Page 55 - 《精细化工》2022年第12期

第 12 期 牛永安，等: 磷酸铝表面修饰及增强双马来酰亚胺复合材料 ·2421·

BMI 链段运动刚性下降，但聚合物整体黏度较大、 热处理后的弯曲强度占未热处理弯曲强度的百分
内摩擦较高，力学损耗增加 [16] 。结合图 4 中 m-LAP/ 数）也逐渐增加。其中，p-BMI 热处理后的弯曲强
BMI 复合材料的弯曲断面形貌，m-LAP 与 BMI 发 度仅为热处理前的 56.9%，而 m-LAP/BMI-3.5 复合
生交联固化，m-LAP 粒子对 BMI 链段运动产生牵 材料的弯曲强度保留率达 71.2%。主要原因在于，
制，增加了高温段 BMI 内部力学损耗模量，在损耗 m-LAP 表面的端马来酰亚胺基团具有较高的耐热性
因子曲线表现为主峰的高温方向存在重叠峰。 能和反应活性，抑制了 m-LAP 和 BMI 基体在高温
可以推测，m-LAP 分散于 BMI 基体中形成了包 环境下发生相分离，意味着 m-LAP/BMI 复合材料的
覆结构的复合相，有利于 m-LAP/BMI 复合材料热机 力学性能受高温环境影响较小。
械性能提高。m-LAP/BMI 复合材料动态热机械性能
的改善主要源于体系中刚性 m-LAP 含量的增加，使
储能模量提升 [17] 。说明 m-LAP 与 BMI 基体结合良
好，抑制了 BMI 分子链段的移动 [18] 。
2.4 热处理后复合材料的力学性能
图 7 为热处理前后 m-LAP/BMI-3.5 复合材料不
同区域的 FTIR 谱图。由图 7 可知，所有谱图均含
–1
有 1707 cm 处的 C==O 键的伸缩振动、1514 cm –1
–1
处的苯环 C==C 键的伸缩振动、1261 cm 处的酰亚胺
–1
结构中 C—N—C 键、1178 cm 处的 DABPA 中 C—
–1
3–
O 键的伸缩振动吸收峰以及 1093 cm 处 PO 4 的不 图 8 热处理前后 p-BMI 和 m-LAP/BMI 复合材料的弯曲
对称拉伸振动吸收峰 [19] 。热处理后的表面层部分的 强度
Fig. 8 Bending strength of p-BMI and m-LAP/BMI composites
C==O 键、C==C 键和 C—O 键吸收峰透过率大幅减 before and after heating treatment
3–
弱，表明热处理后复合材料表面发生部分炭化。PO 4
3–
的高温稳定性较高，以 PO 4 的红外吸收峰为基准可 2.5 复合材料的耐热性能
以说明高温处理前后树脂官能团的变化情况。热处 图 9 所示为空气氛围下 p-BMI 和 m-LAP/BMI
理后 m-LAP/BMI-3.5 树脂内芯的特征吸收峰相对面 复合材料的耐热性能。

积大于 m-LAP/BMI-3.5 树脂表面炭化层，因此，树
脂内部成分在高温环境下依然保持稳定 [20] 。结合力
学性能可知，在高温环境下复合材料先在树脂表层
发生炭化，使复合材料更容易发生脆性断裂。

图 7 热处理前后 m-LAP/BMI-3.5 复合材料的 FTIR 谱图
Fig. 7 FTIR spectra of m-LAP/BMI-3.5 composites before
and after heat treatment

图 8 对比了经过 300 ℃处理前后 p-BMI 和

m-LAP/BMI 复合材料的弯曲性能。由图 8 可知，热
a—热失重曲线；b—差示扫描量热曲线
处理后所有样品的力学性能均有下降，原因主要是
图 9 p-BMI 和 m-LAP/BMI 复合材料的耐热性能
表面炭化更容易发生脆性断裂。随着 m-LAP 含量的 Fig. 9 Heat-resisting properties of p-BMI and m-LAP/BMI
提高，m-LAP/BMI 复合材料的力学性能保留率（即 composites