2019, Vol. 47
文章信息
- 倪洪江, 邢宇, 戴霄翔, 李军, 张代军, 杨士勇, 陈祥宝
- NI Hong-jiang, XING Yu, DAI Xiao-xiang, LI Jun, ZHANG Dai-jun, YANG Shi-yong, CHEN Xiang-bao
- 黏度可控化制备BPDA-PDA型聚酰亚胺及表征
- Viscosity-controllable preparation and characterization of BPDA-PDA polyimide
- 材料工程, 2019, 47(11): 100-106
- Journal of Materials Engineering, 2019, 47(11): 100-106.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2019.000146
-
文章历史
- 收稿日期: 2019-02-21
- 修订日期: 2019-07-09
2. 先进复合材料国防科技重点实验室, 北京 100095;
3. 中国科学院化学研究所 高技术材料实验室, 北京 100190
2. National Key Laboratory of Advanced Composites, Beijing 100095, China;
3. Laboratory of Advanced Polymer Materials, Institute of Chemistry, Chinese Academy of Sciences, Beijing 100190, China
聚酰亚胺(PI)具有耐高温、耐化学腐蚀和高力学强度等性能，在航空、航天和电子电气等高技术领域具有广泛的应用价值[1-5]。为满足不同的功能要求，聚酰亚胺在使用过程中往往与其他材料复合使用，起到支撑或防护等作用。在与其他材料复合时，聚酰亚胺应具有与其相当的热膨胀系数，以降低升温或高低温循环过程中的应力。例如，在电子电气和航空绝缘等领域广泛应用的聚酰亚胺覆铜线路板和聚酰亚胺外包线，是由聚酰亚胺与金属复合而成，铜的热膨胀系数在18×10-6K-1左右，这要求聚酰亚胺材料具有与此接近的热膨胀系数，而如Kapton® HN等常见的具有柔性结构的PI，其热膨胀系数(CTE)普遍在50×10-6K-1以上，这类PI与铜之间的CTE差异易使得复合体在经历高温或者高低温循环时易发生界面破坏，影响材料可靠性。又如，在航空航天复合材料领域，聚酰亚胺良好的热和化学等稳定性使其可用于复合材料的外防护层，为适应复合材料低热膨胀的特点，需降低聚酰亚胺的热膨胀系数，以提高其与复合材料之间的界面稳定性。由3, 3′, 4, 4′-联苯四酸二酐(BPPA)和对苯二胺(PDA)所制备的BPDA-PDA型PI，分子链刚性强，线性和规整性高，相对于含有柔性结构的PI，具有低热膨胀、高耐热和高模高强的性能特点。日本宇部公司所推出的Upilex®-VT产品，即内芯为BPDA-PDA型PI的复合型基底材料，可用于无胶型覆铜板的制备[6]。材料具备加工工艺性是其得以应用的前提。可溶可熔性PI通常具有扭曲和柔性的分子结构[7]，而BPDA-PDA型PI具有线性的分子结构，因而不熔不溶，难以在亚胺化后加工应用。对于绝大多数此类PI，为了实现溶液加工法成型，常见方法是借助PI的聚酰胺酸(PAA)型前驱体[8-9]。然而，对于BPDA-PDA型PI，即使在制备PAA时，溶液也具有极高的黏度、甚至发生凝胶，不具有加工性。为了降低PAA前驱体的黏度，可改变二酐和二胺单体的比例，使其以非等摩尔比反应，但由于其原理为通过破坏二酐与二胺的等摩尔配比、来降低PAA的分子量，这对相应PI材料的力学等性能不利。另外一种实现PI加工的方法是制备非PAA型PI前驱体，该方法的原理是通过特定的反应使酸酐转化为低活性单体，所采用的反应物一般为含羟基的化合物。预浸料用PI前驱体溶液的单体反应物原位聚合法(polymerization of monomeric reactants, PMR)，即是基于上述原理[10-11]。但由此方法得到的前驱体溶液黏度低，且黏度可控性较差，通常只能适用于热固性聚酰亚胺树脂基复合材料的制备，而不适于聚酰亚胺薄膜等热塑性材料。
据知，BPDA-PDA型PI前驱体溶液的黏度调控方法，目前鲜有文献报道。在不影响材料性能的前提下，如何借助前驱体黏度可控地制备BPDA-PDA型PI将具有重要的学术和工业价值。水的存在可降低PAA溶液的黏度，但多数研究认为水是PI性能的不利因素，为了保证PI的性能，应尽量减少溶剂中的水含量以减弱PAA的分解，从而提高PAA的分子量[12-14]。另一方面，有文献报道以水为反应介质时或在水的参与下，二酐/二胺反应产物经过微波辅助聚合、熔融聚合或热亚胺化后可得到具有良好性能的PI [15-18]。本工作采用二酐水解改性基于等摩尔比单体聚酰亚胺前驱体的方法，对3, 3′, 4, 4′-联苯四酸二酐(BPDA)-对苯二胺(PDA)型聚酰亚胺前驱体溶液的黏度进行了有效调控，研究了水在BPDA-PDA生成前驱体过程中的作用以及二酐水解对前驱体溶液黏度、亚胺化、材料力学性能和热膨胀系数等的影响。
