POE-g-MAH 对PA66 共混体系性能的影响

讨论了POE-g-MAH含量、MAH接枝率对PA66/POE/POE-g-MAH共混物性能的影响.当POE-g-MAH含量为10wt％～15wt％时,PA66/POE-g-MAH共混物发生脆-韧转变;随POE-g-MAH含量增加,共混物的缺口冲击强度、断裂伸长率显著增大,拉伸强度、弯曲强度、弯曲模量、熔体流动速率、吸水率均明显下降.当POE-g-MAH接枝率为0.05wt％～0.2wt％时,PA66/POE/POE-g-MAH共混物发生脆-韧转变;随POE-g-MAH接枝率增加,共混物的缺口冲击强度、断裂伸长率增大,拉伸强度、弯曲强度、弯曲模量、吸水率变化不大,熔体流动速率下降.SEM照片和Molau实验表明,POE-g-MAH对PA66具有显著的增容增韧效果.     

PAEK/BMI共混体系分相机理及其层状体系相形态的初步研究

采用原子力显微镜研究了PAEK/双马来酰亚胺共混体系的分相机理和层状体系固化后的相形态结构.通过AFM可以清楚地观察到,PAEK含量较低时,分相机理是成核-增长机理(Nucleation and Growth mechanism,简称NG),形成典型的海岛分相结构;随着PAEK含量的增加,分相机理变成旋节线相分离机理(Spinodal Decomposition,简称SD),形成了典型的双连续结构,随着PAEK的含量进一步增大,形成典型的相反转结构,SEM观察证实了AFM观察的相分离机理.同时共混物的冲击强度在PAEK含量为20phr时出现了一个峰值,此时共混体系的冲击强度提高了近2倍.通过SEM研究PAEK/双马来酰亚胺层状体系,发现PAEK膜与BMI相互接触的区域,由于相互扩散出现了类似共混体系的相形态结构,其中由于BMI的扩散能力较PAEK较强,发现在PAEK相出现大量BMI颗粒,这种结构对于提高双马来酰亚胺树脂的韧性非常有利,通过研究PAEK/双马来酰亚胺共混体系的分相机理及其层状结构的相形态结构,从而为PAEK膜"离位"增韧BMI树脂基复合材料打下基础.     

EOC-g-MAH 共混增韧PLA/ HGB 复合材料的结构及性能

采用熔融共混和模压成型工艺制备了马来酸酐接枝聚烯烃弹性体(EOC-g-MAH)共混增韧聚乳

酸/ 中空玻璃微珠(PLA/ HGB)复合材料,考察了EOC-g-MAH 的质量分数对复合材料的微观结构、力学性能

和热稳定性的影响。结果表明,EOC-g-MAH 的引入促进了基体对HGB 的表面润湿,显著增强了两者的界面

结合。随EOC-g-MAH 的含量增加,PLA/ HGB 复合材料的拉伸强度先上升后降低,并在含量为3% 时达到最

大值,较未改性体系提高了14. 23%,而弹性模量持续下降。在0 ~9%内,PLA/ HGB 复合材料的冲击韧性先急

剧上升而后趋缓,当EOC-g-MAH 的添加量为7%时,即可使增韧体系的冲击韧性提高近40%,表明EOC-g-

MAH 更有利于提高PLA/ HGB 复合材料的抗冲击性能。EOC-g-MAH 的引入使复合体系的热分解过程由一阶

失重转变为两阶失重,但对热分解温度几乎没有影响。

     

聚醚酰亚胺对T700/环氧复合材料的增韧技术

采用聚醚酰亚胺(PEI)对T700/环氧复合材料进行增韧改性。实验结果表明,PEI改性后环氧树脂复合材料的韧性得到显著提高,力学性能和Tg都稍有下降;在强度满足要求的前提下,PEI含量在20wt%时,所得复合材料的韧性最好,GIC达到593.6 J/m2。     

环氧/聚砜共混体系粘弹特征研究

采用 DMA,TBA和动态粘弹谱仪等试验手段研究了聚砜增韧环氧 -双氰双胺共混体系的粘弹性,实验中用斜削双悬臂梁 ( TDCB)试样测定共混体系断裂韧性 GIC,并阐述两者的相互关系,试验结果表明 :环氧 /聚砜体系形成的韧性聚砜连续相以网膜包覆环氧固化球粒的“网膜 -球粒”结构,是使体系具有特殊的粘弹性特征的原因,并最终获得高韧性和良好的综合性能     

分子间作用改善分子复合材料相容性

用共溶剂法制备了热致液晶聚酰胺/尼龙66分子复合材料.用DSC、FTIR、POM和SEM对复合材料的相容性进行了综合研究.DSC研究表明,不同组成共混物的熔点和结晶度均发生明显下降,当液晶含量达到50%时,共混物出现超分子液晶态,体系具有明显的相容特征;FTIR结果证实了聚酰胺液晶与尼龙66分子间氢键作用的存在;POM和SEM研究表明,由于分子间相互作用而使共混物成为共连续微结构,没有出现相分离.     

