纳米填料改性聚苯硫醚及其纤维研究进展

胡泽旭,孟 思,周 哲,陈 龙,陈彦模,张 瑜,朱美芳

(东华大学材料学院 纤维材料改性国家重点实验室, 上海 201620)

1 前 言

聚苯硫醚(Polyphenylene Sulfide，PPS)是一种分子主链结构为硫和芳基结构交替连接的一种高分子聚合物，式(1)是其分子通式。

PPS纤维作为一种高性能的纤维，1973年美国Philips Fibers公司最先推出了PPS纤维产品。1987年日本东丽、吴羽化工、东洋纺等公司也相继推出各自的PPS纤维产品。至今，日本东丽公司和中国四川德阳公司实现了PPS长丝的工业化生产。PPS纤维具有良好的耐热性、阻燃性和耐化学腐蚀性，被广泛应用于湿法过滤领域中化学品过滤、火力发电领域高温烟尘过滤和城市垃圾焚烧炉尾气处理。由此，PPS纤维获得了快速的发展，需求量以每年15%的速率迅速增加。预计到2015年全球PPS纤维的年需求量大约为300万t[1]。

PPS纤维一般为米黄色，具有一定的光泽度。PPS树脂的性质(如分子链结构、对分子质量、分子量分布等)[2]与加工参数(纺丝温度、热牵伸与热定型温度等)[3-5]直接影响其纤维制品的综合性能。PPS加工成纤维后，仍然有其树脂先天的性能。首先，具有极高的热稳定性。PPS的熔点高达285 ℃，热变形温度高达260 ℃。PPS纤维可以在180 ℃左右的条件下长期连续使用[1]。其次，具有优异的耐化学腐蚀性。在高温下，放置于强氧化剂(如浓硫酸、浓硝酸和铬酸)以外的酸、碱和盐中一周后仍能保持原有的拉伸强度；同时，它还具有很好的耐有机试剂的能力，如在四氯化碳、氯仿等有机溶剂中，即使在沸点下放置一周后其强度仍不会发生变化[6]。再次，具有先天的阻燃性能，其极限氧指数(LOI)大于35[7]。最后，PPS纤维还具有低吸湿性和沸水收缩率的性能。尽管PPS具有许多优异的性能，但其紫外光稳定性差，在太阳光下易发生交联降解[8-10]、黄化[11]，这严重限制了PPS纤维的应用领域。此外，PPS纤维的力学性能、耐磨性和耐热性能仍需进一步提高，以适应于市场需求。

本文主要介绍通过加入纳米填料制备纳米复合PPS及其纤维，提高其紫外光稳定性、热稳定性、结晶性能、力学性能和耐磨性等。纳米填料主要包括纳米氧化物(碳氧化物)、纳米碳和纳米金属化合物等。纳米氧化物(碳氧化物)有二氧化硅、二氧化钛、碳酸钙和二氧化铈等；纳米碳主要有多壁碳纳米管、碳纤维、炭黑等；纳米金属化合物有二硫化钨、氧化铜等。

2 紫外光稳定性

PPS在紫外光照射下以及受空气中氧气分子的协同作用，PPS中的硫醚键容易发生断裂，分子链发生交联降解，降解成一系列复杂结构的产物(如联苯结构、硫化物等)。这使得PPS纤维制品变硬变脆，力学性能急剧下降。此外，还会造成PPS纤维从米黄色变为黑褐色，并且严重降低PPS纤维的使用寿命[8-10]。因此，必须通过改性的方法，提高PPS的紫外光稳定性。目前，对于PPS纤维紫外光稳定性的研究与应用，主要集中于添加有机[11-12]或无机紫外光稳定剂。有机紫外光稳定剂虽然具有良好的紫外光吸收和自由基猝灭性能，但是PPS纤维的加工温度高，以及有机小分子的迁移特性，极大地限制了其在PPS纤维中的应用。无机纳米填料以其优良的紫外光吸收与屏蔽性能和耐溶剂性，常用于高分子材料的紫外光改性研究中。