1 实验材料与方法 1.1 实验原料本研究工作所需要的原料与试剂如表 1所示。
| Material | Source | Description |
| 3, 3′, 4, 3′-biphenyl tetracarboxylic dianhydride (BPDA) | Tokyo Chemical Industry Co., Ltd. | Dried in vacuum at 160℃ |
| para-phenylenediamine (PDA) | Tokyo Chemical Industry Co., Ltd. | Used directly |
| N-methyl-2-pyrrolidinone (NMP) | Beijing Chemical Works | Dried by CaH2 and vacuum distillation |
| Deionized water | Lab-made | Used directly |
傅里叶红外光谱(FTIR)采用Tensor 27型傅里叶变换红外光谱仪测定，测试样品为树脂粉末或PI薄膜，厚度约5μm，扫描范围为4000~400cm-1。1H-NMR谱图采用Bruker Avance 400核磁仪在400MHz下完成，所使用溶剂为氘代二甲基亚砜(DMSO-d6)。树脂旋转黏度(15%的NMP溶液)采用Brookfiled旋转黏度计测试，测试温度为25℃。热重分析(TGA)由TA-Q50热分析仪测定，升温速率为10℃/min，测试环境为氮气。热机械分析(TMA)采用TA-Q400分析仪，升温速率为5℃/min，测试环境为氮气。薄膜拉伸性能测按照国标GB 13022-1991，在Instron 3365万能试验机上测试。
1.3 聚酰亚胺前驱体溶液PAS的制备BPDA-PDA前驱体溶液在含有特定水分的溶剂NMP中制备，并采用了“先加酐后加胺”(相应前驱体溶液和聚酰亚胺分别命名为PAS(A)和PI(A))和“先加胺后加酐”(相应前驱体溶液和聚酰亚胺分别命名为PAS(B)和PI(B))的两种加料方法，溶液固含量为15%(质量分数，下同)。
(1) 加料顺序A
通过加料顺序A合成的5种PAS(A)中，其溶剂含水量分别为0%，0.32%，0.55%，0.79%和1.58%，对应的水/酐摩尔比分别为0%，20%，35%，50%和100%。下面以水/酐摩尔比为20%的PAS(A)-20为例说明其合成步骤，其他PAS(A)的合成过程与此类似。
在一个配有机械搅拌、氮气入口、温度计的150mL三口瓶中，加入10.4365g(35.4717mmol)的BPDA，并加入40.00g的NMP和0.2556g的去离子水。室温下搅拌90min后，加入3.8359g (35.4717mmol)的PDA和41.00g的NMP，从而将固含量调整至15%。室温下搅拌24h得到相应前驱体溶液。
取部分PAS溶液在甲醇中沉淀并在40℃下真空干燥，得到的固体用于TGA和1H-NMR表征分析，下同。
(2) 加料顺序B
通过加料顺序B合成的4种PAS(B)中，其溶剂含水量分别为0%，5%，8%和10%，对应的水/酐摩尔比分别为0%，316%，506%和633%。下面以水/酐摩尔比为506%的PAS(B)为例说明其合成步骤，其他PAS(B)的合成过程与此类似。
常温水浴下，在一个配有机械搅拌、氮气入口、温度计的150mL三口瓶中，加入3.8359g(35.4717mmol)的PDA，并加入40.00g NMP和8.1000g的去离子水。搅拌10min后，加入10.4365g(35.4717mmol)的BPDA，并加入41.00g的NMP将固含量调整至15%。室温下搅拌24h，得到相应前驱体溶液PAS(B)-506。
1.4 PI薄膜的制备其过程包括以下：在干净的玻璃板上通过涂覆流延制备相应溶液湿膜；湿膜转移至烘箱中，并按照如下升温程序升温亚胺化：80℃/2h, 120℃/1h, 160℃/1h, 180℃/1h, 240℃/1h, 280℃/1h, 350℃/1h, 升温速率为2℃/min。玻璃板降至室温后，将覆有PI薄膜的玻璃板置于去离子水中浸泡以将其剥离，最终得到相应的自支撑PI薄膜。
2 结果与分析 2.1 BPDA-PDA型聚酰亚胺前驱体溶液的合成与结构表征无论是用作复合材料基体树脂，还是用于薄膜等其他材料的制备，树脂溶液均需具备合适的黏度。对于不溶不熔性PI而言，通过制备前驱体PAA以实现PI的成型是常用的方法。然而，BPDA-PDA型PI由于单体活性较高，即使制备PAA溶液时也存在困难：当BPDA与PDA以经典的等摩尔反应方式制备BPDA-PDA聚酰胺酸(PAA)时，即图 1(a)所示反应过程，由于BPDA和PDA均具备很高的反应活性，在制备过程中，PAA均产生凝胶现象而失去流动性，因而不具有加工性能。通过改变二酐/二胺配比以降低前驱体溶液黏度的方法，则对材料性能产生不利影响。
