介孔碳/聚酰亚胺杂化膜原位聚合法制备及其气体分离性能

通过原位聚合法分别将无序介孔碳（DOMC）、有序介孔碳（OMC）掺杂到聚酰亚胺（PI）中制备DOMC/PI、OMC/PI杂化膜。利用FTIR、TEM、SEM和XRD等分析表征两种介孔碳材料的结构及其掺杂对杂化膜形貌和结构的影响,结合CO₂和N₂的渗透实验考评杂化膜的气体渗透性能。DOMC、OMC均具有孔隙结构,且与CO₂分子之间存在相互作用,通过掺杂DOMC、OMC既能提高杂化膜的自由体积,又可促进杂化膜对CO₂的优先选择吸附。表现为掺杂DOMC、OMC可有效改善PI膜的CO₂、N₂渗透性能和CO₂/N₂渗透选择性。随掺杂量的增加,杂化膜的CO₂、N₂渗透性能和CO₂/N₂渗透选择性均先增大后减小。另外,相较于OMC,DOMC具有更多孔隙结构和更大的比表面积,使DOMC/PI杂化膜的CO₂、N₂渗透性能优于OMC/PI杂化膜,但两种杂化膜的CO₂/N₂渗透选择性相近。     

乳液涂敷制备硅橡胶富氧膜

实验制备了聚二甲基硅氧烷/聚砜（PDMS/PS）富氧膜,并考察其富氧性能,分别制备了溶剂型羟基硅橡胶富氧膜和乳液型羟基硅橡胶富氧膜,评价其渗透速率Q和分离系数α（O₂/N₂）,得出了二者在性能上的差异,发现溶剂型富氧膜渗透速率Q（O₂）是乳液型富氧膜Q（O₂）的3～4倍,而乳液型富氧膜的分离系数α（O₂/N₂）比溶剂型富氧膜略好,并且以水代替有机溶剂,采用硅橡胶水乳液作为涂敷材料进行乳液涂敷,制备的乳液型富氧膜相对于传统的溶剂型富氧膜,具有环保、安全和经济等特点.该方法制备的富氧膜同时也具有较好的富氧效果,其氧气渗透速率Q（O₂）在113 GPU左右,分离系数α（O₂/N₂）能达到2.0.     

BPDA-ODA型聚酰亚胺基沸石杂化炭膜的制备及气体分离性能

以BPDA-ODA型聚酰亚胺为前躯体,沸石为掺杂剂,通过成膜和炭化等过程制备了杂化炭膜.分别采用热失重、X射线衍射、扫描电子显微镜及渗透技术研究了前躯体热稳定性,炭膜微观结构、形貌及气体分离性能.考察了ZSM-5与5A两种沸石含量、炭化温度、渗透温度及渗透压力等因素对炭膜气体分离性能的影响.结果表明:H₂、CO₂、O₂和N₂ 4种气体主要以分子筛分机理渗透通过炭膜,实现选择性分离.在650℃炭化温度下得到杂化炭膜随沸石含量提高,气体渗透性与选择性均略降低;5A杂化炭膜的渗透性与选择性都显著高于ZSM—5杂化炭膜;随渗透压力提高,杂化炭膜的气体渗透性与选择性升高.当炭化温度从650℃升高到750℃时,杂化炭膜的渗透性降低.     

原位氨基化氧化石墨烯/聚酰亚胺复合材料的制备及性能

以1,4-双（4-氨基-2-三氟甲基苯氧基）苯（6FAPB）和3,3',4,4'-二苯醚四酸二酐（ODPA）为合成聚酰亚胺（PI）的单体,首先采用原位氨基化方法使氧化石墨烯（GO）与6FAPB反应转变为原位氨基化GO,再与ODPA和剩余的6FAPB发生聚合反应得到原位氨基化GO/聚酰胺酸（PAA）溶液。涂膜后,经热酰亚胺化制备出GO质量分数分别为0.05wt%、0.1wt%、0.3wt%、0.5wt%和1.0wt%的原位氨基化GO/PI复合材料膜。利用FTIR、XPS、XRD、UV-vis、TGA、TMA、SEM、拉伸性能测试及接触角测试对原位氨基化GO/PI复合材料的结构和性能进行表征。结果表明,原位氨基化使GO以化学键与PI大分子链连接,有利于GO在复合材料基体中的稳定和均匀分散。XRD结果表明,所得到的原位氨基化GO/PI复合材料膜均为无定型结构。随GO质量分数增加,原位氨基化GO/PI复合材料薄膜的光学透明性急剧降低,但力学性能和热稳定性有一定提高。当GO的质量分数为1.0wt%时,原位氨基化GO/PI复合材料的拉伸强度由64 MPa增加到83 MPa,杨氏模量由1.67 GPa提高到2.10 GPa,10%热失重温度由593℃增加到597℃,玻璃化转变温度变化不大。由于热酰亚胺化后GO表面的大部分含氧官能团消失,原位氨基化GO/PI复合材料膜的吸水率由0.86%降低至0.58%,水接触角由72.5°增加到77.8°。     

