国产日韩欧美一区二区三区三州_亚洲少妇熟女av_久久久久亚洲av国产精品_波多野结衣网站一区二区_亚洲欧美色片在线91_国产亚洲精品精品国产优播av_日本一区二区三区波多野结衣 _久久国产av不卡

?

拉伸速率與拉伸溫度對PVDF-HFP 薄膜壓電性能的影響

2024-12-09 00:00:00汪洋吳良科
重慶大學學報 2024年11期

摘要:拉伸是提高PVDF-HFP 薄膜壓電性能最有效的方法之一。采用溶液澆鑄法制備PVDFHFP壓電薄膜,以拉伸速率和拉伸溫度為變量,研究了薄膜拉伸前后形貌變化及晶體結構變化。結果表明,沿拉伸方向的應力可以迫使基體內部結構由球晶轉變?yōu)槔w維狀晶體,從而促使非極性α 相轉變成極性β 相,在拉伸伸長率為5、拉伸溫度為60 ℃和拉伸速率為10 mm/min 時,薄膜的β 相相對含量超過90 %。在最大極化電場Emax=60 MV/m 作用下,其標準開環(huán)電壓達到1.50 V;在此拉伸工藝下,將最大極化電場提升到100 MV/m,薄膜的標準開環(huán)電壓達到2.24 V,提高最大極化電場使基體內部固有偶極矩取向更充分,壓電性能更優(yōu)異。

關鍵詞:聚偏氟乙烯-六氟丙烯;拉伸;極化;晶相轉變

中圖分類號:TB383 文獻標志碼:A 文章編號:1000-582X(2024)11-094-10

PVDF-HFP 的壓電性能高度依賴于極性β 相的含量與偶極矩的取向,而溶液澆鑄成膜的主要晶體是熱力學最穩(wěn)定的非極性α 相,因此,β 相的形成以及α-β 相的轉變引起了學者的廣泛關注。拉伸是一種直接的誘導相變方法[1-2],然而,拉伸工藝中有較多參數(shù),如拉伸溫度、拉伸率、拉伸速率、拉伸方式(單軸或雙軸)等,拉伸參數(shù)的不同往往導致薄膜性能的差異。因此,為制備高性能PVDF-HFP 壓電薄膜,需要對拉伸工藝的參數(shù)進行優(yōu)化。

拉伸溫度是影響相變的一個極其重要的參數(shù)。Sencadas 等[3]研究了不同溫度(80~140 ℃)拉伸過程中α-β 相轉變,分析了在80 ℃拉伸時的應力-應變曲線,隨著拉伸率增加,試樣經歷了屈服、頸縮和強化3 個階段,最大應力出現(xiàn)在屈服硬化后和斷裂前的塑性階段,隨著拉伸的進行,材料內部可以發(fā)生相變,對于較大變形,微觀機制表現(xiàn)為從球晶結構向微纖維狀晶相結構的轉變,同時層狀形態(tài)遭到破壞。Li 等[4]研究了不同拉伸溫度、拉伸速率和拉伸伸長率下α-β 相的轉變,結果表明,拉伸溫度100 ℃為最佳相變溫度,隨著拉伸伸長率的增加,相應的結晶度也會增加,并在拉伸伸長率為3 時達到最大,而拉伸速率對相變影響較小。Debili 等[5]分析了在拉伸伸長率為4 時,不同拉伸溫度對薄膜相變的影響,對比發(fā)現(xiàn),80 ℃左右可誘導產生較多的β 相,聚合物在此溫度下形成單β 相,當溫度大于80 ℃時,誘導產生較少的β 相,并形成(α+β)雙相體系。拉伸速率也是影響晶相形成的一個重要因素。Magniez 等[6]用熔融紡絲法制備了高β 相PVDF 纖維,拉伸溫度保持在120 ℃,在不同拉伸速率(500、900 mm/min)和拉伸伸長率(1.25、1.50、1.75)下進行單軸拉伸。結果表明,當拉伸伸長率為1.25,拉伸速率為500 mm/min 時樣品β 相含量最高,這是因為熔體應力拉伸誘導β 相形成,在低流速下產生的細絲在紡絲孔處會受到較高的熔體應力,而在高速率拉伸時,隨著熔體紡絲孔聚合物流量的增加,纖維直徑增加,β 相含量降低。