|
图 1 BPDA-PDA型PI两种前驱体的合成 (a)PAA; (b)PAS Fig. 1 Syntheses of two precursors for BPDA-PDA PI (a)PAA; (b)PAS |
本工作在不改变二酐和二胺等摩尔化学配比的前提下，采取了在反应溶液中加入水以改变前驱体结构的方式调控溶液黏度。溶液中加入水后，可与酐反应生成酸。羧基与氨基之间是否可以发生相互作用以及反应产物的结构，通过红外光谱和核磁氢谱进行了表征。图 2为采用加料顺序A、水/酸酐官能团摩尔比为20%的条件下所制备的前驱体PAS(A)的IR谱图，相关吸收峰列于表 2中。可以看到，FTIR谱图中存在位于2631~3274cm-1的羧基和亚氨基吸收峰，以及1656cm-1和1650cm-1的酰胺Ⅰ带和Ⅱ带吸收峰，说明了前驱体中酰胺酸结构的存在；同时，谱图中也观察到了1258cm-1附近的O-N+的弯曲振动吸收峰[19]，说明前驱体中存在羰酸铵盐结构。
|
图 2 PAS(A)和PI(A)的FTIR光谱(水酐摩尔比：20%，PI亚胺化温度：280℃) Fig. 2 FTIR spectra for PAS(A) and PI(A) (H2O/anhydride molar ratio: 20%, PI imidization temperature: 280℃) |
| Wavenumber/cm-1 | Sample | Assignment |
| 3274-2631 | PAS | Stretching vibration of COOH and NH bonds |
| 1777 | PI | Unsymmetrical stretching vibration of imide C=O bond |
| 1715 | PI | Stretching vibration of imide C=O bond |
| 1713 | PAS | Stretching vibration of C=O bond in COOH |
| 1656 | PAS | Stretching vibration of C=O bond in amide group (amide band Ⅰ) |
| 1605 | PAS | Bending vibration of NH bond in amide group (amide band Ⅱ) |
| 1406 | PI | Stretching vibration of C—N bond in imide group |
| 1316 | PAS | Stretching vibration of COO-N+ bond |
| 732 | PI | Bending vibration of imide C—N bond |
前驱体的结构进一步通过1H-NMR谱图进行了表征。如图 3所示，谱图中存在羧基和C(O)NH位于低场的信号峰。除此以外，谱图中出现化学位移为6.6×10-6的COO-N+H信号峰。相对于PDA在4.16左右的NH质子峰[20]，COO-N+H中N缺电子的性质使得相应信号峰明显移向低场。FTIR和1H-NMR的分析结果表明，前驱体为含有酰胺酸和羧酸铵盐的聚酰胺酸盐(PAS)。
|
图 3 PAS(A)的1H-NMR谱图(水酐摩尔比：20%) Fig. 3 1H-NMR spectrum for PAS(A) (H2O/anhydride molar ratio: 20%) |
二酐水解对前驱体PAS溶液黏度的影响，通过锥板旋转黏度(ηRot)的表征进行了分析。比较了水/酐摩尔比以及两种加料顺序对PAS黏度的影响。“先加胺后加酐”即加料顺序B是普遍采取的合成聚酰亚胺前驱体的方法。对于PAS(B)，即使水加入量为酸酐官能团的316倍，固含量为15 %的聚酰胺酸盐NMP溶液仍然具有极高的黏度，ηRot达到183000cP(如表 3所示)。这可能是由于PDA相比于水对BPDA具有更高的反应活性，首先参与了反应。与加料顺序B不同，加料顺序A(即在含水NMP溶剂中先加入二酐、再加入二胺)在控制PAS溶液黏度方面具有显著的优势，当溶剂含水量为0.32%, 即水/酐摩尔比仅为20%时，其黏度即可降至37000cP，低于B加料法中水/酐比为633%时的黏度。
| Sample (charging sequence) | Water content of solvent/% | Molar ration of H2O to anhydride/% | Rotary viscosity/cP |
| PAS(A) (dianhydride added first) | 0 | 0 | Gel |
| 0.32 | 20 | 37000 | |
| 0.55 | 35 | 12800 | |