聚酯基炭分子筛复合膜的制备及气体分离性能研究

以双酚A（BPA）和均苯三甲酰氯（TMC）为单体通过界面聚合的方法在卷式炭膜上合成聚酯,制备了聚酯基炭分子筛复合气体分离膜,考察了界面聚合工艺条件如界面聚合反应时间、有机相及水相单体浓度、热处理时间、不同有机相溶剂及聚合反应次数对复合膜气体分离性能的影响,确定了最佳制备工艺条件.并通过热重（TG）、红外光谱（IR）及扫描电子显微镜（SEM）分析手段对复合膜的热稳定性、分离层的化学结构和表面形貌进行表征与分析.以最佳工艺条件下界面合成制备的聚酯膜经炭化制备了聚酯基复合炭膜,并测试其气体渗透性能,研究表明,在最佳工艺条件下制备的聚合物复合膜,其O₂和N₂的渗透通量分别为6.59×10^-10mol/（m²·s·Pa）和2.92×10^-10mol/（m²·s·Pa）,O₂/N₂的分离系数为2.25;炭化后制备的复合炭膜其O₂和N₂的渗透通量分别增加为3.71×10^-9mol/（m²·s·Pa）和1.19×10^-9mol/（m²·s·Pa）,O₂/N₂的分离系数则提高到3.1 2.     

SiO2中空微球改性含硅芳炔树脂及其复合材料的结构与性能

采用SiO₂中空微球对含硅芳炔树脂（PSAC）进行改性,制备了SiO₂/PSAC复合材料,以改善PSAC固化后质脆的缺点,提高PSAC基复合材料的力学性能,拓展PSAC在航空航天领域的应用。对SiO₂/PSAC复合材料和石英纤维布增强SiO₂/PSAC（QF-SiO₂/PSAC）复合材料的结构与性能进行了研究,采用SEM分析SiO₂/PSAC树脂浇铸体和QF-SiO₂/PSAC复合材料断面微观结构,并分析SiO₂的增韧机制。采用DMA和TGA分析了SiO₂/PSAC复合材料耐热性能和热稳定性,虽然SiO₂会导致树脂耐热性能略有下降,但其中空结构使树脂具有优异介电性能。当SiO₂的添加量达2wt%时,SiO₂/PSAC树脂浇铸体弯曲强度达22.3 MPa,失重5%温度为551℃,1 000℃残留率为86.5%;QF-2SiO₂/PSAC复合材料的弯曲强度为298.3 MPa,弯曲模量达31.0 GPa,分别提高了27.5%、59.0%;当SiO₂添加量为5wt%时,QF-5SiO₂/PSAC复合材料的剪切强度提高了16.0%。      

功能化石墨烯-SiO2协同增强增韧聚丙烯复合材料的制备与性能

先采用溶胶-凝胶法制备了氧化石墨烯（GO）-SiO₂杂化材料,再与聚丙烯（PP）进行熔融共混制备了GO-SiO₂/PP复合材料。分别采用FTIR、XRD、XPS、DSC、SEM、动态热机械分析（DMA）、拉伸及冲击等测试手段对填料及GO-SiO₂/PP复合材料的结构与性能进行了表征。FTIR和XPS分析表明,GO已经成功获得功能化。力学性能测试结果证实,GO-SiO₂对PP基体具有良好的强韧化协同改性作用,且优于SiO₂/PP及GO/PP复合材料体系。固定GO-SiO₂中GO与SiO₂的质量比为1∶1,当填料GO-SiO₂的质量分数为0.1wt%时,GO-SiO₂/PP复合材料的拉伸强度和冲击强度分别为38.9 MPa和7.6 kJ/m²,与纯PP基体相比分别提高了29.4%和66.3%。DSC测试表明,GO-SiO₂/PP复合材料中PP的熔融温度和结晶温度分别为167.4℃和111.7℃,与纯PP相比分别提高了4.7℃和5.2℃。DMA测试表明,GO-SiO₂的加入使GO-SiO₂/PP复合材料的储能模量增大,损耗模量峰向更高温度移动。SEM观察表明,当加入少量的GO-SiO₂时,填料能均匀的分散在基体中,但GO-SiO₂过多时,则容易形成团聚。     