作者课题组[13]首先填充纳米二氧化钛和苯并三唑，对PPS纤维进行改性。通过加入1.5%互配体系的紫外光稳定剂，制备出PPS复合纤维。紫外光老化实验研究结果表明，复合PPS纤维比纯PPS纤维颜色变深程度明显降低，紫外光稳定性显著提高。纳米二氧化钛具有宽频的紫外光散射性能，在紫外光波长为387 nm左右具有较强的紫外吸收峰，与紫外吸收峰在340 nm左右的苯并三唑相互协同，吸收和屏蔽太阳光中的大量紫外光而降低PPS纤维的紫外光降解程度，赋予长时间的紫外光稳定性。同时，四川大学叶光斗课题组[14]通过加入不同含量的纳米二氧化钛，通过熔融纺丝，制备具有抗紫外功能的PPS长丝。经过192 h的紫外光照射后，含质量分数为1.5%的TiO2的PPS纤维的断裂强度保留率和断裂伸长保留率分别为66.7%和70.5%，明显高于纯PPS纤维的39.1%和26.6%。通过SEM观察可以看出，改性后的纳米复合纤维比纯PPS纤维表面裂纹明显减少。进一步证明了纳米二氧化钛具有提高PPS纤维紫外光稳定性的效果。纳米二氧化钛固有的光催化活性，在一定条件下容易导致PPS降解。因此，作者课题组在粒径为25 nm金红石型二氧化钛表面包覆二氧化硅，并接枝γ-缩水甘油醚氧丙基三甲氧基硅烷。纳米复合材料SiO2@TiO2在降低纳米二氧化钛催化活性的同时，降低纳米二氧化钛的极性，提高纳米二氧化钛的分散性(如图1所示)。制备的PPS/ SiO2@TiO2纳米复合纤维断裂强度为3.5cN/dtex，模拟太阳光照射72 h后，其力学性能保持率为83.6%，高于纯PPS的71.5%。

图1 PPS/SiO2@TiO2纳米复合材料的SEM照片Fig.1 SEM image of PPS/SiO2@TiO2 nanocomposite

此外，王升等[15]研究了纳米色素炭黑对PPS纤维的改性。研究表明，炭黑质量含量为1.5%时，经紫外光照射192 h后，与纯PPS纤维相比,其断裂强度保留率和断裂伸长保留率大幅提高，分别为30.3%和41.4%，抗紫外光老化性能得到了改善。这是由于炭黑对紫外光具有较强的吸收，可以减少紫外光对PPS纤维的破坏，炭黑表面还具有多种猝灭基团，可以猝灭单线态氧和链自由基，并防止PPS断链端自由基与基体反应，进一步交联降解。但是，由于炭黑改性的PPS长丝为黑色，不利于后期染色，其应用范围受到很大的限制。作者课题组[16]还在PPS基体中加入纳米二氧化铈，熔融纺丝制备纳米复合纤维。其中，在光照条件下，纳米二氧化铈加速了PPS分子链的交联作用，使纤维保持一定的动态机械性能。但是，增强力学强度的同时，交联作用可能降低基体的断裂伸长率，作为复合纤维应用，还需进一步研究。

目前，对于PPS紫外光稳定性的研究，并没有完全降低紫外光对PPS的影响，PPS纤维的光照下使用寿命还需进一步提高，PPS固有的黄化、深色化还需解决，才能进一步拓宽PPS纤维的应用领域(如服用纺织品、民用或军用工业纺织品)。

3 耐热氧性

PPS的耐热氧性差，这是由于PPS分子链结构中存在硫醚弱键，在加工或制品使用中的高温情况下，空气中的氧分子会进攻硫醚键，造成分子链发生复杂的交联和降解，最后导致纤维制品的变硬变脆，使用寿命急剧下降。因此，必须通过物理或化学改性，提高PPS的抗热氧性能。目前，比较常用的改性方法主要是加入小含量的添加剂。抗热氧性的添加剂主要有两大类，如有机抗氧剂和无机纳米粒子。有机抗氧剂的分散性好、效果佳，但制品在使用过程中，容易产生析出现象，而且PPS的纺丝温度较高，适用的小分子抗氧化剂较少，因此有一定的缺陷。因此，纳米填料/PPS复合纤维的耐热氧性研究，受到了研究人员的广泛关注。

盛向前等[17]通过在PPS上加入SiO2制备母料，然后熔融纺丝制备SiO2/PPS复合纤维。通过研究表明，相比纯PPS纤维在180 ℃高温下，力学性能急剧下降，复合纤维在240 ℃的高温下处理后，其力学强度不降反升。因此，SiO2/PPS复合纤维的使用温度提高了60 ℃。祝万山等[18]把有机抗氧化剂与纳米蒙脱土加入PPS中，熔融纺丝制备抗氧化PPS纤维。通过等温氧化24 h后，复合纤维的使用温度提高到200～220 ℃。复合纤维中的抗氧化剂主要起到链终止剂和过氧化物分解剂的作用。而纳米蒙脱土易与无机或有机阳离子相互作用，从而与抗氧化剂协同效应起到氧清除作用。

