一现象是由表面上的不饱和原子或分子键引起的表面能变化所驱动的，这些变化为吸附创造了能量上有利的位点。(5) 材料科学是一个快速发展的领域，它使得能够为广泛的应用开发出有针对性的材料。它使我们能够理解和控制表面化学、孔结构以及界面相互作用，这些因素决定了吸附效率。(6) 一些研究已经展示了将纳米填料结合到聚合物基质中以增强光学、机械、热学和吸附性能。常用的纳米填料包括石墨烯、碳纳米管、金属纳米颗粒、金属有机框架和沸石。(7) 纳米复合材料中的 CO2 捕集主要通过化学吸附和物理吸附机制进行。(8) 聚合物主链中的羟基、氨基等功能基团通过分子间相互作用促进 CO2 的吸附。(9) 纳米填料的引入显著增加了复合材料的比表面积和孔隙率，从而促进了 CO2 的吸收。

石墨烯是一种由单层 sp2 杂化碳原子组成的二维纳米材料，以其优异的热导率、电导率、机械强度和高比表面积而受到广泛关注。(10) 其强的 σ 键和离域 π 电子使其成为增强聚合物基质机械性能、热性能和阻隔性能的理想增强填料。这些性质使得与 CO2 分子的强物理相互作用（物理吸附）和化学结合（化学吸附）成为可能。然而，内在缺陷如空位和位错（通常由 Stone–Wales 转变引起）可能会破坏晶格，增加石墨烯的化学反应性，并引入有利于 CO2 吸附的活性位点。(11?14) 这些缺陷位点不仅增强了吸附亲和力，还为功能化提供了锚定点，并作为活性位点，增加了吸附能量并促进了更强的键合。像氧化石墨烯（GO）这样的石墨烯衍生物含有高密度的含氧功能基团（例如羟基、环氧基和羧基），这些基团改善了与 CO2 的化学相互作用，并促进了氢键和酸碱相互作用。(15?18) 此外，这些功能基团还增强了与聚合物基质的界面相容性，使得可以设计出结合了 GO 的吸附能力和聚合物的可加工性及机械稳定性的混合纳米复合材料。这样的复合材料可以在常温条件下优化 CO2 的捕获效率，使 GO 成为开发吸附材料的有效且多用途的纳米填料。GO 的二维结构还促进了快速的扩散路径和动态 CO2 吸附的可用结合位点。

CO2 水平的上升促使人们广泛研究能够高效捕获 CO2 的材料。与功能化纳米颗粒结合的复合材料具有高表面积、反应性和孔隙率，使其在 CO2 吸附和环境可持续应用中非常有效。(19?21) Arango Hoyos 等人(22) 开发了氧化程度为 3–9% 的 GO 泡沫，与沸石和硅胶相比，显示出更优异的 CO2 吸附性能，这归功于范德华力和优化的表面化学。(23) Ouyang 等人(23) 表明，不含和含有氧化石墨烯的蜜胺-间苯二酚-甲醛树脂的 CO2 吸附能力分别为 0.19 mmol/g 和 0.742 mmol/g，这表明随着表面积和微孔体积的增加，CO2 吸附能力可能会提高。(24) Hsan 等人(24) 报告了一种壳聚糖-GO 复合材料，在 1 bar 下的 CO2 吸附能力为 0.257 mmol/g，超过了纯壳聚糖。GO 的气体吸附性能是通过多种机制实现的，包括 π–π 堆叠、氢键、离子相互作用和与宿主基质的共价键合。(25,26) Kumar 等人(75) 报告了一种环保且可持续的基于壳聚糖的介孔四磺酸苯基卟啉（CS-TPPS），用于 CO2 的吸附和催化转化，其吸附能力为 0.9 mmol CO2/g，而纯壳聚糖的吸附能力为 0.05 mmol CO2/g，纯 TPPS 的吸附能力为 0.2 mmol CO2/g。

GO 因其高表面积和丰富的含氧功能基团而被广泛认可，使其成为有效的 CO2 捕集平台。(27) 然而，将 GO 结合到聚合物基质中以增强 CO2 吸附的效果在很大程度上尚未得到充分探索，特别是在能够提供可调表面化学、机械稳定性和可扩展性的系统中。本研究通过系统地研究基于 GO 的聚合物纳米复合材料（与聚（乙烯醇）（PVA）、聚（甲基丙烯酸甲酯）（PMMA）和聚（乙烯吡咯烷酮）（PVP）结合，填补了这一关键空白。这些聚合物因其独特的物理化学性质而被选中，提供了调节界面相互作用和孔隙率的独特机会，这是影响气体吸附行为的关键参数。亲水性 PVA 提供了富含羟基的表面，(28) 亲水性 PVP 通过氢键和 π–π 相互作用改善了与 GO 的分散性和相容性，(29) 而疏水性 PMMA 增强了结构刚性。(30) 这些聚合物与 GO 的战略组合引入了互补的界面相互作用，不仅增强了纳米结构的完整性，还优化了功能基团的可用性和 CO2 吸附的可用表面积，展示了吸附复合材料的新设计方法。

本工作的创新之处在于开发了基于 GO 的聚合物纳米复合材料，作为传统基于 GO 的多孔固体之外的新型 CO2 吸附材料。通过关注复合材料的界面化学作用，本研究揭示了影响操作条件下吸附能力和稳定性的具体功能和键合相互作用。与当前主要关注多孔碳、金属有机框架（MOFs）或气凝胶系统的文献相比，这项研究提供了一种成本效益高、机械强度强且化学可调的替代方案。这些纳米复合材料还具有易于加工和大规模应用的潜力。这些发现为未来设计下一代多功能 CO2 吸附剂提供了宝贵的见解，这些吸附剂具有可持续性和材料效率高的环境技术潜力。图 1 显示了复合材料中提出的键合机制概述。