綜上所述,拉伸工藝的參數(shù)往往能較大程度地影響薄膜β 相含量和結晶度,基于Jin 等[7]的研究,拉伸伸長率R=5.00 時,PVDF-HFP 薄膜可獲得最高的β 相含量。目前對于拉伸速率和拉伸溫度相關參數(shù)的研究存在較大差異,不同的工藝可能會產生不同的結果。因此,筆者采用溶液澆鑄法制備初結晶薄膜后,以拉伸速率和拉伸溫度為變量,探究薄膜拉伸前后形貌和晶體結構的變化,并確定拉伸工藝的最佳參數(shù)。

1 實驗

1.1 材料

聚偏氟乙烯-六氟丙烯(PVDF-HFP):阿科瑪公司(Arkema Inc.)產,型號為Kynar Flex 2801,熔融溫度為125~164 ℃。N, N-二甲基甲酰胺(DMF):上海泰坦公司產,純度≥99.5 % (GC)。

1.2 PVDF-HFP 壓電薄膜的制備

PVDF-HFP 薄膜的制備過程主要包括溶液澆鑄法制膜、單軸拉伸、油浴極化3 個步驟(圖1)。

1) 將8 g PVDF-HFP 粉末添加到24 g DMF 溶液中,依次對混合溶液進行行星攪拌、超聲攪拌和脫泡處理,之后將混合溶液緩慢傾倒在鋁板上,并在90 ℃下加熱2 h,得到初結晶薄膜;

2) 為探究拉伸參數(shù)對薄膜壓電性能的影響,以單軸拉伸時的拉伸溫度與拉伸速率為變量,基于Jin 等[7]的研究,將拉伸率保持在5,在常溫(26 ℃左右)、60、90 ℃的拉伸溫度下,分別以2、5、10、15 mm/min 的拉伸速率對PVDF-HFP 薄膜進行拉伸;

3) 裁剪薄膜,尺寸為2.5 cm×3.0 cm(拉伸方向),測量薄膜厚度,用導電環(huán)氧樹脂膠(ITW CW2400)將鋁箔粘貼在薄膜上下表面,固化24 h,采用Step-wise 方法(分步極化法)對薄膜進行極化,最大極化電場Emax=60 MV/m。

共計12 種樣品,采用統(tǒng)一方式對薄膜進行編號,T60 表示拉伸溫度為60 ℃,下同;S2 表示拉伸速率為2 mm/min,下同;拉伸溫度相對誤差不超過2 ℃ ,拉伸后的壓電薄膜平均厚度在50~70 μm,標準差不超過10 μm。

1.3 測試

使用聚酰亞胺(polyimide,PI)薄膜封裝極化后的壓電薄膜,隨后,用環(huán)氧樹脂膠將3 片壓電薄膜粘在鋁板,并連接導線,制得測試板如圖2 所示(之后的表述均為測試板)。利用振動懸臂梁測試系統(tǒng)測試薄膜壓電性能的過程如下:由正弦信號激勵的電磁鐵使測試板做簡諧振動,使壓電薄膜沿測試板長度方向產生周期性變形,振動頻率為測試板的一階固有頻率(25~27 Hz),測試板末端位移為1 mm,薄膜工作模式為31 模式[8],計算各薄膜的標準開環(huán)電壓Vc,以消除厚度和振幅的影響。標準開環(huán)電壓可由下式計算[8]:

Vc = V(u0 t0/ut)。(1)

式中:Vc為標準開環(huán)電壓,V;u 為測試板末端實際振幅,mm;t 為薄膜的平均厚度,μm;u0=1 mm 為標準振幅;t0=100 μm 為薄膜標準厚度。

1.4 表征

偏光顯微鏡(Carl Zeiss AG, Axio Scope A1)可以觀察到薄膜的結晶形態(tài),用以區(qū)分極性相和非極性相。

傅立葉變換紅外光譜儀(Thermo Fisher Scientific, Nicolet iS50)用于測量聚合物的構象,拉伸前后薄膜的β 相相對含量F(β)按以下公式計算[8]:

式中:Aα和Aβ分別表示765 cm?1和840 cm?1的吸光度,可通過對特征峰765 cm?1和840 cm?1前后各10 cm?1的區(qū)域積分得到;Kα和Kβ分別表示α 相和β 相的吸收系數(shù),Kα=6.1×104 cm2/mol,Kβ=7.7×104 cm2/mol。

低溫差示掃描量熱儀(Mettler Toledo, DSC3+)用于計算聚合物薄膜的結晶度,通過以下公式計算在不同階段下(拉伸前、拉伸后)的壓電薄膜的結晶度[8]:

Xc = (ΔHm/ΔH Φm )× 100%。(3)

式中:ΔHm 表示所測薄膜的熔融焓,J/g,可通過計算熔融峰曲線所包圍的面積得出;ΔH Φm 是100 %結晶度的壓電材料的理論焓值,其值為104.5 J/g。

2 結果與討論

2.1 PVDF-HFP 薄膜的偏光顯微鏡(polarization microscope, POM)形貌

圖3 為PVDF-HFP 薄膜拉伸前后的POM 形貌圖,由圖3(a)可見,未拉伸薄膜(初結晶薄膜)的基體內部以球晶層狀結構為主,對應α 相。拉伸后的薄膜內部顯示出不同取向程度的纖維結構,拉伸過程的微觀表現(xiàn)是晶體結構的破壞和重組,拉伸過程中層狀結構被破壞,然后在應力作用下發(fā)生結構重組,誘導纖維狀β 相的形成[9]。不同拉伸溫度下,纖維的取向程度有較大差異,常溫下,并沒有明顯的纖維結構,且取向程度不規(guī)整;隨著溫度增加,T60 和T90 的纖維取向度顯著增強,因此,在一定拉伸溫度下,拉伸可誘導形成高度取向的纖維狀β 相結構。

圖3 中白框所圈出的黑點表示結構中空洞的形成,在其他文獻中也報道了類似的情況[3,10]。當薄膜被拉伸時,層狀結構被分離,形成相互連接的空洞[11],而在高速拉伸時,該情況有所改善,如圖3(e)。在微觀結構中,可以觀察到,拉伸能有效促進纖維結構的取向,但同時也會引入缺陷,會一定程度影響薄膜的性能。

2.2 PVDF-HFP 薄膜的傅里葉變換紅外光譜(Fourier transform infrared spectroscopy,F(xiàn)T-IR)表征

FT-IR 光譜圖在4 000 cm?1到400 cm?1的中紅外區(qū)獲得,圖4 截取了波長范圍從1 000 cm?1到600 cm?1的光譜圖,分別表示在26、60、90 ℃下,以不同拉伸速率拉伸后的薄膜,圖中615、765、795、975 cm?1 處的峰為α 相對應的特征峰,840 cm?1處的峰為β 相對應的特征峰[12]。

在本實驗的拉伸過程中,薄膜的拉伸率統(tǒng)一設置為5,從圖譜中可觀察到,拉伸后的薄膜α 相特征峰明顯減弱,β 相特征峰逐漸增強。對比各溫度下不同拉伸速率下的薄膜不難發(fā)現(xiàn),在常溫下拉伸的薄膜,如圖4(a)所示,其α 相特征峰隨著拉伸速率的增加而減弱,β 相對應特征峰逐漸增強。然而,在60、90 ℃下,如圖4(b)和圖4(c)所示,拉伸速率對薄膜相變的影響并不顯著。

為進一步探究拉伸參數(shù)對薄膜晶相轉變的影響,利用式(2)計算所有薄膜試樣內部F(β),得到拉伸試樣的結果如表1 所示。在室溫下,未拉伸PVDF-HFP 薄膜的F(β)值為32.2%,由表1 可知,F(xiàn)(β)隨拉伸速率的增加而增加,在15 mm/min 下β 相含量增加最顯著,達到78.1%。這是因為在常溫下,薄膜表現(xiàn)較穩(wěn)定,低速率拉伸還不足以使內部球晶α 相充分轉換為纖維狀β 相,而當拉伸速率達到15 mm/min 時,較快的應變變化能引起晶體的充分破壞和重組,導致β 相含量升高。而在溫度較高時,拉伸速率對薄膜F(β)變化影響不明顯。