此外，纳米炭黑由于具有自由基猝灭基团，可以阻碍高温断裂产生的自由基与大分子链进一步反应，也具有提高PPS耐热性能的效果[15]。添加质量分数为1.5%炭黑的改性PPS纤维耐热性效果较明显。Mohammed Naffakh[19]还通过添加聚醚酰亚胺修饰的单壁碳纳米管(SWCNT-PEI)和富勒烯二硫化钨(IF-WS2)对PPS进行改性。由表1所示，当添加的SWCNT-PEI的质量含量(下同)为0.5%和2.0%时，PPS的热降解温度分别提高了11 ℃和20 ℃。当SWCNT-PET与IF-WS2含量分别为1.5%和0.5%时，复合材料的热降解温度达到最高，相比纯PPS(459 ℃)提高了27 ℃。这是由于SWCNT-PEI与IF-WS2良好地分散于PPS基体中，由于SWCNT表面具有许多活性基团，可以与热降解的自由基反应，有效地阻碍自由基进一步与大分子链反应，防止进一步发生降解。另外，SWCNT 和IF-WS2具有良好的导热性，两者协同作用，可以将基体中的热量耗散到空气中，降低基体温度。两个效果相互作用，共同提高了PPS的热稳定性。还有专利研究[20]，以一种硅藻土载铜纳米材料填充PPS，制备了耐热氧性的PPS长丝。这也是基于以上的结论。

表1 SWCNT-PEI/ IF-WS2/PPS纳米杂化复合材料的TGA数据(10 ℃/min，空气)[19]

Note:Ti,T10andTmrare temperatures of initial degrading, mass losing up to 10%, and maximal degradation rate,respectively; a represents non-wrapped SWCNTs.

4 结晶性能与力学性能

PPS纤维结晶度的高低将直接影响纤维制品的力学性能，其热收缩率、拉伸强度、断裂伸长率、耐蠕变性、耐热水性及耐候性等性能都均受结晶度影响。结晶度越高，并不表明性能越好，需要根据所需制品的性能要求，控制纤维成形时的结晶度。此外，结晶性能包括高分子的结晶速率，结晶温度等。通过系统控制结晶度、结晶温度和结晶速率，进而实现对PPS纤维成形过程中最佳工艺参数设定，以及对纤维制品力学性能的控制。目前，控制结晶性能的方法主要有加工条件(如结晶温度、冷却速率、热处理温度和时间)、原料(如分子量、分子结构)和填料与添加剂(如有机成核剂、无机纳米填料)等。本文主要介绍纳米填料对PPS结晶性能和力学的影响。

朱怀远等[21]，结合Avrami方程研究了PPS及nano-SiO2复合材料的等温结晶动力学。如图2所示，可以看出，加入少量的nano-SiO2(3%，质量分数)，明显降低了PPS的结晶活化能ΔE和表面自由能σe，提高了PPS的结晶速率。这是由于，纳米粒子具有较大的比表面积，且红外谱图表明nano-SiO2表面含有羟基，可能与PPS分子链上的S原子形成S-H价键结构，使得二者存在一定的相互作用。此外，加入nano-SiO2不仅会改变PPS的结晶性能，同时也提高了PPS的储能模量[22]，对PPS具有一定的增强效应。

图2 纯PPS(a)和PPS/nano-SiO2(b)的DSC等温结晶曲线[20]Fig.2 Isothermal crystallization curves by DSC for PPS(a) and PPS/nano-SiO2(b)[20]

欧阳芬等[23]，通过加入硬脂酸处理后的纳米碳酸钙，研究了PPS/CaCO3复合材料的结晶行为及动态力学研究。随着nano-CaCO3含量的增加，复合材料的冷结晶温度先增加后降低。在质量含量为3%时，冷结晶温度达到最高。冷结晶温度的大小反映了体系中非晶区分子链重排所需要的能量多少。结合复合材料的升温熔融曲线和降温结晶曲线，可以看出，硬脂酸酯表面处理的nano-CaCO3，未能起到异相成核剂的效果。相反地，nano-CaCO3粒径尺寸小，比表面积大，与PPS有很强的界面作用力，阻碍了PPS链的运动，降低了其结晶性能。由于nano-CaCO3的加入，阻碍了PPS分子链的运动，增大了分子间的摩擦力。在纳米粒子质量含量为3%时，复合材料的储能模量和损耗角正切皆相应提高。