图 1. 提出的可逆键合机制在基于 GO 的聚合物纳米复合材料中提供了吸附位点，从而启动了 CO2 的吸附。

2. 实验细节
2.1. 材料
石墨粉、硝酸钠（NaNO3）、浓硫酸（H2SO4）、高锰酸钾（KMnO4）、过氧化氢（H2O2）、盐酸（HCl）、聚（乙烯醇）（PVA）（Sigma-Aldrich，分子量：89000–98000）、聚（甲基丙烯酸甲酯）（PMMA）（Sigma-Aldrich，分子量：350,000）、聚乙烯吡咯烷酮（PVP）（Sigma-Aldrich，分子量：40,000）。
2.2. 合成
2.2.1. 氧化石墨烯（GO）的制备
在一个用冰浴冷却至 0 °C 的罐中，将 3 g 石墨粉和 2 g 硝酸钠（NaNO3）与 70.0 mL 浓硫酸（H2SO4）混合。然后，在温度保持在 20 °C 以下的情况下，逐渐加入 9 g 高锰酸钾（KMnO4）。移除冰浴后，在室温下搅拌 15 分钟。保持温度低于 100 °C，逐渐加入 250 mL 蒸馏水。搅拌 15 分钟后，加入 6 mL 30% 过氧化氢（H2O2），并再加入 400 mL 蒸馏水进行稀释。以 600 rpm 的速度搅拌 24 小时。用 1 M 盐酸（HCl）去除金属离子后，将所得悬浮液通过 Whatman 过滤纸过滤，并用蒸馏水冲洗直至 pH 值中性。为了制备 GO 溶液分散液，将棕色的 GO 滤液在室温下用蒸馏水超声处理一小时（图 2a）。为了保存样品，将其干燥一整天（图 2b）。
图 2. (a) GO 溶液。(b) 干燥后的 GO 片层。

2.2.2. GO-聚合物纳米复合材料的制备
使用溶液混合方法制备基于 GO 的聚合物纳米复合材料，遵循与聚（乙烯醇）（PVA）、聚（甲基丙烯酸甲酯）（PMMA）和聚乙烯吡咯烷酮（PVP）相似的程序。通过将 1 g 聚合物溶解在适当的溶剂中制备聚合物溶液（5 wt%）。然后以 1–4% 的负载量将 GO 添加到聚合物溶液中，并进行超声处理以实现稳定的剥离分散。将聚合物溶液和 GO 分散液混合后，在特定条件下进一步搅拌和超声处理，如表 1 所总结。所得纳米复合材料溶液储存在冰箱中以备后续使用（图 3）。
表 1. GO-聚合物纳米复合材料的制备实验参数
聚合物 | GO 浓度 | 聚合物重量（g） | 溶剂 | 溶剂体积（ml） | 溶解条件 | GO 分散介质 | GO 分散方法 | 搅拌条件 | 参考文献
PVA/GO | 1–4% | 1 | 蒸馏水 | 20 | 95 °C, 700 rpm, 1 h | 蒸馏水（20） | 在室温下超声处理 1 h | 在 95 °C 下搅拌 3 h，然后超声处理 30 min
PMMA/GO | 1–4% | 1 | 二甲基亚胺（DMF） | 20 | 80 ± 3 °C, 3 h 使用磁力搅拌器 | 同时搅拌和超声处理 30 min | 在 80 °C 下搅拌 30 min
PVP/GO | 1–4% | 1 | 蒸馏水 | 20 | 室温（23 °C），10 min | 在室温下搅拌和超声处理 30 min | 超声混合 30 min，然后在 80 °C 下搅拌 1 h

2.3. 样品表征
对氧化石墨烯（GO）和基于 GO 的聚合物纳米复合材料（PVA/GO、PVP/GO 和 PMMA/GO）进行了表征，以评估其结构和相关表面性质及其对 CO2 吸附的影响。使用 UV–vis 分光光度计（Cary 3500 Multicell UV–vis Spectrophotometer）进行紫外-可见光谱分析，以评估电子跃迁并确认 GO 与聚合物基质之间的相互作用。分析特征吸收峰以推断复合材料中的功能化和分散情况。使用 Varian 7000 FTIR 光谱仪在 500–4000 cm–1 的范围内记录光谱，样品以溶液形式制备。使用高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）和选区电子衍射（SAED，JEOL JEM-2100F，操作电压 200 kV）研究了氧化石墨烯（GO）的形态和结构特性。GO 悬浮液经过 30 分钟的超声处理后滴涂在镀碳铜网上，然后在室温下干燥后进行成像。高分辨率 TEM 图像用于观察石墨烯在聚合物基质中的形态、分散情况以及界面特性。

2.4. CO2 吸附测量
使用 Quanta Chrome AUTOSORB iQ-Brunauer–Emmett–Teller (BET) 表面积分析仪测量了合成样品的 CO2 吸附和动力学。通常，氮气或其他气体（如氩气和 CO2）在不同压力和温度下被吸附到样品上。吸附的气体量被测量出来，然后使用诸如Brunauer–Emmett–Teller（BET）方法等模型对所得数据进行分析，以进行微孔分析。通过分析吸附的气体量及其随压力的变化情况，系统可以确定材料的表面积、孔径分布和孔体积。BET技术被用来表征复合样品的表面积和孔隙率，以理解其吸附行为。与假设在均匀表面上发生单层吸附的Langmuir模型不同，BET理论考虑了多层吸附现象。CO2吸附等温线是通过在恒定温度下绘制气体吸附量与相对压力的关系图得到的，这提供了关于吸附能力和孔特性的定量数据。对GO及其复合材料的BET分析使得能够评估其表面积、孔体积和气固相互作用，其中具有较高表面积和良好发展的介观/微孔结构的复合材料提供了更多的CO2捕获活性位点。

在吸附测量之前，样品在室温下干燥48小时，随后在50°C下真空脱气30-50毫克样品2小时，以去除预先吸附的水分和气体。然后在25°C下，压力高达1 kPa的条件下测量CO2吸附等温线。这些测量是在脱气后的干燥条件下进行的，因此代表了材料的固有吸附能力。研究中使用了高纯度级别的CO2气体。一旦气体连接到样品室，就记录压力和气体体积的变化。这些数据随后被用来计算气体被材料吸收的速度，而在稳定压力和温度下最终吸附的CO2量被视为平衡吸附值。

**发现与讨论**

3.1. 拉曼光谱
拉曼光谱基于分子受到单色光（通常使用激光源）照射时的非弹性拉曼散射提供结构信息。图4显示了氧化石墨烯（GO）的拉曼光谱。在1100–1700 cm–1范围内观察到两个明显的振动带，即D带和G带，它们提供了关于材料有序程度和缺陷密度的信息。D带位于1342 cm–1，来源于六元sp2碳环的呼吸模式，与A1g对称性相关，指的是原子在所有方向上均匀移动而不改变整体结构对称性的振动模式；而G带位于大约1582 cm–1，对应于sp2键合碳原子的E2g声子的第一阶散射，代表了sp2键合碳原子的平面内拉伸振动，其中相邻的碳原子在石墨烯平面内朝相反方向振荡（图4）。D带（约690 AU）和G带（约560 AU）的强度比（ID/IG = 690/560 = 1.23）（即ID/IG > 1）表明了较高的结构无序性和GO中丰富的含氧官能团的存在，证实了石墨成功氧化为氧化石墨烯。由于氧化过程中引入的氧官能团和结构畸变，在640 cm–1处出现了一个额外的峰。