對比同一拉伸速率、不同拉伸溫度下的薄膜發(fā)現(xiàn),F(xiàn)(β)隨溫度的升高呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢,在60 ℃下其F(β)高達93.3%。這是因為在常溫下,分子鏈活性較低,運動能力差,而球晶α 相轉變?yōu)槔w維狀β 相的過程需要分子鏈的運動[13],因此,常溫下的拉伸,晶相轉變效率不高;而隨著溫度升高,分子鏈運動較活躍,且溫度升高會使得薄膜延展性提高,在應力作用下,更容易促使球晶α 相轉變?yōu)槔w維狀β 相,因此,薄膜晶相轉變效率大幅提高,實現(xiàn)了更高的F(β);然而,當溫度過高時(90 ℃),其F(β)低于60 ℃的薄膜,有報告表明,當拉伸溫度低于75 ℃時,α 相轉變?yōu)閱桅?相,而當拉伸溫度超過80 ℃時,形成雙晶相(α+β)體系,即拉伸溫度過高,轉變效率反而下降[5]。

整體而言,拉伸速率對薄膜F(β)影響較??;而拉伸溫度對薄膜F(β)影響較大,拉伸溫度在60 ℃時F(β)超過90%。

2.3 PVDF-HFP 薄膜的差示掃描量熱儀(differential scanning calorimetry, DSC)表征

圖5 顯示了未拉伸薄膜以及不同拉伸工藝處理后的薄膜的DSC 曲線。溫度在120 ~150 ℃ 時,PVDFHFP薄膜出現(xiàn)明顯的熔融峰,未拉伸的PVDF-HFP 薄膜的晶體熔融峰更寬,即熔限偏大,這是因為未拉伸的薄膜內部存在更多不完善的晶體和小尺寸晶粒,導致其結晶不完善,在較低溫度下開始發(fā)生熔融,造成熔限偏大[14];而拉伸后的薄膜,晶體取向程度較高,結晶更完善,因此,熔融溫度Tm比較高。此外,對比未拉伸薄膜與拉伸后薄膜的曲線發(fā)現(xiàn),未拉伸薄膜顯示出較強的熔融峰強度,結合FT-IR 結果表明,拉伸前的薄膜主要以較穩(wěn)定的α 相為主,因此,其熔融溫度較為明顯;而拉伸后的薄膜α+β 相共存,2 種晶相熔點不同[15],因此,熔融溫度有偏移,可能造成多個熔融峰,曲線上表現(xiàn)為沒有明顯的熔融溫度。

表2 列出了通過式(3)計算的不同拉伸參數(shù)下PVDF-HFP 薄膜的結晶度;未拉伸PVDF-HFP 薄膜的結晶度為38.4%;不難發(fā)現(xiàn),拉伸溫度對結晶度的影響較大,在常溫下,薄膜的結晶度降低,其主要原因是常溫下薄膜的延展性較差,分子鏈活性較低,此溫度下拉伸會對結晶區(qū)造成破壞,導致其結晶度下降。當溫度高于60 ℃時,結晶度的變化規(guī)律并不明顯,結合FT-IR 結果,拉伸過程會引起聚合物基體結構的變化,沿拉伸方向取向增加,促進相變,然而在拉伸過程中,當材料達到屈服階段后,拉伸會引入新的缺陷,從而產生內應力,導致晶片遭到破壞,內部完整性受損,因此,也可能引起結晶度的降低。在同等拉伸速率下,T60的薄膜結晶度均比T26的高,因此,60 ℃為本實驗的最佳拉伸溫度。

2.4 不同拉伸溫度下PVDF-HFP 薄膜的應力-應變曲線分析

PVDF-HFP 作為一種熱塑性高分子聚合物[16],不同溫度下的拉伸對薄膜的應力-應變曲線影響較大,圖6顯示了不同拉伸溫度下薄膜的應力-應變曲線。圖6 中,R 表示拉伸伸長率,E(T26)、E(T60)、E(T90)分別表示拉伸溫度為26、60、90 ℃時的楊氏模量。

