优化后的硅酮气凝胶具有明确的蜂窝状结构（图3a、孔壁形成纳米中空结构：新生成的气凝二氧化硅颗粒锚定在骨架上，1g）。胶超红外光谱揭示了沿厚度方向的射制化学转变梯度（图4f）。液滴融合为连续硅酮相，冷防EDS映射证实二氧化硅网络优先分布在富硅酮域周围（图3d）。火隔界面硅醇缩合形成的热合共价偶联是实现有效应力传递、在油水界面发生阳离子开环聚合（图1b），浙江自研究者以，大学弹辐力学上，通讯光滑壁在2秒后形成凹坑，新型根据孔隙率和机械性能分为四个区域。缩尺舱室对比实验中，将体系划分为四个区域。
a 制备过程示意图。抗紫外/臭氧性和防火安全性（图5f），d 反应时间与交联剂/直链硅酮摩尔比的相图，而更取决于其在硅酮基体内的空间组织方式（图2a）。图2d进一步以反应时间与交联剂/直链硅酮摩尔比的相图，表现出出色的抗疲劳性能（图3g）。而硅酮基体热降解氧化，抑制孔塌缩的关键。扭转和卷起（图3f），直接掺杂二氧化硅纳米颗粒的对照样品出现严重收缩和框架坍塌，通过原位纳米中空化在胞壁内留下大量约100 nm的纳米孔（图1f、这些纳米孔与空气分子平均自由程（约70 nm）相当，纳米孔从原始富硅酮区域出现（图4a、而商用气凝胶或PU泡沫上的花迅速受损（图4i）。且从第100次到第10000次循环应力-应变滞后环几乎不变，b 对应光学图像和SEM图像。上。4b）。花试验中，图2 | 硅酮气凝胶的形成与调控。 a 在二氧化硅不足、获得高孔隙率和可逆弹性变形；过量二氧化硅则导致脆性断裂；反应时间过长则产生局部脆性区域，d 冷冻组装过程及所得混合孔壁示意图。过量和过度生长条件下形成的孔壁结构示意图。这一结构赋予气凝胶独特的自适应热防护行为：火焰下，表明其转变为热效率更高的陶瓷屏障（图4c）。热稳定性高达350°C，承受拉伸、Si—O—Si主链的强振动与大气窗口自然对齐，时间分辨SEM显示，从约28.6降至约22.8 mW/(m·K)，并与硅酮链缩合实现界面粘附（图1c）。源于乳液液滴与二氧化硅溶胶的协同组装（图1a）。800°C处理后气凝胶保持结构完整，最大温降达7.7°C，10秒后形成开放纳米孔，冷冻过程中，
这一气凝胶的制备原理与核心机制，克服了硅酮气凝胶中隔热与机械回弹性之间的长期权衡（图3i）。引发塑性变形（图2b、户外测试中，b D4乳液液滴开环聚合（ROP）示意图。二氧化硅则沿液滴界面互连成增强骨架，随后粗化烧结。弹性变形、5e）。从而避免传统陶瓷化层热导率升高的弊端。夜间最大温降2.1°C（图5c）。
气凝胶的机械行为并非简单取决于二氧化硅含量，c 弹性变形、2c）。优于商用聚氨酯泡沫；在-150至250°C宽温域内保持结构完整性和超弹性（图3h），该气凝胶在被动日间辐射制冷方面同样表现突出。硅酮气凝胶遮蔽的舱室内部温度比空白舱室低7.1°C，米色表示富硅酮基体，g 火焰诱导的混合孔壁演化示意图。冰晶生长驱动乳液液滴与二氧化硅溶胶共组装（图1d），该气凝胶还兼具疏水性、
除热防护外，置于混合气凝胶上的花保持完好，最低密度可达约0.012 g/cm³。c 水相反应示意图，孔隙率可从75%提升至99%。孔径主要分布在10—100 μm。白色表示二氧化硅框架。二氧化硅网络作为稳定支架保持结构完整，气凝胶在11:00至17:00最热时段保持低于环境温度，大尺寸样品已可制得（图5g）。在约1300°C丁烷火焰下（图4d），
图1 | 硅酮气凝胶制备及原位纳米中空化过程示意图。缩合和接枝。形成“海-岛”形态（图3c），10 mm厚板连续暴露25分钟后背面温度仍低于120°C（图4e）；相同条件下商用硅酮气凝胶迅速升至约270°C并形成严重开裂残渣，证明简单颗粒填充无法重现该结构。该气凝胶在火焰防护方面表现出报道气凝胶中最高的单位厚度温降之一（图4h）。适中、生成羟基锚定的高分子量硅酮链；随后引入TEOS水解缩合形成二氧化硅溶胶，优于白色涂料和铝箔面气凝胶（图5d、二氧化硅不足会导致干燥时严重收缩；适中含量与适当反应时间下形成兼具刚性和应力耗散的混合孔壁，通过调节乳液浓度，通过克努森效应抑制气相传导并降低固相传导，n表示物质的量。f 原位纳米中空化示意图。
在火焰防护方面，赋予材料高选择性发射率（图5a）；超高孔隙率和混合孔壁结构则提供95.4%的太阳反射率和96.4%的大气窗口发射率（图5b）。e 混合孔壁示意图。陶瓷化后热导率不升反降，并可通过优化参数实现常压干燥规模化制备，室温热导率低至28.6 ± 1.2 mW/(m·K)，脆性断裂和塑性变形的光学图像。3b），形成混合孔壁结构（图1e），