3.2. 紫外-可见（UV–Vis）光谱
根据文献综述，使用紫外-可见（UV–Vis）光谱研究了3%氧化石墨烯水悬浮液的光学吸收特性，以去离子水作为空白对照（图5a）。UV–Vis光谱在大约230 nm处显示出一个明显的吸收峰，这归因于芳香C═C键的π→π*电子跃迁。此外，在300 nm附近还观察到一个肩峰，对应于羰基（C═O）团的n→π*跃迁。这些光谱特征是GO的典型特征，表明其结构中存在共轭芳香域和含氧官能团。需要注意的是，这些峰的确切位置和强度可能会因合成方法、氧化程度以及GO在水介质中的分散情况而有所不同。在PVA/GO中，接近300 nm处的明显吸收峰归因于C═O键的π→π*跃迁，而在200–300 nm区域的强吸收与聚合物和GO组分的固有UV吸收特性相关。230 nm处的吸收峰对应于GO片层内C–C键的π→π*跃迁，同一区域内还发生了额外的n→π*跃迁，表明与含氧官能团相关的电子跃迁（图5b）。

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3.2.1. 基于UV的CO2吸附潜力
GO以及PVA/GO、PVP/GO和PMMA/GO纳米复合材料的UV–可见吸收光谱（图6）揭示了由于纳米填料-聚合物相互作用而引起的GO电子跃迁的显著变化。原始GO在其残余sp2网络中的芳香C═C域显示出特征性的π→π*跃迁，位于大约230–240 nm。在300 nm附近出现的第二个宽肩峰对应于羰基（C═O）团和羧基（COOH）团上的n→π*跃迁。这种光谱轮廓反映了氧化石墨烯的异质电子结构，并作为评估纳米复合材料变化的基准。

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根据上述UV–Vis光谱（图6），PVA/GO复合材料的吸收峰主要峰移至更短的波长，大约220–225 nm（能量更高），与纯GO（大约230 nm）相比。这种向较短波长的移动称为蓝移。PVA/GO中的蓝移主要是由于PVA基质与GO之间的化学相互作用，特别是PVA的?OH基团与GO上的?OH/C═O基团之间的氢键作用，以及由此导致的GO中π共轭结构的破坏。当含有孤对电子（如羰基（C = O）的基团形成氢键时，n轨道的能量降低，使得基态比激发态更稳定。因此，n→π*跃迁的能量差增加，导致波长向短波方向移动（蓝移）。PVA和GO之间形成的强氢键和其他界面相互作用也会部分破坏或限制GO中π电子的移动。这种有效共轭长度的减少导致π和π*轨道之间的能量差增大，从而在π→π*跃迁吸收峰处产生蓝移。PVP/GO的主要吸收峰从GO的230 nm移至PVP/GO的约225 nm，而在213 nm处的吸收峰与吡咯烷酮环的羰基的n→π*跃迁相关。这是由于PVP与GO之间的强化学相互作用，有效抑制了它们的聚集。在PVP/GO纳米复合材料中，这个峰出现红移，并在300 nm附近出现一个肩峰，表明PVP与GO之间的相互作用增强，可能是由于氢键或π–π堆叠作用。随着GO含量的增加，这些光谱变化（包括红移和肩峰强度的变化）变得更加明显。PVP通常在200–250 nm范围内显示吸收，对应于其吡咯烷酮环中羰基（C═O）团的n→π*跃迁，以及在230–240 nm附近具有显著特征的芳香C═C键的π→π*跃迁。PVP在230 nm附近的明显吸收峰证实了PVP在GO表面的成功包覆。在PVP/GO纳米复合材料中，这个峰出现红移，并伴随着300 nm附近出现的肩峰，表明PVP与GO之间的相互作用增强。这些光谱变化表明，随着GO含量的增加，PVP与GO之间的相互作用变得更加显著。

PVA/GO、PVP/GO和PMMA/GO纳米复合材料的UV–可见吸收光谱显示，GO的电子跃迁发生了明显的变化。原始GO在其残余sp2网络中的芳香C═C域显示出特征性的π→π*跃迁，位于大约230–240 nm。PVA/GO复合材料的吸收峰主要峰移至更短的波长，大约220–225 nm（能量更高）。这种向较短波长的移动称为减色移或蓝移。PVA/GO中的蓝移主要是由于PVA基质与GO之间的化学相互作用，特别是PVA的?OH基团与GO上的?OH/C═O基团之间的氢键作用，以及由此导致的GO中π共轭结构的破坏。当含有孤对电子（如羰基（C = O）的基团形成氢键时，n轨道的能量降低，使得基态比激发态更稳定。n→π*跃迁的能量差增加，导致波长向短波方向移动（蓝移）。PVP/GO的主要吸收峰从GO的230 nm移至PVP/GO的约225 nm，而在213 nm处的吸收峰与吡咯烷酮环的羰基的n→π*跃迁相关。这是由于PVP与GO之间的强化学相互作用，有效缩短了GO的π电子共轭长度。PVP/GO复合材料的吸收峰显著高于GO，这是由于PVP作为有效的稳定和分散剂的作用。PVP在GO纳米片层上形成的涂层有效地抑制了它们的聚集。随着聚集的增加，光散射增加，表观吸收减少，而PVP实现的稳定分散最小化了散射效应，揭示了GO的固有高吸收，从而显著提高了测量得到的吸收值。蓝移是PVP与GO之间成功界面化学相互作用的标志。PVP吡咯烷酮环中的羰基（C═O）团与GO上的各种羟基（?OH）和羰基（?COOH）团之间的强分子间氢键导致这种相互作用。PVP与GO表面的物理包覆破坏了π电子的离域系统，有效缩短了GO表面上石墨sp2域的共轭长度。共轭长度的减少增加了最高占据分子轨道（π）与最低未占据分子轨道（π*）之间的能量差。由于能量与波长成反比，这种更高的跃迁能量导致吸收发生在更短的波长，从而产生蓝移。在更高波长（通常275 nm及以上）处，主要变化是PVP/GO曲线低于纯GO曲线。在这个区域，与n→π*跃迁相关的肩峰占主导地位。PVP与GO中的含氧基团之间的强氢键稳定了非键合（n）电子，这种相互作用略微移动并改变了n→π*跃迁，使得300 nm区域的相对吸收低于高度吸收的π→π*跃迁区域。PVP/GO复合材料在250 nm以上出现的吸收峰是GO中芳香C═C域的π→π*跃迁的联合特征。这个峰的红移主要是由于PVP中的酯羰基（C═O）官能团与GO的π共轭sp2碳网络之间的强相互作用。PVP中的吡咯烷酮氧的孤对电子参与了与GO π系统的电荷转移相互作用，增强了电子的离域，有效地延长了共轭长度，从而降低了π→π*跃迁的能量，导致红移。在较低浓度下，GO的特征性特征较弱或不存在，这证实了在较高负载量下GO在聚合物基质中的相互作用更为有效。尽管4% GO复合材料的吸收略高，但与3%相比差异不大，表明可能存在饱和极限，超过这个限度后进一步添加GO可能不会带来显著的增强效果。因此，4% GO负载量被确定为进一步研究的最佳组成。