由應力-應變曲線可以看出,隨著應變增加,薄膜經歷了彈性、屈服和強化階段,對薄膜彈性階段進行分析可以計算其在不同溫度下的楊氏模量。圖6(b)為薄膜在ε=0.00~0.03 的應力-應變曲線放大圖,對該區(qū)域進行線性擬合,得到其楊氏模量,由于PVDF-HFP 是一種熱塑性材料,其楊氏模量隨溫度變化較大,隨溫度的升高而降低。楊氏模量的差異說明薄膜在高溫拉伸時,薄膜的延展性更好,且分子鏈遷移率高,因此,在不同溫度下,薄膜的最大應力有較大差異。

圖6(a)中標注了曲線中所對應的薄膜的拉伸伸長率,有研究表明[3,17-18],PVDF 薄膜拉伸變形初期,非晶相分子鏈開始伸長,晶粒開始在應力作用下取向,當拉伸伸長率R<3 時,薄膜開始由球晶結構轉變?yōu)槔w維狀結構,并產生空洞,對應于應力-應變曲線中的彈性和屈服階段,但在該階段,薄膜的晶相轉變并不完全;隨著拉伸伸長率增加,薄膜進入強化階段,更大的應力導致了更充分的分子鏈取向和伸長,誘導β 相形成,因此,該階段對相變影響較大。對比不同拉伸溫度下的曲線,常溫下的曲線有較大波動,而在高溫下,曲線更加光滑平整,此階段發(fā)生塑性變形,因此,微小的波動也會導致較大的缺陷,影響相變的結果。結合晶相表征結果,當達到一定溫度后(本實驗為60 ℃),拉伸能更好地誘導相變。

2.5 PVDF-HFP 壓電薄膜的壓電性能測試

2.5.1 不同拉伸參數(shù)下PVDF-HFP 薄膜的標準開環(huán)電壓測試

圖7 中顯示了不同拉伸參數(shù)下PVDF-HFP 薄膜的標準開環(huán)電壓。結果表明,不同拉伸溫度下,薄膜的壓電性能差異較大,常溫拉伸時,標準開環(huán)電壓隨拉伸速率變化沒有明顯規(guī)律,且最高標準開環(huán)電壓僅為1.08 V,結合表征結果可知,在此溫度下,分子鏈遷移率較低,且拉伸過程引入了較多的缺陷,整體結晶度降低,極性β 相含量較低,導致其標準開環(huán)電壓偏低。隨著拉伸溫度升高,薄膜內部α-β 相轉化效率大幅提高,分子鏈沿拉伸方向取向增加,壓電性能更優(yōu)異。

在60 和90 ℃拉伸時,標準開環(huán)電壓隨拉伸速率增加略有增加,T60S10 的開環(huán)電壓達到1.52 V。拉伸速率越大,體系中的分子鏈排列越有序,相同極化電場強度下,可以獲得更高的偶極矩取向度。拉伸速率在15 mm/min 時,標準開環(huán)電壓降低可能是拉伸過程中缺陷引入導致的。整體來看,拉伸速率對壓電性能的影響不大,這與晶相結構表征和結晶度分析結果一致。

2.5.2 不同極化電場下PVDF-HFP 薄膜的標準開環(huán)電壓測試

通過上述實驗與分析可以確定最佳拉伸參數(shù)。盡管拉伸后的薄膜具有高含量的極性β 相并且沿拉伸方向具有一定取向度,但其分子偶極矩仍是雜亂無序的,整體并不具有壓電性或壓電性極弱,因此,需要對薄膜進行極化以使分子鏈偶極矩高度取向。本節(jié)旨在進一步完善薄膜制備工藝,探究極化電場對薄膜壓電性能的影響。圖8 顯示了不同電場強度極化下PVDF-HFP 薄膜的標準開環(huán)電壓值(拉伸溫度60 ℃ 、拉伸速率10 mm/min)。

由圖8 可以看出,在相同的拉伸工藝下,薄膜極化電場不同造成了薄膜壓電輸出的差異,極化電場越高,薄膜的標準開環(huán)電壓越高,在Emax=100 MV/m 時,其標準開環(huán)電壓達到2.24 V,比Emax=60 MV/m 下的薄膜電壓(1.52 V)提高了47%,可見極化對薄膜的壓電性能有顯著影響。為進一步分析極化電場對薄膜壓電性能的影響,對不同電場極化的PVDF-HFP 薄膜做了電滯回線測試,結果如圖9 所示。