表面改性纳米SiO2增强木质纤维/聚氯乙烯复合材料性能

SiO₂粒子经偶联剂γ-氨丙基三乙氧基硅烷（KH550）表面改性后,与木质纤维、聚氯乙烯（PVC）及其它助剂通过熔融混炼制备改性SiO₂-木质纤维/PVC复合材料,用FTIR、SEM和同步热分析仪（STA）对SiO₂粒子和SiO₂-木质纤维/PVC复合材料的结构与性能进行测试与表征。FTIR分析表明,SiO₂粒子表面接枝了KH550的特征官能团,KH550成功地接枝到SiO₂粒子表面;SEM分析表明,改性纳米SiO₂粒子能在木质纤维/PVC复合材料中均匀分散,其粒径在100 nm左右;添加改性的SiO₂粒子后,木质纤维和PVC结合更加紧密,孔洞间隙减少。纳米SiO₂质量分别占木质纤维质量的10%、8%和10%时,SiO₂-木质纤维/PVC复合材料的弹性模量、拉伸强度、冲击强度分别达到最优值4.66 GPa、31.12 MPa和4.11 kJ/m²,与未添加SiO₂的复合材料相比分别提高了50.29%、28.91%和16.65%。     

稀土氧化物(La2O3或CeO2)对搅拌摩擦加工制备Ni/Al复合材料组织和性能的影响

采用搅拌摩擦加工（FSP）的方法制备Ni/Al复合材料,并在此基础上添加不同种类稀土氧化物（La₂O₃或CeO₂）,通过SEM、EDS、XRD、电子探针（EPMA）和室温拉伸试验研究稀土氧化物对FSP制备Ni/Al复合材料组织和性能的影响。结果表明：Ni/Al复合材料复合区有较明显的Ni粉团聚物存在,Ni-La₂O₃/Al、Ni-CeO₂/Al复合材料中Ni粉团聚物数量减少,尺寸减小。La₂O₃和CeO₂均对Al-Ni原位反应有较大影响,能够促进Al-Ni原位反应的进行,生成更多增强相。Ni-CeO₂/Al复合材料与Ni-La₂O₃/Al复合材料相比,复合区组织更加均匀,增强颗粒Al₃Ni含量更多。La₂O₃和CeO₂均能显著提高FSP制备Ni/Al原位复合材料的抗拉强度。Ni-La₂O₃/Al复合材料的抗拉强度达到221 MPa,Ni-CeO₂/Al复合材料的抗拉强度达到238 MPa,两者相比于Ni/Al的复合材料抗拉强度（166 MPa）分别提高了33.1%和43.4%。     

球磨共混制备优异抗原子氧性能的氧化石墨烯/聚酰亚胺复合薄膜

通过简单的机械共混（球磨共混）和高温压制的方法,制备了一系列具有良好抗原子氧（AO）性能的氧化石墨烯/聚酰亚胺（GO/PI）复合薄膜。微量（0.5wt%） GO的引入可使GO/PI复合薄膜的抗AO性能提高17.9%。同时,含0.5wt% GO的GO/PI复合薄膜也表现出良好的热稳定性能和力学性能。热重分析表明,含0.5wt% GO的GO/PI复合薄膜在质量损失为5%时的温度（T_d5）为519.4℃,比纯PI薄膜高14.7℃;拉伸强度为111.9 MPa,杨氏模量为2.1 GPa,与纯PI薄膜相比,分别提高了4.3 MPa和0.1 GPa。与传统的原位聚合法相比,机械共混-高温压制的方式更易于操作和控制,使具有优异综合性能的GO/PI复合薄膜的大规模量产成为可能。     

