拉伸断裂性能（共7篇）
拉伸断裂性能 篇1
据粗略估计,我国每年家禽加工业以及羽绒制造业所产生的羽毛副产物在100万t以上,这些副产物中的角蛋白含量高达80%~90%［１］。令人遗憾的是,这笔丰富的可再生蛋白质资源常常被人们忽略而当作垃圾处理。如果这笔角蛋白资源在通过接枝聚合改性后用作热塑性材料,既可获得大量具有较高附加值的改性角蛋白塑料,又可避免传统方法中焚烧或填埋羽毛废弃物时给环境带来的破坏［２］。
目前,材料学界已有人将羽毛蛋白原料的应用范围扩展至热塑性高分子领域,但主要都是将羽毛或羽毛蛋白同大量的增塑剂(如甘油、山梨醇)通过物理共混热压而成［３］。需指出的是,通过与大量的增塑剂混合,虽可以制得热塑性较好的羽毛膜材,但该膜材存在的普遍问题是伸长有余,强度不足。 同时在热塑性材料的使用过程中,原本通过机械外力作用混入羽毛中的增塑剂小分子会随着时间的推移逐渐从材料内部渗透出来,这种增塑剂与膜材基质两相分离的现象会给羽毛膜材的使用性能带来不利影响,尤其会降低膜材的韧性。
为解决与增塑剂物理共混所产生的问题,我们在前期研究中［４］采用接枝聚合的方法对羽毛蛋白进行化学改性,将甲基丙烯酸甲酯(MMA)单体接枝到羽毛角蛋白的分子链上,制备出具有热塑性的接枝改性羽毛蛋白材料,降低了制备热塑性羽毛蛋白时增塑剂的用量,提高了热塑性羽毛蛋白材料的使用性能。然而,到目前为止,在对羽毛蛋白进行接枝改性过程中的一些基本问题尚需要进一步研究探讨。如在进行接枝聚合反应时,乙烯基单体种类的选择问题等。本研究将不同种类的丙烯酸酯单体接枝到天然羽毛角蛋白的分子链上,制备出具有不同结构接枝支链的改性羽毛角蛋白产品,对改性羽毛角蛋白的分子结构与其熔融性能、共聚物膜材的拉伸性能之间的联系进行了研究,以期解决天然羽毛蛋白热塑性能较差、使用范围狭窄的问题,扩大生物基塑料的原料来源。
1实验部分
1.1原料
天然羽毛角蛋白,实验室碱水解法自制;过硫酸钾、亚硫酸氢钠、甲基丙烯酸甲酯(MMA)、甲基丙烯酸乙酯(EMA)、甲基丙烯酸丁酯(BMA)、丙烯酸丁酯(BA),均为分析纯。
1.2接枝改性羽毛蛋白的制备
取5g天然羽毛角蛋白粉置于四颈烧瓶中,加入适量蒸馏水。将四颈烧瓶放置于恒温水浴锅中。使用机械搅拌器将角蛋白悬浊液搅拌均匀,当烧瓶内温度达到60℃时,向瓶内滴加醋酸溶液以调节pH值到3.5左右。此时,向瓶内通入氮气30min以上,将空气完全排出。在氮气环境下用3个滴液漏斗分别向烧瓶中同时滴加氧化剂K２S２O８溶液,还原剂NaHSO３溶液以及丙烯酸酯接枝单体,控制总浴比为1∶7,整个反应体系中K２S２O８浓度为0.078mol/L,K２S２O８与NaHSO３的摩尔比为2∶3,丙烯酸酯接枝单体浓度为40%(w/w,丙烯酸酯/羽毛角蛋白)。在氮气保护下反应3.5h后,加入4%的终止剂对苯二酚(w/w,对苯二酚/羽毛角蛋白),关闭氮气,继续搅拌15min。接枝完成后,将接枝角蛋白悬浊液抽滤,冷冻干燥后装袋储存。
1.3滤液中残留单体含量的测定
滤液中残留单体含量的测定原理、操作及计算方法参见文献[4]。
1.4均聚物含量的测定
精确称取约5g接枝产物,用滤纸包好置于索氏抽提器中,用丙酮抽提24h,将萃取后的剩余物烘干至恒重,准确称量,并计算均聚物含量。