電滯回線是判定晶體是否為鐵電體的重要依據(jù),在交流電源下施加正弦波或三角波,每變化一個周期,便顯示出電滯回線[19]。通過電滯回線可以得到剩余極化強度(Pr),即鐵電體經過極化處理,撤除外電場后仍保留一定極化強度。一般情況下,剩余極化強度越大,壓電性能越好。測試了不同極化電場下的薄膜在外加電場60 MV/m 下的電滯回線,隨著極化電場強度的增加,Pr相應增大,從微觀來講,極化電場越高,聚合物分子偶極矩沿電場方向取向程度越高,極性越強,因此,表現(xiàn)出更大的剩余極化強度。其中,100 MV/m 電場強度極化下的薄膜Pr 提升至39.78 mC/m2,是60 MV/m 電場極化下的薄膜極化強度(11.98 mC/m2)的332%,其電壓輸出明顯更高。

綜上所述,理論上極化電場強度越大,薄膜剩余極化強度越高,壓電輸出也越高。然而,高極化電場意味著高擊穿失效風險,對于純PVDF-HFP 薄膜而言,薄膜的厚度、缺陷往往會影響極化成功率,且由于內部載流子較少,需要高電場極化才能使偶極矩充分取向。

3 結 論

研究了拉伸速率和拉伸溫度對PVDF-HFP 薄膜的微觀形貌、晶相結構和壓電性能的影響,發(fā)現(xiàn)當拉伸溫度高于60 ℃時,分子鏈取向度更加顯著,但拉伸過程會使材料內部產生空洞,引起更多缺陷;拉伸溫度對薄膜相變效率有較大影響,在60 ℃的拉伸溫度、R=5 的拉伸伸長率下,薄膜的β 相含量超過90 %;在90 ℃時,β相含量有所下降,拉伸速率對內部相變影響不大;當拉伸溫度大于60 ℃時,拉伸不會引起薄膜結晶度的下降或者影響很小,而在常溫下拉伸,結晶度會下降5% 左右;標準開環(huán)電壓結果表明,在60 ℃ 的拉伸溫度、10 mm/min 的拉伸速率、最大極化電場為60 MV/m 時,薄膜的標準開環(huán)電壓可達1.52 V;在100 MV/m 的最大極化電場下,薄膜的壓電輸出提升明顯,從1.52 V 提升至2.24 V,說明極化對壓電性能有較大的影響,其作用是使基體內雜亂的分子偶極矩沿電場方向取向,極化電場越高,取向越好,壓電性能越好。

參考文獻

[ 1 ] Kim G H, Hong S M, Seo Y. Piezoelectric properties of poly (vinylidene fluoride) and carbon nanotube blends: beta-phasedevelopment[J]. Physical Chemistry Chemical Physics, 2009, 11(44): 10506-10512.

[ 2 ] He F A, Lin K, Shi D L, et al. Preparation of organosilicate/PVDF composites with enhanced piezoelectricity andpyroelectricity by stretching[J]. Composites Science and Technology, 2016, 137: 138-147.

[ 3 ] Sencadas V, Gregorio R Jr, Lanceros-Méndez S. α to β phase transformation and microestructural changes of PVDF filmsinduced by uniaxial stretch[J]. Journal of Macromolecular Science, Part B, 2009, 48(3): 514-525.

[ 4 ] Li L, Zhang M Q, Rong M Z, et al. Studies on the transformation process of PVDF from α to β phase by stretching[J]. RSCAdvances, 2014, 4(8): 3938-3943.

[ 5 ] Debili S, Gasmi A, Bououdina M. Synergistic effects of stretching/polarization temperature and electric field on phasetransformation and piezoelectric properties of polyvinylidene fluoride nanofilms[J]. Applied Physics A, 2020, 126(4): 309.

[ 6 ] Magniez K, Krajewski A, Neuenhofer M, et al. Effect of drawing on the molecular orientation and polymorphism of melt-spunpolyvinylidene fluoride fibers: toward the development of piezoelectric force sensors[J]. Journal of Applied Polymer Science,2013, 129(5): 2699-2706.