富勒烯型二硫化钨(IF-WS2)对PPS的结晶性能有独特的影响。Naffakh M等[24]对IF-WS2/PPS复合材料的等温和非等温结晶动力学进行了系统的研究。原粒径为80 nm的IF-WS2均匀分散于PPS基体中，粒径达到约180 nm。结合DSC曲线图(见图3)和结晶相对时间谱，结合Hoffmann (LH)方程，可以看出，当IF-WS2的质量含量为0.1%时，大分子的折叠链表面自由能增加10%，阻碍了其成核作用，降低了PPS的结晶速率。

图3 复合材料的DSC曲线图(插图为相对结晶度-时间关系曲线):(a)纯PPS， (b)0.1%IF-WS2/PPS， (c)1%IF-WS2/PPSFig.3 DSC curves of composites: (a) PPS, (b) PPS/IF-WS2(0.1%), and (c) PPS/IF-WS2(1%) under isothermal crystallization conditions(Insets are the plots of crystalline degree versus time)

这与传统纳米填料对高分子结晶的影响方式不同。由于折叠链的表面自由能降低至纯PPS的一半，导致促进PPS的结晶速率。这表明此含量的IF-WS2可作为PPS的异相成核剂，提高其结晶速率。此外，加入IF-WS2并不会影响PPS典型的双重结晶行为。而PPS双重熔融吸热峰与其等温结晶晶体的尺寸和晶体完整度相关，这些受到了等温结晶温度和IF-WS2含量的影响[25]。

PPS的结晶温度不仅随着冷却温度的升高而降低，而且与IF-WS2的含量相关。PPS的结晶温度随着填料含量的增加而降低，当填料含量大于0.1%时，材料的结晶温度增加。这也再次证明了等温结晶研究中，IF-WS2对PPS结晶的特殊效应。

加入IF-WS2改变了PPS的结晶性能，同时也影响了其力学性能。当IF-WS2的含量低于0.5%时，复合材料的储能模量与纯PPS提高不多，且在50～100 ℃时，填料含量为0.5%的复合材料损耗角正切有很大提高[24]。当纳米填料含量大于0.5%时，复合材料的储能模量提高40%～50%，且在50～100 ℃时，低于纯PPS。因此，通过控制IF-WS2的含量结合纤维加工参数设定，可以很好地控制PPS纤维的结晶能力和相应的力学性能。

此外，纳米碳/PPS共混复合物体系，纳米碳往往是起到异相成核剂作用，因此使得晶体的生长速率加快，并提高结晶温度。但当纳米碳组分含量过高，有可能发生团聚，阻碍分子链段运动，对结晶会起到一定的抑制作用[26-28]。但纳米碳材料(如多壁碳纳米管，单壁碳纳米管等)对PPS纤维可以较好地提高其力学性能。这是因为由于碳纳米管具有六方环结构，与PPS结构相似，两者之间能够发生π-π共轭效应，因此，碳纳米管可以均匀地分散于PPS基体中，与基体具有较强的界面相互作用，有利于界面间应力的传递，能够增强PPS的力学性能。Dicuttez-Pascual等[29]通过填充氨基化PPS改性的单壁碳纳米管(SWCNT)，制备PPS-NH2-g-SWCNT/PPS纳米复合材料。如图4，当纳米SWCNT的质量含量为1.0%时，PPS-NH2-g-SWCNT/PPS纳米复合材料与纯PPS相比，杨氏模量和抗张强度分别提高了51%和37%。而纤维制备过程中拉伸作用诱导碳纳米管沿纤维轴向发生取向排列，分子链间应力的传递效果进一步提升，复合纤维的弹性模量有了明显的提高，拉伸强度提高了近3倍[30]。

图4 纯PPS，PPS-NH2-g-SWCNT/PPS，PPS/SWCNT*的杨氏模量(a)和断裂强度(b)对比图Fig.4 Young’s modulus(a) and tensile strength(b)for neat PPS,PPS-NH2-g-SWCNT, and PPS/SWCNT* used as reference

