MC尼龙6/TiO_2原位纳米复合材料等温结晶动力学的研究

采用差示扫描量热法(DSC)研究了阴离子原位聚合法制备的铸型尼龙6 (MC尼龙6 ) /TiO2 纳米复合材料的等温结晶行为,并应用Avrami方程分析了MC尼龙6的等温结晶动力学过程。结果表明:纳米TiO2 对MC尼龙6基体具有异相成核作用,使其原位纳米复合材料结晶速率常数变大,半结晶时间变小。Hoffman成核结晶理论计算结果表明,原位纳米复合材料的Kg (与结晶温度无关而与成核方式有关的参数)大于MC尼龙6且随着纳米含量的增加而增加,说明纳米TiO2 阻碍了MC尼龙6分子链的运动,同时尼龙6由晶核生长占主导地位逐渐向成核机制占主导地位转变。

聚甲亚胺/MC尼龙6分子复合材料的结晶行为

利用广角 X 射线衍射(WAXD)、差示扫描量热仪(DSC)等手段研究了聚甲亚胺/MC 尼龙 6 分子复合材料的结晶行为.X-射线结果表明聚甲亚胺的加入基本上没有改变基体的晶型,仍以 晶型为主.在等温结晶动力学研究中发现聚甲亚胺加快了基体的结晶速率,尤其是当 PAM含量为 5%时,半结晶期明显减小.但是几个式样的 Avrami 指数变化不大.

光谱法研究MC尼龙6/芳纶复合材料的结构

将经甲苯二异氰酸酯(TDI)和己内酰胺改性的Kevlar纤维作为MC尼龙6的增强体,X射线光电子能谱观察到改性后纤维表面C,N和O元素的含量发生了改变,谱峰也相应发生变化。从红外光谱分析发现,Kevlar纤维和MC尼龙6相混所得谱图只是二者红外谱图的简单叠加,而改性Kevlar纤维可作为己内酰胺阴离子开环聚合的活性中心,且接枝链上的酰胺基可以与基体尼龙形成较强的氢键,有利于提高界面结合。XRD测试表明Kevlar纤维的引入并没有明显改变MC尼龙6的晶型,但其晶粒将具有更严格的三维周期性结构。在相同纤维用量时,改性Kevlar纤维增强的MC尼龙6的晶粒较未改性纤维的完善。当纤维含量小于2%时,纤维的加入有利于生成完善的α球晶,纤维含量大于2%时,α球晶结构含量随着纤维用量的增多反而下降。

DSC法研究纳米SiO_2/MC尼龙6原位复合材料的多重熔融行为

借助差示扫描量热仪(DSC)研究纳米SiO2/MC尼龙6原位复合材料等温结晶后的多重熔融行为。结果表明:复合材料的熔融行为呈现三重熔融峰,分别对应于等温结晶过程形成的小晶片、主要结晶组分及完善性较差的组分再结晶和再组合形成较为完善结晶组分的熔融。在高温下结晶,纳米粒子含量的增加提高了体系再结晶、再组合程度;在低温下结晶,当纳米粒子含量较低时,再结晶、再组合程度相对于纯MC尼龙6有所降低,进一步增加纳米粒子的含量,再结晶、再组合的程度又逐步提高。

纳米SiO_2的均匀分散及其对MC尼龙6晶型结构及晶型转变的影响

通过阴离子开环聚合法制备纳米二氧化硅(Si O2)/MC尼龙6原位复合材料,采用透射电子显微镜(TEM)对纳米粒子在基体中的分散行为进行表征,结果表明Si O2约以30～70nm左右的尺寸均匀分散在基体中。广角X射线衍射(WAXD)结果表明,纯MC尼龙6及其原位复合材料均呈现典型尼龙6的α晶型衍射峰,纳米Si O2的引入在MC尼龙6结晶过程中削弱了大分子链在c轴的取向。液氮淬冷样品经退火处理后的WAXD结果表明,纳米Si O2和MC尼龙6之间的相互作用阻碍了大分子链段的运动,从而使得γ晶型向α晶型的转变速率降低。

MC尼龙和MC尼龙/纳米ZnO复合材料晶面间距的膨胀系数和收缩系数

采用原位聚合反应制备铸型(MC)尼龙6/纳米ZnO复合材料,并用动态高温X射线衍射(XRD)法对合成的MC尼龙/纳米ZnO复合材料进行研究,考察其在升温和降温过程中α1和α2晶面间距的变化、结晶结构的热稳定性。结果表明,随着温度的升高,MC尼龙的α1(200)和α2(002+202)晶面分别发生了收缩和膨胀,降温过程中分别为膨胀和收缩。纯MC尼龙在升温过程中晶面的线膨胀系数为ααT1=-1.45515×10-4℃-1、ααT2=4.03985×10-4℃-1;降温过程中晶面的线收缩系数为βαT1=-2.53341×10-4℃-1、βαT2=3.77188×10-4℃-1。MC尼龙/纳米ZnO复合材料在升温过程中α1和α2晶面的线膨胀系数为ααT1=-1.45984×10-4℃-1、ααT2=3.18063×10-4℃-1;降温过程中α1和α2晶面的线收缩系数为βαT1=-1.23801×10-4℃-1、βαT2=2.98470×10-4℃-1。可见,纳米ZnO的加入,使MC尼龙对温度的敏感度降低,提高了MC尼龙的热稳定性。