| 0.79 | 50 | 3200 | |
| 1.58 | 100 | 72 | |
| PAS(B) (diamine added first) | 0 | 0 | Gel |
| 5 | 316 | 183000 | |
| 8 | 506 | 61650 | |
| 10 | 633 | 45000 |
进一步对PAS(A)溶液黏度与水/酐摩尔比(α)的关系进行分析。如图 4所示，经过曲线拟合，发现PAS的ηRot与理论剩余酸酐官能团含量之间呈现以下定量关系：
|
图 4 PAS(A)溶液旋转黏度(ηRot)随水/酐摩尔比的 Fig. 4 Rotary viscosity (ηRot) of PAS(A) as a function of H2O/anhydride molar ratio (25℃) |
|
(1) |
表明PI-PAS溶液的旋转黏度随理论剩余酸酐官能团含量(1-α)以指数的形式增长，这应归因于PAS中酰胺酸含量的变化。该定量关系可用于BPDA-PDA型前驱体溶液黏度的调控，以得到适宜薄膜材料制备等应用的溶液黏度。
2.3 BPDA-PDA型聚酰亚胺前驱体的亚胺化过程PAS的热亚胺化过程通过TG和红外光谱进行了分析。分析所用样品通过将PAS在乙醇中沉淀后、在40℃下烘干制备得到。图 5为不同水/酐摩尔比PAS的TGA曲线，可以看到在400℃以前的非材料热分解区，样品质量变化包括3阶段：50~160℃变化区(阶段Ⅰ)，160~280℃变化区(阶段Ⅱ)，以及280℃以上的质量稳定区(阶段Ⅲ)。
|
图 5 不同水/酐摩尔比PAS(A)的TGA曲线 Fig. 5 TGA curves for PAS(A) with different molar ratios of H2O to anhydride |
聚酰亚胺前驱体PAA在升温过程中包括酰胺酸逆解离、酐/胺再反应和亚胺化等过程。尽管在PAA的亚胺化过程中，最早可在100℃之前观察到由酰胺酸解离所产生的酸酐[1]，但该过程不会对体系的质量造成影响；对BPDA-4, 4′氨基苯醛(ODA)和ODPA-ODA的PAA的亚胺化过程进行分析，发现其在180℃时已发生明显亚胺化过程，其亚胺化程度可达70%以上[21]，该过程伴随水的脱除，从而导致样品失重。对比图 5中失重曲线可以发现，在阶段Ⅰ，3种具有不同水/酐摩尔比的PI-PAS样品具有不同的失重速度和失重率：随着水/酐摩尔比的提高，样品失重速率和幅度均出现降低。考虑到水/酐摩尔比的提高所导致的是PAS中酰胺酸含量的降低，可以推断阶段Ⅰ(50~160℃)的失重主要源于PAS中酰胺酸结构的亚胺化。在阶段Ⅱ(160~280℃)中，3条失重曲线趋于一致。在均苯四甲酸二酐(PMDA)-4, 4′氨基苯醛(ODA)前驱体的升温过程中，可在180℃左右观察到酸酐的出现[18]，由此推断，阶段Ⅱ发生的主要是羰酸铵盐的脱水亚胺化以及剩余未反应酰胺酸的亚胺化。在阶段Ⅲ(280℃以上)，样品质量趋于稳定，说明亚胺化反应在280℃左右已基本完成。3种PAS的失重在300℃左右相近的温度基本稳定，说明PAS中羧酸铵盐基团的存在和溶液黏度的变化不会对亚胺化过程产生明显影响。
PAS的亚胺化过程在300℃左右即可完成，也在PI薄膜的FTIR光谱中得到了印证。图 2中的PI曲线为PAS(A)在280℃亚胺化后得到的PI(A)薄膜的FTIR光谱，可以看到，同PAS(A)相比，位于1656cm-1和1650cm-1处的酰胺结构吸收峰，被位于1777cm-1附近和1715cm-1的酰亚胺环羰基(>C=O)吸收峰取代；位于1258cm-1处的O-N+吸收峰也已消失，代之以位于1406cm-1的酰亚胺环C—N键吸收峰；另外，PAS中亚氨基和羧基的吸收峰已基本消失。以上结果说明，含有羧酸铵盐结构的PAS前驱体可完成亚胺化(图 5)。
2.4 BPDA-PDA型聚酰亚胺前驱体溶液黏度对材料性能的影响通过PAS溶液涂覆和高温亚胺化制备了PI薄膜(如图 6所示)，并比较了PAS水/酐比和黏度对PI性能的影响。PI前驱体溶液的黏度与其工艺性及亚胺化后PI材料的性能之间存在关联。过高的黏度显然不利于加工，同时也易使得材料内部产生缺陷，进而影响材料力学性能。水的存在可以有效调控PI前驱体溶液黏度。然而，如前所述，多数研究认为水的存在是PAA法制备PI材料过程中的不利因素，应通过一定的方法(如添加脱口剂)降低水含量，维持PAA的黏度稳定性[12]。然而，发现本工作所采用的前驱体溶液黏度调控方法，并未对材料后续拉伸强度和模量产生明显影响。如表 4所示，尽管PAS的溶液黏度受水/酐摩尔比的影响变化较大，但从PI薄膜的力学性能可以看出，黏度的变化对薄膜性能影响较小。例如，当溶液旋转黏度从37000cP变化至3200cP时(加料顺序A)，其降低幅度达90%以上，但薄膜的拉伸强度σt和模量E均未明显受影响，分别从245MPa和6.0GPa变至243 MPa和6.2GPa。这应归因于羧酸胺盐的形成未对前驱体的完全亚胺化产生明显影响。