双酚A型氰酸酯/端羧基丁腈橡胶共混物的制备工艺和性能

采用液体端羧基丁腈橡胶(CTBN)与氰酸酯树脂(BCE)共混以改善氰酸酯树脂的韧性,利用凝胶时间法、示差扫描量热法(DSC)和傅立叶红外光谱法(FTIR)确定BCE/CTBN的固化工艺,通过透射电子显微镜对微相结构进行了分析,研究了不同制备工艺对改性后树脂体系微相结构和力学性能的影响规律。结果表明,分别采用固化前对BEC/CTBN施加高速剪切力和预聚氰酸酯的方法可有效解决CTBN增韧BCE树脂中存在的宏观相分离问题;施加高速剪切力后,体系(每100份BCE中含10份CTBN)冲击韧性可达到14.4kJ·m^-2,比改性前(冲击韧性为6.0kJ·m^-2)提高了140%;预聚氰酸酯后,体系冲击韧性可达到12.1kJ·m^-2,比改性前提高了102%。研究还发现,工艺改进后,共混体系中以分散相存在的CTBN粒子形成胞状结构,这些含有包埋物的胞状CTBN颗粒有利于提高BCE树脂基体的韧性和强度。     

PP/PET/EPDM-g-GMA合金ESEM形貌和力学性能的研究

在聚丙烯(PP)中加入10%～40%质量份数的聚对苯二甲酸乙二脂(PET)、反应增容剂三元乙丙橡胶接枝甲基丙烯酸缩水甘油酯(EPDM-g-GMA)及成核剂对PP进行共混改性。首次对PP/PET、PP/PET/EPDM-g-GMA合金形貌进行定量分析,并通过图像处理软件求得共混物分散相平均弦长L1、连续相平均弦长L2、分散相投影面直径平均值dp、分散相粒径分布宽度σ等结构信息。扫描电镜照片和定量数据表明:PP/PET是典型的不相容体系,加入EPDM-g-GMA后,两相相容性提高,进一步加入成核剂苯甲酸钠后,分散相尺寸更小粒径分布更均匀。力学性能分析表明:PP/PET体系的缺口冲击强度随PET含量的增加而下降,加入的EPDM-g-GMA起到反应增容和橡胶增韧的协同效使韧性提高,进一步加入的成核剂苯甲酸钠有利于增韧。PP/PET体系的杨氏模量高于PP,加入EPDM-g-GMA后杨氏模量变化不大,进一步加入苯甲酸钠后杨氏模量提高。PP/PET的拉伸强度随PET含量的增加而下降,加入EPDM-g-GMA后与未增容体系基本一致,进一步加入苯甲酸钠后,拉伸强度有所提高但低于PP。反应增容体系的断裂伸长率大于未增容体系但远低于PP。     

T800/5228A 复合材料层间增韧改性

针对T800/5228A复合材料体系,采用改性聚芳醚酮(PAEK)增韧膜进行层间韧化,设计T800/5228E材料体系。冷场发射扫描电镜显示,T800/5228E层间具有富5228A/富PAEK双连续相结构。张开(Ⅰ)型与剪切(Ⅱ)型韧性试验表明,相比于T800/522A,T800/5228E的GIC与GIIC数值分别提高了68.01%与30.97%,破坏断面显示"钉铆"效应,大量微裂纹以及富PAEK相塑性变形可能主导了上述增韧效果,而张开(Ⅰ)型相比于剪切(Ⅱ)型破坏模式更有利于提供富PAEK组分塑性变形空间则可能是GIC改善效果更佳的缘由。     

热固性聚酰亚胺树脂基复合材料的增韧改性研究进展

热固性聚酰亚胺是目前有机材料体系中耐热性能最为优异的材料之一,以其制备的纤维增强复合材料在航空航天领域获得了大量的应用。但韧性性能不足限制了其在多个领域的进一步应用,因此高韧性聚酰亚胺复合材料逐渐成为近年来研究的热点。综述了热固性聚酰亚胺树脂基复合材料增韧改性方法的研究现状与发展趋势,涉及基于分子主链结构的增韧改性方法、热塑性聚合物共混增韧热固性聚酰亚胺、热塑性聚合物层间增韧改性聚酰亚胺复合材料等一系列方法。     

