RHDPE/RHES复合材料的组织结构及增韧机理研究

以回收高密度聚乙烯(RHDPE)为基体、自制的复合改性剂HES为增韧剂,采用熔融共混的方式制备了RHDPE/RHES复合材料(简称RPES),研究了RPES的结晶形态、力学性能及熔体流动性,并探究了其增韧机理。结果表明:HES中RHDPE为连续相,橡胶为分散相,体系整体呈现“海岛”结构,分散相呈现“胞状”结构;随着橡胶含量的增加,RPES结晶越来越细化,晶粒尺寸逐渐减小;冲击强度逐渐增大,拉伸屈服强度和弯曲弹性模量有所下降,RPES熔体流动速率(MFR)逐渐减小。当橡胶含量为8%时,RPES的冲击强度达到45.24kJ/m^(2),是纯RHDPE的9.75倍,拉伸屈服强度和弯曲弹性模量保持率分别为83.24%和64.78%。RHDPE/橡胶试样缺口冲击断裂主要由银纹-空化损伤机理引起的,而PRES试样缺口冲击断裂主要是由银纹-剪切带屈服形变损伤机理引起的。

“无机粒子-无纺布”协同改性碳纤维复合材料及其增韧机理

针对碳纤维复合材料层间性能较差、易发生分层损伤的问题,提出一种采用SiC粒子和热塑性共聚酰胺(PA)无纺布对碳纤维/环氧树脂基复合材料(CFRP)进行增韧改性的技术,在层间构筑一种“无机颗粒/热塑性纤维/树脂基体”多组分多尺度增韧相体系,对比分析改性前后复合材料的Ⅰ型、Ⅱ型层间断裂韧性和耐热性,借助扫描电子显微镜(SEM)和动态热机械分析仪揭示其增韧和耐热性机制。结果表明,与未改性的CFRP材料相比,当SiC填充量(质量分数)为1%、PA无纺布面密度为25 g/m2时,改性CFRP材料Ⅰ型层间断裂韧性(GⅠC)和Ⅱ型层间断裂韧性(GⅡC)分别提高了52.7%和222.6%。无机粒子的阻滞效应、纤维的桥连效应和基体树脂的塑性变形是其主要增韧机制。

CAES储气库衬砌用HTCC力学性能及增韧机理研究

为研制满足CAES地下储气库衬砌性能要求的水泥基复合材料,减少高压气体泄漏。采用石英砂、PVA纤维制备高韧性水泥基复合材料(HTCC),开展力学性能试验及微结构试验,探讨PVA纤维的增韧机理及裂缝控制能力。结果表明:Ⅰ级粉煤灰、石英砂及PVA纤维制备的HTCC的极限抗拉强度可以达到5.44 MPa,极限拉应变达到2.13%;HTCC弹性模量低,适应变形能力强,受压破坏时具有明显的延性破坏特征;HTCC极限拉伸强度与初裂强度比值在1.05~1.46,平均裂缝宽度在60μm以下,具有优异的裂缝控制能力;PVA纤维与基体界面的黏结力及基体中纤维的桥接作用是HTCC增韧阻裂的主要原因。HTCC的高韧性及裂缝控制能力可以满足CAES地下储气库衬砌结构的性能要求。

SEBS与β-NAs对PP的协同增韧作用及增韧机理研究

本研究以聚丙烯(PP)为基体、氢化苯乙烯-丁二烯嵌段共聚物(SEBS)和β成核剂(β-NAs)为增韧剂,采用熔融共混法制备了PP/SEBS/β-NAs共混物,研究了SEBS和β-NAs对PP的协同增韧作用并探究了增韧机理。结果表明:当添加20%SEBS和0.05%β-NAs时,得到的PP/SEBS/β-NAs共混物样品的冲击强度达到了76.1 kJ/m2,较纯PP(3.9 kJ/m2)提高了1851.3%。SEBS和β-NAs的协同效应不仅能够增韧PP,还能够提高其加工性能。β-NAs的加入会诱导所得样品的脆-韧转变行为在低SEBS含量下提前发生。增韧机理为,由于β-NAs的加入,PP/SEBS/β-NAs共混物体系中大部分α晶转化为β晶,致使PP晶粒细化,SEBS相尺寸变小、分散更均匀。在外力作用下样品中的SEBS相充当应力集中点,不仅SEBS相内部及SEBS相和PP的界面层会发生空穴化,还会诱导样品中的PP基体发生大量的剪切屈服形变,这些过程会吸收大量能量,赋予PP/SEBS/β-NAs共混物良好的韧性。