5 耐磨性

在工业应用中，PPS纤维主要应用于除尘滤袋和化学过滤等领域中。在除尘过滤过程中，固体颗粒容易磨损PPS滤袋，降低滤袋的使用寿命。因此，必须提高PPS纤维的摩擦学性能(降低磨耗率和摩擦系数)。目前，提高PPS摩擦性能的方式很多，主要有添加高分子添加剂、纳米化合物和纳米碳材料。通常材料的摩擦磨耗性能通过磨耗率和摩擦系数表征，其与材料的强度、硬度具有一定的联系，为在一定条件下物理和化学特性的综合表现。纳米粒子尺寸小，硬度高，均匀分散于基体的次表面，提高基体表面硬度，能大大降低硬的填料在对磨擦面上产生的磨粒磨损；又因纳米颗粒比表面积大，表面原子多 , 原子活性大 , 能够促进转移膜的生成, 从而提高基体的摩擦学性能[31]。

Bahadur S等[32]通过添加30～50 nm的TiO2、ZnO、CuO和SiC，对比这4种填料对PPS的磨耗效果发现，添加CuO后，PPS的平衡状态磨耗率有所降低，当填料体积含量为2%时，磨耗率最低。添加TiO2填料体积含量为1%时，复合材料的磨耗率迅速下降，在体积含量为2%时，达到最低。然而，添加ZnO和SiC时，PPS的磨耗率不降反升，不能达到提高磨耗性能的效果。当CuO和TiO2的体积含量为2%时，复合材料的摩擦系数最低，并在材料表面形成更薄的转移层，大大地提高了PPS的摩擦性能。而ZnO和SiC填料的复合材料的摩擦系数与纯PPS差不多。另一方面，当纳米填料的体积含量大于2%时，复合材料的弯曲强度随着含量的增加而提高。因此，CuO和TiO2可以作为提高PPS摩擦性能的良好填料。

Cho M H和Bahadur S[33]研究发现，加入纤维增强材料(凯芙拉纤维、碳纤维)后，可以继续降低nano-CuO/PPS共混物的磨耗率和摩擦系数。结果表明，15%Kvelar+2%CuO+PPS的磨耗率最低(达到0.014 mm3/km)，但是摩擦系数增加。15%CF+2%CuO+PPS的磨耗率降低，且摩擦系数也相应降低(达到0.45)。此外，加入纳米Al2O3也可以提高PPS的摩擦性能。Christian J Schwartz等[34]研究表明，添加体积含量为2%的Al2O3，可以增强转移膜和对应面之间的键接强度。此外，填充1.0%(质量分数)的PPS-NH2-g-SWCNT后[28]，纳米复合材料的摩擦系数少量降低，磨耗率降低了75%。这说明，PPS-NH2-g-SWCNT有利于提高PPS的耐磨性。

目前，耐磨性的研究仅集中于对PPS树脂的研究，PPS织物耐磨性的研究较少，需要深入研究关于高速飞行的微纳颗粒对纤维的磨擦学行为，满足PPS工业化应用。此外，在纳米增强PPS纤维的耐磨性方面，还需要提高纳米粒子的分散性，降低其含量，二维纳米材料在此基础上，还需要降低其长度(小于1 μm)，以满足熔融纺丝工艺需求。

6 结 语

纳米填料改性PPS及其纤维的研究，今后的研发工作应侧重以下几方面：

(1) PPS纤维的紫外光降解，是一个急待解决的问题，目前的纳米改性研究结果尚达不到长期使用的水平。

(2) 随着PPS除尘滤袋的广泛应用，微纳尺度固体粉末对纤维的磨耗机理研究不够深入，是工业化应用研究的软肋，亟需加强。纳米填料提高PPS耐磨性的研究，仅停留于对基体的研究，需进一步研究磨耗机理。