|
图 6 PAS的亚胺化反应过程 Fig. 6 Imidization reaction process of PAS |
| Sample | Molar ratio of H2O to anhydride/% | σt/MPa | E/GPa | CTE/(10-6·K-1) |
| PI(A) | 20 | 245 | 6.0 | 15.9 |
| 35 | 279 | 6.0 | 10 | |
| 50 | 243 | 6.2 | 6.2 | |
| 100 | Unable to be processed | |||
| PI(B) | 316 | 166 | 5.3 | - |
PI(A)薄膜线性热膨胀系数(CTE)通过TMA进行了表征。结果表明，二酐水解意外地起到了降低薄膜CTE的作用(见表 4和图 7)。例如，水/酐摩尔比为20%时，CTE为15.9×10-6K-1，当水/酐摩尔比为50%时，CTE降至6.2×10-6K-1。已有的研究表明PI薄膜的CTE受其分子链刚性和对称性等结构因素以及结晶性和取向度等聚集态因素的影响[22-24]。本研究中亚胺化后的PI薄膜具有相同的重复结构单元，因而，其CTE的降低应主要归因于PI聚集态的变化。比较分别由聚酰胺酸酯(PAE)前驱体和PAA前驱体得到的PI薄膜的CTE，发现后者具有更低的CTE，这是由于PAA与溶剂之间可形成更强的相互作用[25]。本研究中PAS前驱体的羧酸铵盐基团存在更多的与NMP作用的位点，因而，随着水/酐摩尔比的提高，羧酸铵盐含量的增加将使得PAS与NMP之间发生更强的作用。在PI薄膜亚胺化过程中，上述作用可起到分子链取向的作用，使得PI薄膜CTE降低。
|
图 7 PI薄膜的CTE曲线 Fig. 7 CTE curves for PI films |
(1) 通过二酐水解改性聚酰亚胺前驱体的方式，定量调控了BPDA-PDA型聚酰亚胺前驱体溶液的黏度。当水/酐摩尔比为20%~50%时，前驱体溶液(15%固含量)黏度在3200~37000cP之间，具有良好加工工艺性。
(2) 水解二酐与二胺可形成含有羧酸铵盐结构的前驱体。羧酸铵盐的存在并未影响BPDA-PDA前驱体的完全亚胺化。所报道方法在有效调控前驱体黏度的同时，可使得材料力学性能得到良好保持，当旋转黏度降低900%以上时，薄膜力学性能并未受明显影响。
(3) 所报道的黏度调控方法同时起到了CTE调控的作用。当水/酐摩尔比为20%~50%之间时，PI薄膜的CTE在(15.9~6.2)×10-6K-1之间变化。
| [1] |
丁孟贤.
聚酰亚胺:化学、结构与性能的关系及材料[M]. 北京: 科学出版社, 2006.
DING M X. Polyimide:relationship between chemistry and structure and properties, and materials[M]. Beijing: Science Press, 2006. |
| [2] | LIAW D J, WANG K L, HUANG Y C, et al. Advanced polyimide materials:syntheses, physical properties and applications[J]. Progress in Polymer Science, 2012, 37 (7): 907–974. DOI: 10.1016/j.progpolymsci.2012.02.005 |
| [3] |
沈超, 陈祥宝. PMR-15及其复合材料的发展与应用[J].
材料工程, 1994 (11): 6–9.
SHEN C, CHEN X B. Application and development of PMR-15 and its composites[J]. Journal of Materials Engineering, 1994 (11): 6–9. |
| [4] | HERGENROTHER P M. The use, design, synthesis, and properties of high performance/high temperature polymers:an overview[J]. High Performance Polymers, 2003, 15 (1): 3–45. |
| [5] |
刘金刚, 倪洪江, 房光强, 等. 特种聚酰亚胺薄膜制备技术新进展[J].
绝缘材料, 2015, 48 (1): 1–5.
LIU J G, NI H J, FANG G Q, et al. New progress of manufacturing technology for functional polyimide films[J]. Insulating Materials, 2015, 48 (1): 1–5. |