HDPE增韧改性PP及增韧机理研究

以聚丙烯(PP)为基体、高密度聚乙烯(HDPE)为增韧剂,采用熔融共混的方式制备了PP/HDPE共混物,研究了HDPE的添加量对PP的增韧效果并探究了其增韧机理。结果表明,随着HDPE添加量的增加,所制备的PP/HDPE共混物的缺口冲击强度逐渐增大,当HDPE的添加量达到20%后,缺口冲击强度达到6.2 kJ/m^(2),较纯PP的3.9 kJ/m^(2)提高了59.0%,后继续提高HDPE含量,共混物的缺口冲击强度保持不变。增韧机理为PP/HDPE共混物在受到外力作用时,HDPE与PP的界面脱黏并形成空洞,空洞吸收能量。同时,HDPE充当应力集中点,产生“拉丝”现象,HDPE颗粒边缘向垂直于受力的方向延伸,应力从PP传递到HDPE,吸收能量。

纳米碳酸钙改性聚丙烯的性能与增韧机理

为了应对聚丙烯(PP)普遍存在的韧性不足的缺点,研究了纳米碳酸钙(nano-CaCO_(3))对PP力学性能、结晶行为和微观结构的影响,并探讨了nano-CaCO_(3)对PP的增韧机理。结果表明:nano-CaCO_(3)对PP具有良好的增韧效果,当w(nano-CaCO_(3))为35%时,复合材料的室温(23℃)冲击强度最大,为2.43 kJ/m^(2),较纯PP提高了26.4%,但nano-CaCO_(3)含量较高时,复合材料的冲击强度急剧下降。通过透射电子显微镜发现,高填充的纳米颗粒在PP基体中发生团聚,在应力作用下刚性填料与基体界面出现应力集中和剥离,破坏了原有纳米颗粒的增韧效果。

聚合物基纳米复合材料的增强增韧机理

大量的研究数据表明，聚合物基纳米复合材料具有同时增强增韧效果。结合环氧树脂／二氧化硅和聚酰亚胺／蒙脱土纳米复合材料的研究工作和有关文献综述了聚合物基纳米复合材料的各种增强增韧机理，包括物理化学作用和微裂纹化及裂缝与银纹相互转化增强增韧机理、临界基体层厚度增韧机理、物理交联点增强增韧机理，并对不同的纳米复合材料体系的实验结果进行了合理的解释。最后展望了这些机理在聚合物基纳米复合材料设计与应用中的指导作用。

填充增韧聚丙烯复合材料的断裂韧性及增韧机理

用表面处理的ＣａＣＯ３填充聚丙烯（均聚物ＰＰ），ＰＰ／ＣａＣＯ３复合材料的杨氏模量和缺口冲击强度同时得到增加，克服了通常填料填充聚合物降低韧性的缺点．用Ｊ积分研究其断裂韧性给出：裂纹扩展阻力ｄＪ／ｄ（△ａ）低是聚丙烯缺口脆性的主要原因，随着填料体积分数Ｖｆ的增加ＰＰ／ＣａＣＯ３的Ｊｃ出现一极大值，但其裂纹扩展阻力却不断增大；用裂纹引发点后的Ｊｃ＝Ｊｃ＋［ｄＪ／ｄ（△ａ）］·△ａ＝Ｊｅ（Ｊ积分弹性分量）＋Ｊｐ（Ｊ积分塑性分量）可全面表征韧性聚合物材料的断裂韧性；ＰＰ／ＣａＣＯ３的Ｊｐ明显增加，是裂纹扩展阻力和Ｊｔ增加的原因．ＳＥＭ分析结出，ＣａＣＯ３填料在裂尖损伤区内引起强烈的空洞化损伤，并增强了裂尖钝化破坏过程，这些细观损伤机制的变化，导致能量耗散增加，可用滞后分量Ｊｈ定量表征．由此给出聚合物材料被增韧的Ｊ积分判据为：复合材料的Ｊｈ＞基体的Ｊｈｍ．

