徐亚娟
,
廖功雄
,
金珂佳
,
顾铁生
,
蹇锡高
高分子材料科学与工程
采用热熔法制备了杂萘联苯聚醚砜酮(PPESK)/环氧树脂(E-51)共混物,利用差示扫描量热仪(DSC)对共混物的固化反应动力学进行了研究.借助Ozawa和Kissinger等方法确定了PPESK增韧E-51体系的固化动力学参数,包括反应的表观活化能E,指前因子A和反应级数n;结果表明,采用新型高性能热塑性树脂PPESK增韧环氧树脂不仅在工艺上具有可行性,而且PPESK的加入降低了固化反应的表观活化能,促进了固化反应的进行.
关键词:
杂萘联苯聚醚砜酮
,
环氧树脂
,
固化动力学
,
差示扫描量热仪
徐亚娟
,
周思凯
,
廖功雄
,
蹇锡高
高分子材料科学与工程
采用非等温差示扫描量热仪(DSC)对环氧树脂(E-51)/杂萘联苯聚芳醚酮(PPEK)共混物的固化过程进行研究.利用T-β外推法确定了固化工艺温度,并利用Kissinger和Crane法计算得到共混体系固化反应的表观活化能Ea、指前因子A、固化反应级数n等动力学参数.结果表明,PPEK的加入对环氧树脂的固化反应温度影响不大,但反应活化能有所升高,表明PPEK的加入阻碍了固化反应的进行.通过固化度与固化时间的关系曲线证明,PPEK的加入不改变环氧树脂的固化反应机理.
关键词:
杂萘联苯聚醚酮
,
环氧树脂
,
固化动力学
,
差示扫描量热仪
郑亮
,
廖功雄
,
徐亚娟
,
曲敏杰
,
蹇锡高
高分子材料科学与工程
以二氮杂萘联苯结构聚醚砜酮(PPESK)及其共混树脂为基体,E-玻璃纤维为增强体,通过溶液预浸,热压成型工艺制备单向复合材料.通过对共混树脂溶液黏度测试,复合材料样条三点弯曲、层问剪切试验,并借助SEM断面形貌分析,研究了聚醚酰亚胺(PEI)和聚醚矾(PES)的加入对PPESK复合材料力学性能以及受力破坏模式的影响.结果表明,PEI或PES的加入使复合材料的力学性能提高,复合材料受力破坏模式由脱粘破坏向树脂基体内部破坏转变.
关键词:
聚醚砜酮
,
玻璃纤维
,
共混
,
复合材料
,
力学性能
顾铁生
,
廖功雄
,
王锦艳
,
徐亚娟
,
蹇锡高
高分子材料科学与工程
在考察并优化不同基体树脂配方情况下,采用熔融混合的方式制备了不同含量的短切玻璃纤维增强二氮杂萘联幕聚芳醚砜(PPBES)/聚醚醚酮(PEEK)复合材料.并对复合材料不同温度下的力学性能进行了研究.玻璃纤维增强后,体系的拉伸强度大幅提高,其中30%玻璃纤维增强复合材料在150℃的拉伸强度稳定在91 MPa,具有优异的高温力学性能.扫描电子显微镜(SEM)照片表明复合材料中玻璃纤维和基体有较强的相互作用.
关键词:
聚芳醚砜
,
聚醚醚酮
,
玻璃纤维
,
复合材料
,
力学性能
冯学斌
,
廖功雄
,
董黎明
,
郑亮
,
徐亚娟
,
蹇锡高
高分子材料科学与工程
采用化学镀工艺在多壁碳纳米管表面包覆镍-磷合金,并将其与杂萘联苯聚醚砜酮(PPESK)混合制备吸波复合材料.通过扫描电镜、能量散射光谱对镀镍碳管的形貌和成分进行分析,反射率测试系统对复合材料在8 GHz～18 GHz频段的微波吸收特性进行表征.结果表明,在镀镍过程中使用超声振荡有利于得到均匀的镀层.当吸波样品平均厚度为0.97 mm,碳管含量为5 phr时,镀镍碳管/PPESK复合材料的最大吸收峰在10.9 GHz(RL=-27.5 dB),RL<-10 dB的频宽为4.0 GHz.随着填料含量增加,吸收峰往低频方向移动.
关键词:
碳纳米管
,
二氮杂萘酮
,
聚醚砜酮
,
微波吸收
张欣涛
,
廖功雄
,
董黎明
,
徐亚娟
,
冯学斌
,
蹇锡高
高分子材料科学与工程
采用双酚A型聚砜(PSF)作为共混改性剂来改善聚芳醚砜酮(PPESK)树脂的熔融加工性能,随着PSF组分的增加,PPESK/PSF共混物的熔融加工性得到显著提高.用差示扫描量热法(DSC)检测了共混物的玻璃化转变温度(Tg),并用扫描电镜(SEM)观察了共混物的形貌结构,结果表明PPESK/PSF共混物出现了两个Tg,且这两个Tg都介于纯聚合物的Tg之间,共混物断面形态比较均匀,两相界面比较模糊,表明共混物为部分相容体系.用万能试验机测试了其力学强度,随着PSF含量的增加,力学强度呈现下降的趋势,但在PSF含量低于40%(质量分数)时仍能保持较高强度.
关键词:
聚芳醚砜酮
,
聚砜
,
相容性
,
力学强度
张俊红
,
徐亚娟
,
黄伯云
,
贺跃辉
稀有金属材料与工程
采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了变形态Ti-48A1-2.3Cr-0.2Mo (at％)合金的超塑性变形力学行为,并根据计算得到的变形激活能,结合超塑性变形的流变曲线形态,对TiAl基合金的超塑性变形机理进行了分析.超塑性拉伸试验分别在800～900℃区间和950～1100℃区间和应变速率ε=1×10-3～5×10-5 s-1的条件下进行.结果表明,变形态TiAl基合金超塑性变形的应变-应力曲线上几乎没有稳态塑性流变阶段.在950～1100℃区间,加工硬化现象显著.当T＞1025℃或ε≤5×10-4 s-1时,应力-应变曲线呈典型的加工硬化形态,并且随着变形温度升高和应变速率降低,加工硬化阶段增长.原始组织中的高密度位错是引起加工硬化的原因.在800～900℃区间,应变速率敏感性因子m的最佳值在0.52～0.67之间,超塑性变形的表观激活能为Qapp=178 kJ/mol,晶界扩散是超塑性的速率控制机制.在950～1100℃区间,m的最佳值在0.63～0.77之间,超塑性变形的表观激活能值Qapp=290 kJ/mol,晶格扩散是超塑性变形的速率控制机制.
关键词:
TiAl基合金
,
超塑性
,
变形机制