(3) 目前，纳米填料对PPS耐氧化性溶剂的改性研究不多。通过纳米填料复合改性，有望扩展PPS纤维的应用领域，如苛刻条件的水过滤和防护领域等。

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专栏特约编辑朱美芳

特约撰稿人彭慧胜

特约撰稿人高 超

特约撰稿人王 栋

特约撰稿人王雪芬

朱美芳:女，1965年生，教授，博导；国家杰出青年基金获得者，教育部长江学者特聘教授，东华大学材料科学与工程学院院长，纤维材料改性国家重点实验室主任，“材料学”国家重点学科带头人，教育部高等学校材料科学与工程教学指导委员会委员，“高分子材料与工程专业教学指导分委员会”副主任委员，全国工程专业学位研究生教育指导委员会委员，科技部“十五”863计划新材料领域纳米材料专项总体组专家成员；担任中国材料研究学会常务理事、中国化学会高分子学科委员会委员、上海市新材料学会副会长等；担任《Progress in Natural Science: Materials International》、《Journal of Fiber Bioengineering and Informatics》、《高分子学报》等12个期刊编委；长期从事高聚物纤维、有机/无机杂化材料及其生物医学应用研究，发表论文220余篇，获授权专利80余项；近5年承担完成国家科技部、教育部、国家自然科学基金委、工信部、上海市等项目30余项；先后获国家科技进步二等奖(2006)、国家有突出贡献中青年专家(1998)、中国青年科技奖、国家百千万人才国家级人选(2004)、何梁何利科学技术创新奖(2009)、中国青年女科学家奖(2010)、上海市十大科技精英、宝钢优秀教师特等奖等荣誉。

彭慧胜:男，1976年生，复旦大学高分子科学系教授、博导；中国复合材料学会理事，中国能源环保高新技术协会常务理事，国家杰出青年基金获得者，担任《Scientific Reports》化学方向编委，入选2013年国家“万人计划”(青年拔尖人才)，获2013年中国青年科技奖，2013年美国杜邦青年教授奖，2010年美国李氏基金会杰出成就奖，2010年中国化学会青年化学奖等；发表学术论文90余篇，申请发明专利42项，其中获授权国际专利5项、中国专利12项；主要研究方向是高性能纤维材料与能源器件，包括敏感材料、线状太阳能电池、锂离子电池、超级电容器等。

高超:男，1973年生，浙江大学高分子系教授、博导；2003年11月至2006年8月先后在英国Sussex大学化学系Harold W.Kroto爵士实验室、德国Bayreuth大学Axel H.E.Müller教授团队做访问研究、博士后研究和洪堡学者研究；国家杰出青年基金获得者，全国(百篇)优秀博士学位论文获得者；主要研究方向：石墨烯及其它纳米材料的可控合成、宏观组装及应用；碳基纤维、纳滤膜及气凝胶；超支化聚合物及其它支化大分子的合成、组装及应用；活性/可控聚合及点击化学。

王栋:男，1979年生，教授，武汉纺织大学材料学院副院长；主要从事热塑性聚合物纳米纤维材料的可控制备和纤维材料的功能化研究，在纳米纤维的化学组成、结构与性能的精确调控，以及通用和纳米纤维材料功能化方面开展了深入、系统的基础和应用研究工作，特别是在将纳米纤维材料应用于生物技术及生物医学领域做了许多开创性的工作；主持国家自然科学基金、科技部“863”子课题、湖北省“杰出青年基金”、中石化和日本大金等10余项科研项目；国家自然科学基金委工程材料学部有机高分子材料学科评审专家，“新型纺织材料与先进加工技术国家重点实验室培育基地”副主任，担任《Journal of Materials Chemistry C》、《ACS Applied Materials & Interfaces》等20余种国际学术刊物审稿人；发表学术论文40余篇，SCI收录30余篇，申请发明专利20余项，授权6项；获教育部“新世纪优秀人才”、湖北省“有突出贡献的中青年专家”、湖北省“楚天学子”、绍兴市政府“特聘专家”等荣誉称号。曾获湖北省科技进步三等奖，中国纺织工业协会科技进步二等奖，美国化学协会“最佳张贴论文奖”、美国国家纺织中心“研究竞赛奖”等。

王雪芬:女，1971年生，研究员，博士生导师，洪堡学者；2005年年底起成为东华大学材料学院及纤维材料改性国家重点实验室固定人员；中国材料研究学会会员及青年理事，担任10余种SCI期刊邀请审稿人；主要从事纳米纤维功能化及新型膜材料制备的研究，在静电纺纳米纤维的规则化及高性能化、纳米纤维基分离膜结构设计与性能调控、多尺度纳米纤维亲和膜设计与构筑，以及生物可降解超细纤维微观结构形态控制等方面开展研究工作；主持国家自然科学基金面上项目3项和省部级项目3项，主持纤维材料改性国家重点实验室项目多项、东华大学中央高校基本业务费专项资金项目2项；先后参加国家自然科学基金项目、国家“863”计划、教育部长江学者创新团队等多项课题，参加多项欧美研究课题。发表学术论文40余篇，其中20余篇被SCI收录，申请专利10余项，授权6项；入选上海市“浦江人才计划”和教育部“新世纪优秀人才支持计划”。