活性炭/高密度聚乙烯复合材料的力学性能

以稻壳为原料,以H₃PO₄、KOH、ZnCl₂为活化剂在600℃条件下制备三种活性炭,以生物炭、三种活性炭为填料填充高密度聚乙烯(HDPE)制备生物炭/HDPE复合材料和活性炭/HDPE复合材料,并对其力学性能进行测试和分析。结果表明,活性炭比生物炭具有更高的比表面积和发达的孔隙结构,其中经H₃PO₄活化制备的活性炭比表面积最高,为714.27 m2/g;活性炭/HDPE复合材料比生物炭/HDPE复合材料具有更佳的力学性能,相对于其他材料而言,经H₃PO₄活化制备的活性炭/HDPE复合材料具有较佳的弯曲性能、拉伸性能、刚性、弹性、抗蠕变性能及抗应力松弛能力,其弯曲强度、弯曲模量、拉伸强度、拉伸模量分别为38.66 MPa、2.46 GPa、32.17 MPa、1.95 GPa。本研究可为活性炭的材料化利用提供有益的借鉴经验。      

氧化石墨烯/聚氨酯杂化膜的原位聚合构建及气体渗透性

采用Hummers法制备了3种不同氧化程度的氧化石墨烯(GO),通过聚氨酯(PU)单体(4,4’-二异氰酸苯酯(MDI)和1,4-丁二醇(BDO))与GO的原位聚合构建了GO/PU杂化膜。利用XRD、Raman、FTIR和TEM等表征了GO的结构;探讨了GO填充量对GO/PU杂化膜的形貌和CO2、N2渗透性的影响。结果表明:3种不同氧化程度的GO均呈完全剥离状态,为半透明片状结构;随着氧化程度的增加,拉曼D峰与G峰的相对强度比分别为0.947、1.103和1.245;GO的氧化程度对GO在溶剂和杂化膜中的分散性有较大影响,氧化程度越高,分散性越好。GO/PU杂化膜的CO2、N2渗透系数及CO2/N2渗透选择因子均随GO填充量的增加先增大后减小;当中等氧化程度的GO(M-GO)与(MDI+BDO)的质量比为1.0%时,M-GO/PU杂化膜的CO2渗透系数为63.6×10-13 cm3(STP)/(cm·Pa·s),其中STP表示标准温度及压力,CO2/N2渗透选择因子可达48.5;填充适量的GO能显著提高GO/PU杂化膜的CO2渗透性及CO2/N2渗透选择性。     

ZIF-67@PDA/含氟聚酰亚胺混合基质膜的制备及其气体分离性能

金属有机框架材料(MOF)/聚合物混合基质膜(MMMs)通过结合MOF的分子筛效应和聚合物基质成本较低、加工性能好、机械强度高的特征,使其在气体分离领域展现出巨大的应用前景。然而由于MOF在聚合物基体中存在分散性差问题,极大地限制了其应用。采用溶剂热法合成金属框架材料ZIF-67,并通过溶液氧化法在ZIF-67表面修饰聚多巴胺(PDA)层制备ZIF-67@PDA纳米多孔材料。以4,4’-二氨基二苯醚-2,2’-双(3,4-二羧酸)六氟丙烷二酐(ODA-6 FDA)型含氟聚酰亚胺(FPI)为基体、ZIF-67和ZIF-67@PDA为填料,制备不同质量分数的ZIF-67/FPI和ZIF-67@PDA/FPI。通过FTIR、WAXD、TGA、SEM、比表面和孔径分布分析仪、气体渗透仪等测试对MMMs的结构和性能进行表征并测试了N₂、O₂、CO₂、He 4种气体的渗透性。结果表明：经聚多巴胺修饰后的纳米微孔材料ZIF-67在聚合物基体中能均匀分散并为气体分子的通过提供快速通道,且表现出良好的热稳定性。ZIF-67@PDA对CO<...     