| [6] | YAMAGUCHI H. Development of non-adhesive type flexible copper clad laminate "UPISEL (R)-N"[J]. Journal of Photopolymer Science and Technology, 2003, 16 (2): 233–236. DOI: 10.2494/photopolymer.16.233 |
| [7] | NI H J, ZHANG X M, LIU J G, et al. Intrinsically heat-sealable polyimide films derived from 2, 3, 3', 4'-oxydiphthalic anhydride and aromatic diamines with various ether linkages[J]. High Performance Polymers, 2017, 29 (3): 362–371. DOI: 10.1177/0954008316645170 |
| [8] | REE M, KIM K, WOO S H, et al. Structure, chain orientation, and properties in thin films of aromatic polyimides with various chain rigidities[J]. Journal of Applied Physics, 1997, 81 (2): 698–708. DOI: 10.1063/1.364210 |
| [9] | MATSUMURA A, TERUI Y, ANDO S, et al. Effects of structural isomerism and precursor structures on thermo-optic coefficients of BPDA/PDA polyimide films[J]. Journal of Photopolymer Science and Technology, 2007, 20 (2): 167–174. DOI: 10.2494/photopolymer.20.167 |
| [10] | CHEN J S, YANG S Y, TAO Z Q, et al. Processing and properties of carbon fiber-reinforced PMR type polyimide composites[J]. High Performance Polymers, 2006, 18 (3): 377–396. DOI: 10.1177/0954008306063395 |
| [11] | WILSON D. PMR-15 processing, properties and problems-a review[J]. British Polymer Journal, 1988, 20 (5): 405–416. DOI: 10.1002/pi.4980200505 |
| [12] | FROST L W, KESSE I. Spontaneous degradation of aromatic polypromellitamic acids[J]. Journal of Applied Polymer Science, 1964, 8 (3): 1039–1051. DOI: 10.1002/app.1964.070080302 |
| [13] | DINE-HART R A, WRIGHT W W. Preparation and fabrication of aromatic polyimides[J]. Journal of Applied Polymer Science, 1967, 11 (5): 609–627. DOI: 10.1002/app.1967.070110501 |
| [14] | BOWER G M, FROST L W. Aromatic polyimides[J]. Journal of Polymer Science:Part A, 1963, 1 (10): 3135–3150. |
| [15] | IMAI Y. Rapid synthesis of polyimides from nylon-salt-type monomers[M]//Kricheldorf H R. Progress in Polyimide Chemistry Ⅰ. Berlin: Springer, 1999: 1-22. |
| [16] | ITOYA K, KUMAGAI Y, KAKIMOTO M A, et al. High-pressure synthesis of aliphatic polyimides via salt monomers composed of aliphatic diamines and oxydiphthalic acid[J]. Macromolecules, 1994, 27 (15): 4101–4105. DOI: 10.1021/ma00093a011 |