**高分辨率图像**下载MS PowerPoint幻灯片这些峰是由n→π*跃迁产生的，这些跃迁与GO中存在的不同含羰基的氧官能团（如C═O和?COOH基团）及其与PMMA基质的相互作用有关。极性的PMMA环境比相应的π*激发态更强烈地稳定了这些羰基的非键合（n）电子，从而增加了n→π*的能隙，并将吸收峰向更短的波长移动。两个蓝移峰的存在反映了GO片层中多个羰基环境的贡献。此外，强聚合物-GO界面相互作用促进了GO在PMMA基质中的有效剥离和均匀分散，增加了可访问的生色团（C═C和C═O）的数量，增强了整体的光子吸收。总体而言，UV–vis光谱证实了GO-聚合物纳米复合体的形成，并揭示了每种聚合物都特征性地改变了GO的电子跃迁。所有复合体中的蓝移表明，聚合物相互作用主要通过稳定氧化区域来抑制共轭。这些光学特征支持了通过互补分析观察到的结构和形态变化，证明了纳米复合体中存在强界面键合和改性的电子环境。在所有纳米复合体中，都观察到了不同幅度的蓝移，这对应于向更高能量的跃迁，意味着有效的π-共轭长度减小了。当与聚合物的相互作用破坏了sp2域的电子密度时，就会发生这种情况，增加了π电子的基态和激发态之间的能隙。CO2吸附趋势与GO和聚合物之间的电子相互作用程度相关，这一点通过UV–vis峰的移动得到了体现。在PVP/GO中，相对较大的蓝移表明界面电荷转移更强，GO的π→π*跃迁受到更大的干扰。这种更强的电子相互作用对应于更好的GO剥离和极性官能团（C═O和C–N）的更大暴露，从而增加了活跃的CO2吸附位点的数量。PMMA/GO表明PMMA和GO之间的电子耦合适中。这对应于部分GO的剥离和酯羰基的适度可访问性，导致中等程度的CO2吸附。相比之下，PVA/GO主要由氢键主导，显示出较弱的电子相互作用而不是电荷转移。这导致GO片层的紧密堆积和较少的自由表面暴露，表明CO2吸附能力较低。

3.3 傅里叶变换红外（FTIR）光谱
图7a显示了GO在3468 cm–1处的宽吸收带，该吸收带归因于羟基（?OH）和/或羧酸（?COOH）基团的伸缩振动。1634 cm–1处的吸收峰对应于羧酸和羰基官能团的C═O伸缩振动。此外，1246 cm–1处的明显凹陷归因于环氧基团的C–O–C伸缩振动。这些官能团的存在证实了石墨被氧化为GO，形成了由sp2杂化碳域和氧化官能团组成的非均匀结构。
图7b显示，PVA和PVA/4%GO在3448 cm–1和3462 cm–1处的宽峰归因于羟基的O–H伸缩振动，表明存在强氢键。1637 cm–1和1643 cm–1处的峰对应于羧酸或羰基的C═O伸缩振动，而1086 cm–1和1090 cm–1处的带则归因于乙酰基的C–O伸缩振动。另外，1303 cm–1和1322 cm–1处的峰与C–H弯曲和C–O–C环氧基团的振动相关。1268 cm–1附近的轻微凹陷表明C–H变形和环氧（C–O–C）基团的吸收，进一步证实了GO融入PVA基质中。
图7c显示，纯PMMA和PMMA/4% GO纳米复合体的光谱在863 cm–1和865 cm–1处显示出特征的CH2摇摆振动。1147 cm–1和1152 cm–1处的峰对应于酯基团的（C–O–C）伸缩振动，而1255 cm–1和1257 cm–1处的峰归因于甲基羰基的C–C–O伸缩。C–H键出现在1439 cm–1和1440 cm–1处，1713 cm–1和1724 cm–1处的强吸收是丙烯酸酯羰基（C═O）伸缩的特征。2929 cm–1和2932 cm–1处的带归因于不对称和对称的亚甲基（CH2）伸缩。3520 cm–1和3536 cm–1处的宽吸收对应于O–H伸缩振动，可能来自残留的羟基或吸附的水分。这些光谱特征共同证实了GO成功融入PMMA基质以及由此产生的物理化学相互作用，这种相互作用影响了复合材料的电子跃迁和结构振动。
图7d显示了PVP和PVP/4%GO在3449 cm–1和3458 cm–1处的宽带，这些带对应于吸收水分的OH伸缩振动或PVP吡咯烷酮环的NH振动。1640 cm–1和1644 cm–1处的峰归因于C═O伸缩振动，证实了羰基的存在。1290 cm–1和1296 cm–1处的峰归因于酰胺基团中的碳-氮键（C–N），而579 cm–1和595 cm–1处的峰对应于与吡咯烷酮结构相关的N–C═O弯曲振动。