新型Ti_3AlC_2-Al_2O_3/TiAl_3复合材料的组织结构与性能

利用Al-TiO2-TiC体系,通过机械球磨和反应热压制备出Ti3AlC2与Al2O3两相原位内生成增强TiAl3金属基复合材料。借助DSC、XRD、SEM和TEM研究了复合材料的反应机制、显微组织、力学性能及抗氧化性能。结果表明,球磨50h后的复合粉末经1 250℃/50 MPa保温10min烧结后可得到组织均匀细小且致密的Ti3AlC2-Al2O3/TiAl3复合材料,其密度、维氏硬度、室温三点弯曲强度、断裂韧性及压缩强度分别为3.8g/cm3、8.4GPa、658.9 MPa、7.9 MPa·m1/2和1 742.0 MPa,1 000℃的高温压缩强度为604.1 MPa。Ti3AlC2-Al2O3/TiAl3复合材料的增韧机制主要包括Ti3AlC2和Al2O3颗粒的剥离、Ti3AlC2相导致的裂纹偏转和桥接以及Ti3AlC2颗粒的变形及层裂。Ti3AlC2-Al2O3/TiAl3复合材料在700~1 000℃温度区间内生成的氧化层虽不致密,但仍表现出优异的抗高温循环氧化性能。     

成形压力对SiC/TiB2复合材料组织与性能的影响

基于熔融Si浸渗法制备出较致密的SiC/TiB₂复合材料, 并研究了坯体成形压力对SiC/TiB₂复合材料致密度、相组成、显微组织和力学性能的影响。实验结果表明, 复合材料由TiB₂、SiC和Si相组成。SiC/TiB₂复合材料的显微组织特征为: TiB₂相和SiC相均匀分布, 游离Si填充在TiB₂相和SiC相的空隙处, 且形成了连续相。随成形压力的增大, 复合材料中游离Si含量降低, TiB₂颗粒尺寸减小, 复合材料的力学性能先增加后降低。坯体最佳成形压力为200 MPa, 对应SiC/TiB₂复合材料的体积密度、开口气孔率、抗弯强度、断裂韧性和维氏硬度分别为3.63 g/cm³、0.90%、(354±16) MPa、(6.8±0.2) MPa·m^1/2和(21.0±1.1) GPa。     

耐高温碳纤维/双马来酰亚胺树脂复合材料制备及性能

采用前原位聚合的热塑性聚酰亚胺(PI)改性4,4′-二氨基二苯甲烷双马来酰亚胺(BDM)/4,4′-邻二烯丙基双酚A(DABPA)树脂体系,制备了一种耐高温的改性双马来酰亚胺(BDPI)树脂,研究了BDPI树脂的微观形貌和耐热性能;通过前原位自增强技术制备了T800H碳纤维/BDPI预浸料,通过SEM研究了T800H/BDPI预浸料表面形貌,评价了T800H/BDPI复合材料高低温力学性能和断面微观形貌。结果表明:BDPI树脂满足预浸料加工工艺要求,BDM微米颗粒均匀铺覆于T800H/BDPI预浸料表面,粒径分布为30~70 μm,BDPI树脂固化物的玻璃化转变温度(T_g)为367℃,5%热失重温度(T_d5)为452℃;T800H/BDPI单向复合材料0°拉伸强度、0°拉伸模量和层间剪切强度分别为2 440 MPa、148 GPa和107 MPa,280℃其力学性能保持率分别为66.4%、87.2%和44.1%。      

碳纤维增强双马来酰亚胺树脂预浸料铺覆黏性及其储存老化行为

将碳纤维增强双马来酰亚胺树脂预浸料CCM40J/HT-280分别置于4种储存环境（真空、N₂、O₂、空气）进行室温老化实验,研究了预浸料铺覆黏性与储存环境和老化时间的关系,对不同环境下黏性失效前后的样品进行了DSC、流变、红外光谱分析。针对不同黏性级别的预浸料,采用热压罐成型工艺制备了复合材料层合板,对层合板内部成型质量及复合材料力学性能进行了研究。结果表明,真空和N₂环境储存下的CCM40J/HT-280预浸料黏性失效周期相比于O₂与空气中的样品延长约40%。DSC和流变测试结果表明,老化后树脂的交联程度大于新鲜树脂,树脂最低黏度也显著增大,O₂环境下的样品表现的更为明显;对红外光谱特征峰分析表明,O₂环境储存条件下树脂交联反应程度高于真空环境,说明O₂对双马来酰亚胺树脂室温下的老化具有促进作用。黏性失效的预浸料制备的CCM40J/HT-280复合材料内部多为层间或层内的密集孔隙,其弯曲强度下降约13.0%、弯曲模量下降约6.5%,层间剪切强度下降约10.7%。