| [17] | BRUNEL R, MARESTIN C, MARTIN V, et al. Water-borne polyimides via microwave-assisted polymerization[J]. High Performance Polymers, 2010, 22 (1): 82–94. |
| [18] | TONG Y J, LI Y S, DING M X. Synthesis of aromatic polyimides in DMAc containing large amount of water and the properties thereof[J]. Polymer Bulletin, 1999, 42 (1): 47–53. DOI: 10.1007/s002890050433 |
| [19] | KRISHNAN P S G, VORA R H, CHUNG T S, et al. Studies on ionic salt of polyamic acid and related compounds[J]. Journal of Polymer Research, 2004, 11 (4): 299–308. |
| [20] | GAO X, FU H, QIAO R, et al. Copper-catalyzed synthesis of primary arylamines via cascade reactions of aryl halides with amidine hydrochlorides[J]. The Journal of Organic Chemistry, 2008, 73 (17): 6864–6866. DOI: 10.1021/jo800818e |
| [21] | SAEED M B, ZHAN M S. Effects of monomer structure and imidization degree on mechanical properties and viscoelastic behavior of thermoplastic polyimide films[J]. European Polymer Journal, 2006, 42 (8): 1844–1854. DOI: 10.1016/j.eurpolymj.2006.03.004 |
| [22] | NUMATA S I, OOHARA S, FUJISAKI K, et al. Thermal expansion behavior of various aromatic polyimides[J]. Journal of Applied Polymer Science, 1986, 31 (1): 101–110. |
| [23] | ISHII J, TAKATA A, OAMI Y, et al. Spontaneous molecular orientation of polyimides induced by thermal imidization (6). Mechanism of negative in-plane CTE generation in non-stretched polyimide films[J]. European Polymer Journal, 2010, 46 (4): 681–693. DOI: 10.1016/j.eurpolymj.2010.01.007 |
| [24] | SENSUI N, ISHII J, TAKATA A, et al. Ultra-low CTE and improved toughness of PMDA/PDA polyimide-based molecular composites containing asymmetric BPDA-type polyimides[J]. High Performance Polymers, 2009, 21 (6): 709–728. DOI: 10.1177/0954008308096624 |
| [25] | MIWA T, OKABE Y, ISHIDA M. Effects of precursor structure and imidization process on thermal expansion coefficient of polyimide (BPDA/PDA)[J]. Polymer, 1997, 38 (19): 4945–4949. DOI: 10.1016/S0032-3861(96)01087-7 |