聚合物体系脆韧转变的逾渗分析

简要介绍了逾渗理论，综述了脆韧转变逾渗分析模型的建立及其在国内的发展。介绍了这一理论在高聚物的共混改性增韧、纳米粒子增韧等方面的应用。     

Effects of Nb Content on Yield Strength of NiTiNb Alloys in Martensite State

Two near single-phase NiTiNb alloys—Ni₅₀Ti₄₈Nb₂ and Ni_49.5Ti_46.5Nb₄—are prepared and studied by means of scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectroscopy (EDS), differential scanning calorimetry (DSC) and tensile tests in order to unearth the effects of Nb-atom solid solution in NiTi phase on the yield strength induced by self-accommodation of martensite variants. The results show that the yield strength of near single-phase NiTiNb alloys varies inversely with the amount of Nb-atoms solid-dissolved in NiTi phase. From the results out of the prior and current studies, it can be surmised that the effects of Nb content on the yield strength of NiTiNb alloys in martensite state depend on the coaction. Nb solid solution weakening mechanism and β-Nb phase composite strengthening mechanism. This inference might be a satisfactory explanation to the fact that the yield strength of (NiTi)_50–0.5xNb_x alloys in martensite state begins with decline and then rises when the Nb content increases.     

Cu含量对2219铝合金锻件及其焊接接头组织与性能的影响

采用力学拉伸实验、焊接实验、电化学阻抗谱(EIS)、循环阳极极化曲线(Tafel)以及金相和扫描电镜(SEM)等分析测试方法,研究Cu含量对2219铝合金锻件组织与性能的影响。结果表明:降低Cu含量,有利于减少2219铝合金基体内的残余结晶相,并有效抑制在合金焊接过程中粗大Al_2Cu相的析出,使基材和焊件的伸长率显著提高,强度略有下降;Cu在铝基体中形成Al_2Cu相诱导合金发生局部腐蚀,使材料的耐腐蚀性能变差,降低Cu含量能够减小合金的腐蚀倾向,改善合金的耐腐蚀性能。     

聚醚砜改性Cf / BMI 复合材料的制备与性能

基于“离位”增韧技术,将“离位”增韧剂聚醚砜(PES)均匀地附载在碳纤维织物上,采用RTM 工 艺制备了Cf / BMI 复合材料(U3160/6421),通过低速冲击、DMA、SEM 和基本力学性能测试分析,研究了PES 对U3160/6421 复合材料性能的影响。结果表明,采用PES 附载的ES-Fabric 织物制备的复合材料具有良好的 增韧效果,其CAI 值提高了85%。由于PES 的加入,在复合材料层间出现了PES 和树脂BMI6421 的相反转结 构,改善了复合材料的损伤阻抗,提高了复合材料的损伤容限,并且“离位”层间增韧对复合材料的力学性能影 响不大。     

PIP工艺制备SiC晶须增强SiCf/SiC复合材料的性能

以不同界面层厚度的SiC纤维为增强相,采用先驱体浸渍裂解工艺(PIP)制备SiC_f(PyC)/SiC复合材料,并在复合材料基体中引入SiC晶须,对其性能进行研究。结果表明:热解碳(PyC)界面层厚度约为230 nm时,SiC纤维拔出明显,SiC_f/SiC复合材料拉伸强度、弯曲强度和断裂韧度分别达到192.3 MPa、446.9 MPa和11.4 MPa?m^1/2;在SiC_f/SiC复合材料基体中引入SiC晶须后,晶须的拔出、桥连及裂纹偏转等增韧机制增加了裂纹在基体中传递时的能量消耗,使复合材料的断裂韧度和弯曲强度分别提高了22.9%和9.1%。     

不同介孔结构的SiO2 对PMMA 性能的影响

分别采用二维六方孔结构SiO2(SBA-15) 和蠕虫状孔结构SiO2(MSU-J) 与MMA 原位聚合制备

介孔SiO2 / PMMA 杂化材料。采用XRD、N2 吸附-脱附、SEM、DSC 和TGA 等方法研究了材料的微观结构、力学

性能、热性能和介电性能。结果表明:介孔SiO2 对PMMA 有增强增韧作用,同时也有利于杂化材料热性能和介

电性能的提高。杂化材料的热稳定性和耐热性均高于PMMA,含4wt% 的SBA-15/ PMMA 和7wt% 的MSU-J/

PMMA 杂化材料的介电常数由2. 91 分别降至最低2. 73 和2. 64。

     

Al_2O_3-ZrO_2-SiC_W陶瓷复合材料的显微结构和力学性能

通过XRD、SEM、TEM及EPMA技术研究了Al_2O_3-25vol％ZrO_3(2mol％Y_3O_3)-25vol％SiCw(AZS)三元陶瓷复合材料的显微组织和力学性能。试验结果表明,该材料具有较好的强度和韧性配合,ZrO_2与SiC晶须同时起增韧作用。此外,SiC晶须以及弥散分布在Al_2O_3基体中的ZrO_2粒子也提高了该材料的断裂强度。室温下测得该材料的压痕断裂韧性为10.8MPam~(1/2),抗弯强度为676MPa。