3.4 高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）
明场HRTEM显微图（图8a）显示了典型的剥离GO层的薄、透明且起皱的纳米片层。片层中的折叠和皱褶现象归因于平面石墨烯晶格的畸变和表面粗糙度的增加。这些形态特征证实了石墨成功氧化为GO纳米片层。HRTEM图像（图8b）显示了嵌入非晶背景中的清晰晶格条纹，表明GO保留了局部结晶的石墨碳区域。测量的层间间距为0.209 nm，对应于石墨碳的（100）面，第二个间距为0.120 nm，对应于（110）面，代表与六角形sp2碳框架相关的面内反射。有序区域和无序区域的共存表明由于氧化，石墨晶格部分被破坏，形成了结晶和非晶区域的混合结构。SAED图案（图8c）显示了由细亮点组成的多个同心衍射环，表明存在随机取向的纳米级石墨区域，具有长程结晶性。这种环状图案而不是离散的衍射点表明GO片层由在非晶碳基质中随机取向的众多纳米级结晶区域组成。这些衍射特征与先前报道的保持部分石墨结构的GO结构一致。

图9a显示了PVA/GO复合体的明场TEM图像，揭示了嵌入聚合物基质中的GO层具有典型的皱褶和折叠片层结构。图像显示了对比度变化区域，其中较暗的区域对应于GO纳米片层，而较亮的扩散薄膜状区域表明周围的PVA基质。由于GO的电子密度较高和质量厚度较大，因此GO在图像中显得更暗。这证实了GO与PVA之间的紧密界面接触，表明GO在聚合物相中分散良好，而不是大颗粒聚集。GO片层中的皱纹和折叠与部分剥离和重新堆叠的GO层一致，有助于增强界面粘附和复合体内的载荷传递。PVA/GO复合体显示出中等的相互作用特征。酰胺基团中羰基（C═O）伸缩振动的移动以及适度的O–H伸缩强度表明PVP和GO之间存在部分氢键。PVP骨架典型的CH2振动模式的存在进一步证实了其融入。尽管相互作用强度不如PVA/GO中的那么明显，但仍足以表明中等程度的CO2吸附性能。相比之下，PMMA/GO的FTIR光谱在1720 cm–1处显示了强的酯（C═O）伸缩，与GO的羧基重叠。然而，微弱的O–H伸缩信号表明氢键作用较弱，这归因于PMMA的疏水性。因此，界面相互作用的范围有限，可能减少了CO2吸附的活性位点。尽管如此，酯基团仍可能通过范德华力贡献于物理吸附。

3.4 高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）
明场HRTEM显微图（图8a）揭示了典型的剥离GO层的薄、透明且起皱的纳米片层。片层中的折叠和皱褶现象归因于平面石墨烯晶格的畸变和表面粗糙度的增加。这些形态特征证实了石墨成功氧化为GO纳米片层。HRTEM图像（图8b）显示了嵌入非晶背景中的清晰晶格条纹，表明GO保留了局部结晶的石墨碳区域。测量的层间间距为0.209 nm，对应于石墨碳的（100）面，第二个间距为0.120 nm，对应于（110）面，代表与六角形sp2碳框架相关的面内反射。有序区域和无序区域的共存表明由于氧化，石墨晶格部分被破坏，形成了结晶和非晶区域的混合结构。SAED图案（图8c）显示了由细亮点组成的多个同心衍射环，表明存在随机取向的纳米级石墨区域，具有长程结晶性。这种环状图案而不是离散的衍射点表明GO片层由在非晶碳基质中随机取向的众多纳米级结晶区域组成。这些衍射特征与先前报道的保持部分石墨结构的GO结构一致。

图9a显示了PVA/GO复合体的明场TEM图像，揭示了嵌入聚合物基质中的GO层具有典型的皱褶和折叠片层结构。图像显示了对比度变化区域，其中较暗的区域对应于GO纳米片层，而较亮的扩散薄膜状区域表明周围的PVA基质。由于GO的电子密度和质量厚度较大，因此GO散射更多电子，在图像中显得更暗。这证实了GO与PVA之间的紧密界面接触，表明GO在聚合物相中分散良好，而不是大颗粒聚集。GO片层中的皱纹和折叠与部分剥离和重新堆叠的GO层一致，有助于增强复合体内的界面粘附和载荷传递。PVA/GO纳米复合体的SAED图案（图9b）显示了模糊的环状图案而不是清晰的衍射点或尖锐的环状图案，表明复合体具有整体非晶特性。这种行为是预期的，因为半结晶的PVA基质包围了GO片层，破坏了它们的有序堆叠，导致长程结晶性的丧失。宽而模糊的环状图案与原始GO中通常观察到的清晰多晶环状图案形成对比，表明PVA的掺入降低了GO的结晶性，这是由于物理限制和PVA的羟基与GO的氧官能团之间的强界面相互作用（氢键）。

图9c显示了GO嵌入厚而连续的PMA基质中的薄片层状形态，其中GO片层呈现透明且起皱的区域，周围的较暗区域对应于聚合物基质。GO在聚合物基质中的均匀分散，没有显著聚集，证实了GO在复合体形成过程中的成功融入。图9d显示了具有模糊同心环和微弱衍射点的图案。这种图案表明GO片层在主要是非晶的PMA基质中具有结晶纹理。环状图案的存在而不是尖锐的点表明GO保留了其石墨区域，但由于在聚合物基质中的相互作用和部分剥离，长程有序性降低。与原始GO相比，衍射强度和环状清晰度的降低表明GO的结晶结构部分被破坏，这归因于强界面相互作用，特别是PMA和GO表面氧官能团之间的氢键和π–π相互作用。与纯GO显示的清晰衍射环不同，PMMA/GO复合体显示出扩宽的环状图案，表明GO的结晶性降低。这种降低可以归因于抑制有序堆叠的区域。然而，模糊环的持续存在表明一些石墨区域仍然完整，支持了GO在PMMA基质中的半结晶或多晶性质。

图9e显示了较暗的对比区域对应于GO，其在均匀的较亮背景中的皱褶片层，背景中的较暗区域代表聚合物PVP相。形态学研究表明，氧化石墨烯（GO）片层被聚维酮（PVP）包裹，形成了均匀的分散体而不是大颗粒聚集体，这表明通过PVP的羰基与GO表面的含氧官能团之间的氢键作用，GO成功地实现了插层和表面改性。扫描电子衍射（SAED）图谱（图9f）显示了模糊的同心环状结构，且衍射斑点较少，这是非晶态基质中存在小而无序的晶体区域的特征。原始GO中未观察到明显的同心衍射环，证实了GO的晶体结构在掺入PVP后受到了显著破坏。这种晶体度的降低可以归因于GO与聚合物基质之间的强界面相互作用以及GO的部分剥离。因此，TEM和SAED的结果共同表明，GO在聚合物环境中失去了其晶体结构，这与形成了混合纳米复合材料一致。不同聚合物-GO纳米复合材料的GO晶体度有所不同，这取决于聚合物-GO界面的化学性质和分散质量。这些结果共同表明，将GO掺入聚合物会导致GO相的结构无序和非晶化，从而证实了两者之间有良好的分散性和强界面结合。