尼龙11/MBS/环氧树脂共混合金的力学性能和增韧机理

对尼龙 11共混合金体系的力学性能进行了考察。对于尼龙 11/ EXL - 2 6 91核 -壳冲击改性剂 /相容剂三元共混合金体系加入环氧树脂后 ,分散相 -冲击改性剂在尼龙 11基体中的分布更加均匀 ,两相的相容性提高 ,但分散相粒子粒径并未随环氧树脂用量的增加而减小 ;加入 1%的环氧树脂后 ,共混合金体系冲击强度最大 ,分散相粒子粒径最小 ;体系的断裂强度随着环氧树脂用量的增加而增大 ,伸长率则降低。

凹凸棒土/聚丙烯/聚碳酸酯三元复合材料的力学性能及增韧机理

通过两步法熔融共混工艺制备了具有核壳特征凹凸棒土(AT)/聚丙烯(PP)/聚碳酸酯(PC)三元复合材料。利用TEM观察复合体系的亚微相态。使用万能材料拉力机、冲击实验仪等手段测试了复合材料的力学性能,并对三元复合体系的增韧机理进行了探讨。结果表明,PC连续相中形成了以AT为核、PP为壳的分散相。这种核壳结构特征相包容粒子对PC具有良好的增韧效果,且强度较PP/PC二元共混体系有所提高。结合冲击断面形貌的SEM分析,认为AT/PP/PC三元复合体系中的增韧机制主要是界面脱粘、空化作用和AT对分散相的增强作用。

CPE增韧硬质聚氯乙烯的结构形态和增韧机理

对氯化聚乙烯 (CPE)改性聚氯乙烯 (PVC)体系的性能随组成的变化进行了研究。用电子显微镜 (TEM、SEM )考察了共混体系的形态结构。结果发现 :PVC与CPE相容性较好 ,共混体系在断裂过程中产生网丝结构。网丝结构与CPE用量密切相关 ,是脆 -韧转变后体系发生塑性变形的结果 。

弹性体共混改性聚丙烯的增韧机理

阐述了以聚丙烯（ＰＰ）／高密度聚乙烯（ＨＤＰＥ）为复合基体，苯乙烯－丁二烯－苯乙烯（ＳＢＳ）为增韧剂经三元共混所得的性能优异的一类新材料．从三个层次（形貌结构转变、宏观力学响应和裂尖过程区演化）系统地探讨了其增韧机理．结果表明由形貌结构控制和对早期体膨胀变形抑制可造成裂尖平面应变区的超钝化从而达到增韧．

双相区保温温度对9Ni钢组织性能的影响及增韧机理

研究了双相区保温温度对9Ni钢组织和力学性能演变的影响规律,分析了双相区热处理的增韧机理。结果表明:在双相区670℃左右保温淬火回火后,成品板的屈服强度可达到600 MPa以上,-196℃横向冲击功高达249 J且塑性最佳。显微组织分析结果发现,670℃条件下部分区域内的马氏体板条间形成了γ相,有利于淬火后提高材料平均晶界取向差并增加逆转奥氏体(γ')的形核点。讨论了9Ni钢双相区热处理的增韧机理:材料平均取向差增加,晶粒得到有效细化,使得基体钝化裂纹和增加裂纹扩展路径作用强化;γ'量(体积分数)增加、碳过饱和度降低使得材料塑性增加,这有利于扩大裂纹前端塑性形变区以实现增韧。碳过饱和度降低时仍能保持高强度的原因在于双相区保温过程中细化了组织,通过细晶强化予以补偿。