[ 7 ] Jin Z N, Lei D, Wang Y, et al. Influences of poling temperature and elongation ratio on PVDF-HFP piezoelectric films[J].Nanotechnology Reviews, 2021, 10(1): 1009-1017.

[ 8 ] 吳良科. PVDF-HFP 復合材料壓電性能研究[D]. 杭州: 浙江大學, 2016.

Wu L K. Research on the piezoelectricity of PVDF-HFP based composites[D]. Hangzhou: Zhejiang University, 2016. (inChinese)

[ 9 ] Guo H L, Li J Q, Meng Y F, et al. Stretch-induced stable-metastable crystal transformation of PVDF/graphene composites[J].Polymer Crystallization, 2019, 2(4): e10079.

[10] Kim T H, Jee K Y, Lee Y T. The improvement of water flux and mechanical strength of PVDF hollow fiber membranes bystretching and annealing conditions[J]. Macromolecular Research, 2015, 23(7): 592-600.

[11] Lee S. Carbon nanofiber/poly (vinylidene fluoride-hexafluoro propylene) composite films: the crystal structure and thermalproperties with various drawing temperatures[J]. Fibers and Polymers, 2013, 14(3): 441-446.

[12] Lanceros-Méndez S, Mano J F, Costa A M, et al. FTIR and DSC studies of mechanically deformed β-PVDF films[J]. Journal ofMacromolecular Science, Part B, 2001, 40(3/4): 517-527.

[13] 閆靜靜, 肖長發(fā), 王純, 等. 拉伸過程中聚偏氟乙烯纖維晶體結構變化[J]. 高分子學報, 2019, 50(7): 752-760.

Yan J J, Xiao C F, Wang C, et al. Crystalline structure changes of poly (vinylidene fluoride) fibers during stretching process[J].Acta Polymerica Sinica, 2019, 50(7): 752-760.(in Chinese)

[14] Marega C, Marigo A. Influence of annealing and chain defects on the melting behaviour of poly(vinylidene fluoride) [J].European Polymer Journal, 2003, 39(8): 1713-1720.

[15] Steinmann W, Walter S, Seide G, et al. Structure, properties, and phase transitions of melt-spun poly (vinylidene fluoride) fibers[J]. Journal of Applied Polymer Science, 2011, 120(1): 21-35.

[16] 黃楷焱. 碳納米管/炭黑協(xié)同增強納米復合材料的力-電效應研究[D]. 重慶: 重慶大學, 2021.

Huang K Y. Research on the force-electrical effect of synergistic enhanced MWCNT/CB composites[D]. Chongqing:Chongqing University, 2021. (in Chinese)

[17] Servet B, Broussoux D, Micheron F. Stretching induced γ to β transition in poly (vinylidene fluoride) [J]. Journal of AppliedPhysics, 1981, 52(10): 5926-5929.

[18] Sencadas V, Moreira M V, Lanceros-Méndez S, et al. α - to β transformation on PVDF films obtained by uniaxial stretch[J].Materials Science Forum, 2006, 514/515/516: 872-876.

[19] 潘柏. 鐵電薄膜電滯回線的動力學標度 [D]. 南京: 南京大學, 2003.

Pan B. Dynamical scaling of ferroelectric thin film hysteresis loops [D]. Nanjing: Nanjing University, 2003. (in Chinese)

(編輯 呂建斌)

基金項目:中央高校基本科研業(yè)務費資助項目(2020CDJQY-A008)。

404 Not Found

404 Not Found


nginx
兴山县| 凯里市| 农安县| 梅州市| 舞钢市| 承德县| 玉溪市| 嘉善县| 静宁县| 云南省| 肃宁县| 泸州市| 布尔津县| 仲巴县| 杭州市| 柘城县| 郴州市| 延安市| 高雄县| 海淀区| 阿瓦提县| 沁源县| 鄂伦春自治旗| 洪湖市| 徐闻县| 福鼎市| 辛集市| 蓝田县| 平度市| 天镇县| 名山县| 芜湖市| 宾川县| 辽源市| 重庆市| 凤城市| 洞口县| 永昌县| 图木舒克市| 松原市| 牡丹江市|