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4. 基于GO的聚合物纳米复合材料对CO2吸附潜力的假设性评估
4.1 GO基聚合物纳米复合材料的键合形成
傅里叶变换红外光谱（FTIR）分析显示，PVA含有羟基（?OH）官能团，而GO则具有羧基（?COOH）、环氧基（C–O–C）和羟基（?OH）官能团，如图11所示。这些官能团的共存促进了PVA和GO之间的强氢键相互作用。此外，通过GO的?COOH基团与PVA的?OH基团之间的化学反应，还可以发生共价键合，从而增强了PVA/GO纳米复合材料的稳定性。GO中的羧基可以与CO2分子发生酸碱相互作用，而PVA中的羟基可以与CO2形成氢键。CO2分子还可以与GO上的含氧官能团（?OH和C–O–C）发生范德华相互作用。这些物理相互作用的结合使得复合材料能够吸附CO2。值得注意的是，这些弱而可逆的相互作用允许在不同的压力或温度条件下进行CO2吸附，从而使PVA/GO系统具有CO2吸附能力。PVA中的（?OH）基团通过氢键与CO2分子相互作用，GO的（C═O）基团形成酸碱相互作用，而GO上的（?OH和C–O–C）基团与CO2分子发生范德华相互作用。

如图12所示，PMMA中的醚基（C–O–C）有可能与GO上的含氧官能团形成氢键。然而，与传统的氢键相比，这些相互作用通常较弱，在PMMA/GO复合材料中不太明显。此外，PMMA本身含有酯键，在没有特定化学改性的情况下，与GO形成新的酯键的可能性较小。尽管如此，由于氢键等非共价相互作用的动态性质，这些键可能表现出可逆性。这进一步表明，PMMA和GO中的羰基（C═O）官能团在氧原子上带有部分负电荷，在碳原子上带有部分正电荷。这些极性特征通过偶极-四极相互作用、路易斯酸碱相互作用和弱范德华力促进了与CO2的相互作用。PMMA中的羰基与CO2的亲电碳原子相互作用，充当路易斯碱位点。

在PVP/GO复合材料中，PVP结构中的极性酰胺基团可以与GO表面的含氧官能团（包括羟基、环氧基和羧基）形成氢键。由于PVP缺乏通常参与酯化的活性羟基，因此在PVP/GO复合材料中形成酯键可以忽略不计。此外，由于PVP中的吡咯烷酮是三级酰胺，缺乏N–H质子，它不能作为氢键供体，因此与CO2的经典氢键结合是不可行的。PVP中羰基（C═O）官能团上的氧原子具有高度电负性，充当强路易斯碱/氢键受体，从而增强了复合材料的CO2吸附能力。PVP有两个主要可以参与氢键的位点：C═O和环中的NH；由于分子结构中周围原子的限制，氮原子较少能够与其他分子形成氢键。因此，C═O基团更暴露且更容易接触，在水介质中是更好的氢键受体。

5. 布鲁纳乌尔-埃梅特-特勒（BET）分析
5.1 CO2吸附等温线
图14显示了GO及其复合材料的CO2吸附等温线。根据国际纯粹与应用化学联合会（IUPAC）的分类，这属于IV型等温线（指由多层吸附后随毛细凝聚引起的急剧上升的中孔吸附等温线），表明存在中孔。GO及其复合材料的比表面积、孔体积和孔半径是根据BET得到的CO2等温线数据计算得出的，并记录在表2中。GO和复合材料的等温线显示出一个急剧的吸附阶段，随后逐渐增加。所有CO2吸附分析均在25°C下进行，以最小化气体分子的热扰动，因为在较高温度下热扰动会导致吸附减少。

表2. 通过BET估算的CO2吸附确定的材料纹理性质
| 样品 | BET (m2 g?1) | a | Vt (cc g?1) | Dv(r) (?) |
|------|-----------|-------|-----------|
| GO | 34.94 | 50.0 | 167.8 |
| PVP | 1.27 | 0.0 | 19.3 |
| PVP/4%GO | 10.96 | 20.0 | 38.49 |
| PMMA | 0.60 | 0.0 | 19.3 |
| PMMA/4%GO | 5.41 | 50.0 | 37.82 |
| PVA | 0.07 | 10.0 | 19.34 |
| PVA/4%GO | 1.90 | 70.0 | 21.2 |

图14. GO、PVP/4%GO、PVA/4%GO、PMMA和PVA/4%GO的CO2吸附等温线

CO2吸附等温线（图14）显示，GO、原始聚合物及其基于GO的复合材料之间的吸附能力存在显著差异。GO表现出最高的CO2吸附量，为4.5 mmol/g，这归因于其较大的比表面积和丰富的含氧官能团。将GO掺入聚合物基质显著提高了吸附能力，顺序为PVP/GO（1.8 mmol/g）> PMMA/GO（1.3 mmol/g）> PVA/GO（0.9 mmol/g）。这种改善是由于GO框架增加了表面极性和额外的吸附位点。相比之下，原始聚合物（PVP、PMMA和PVA）的CO2吸附量可以忽略不计（<0.2 mmol/g），这是由于它们密集的非晶结构以及有限的分子相互作用位点。GO具有高比表面积（34.945 m2/g）和显著的孔体积（0.016 cc/g），这些特性表明其具有高度多孔的层状结构。平均孔径为7.814 ?，表明以微孔和小中孔为主，有利于气体吸附。这些纹理性质证实，原始GO在所研究的样品中具有最高的比表面积和孔体积，使其适合用于气体吸附应用，包括CO2捕获，尤其适用于小分子气体。将GO掺入PMMA/4%GO复合材料后，观察到比表面积（5.415 m2/g）和孔体积（0.003 cc/g）显著降低，而平均孔径（7.823 ?）与原始GO相当。这表明聚合物可能部分阻塞了GO的孔结构或包裹了其表面，限制了分子的扩散路径。在PVP/4%GO复合材料中，观察到中等比表面积（10.962 m2/g），反映了GO层的表面覆盖度较低或分散更为均匀。平均孔径略微增加（8.498 ?），可能表明聚合物的插层作用较弱或在GO-聚合物界面处堆积较为松散，从而相对改善了孔隙率和气体渗透性。PVA/4%GO复合材料表现出最显著的纹理性质下降，比表面积（1.907 m2/g）和孔体积（0.001 cc/g）最低。这表明PVA可能完全包裹了GO，大大减少了可接触的表面积。有趣的是，平均孔径增加到11.213 ?，这可能是由于界面空隙的形成或聚合物链之间间距的增加，可能是由于PVA的膨胀或链的柔韧性所致。