丁腈橡胶对聚甲醛树脂的增韧机理研究

研究了丁腈橡胶（ＮＢＲ） 对聚甲醛（ＰＯＭ） 树脂的增韧机理，并比较了ＰＯＭ／ＮＢＲ 体系和ＰＯＭ／ 热塑性聚氨酯（ＴＰＵ） 体系的异同．结果表明，高丙烯腈（ＡＮ） 含量的ＮＢＲ 有着和ＴＰＵ 相近的溶度积参数，且其分子上的氰（ＣＮ） 基或双键对ＰＯＭ 分解时产生的甲醛及大分子自由基的捕捉作用，有利于改善ＮＢＲ 和ＰＯＭ 之间相容性，因而可和ＰＯＭ 树脂形成良好的合金体系；当ＮＢＲ 含量达４０ｗｔ％ 时，ＰＯＭ／ＮＢＲ 体系出现脆韧转变，从逾渗机制、剪切带机制、类互穿网络（ＩＰＮ） 作用机制等角度进行考察的结果证明，ＮＢＲ 对ＰＯＭ 树脂的增韧行为以及ＰＯＭ／ＮＢＲ 共混合金体系的脆韧转变规律与ＰＯＭ／ＴＰＵ 体系相一致．

硬质PVC/ACR共混体系的增韧机理研究

通过TEM、SEM等方法研究了不同结构丙烯酸酯类抗冲改性剂 (ACR)对聚氯乙烯 (PVC) /ACR共混体系形态结构的影响 ,对ACR增韧硬质PVC的机理作了探讨。当PVC中含有 8phr以上完善核壳结构的ACR时 ,在共混体系能形成网络结构 ,这一结构在受冲击时产生多重银纹 ,并实现银纹的钝化 ,在PVC/ACR共混体系的增韧机理中占主导地位。同时 。

刚性有机粒子对聚氯乙烯／氯化聚乙烯共混体系形态和增韧机理的研究

刚性有机粒子对聚氯乙烯／氯化聚乙烯共混体系形态和增韧机理的研究周丽玲，吴其晔，杨文君，刘士龙，张漫（青岛化工学院橡胶系青岛２６６０４２）关键词刚性有机填料，聚氯乙烯ＰＶＣ，氯化聚乙烯（ＣＰＥ）形态，增韧机理在共混改性中，弹性体增韧硬质聚氯乙烯（ｎｙＶ...

超高分子量聚乙烯增强聚丙烯共混体系的力学性能、亚微相态和增韧机理的研究进展

综述了作者所在课题小组在超高分子量聚乙烯(UHMWPE)增韧增强聚丙烯(PP)共混体系研究领域中所取得的成果、研究进展及增韧增强机理。该成果将为提高通用型塑料PP的综合力学性能提出一种新的方法及机理,从而实现通用塑料高性能化和工程塑料化的目标。

热固性树脂的增韧方法及其增韧机理

系统地论述了通过加入无机填料、橡胶弹性体、热塑性树脂、热致性液晶，与热塑性塑料形成半互穿网络结构，改变交联网的化学结构，控制分子交联状态的不均匀性等增韧热固性树脂的方法。

ABS增韧硬质聚氯乙烯的结构形态和增韧机理

研究了ABS用量变化对改性硬质聚氯乙烯体系冲击性能的影响。用电子显微镜 (SEM、TEM ) ,观察了形态结构。结果发现 ,随ABS用量增加 ,增韧曲线呈“S”型 ,体系形态发生变化。PVC/ABS共混体系为半相容体系。试样拉伸时 ,ABS作为应力集中体分散于PVC连续相中 ,引发银纹 ,银纹对共混体系增韧具有重要作用。

聚苯硫醚/聚砜反应性共混物的增韧机理研究

以环氧树脂(EP)为界面反应剂,通过熔融共混制备了聚苯硫醚(PPS)/聚砜(PSU)/EP共混合金,考察了合金的流变行为、力学性能、相形态及增韧机理。结果表明,在PPS/PSU中加入EP后,基体间的相容性得到提高;当EP含量为5%时,力学性能最优;该共混合金的增韧机理为分散相引发银纹机理。