这些发现表明，虽然原始GO具有优异的CO2吸附纹理特性，但当与聚合物（特别是PVA和PMMA）复合时，其性能会下降，这是由于孔堵塞和表面可接触性降低。GO相对于其复合材料的较高比表面积和孔隙率突显了优化GO与聚合物比例的重要性，以保持理想的吸附性能。增加复合材料中的GO含量可能是提高孔隙率和保持活性表面积的有效策略，这对于有效的CO2吸附至关重要。BET分析显示，随着比表面积和微孔体积的增加，CO2吸附能力可能会得到改善。

5.2 基于BET分析的GO基聚合物纳米复合材料的CO2吸附潜力评估
尽管FTIR光谱分析表明PVA/GO复合材料具有最广泛的氢键和与CO2的界面相互作用潜力，但实际CO2吸附的BET分析显示了不同的顺序：GO> PVP/GO> PMMA/GO> PVA/GO。这种差异可以通过考虑表面积、表面化学性质、孔隙可及性和官能团可用性的综合效应来解释。GO表现出最高的CO2吸附能力，这归因于其较大的表面积和丰富的含氧官能团（如?OH、?COOH、C═O和C–O–C），这些官能团促进了氢键、偶极-四极相互作用和π–π堆叠与CO2分子之间的相互作用。尽管纯PVP由于其非多孔性质几乎不吸附CO2，但PVP/GO复合材料的吸附能力显著增强。这表明GO通过其高可及表面积提供了主要的吸附框架，而PVP中吡咯烷酮环的极性酰胺（C═O）基团可能通过偶极-四极相互作用增强了CO的亲和力。因此，PVP/GO的改进性能源于GO的孔隙率和聚合物-CO相互作用的结合，这些相互作用在低压下增强了CO2的物理吸附。PMMA/GO的吸附能力降低是由于酯基（?COOCH3）提供的极性相互作用较弱，尽管其刚性结构有助于保持孔隙率。相比之下，尽管PVA/GO含有?OH基团，但由于强氢键作用，其吸附性能最低，导致界面堆积和孔堵塞，限制了CO2的扩散。因此，这种复合材料的二氧化碳捕获效率反映了化学亲和力与结构可及性之间的平衡，这种平衡受到基于氧化石墨烯（GO）的聚合物纳米复合材料界面相互作用的控制。基于这项研究，尽管聚醋酸乙烯（PVA）含有丰富的羟基（?OH），这些羟基能够形成氢键并与二氧化碳（CO2）相互作用，但PVA与GO之间的强分子间氢键导致界面紧密堆积。这种紧密的氢键网络形成了一个紧凑的基于GO的聚合物纳米复合材料界面，阻断了原本允许CO2分子扩散并吸附到GO表面的界面空隙。由于这种紧密堆积，尽管存在化学亲和力，可用于CO2吸附的物理空间减少了，这限制了聚合物链重新排列以容纳CO2分子的灵活性。相比之下，聚甲基丙烯酸甲酯（PMMA）和聚维酮（PVP）通过与GO的偶极-偶极或单点氢键相互作用，尤其是涉及羰基（carbonyl groups）的相互作用。这些相互作用较为稀疏，保持了更多孔隙、更不紧凑的界面，从而允许更高的气体渗透性和更长的扩散路径，即使化学亲和力稍弱，也增强了CO2的吸附能力。

根据文献，所合成复合材料的CO2吸附能力比之前报道的数据有了显著提升。PVA/GO复合材料的CO2吸附能力为0.9毫米摩尔/克（mmol/g），与三聚氰胺-间苯二酚-甲醛（MRF）/氧化石墨烯（GO）复合材料的0.742毫米摩尔/克（23）相比增加了0.158毫米摩尔/克，与CS-TPPS复合材料（0.9毫米摩尔/克）相当，并显著高于壳聚糖-GO复合材料（0.257毫米摩尔/克）（24）和纯壳聚糖（0.05毫米摩尔/克）以及纯TPPS（0.2毫米摩尔/克）（75）。相比之下，PVP/GO复合材料的吸附能力最高，达到了1.8毫米摩尔/克（与MRF/GO相比增加了1.058毫米摩尔/克），表明其CO2捕获性能可能优于之前报道的未添加氧化石墨烯的MRF树脂复合材料（0.19毫米摩尔/克）和添加了GO的MRF复合材料（0.742毫米摩尔/克）（23），这可能是由于PVP中极性酰胺官能团的存在增强了CO2与聚合物之间的相互作用。PMMA/GO复合材料也显示出了显著的CO2吸附能力，为1.3毫米摩尔/克（与MRF/GO相比增加了0.558毫米摩尔/克），超过了之前报道的壳聚糖和三聚氰胺基系统。这些发现表明，将GO掺入聚合物基质中通过增加表面积、微孔性和多种吸附机制（如π-π堆叠、氢键以及CO2分子与复合材料内官能团之间的偶极-四极相互作用）的协同效应，显著提高了CO2的吸附性能。

5.2.1. 等温线的相关性和亨利定律常数的评估
为了准确描述不同压力下的CO2吸附情况，实验等温线数据使用Excel和Toth吸附模型（迭代优化技术）进行了分析。Toth等温线定义为??(??)=????×????[1+(????)??]1/??，其中q(P)是在平衡压力下吸附的CO2量（毫米摩尔/克），qm是饱和装载参数（毫米摩尔/克），b是亲和常数参数（atm–1），t是异质性参数。在低压极限下，Toth等温线简化为亨利定律，得到KH = qm × b1/t；因此，异质性参数t不影响亨利常数，仅影响非常高压下的吸附行为。

鉴于Toth模型出色的拟合性能及其解释表面异质性的能力，它被选用于分析GO及其与PVP、PMMA和PVA复合材料的CO2吸附。初始参数估计基于之前的实验数据分布和已建立的文献建议（67,70?74）。表3的结果表明，Toth模型很好地拟合了实验CO2吸附数据，并且由于其在不同条件下的灵活性和更好的性能而显示出更高的准确性。Toth模型考虑了表面异质性，使其适用于基于石墨烯的纳米复合材料等材料。其适用性表明存在多层吸附现象。

表3. GO及其复合材料上CO2吸附的等温线参数和动力学速率常数
Toth参数 复合材料 T(°C) qm (mmol/g) b (k/Pa) t KH
GO 250 4.95 11.18 1.18
PVP/GO 250 1.57 7.68 11.15
PVP 251 1.93 0.54 11.04
PMMA/GO 250 1.29 9.43 11.13
PMMA 251 1.49 0.71 11.05
PVA/GO 250 2.24 4.91 11.08
PVA 250 0.95 1.12 11.06

Toth模型对GO基复合材料上CO2吸附的实验平衡数据提供了极好的拟合。在298.15 K时计算出的亨利定律常数分别为：GO为1.18，PVP/GO为1.15，PMMA/GO为1.13，PVA/GO为1.08。GO和PVP/GO的相对较高KH值表明CO2分子与吸附剂表面之间存在强相互作用，这可能是由于与表面官能团的π-π和偶极相互作用增强所致。PVA/GO和PMMA/GO的较低KH值可能归因于空间位阻或由于聚合物封装导致的活性位点可及性降低，或是表面极性减弱。总体而言，这些发现表明表面组成和聚合物相容性显著影响CO2的吸附亲和力。通过Toth模型准确估计KH为比较和优化选择性CO2捕获技术的纳米复合材料吸附剂提供了有价值的指标。

5.2.2. CO2吸附的朗缪尔等温线分析
为了评估GO及其复合材料上的CO2吸附机制，实验吸附数据使用朗缪尔等温线模型（迭代优化技术）进行了分析，该模型假设在均匀表面上发生单层吸附，且吸附分子之间没有相互作用。线性化的朗缪尔方程表示为：P是平衡压力，q是吸附容量，qm代表理论上的最大单层吸附容量，KL是与吸附剂对CO2的亲和力相关的朗缪尔吸附常数。通过绘制P/q与P的关系图获得朗缪尔图，并使用Excel从线性回归的斜率和截距计算出吸附参数。表4总结了所得到的朗缪尔参数。

表4. GO及其复合材料上CO2吸附的朗缪尔参数
朗缪尔参数 复合材料 T (°C) qm (mmol/g) KL
GO 25–12.86 –0.28 10.28
PVP/GO 25–2.00 –0.52 10.35
PVP 25–0.41 5–0.21 15.02
PMMA/GO 25–2.40 –0.38 4.06
PMMA 25–1.57 3.01 4.01
PVA/GO 25–2.06 –0.30 8.04
PVA 25–0.93 0.15 10.08

CO2吸附数据也使用朗缪尔等温线模型进行了拟合，以评估单层吸附的可能性。表4总结了GO及其复合材料的朗缪尔参数。拟合结果显示相关系数相对较低（R2 = 0.08–0.61），并且一些样本的最大吸附容量（qm）出现了非物理的负值。这些结果表明朗缪尔模型不能充分描述这些材料的CO2吸附行为。偏离朗缪尔行为可能是由于复合材料具有不同的官能团和界面区域，形成了具有不同能量的吸附位点，从而导致吸附过程更可能受到非均匀表面相互作用和多层吸附的影响（72,82）。

6. 结论
本研究系统地展示了基于GO的聚合物纳米复合材料作为高效且可调的二氧化碳（CO2）捕获吸附材料的潜力。由于其高比表面积、层状形态以及丰富的含氧官能团，GO在所有研究材料中表现出最高的CO2吸附能力。将GO掺入聚合物基质（聚醋酸乙烯（PVA）、聚甲基丙烯酸甲酯（PMMA）和聚维酮（PVP）中，显著提高了CO2的吸收量，证实了GO作为活性纳米填料的协同作用。使用UV-Vis光谱、FTIR、HRTEM和BET分析进行的全面结构和表面表征表明，GO-聚合物界面化学在控制吸附行为中起着决定性作用。UV-Vis光谱位移证实了在聚合物基质内的强电子相互作用和有效的GO分散，而FTIR分析确定了氢键、偶极-偶极和酸碱相互作用的存在，这些作用作为CO2吸附的活性位点。HRTEM和SAED分析进一步证实了GO在聚合物基质内的均匀分散和部分非晶化，这促进了有利于气体吸附的表面异质性。BET和CO2吸附等温线研究表明，虽然聚合物的掺入在一定程度上减少了GO的可用表面积（由于部分孔隙堵塞），但整体吸附性能强烈依赖于表面化学和孔隙可及性之间的平衡。在各种复合材料中，CO2吸附能力排序为：GO > PVP/GO > PMMA/GO > PVA/GO。

PVP/GO的优异性能（1.8毫米摩尔/克）归因于极性酰胺羰基的存在，这些羰基能够与CO2发生强偶极-四极相互作用，同时保持了相对开放的扩散路径。PMMA/GO表现出中等吸附能力，这是由于酯羰基与CO2之间的相互作用；而PVA/GO尽管含有丰富的羟基，但由于密集的氢键界面堆积限制了孔隙可及性和CO2扩散，因此吸附能力较低。使用Toth等温线进行的吸附建模对GO基聚合物纳米材料的实验数据提供了极好的拟合。计算出的亨利定律常数进一步强调了GO和PVP/GO对CO2的强亲和力，表明它们适用于低压CO2捕获应用。GO及其复合材料的吸附数据使用朗缪尔等温线模型进行了拟合。低相关系数和理论单层容量（qm）的负值表明朗缪尔模型不能充分描述这些材料的吸附行为。这种偏差表明吸附发生在具有不同吸附能量的非均匀表面上，可能涉及非理想的单层吸附机制而非均匀的单层吸附。

总体而言，这项工作明确了基于GO的聚合物纳米复合材料的结构-性质-性能关系，表明CO2吸附效率不仅受化学亲和力的影响，还受可及表面积和界面结构的影响。这些发现为设计机械稳定、化学可调且可扩展的纳米复合材料吸附剂提供了框架，使GO-聚合物系统成为下一代可持续CO2捕获技术的有希望的材料。