1.5接枝参数的计算
单体转化率是指转化成聚合物的单体量占投入单体总量的质量百分率;接枝率是表示接枝到羽毛蛋白分子链上的合成聚合物与羽毛蛋白的质量百分比,其计算方法如公式(1)和(2)所示。
1.6接枝羽毛蛋白膜的压制
向已经去除均聚物的接枝角蛋白粉末中混入20%(wt,质量分数,下同)的甘油作为增塑剂。将大约10g的接枝角蛋白样品用铝箔纸包覆,在平板硫化机上热压成膜,热压温度为130℃,压强为10MPa,时间为150s。
1.7接枝角蛋白膜的力学性能测试
将接枝角蛋白膜置于20℃,相对湿度65%的环境中平衡24h,再分别裁成条状(80mm×15mm),每种角蛋白膜条状试样数量为10根。用游标卡尺测出每根试样的厚度,使用万能强力仪对样品的最大拉伸断裂强力及伸长率进行测试(拉伸速度100mm/min,夹持距离50mm)。
1.8接枝角蛋白DSC扫描测试
所制备角蛋白试样的熔融峰由DSC扫描获取而得,测试仪器为德国Netzsch公司生产的DSC 200F3差热扫描仪。测试前样品均已冷冻干燥至绝干,整个测试过程在氮气保护下进行,升温范围40~180℃,升温速率20℃/min。
1.9接枝角蛋白１H-NMR表征
利用核磁共振的H谱对角蛋白进行结构表征,用以验证聚丙烯酸酯支链是否被成功接枝到羽毛角蛋白的分子链上。 测试仪器为瑞士Bruker公司制造的AVAMCE Ⅲ 400MHz核磁共振波谱仪,溶解角蛋白的有机溶剂为DMSO,角蛋白试样浓度为5%。
2结果与讨论
2.1角蛋白的１H-NMR谱图
图1(a)和图1(b)分别为天然羽毛角蛋白和接枝BMA的改性羽毛角蛋白的１H-NMR谱图。同图1(a)对比可知,除了原有的化学位移峰仍然存在之外,图1(b)中在约4.0ppm处出现了一个新的化学位移峰,此峰对应的正是丁酯(—COOC４H９)上的质子峰,这与Yao等［５］的研究结果相一致。接枝羽毛角蛋白谱图中新质子峰的出现证明了PBMA支链已被接枝到羽毛角蛋白的分子链上。
[(a)天然羽毛角蛋白;(b)接枝BMA的改性羽毛角蛋白,接枝率为23.2%]
2.2角蛋白的DSC热分析谱图
图2为天然羽毛角蛋白和接枝不同丙烯酸酯单体的改性羽毛角蛋白的DSC热分析谱图。由图可知,天然羽毛角蛋白未出现熔融峰,说明其热塑性很差,而接枝了丙烯酸酯的改性羽毛角蛋白均出现了明显的熔融峰,这与我们前期研究中得到的结论［４］相吻合,证明在羽毛角蛋白上接枝丙烯酸酯单体是赋予羽毛角蛋白热塑性的有效方法。其中,接枝MMA、 EMA和BMA的改性角蛋白的熔点十分接近,均在130℃ 附近,而接枝了BA的改性角蛋白的熔点约为105℃。可见,α-甲基的存在有利于提高接枝羽毛角蛋白的熔点。其原因在于, 丙烯酸酯类单体在酯基相同的情况下,α-甲基的引入会使丙烯酸酯分子链节运动空间障碍明显增大,使其聚合物形成短小分支,分子链的刚性增加,熔融熵减小,从而熔点得以升高［６］。
(GR指接枝率,MC指单体转化率,接枝单体浓度均为40%)
2.3丙烯酸酯单体结构对改性角蛋白接枝参数的影响
图3显示了丙烯酸酯单体结构对改性羽毛角蛋白接枝率和单体转化率的影响。随着丙烯酸酯酯基碳链长度的增加, 接枝角蛋白的接枝率和单体转化率均呈现逐步下降的趋势。 同时,丙烯酸酯分子链上α-甲基的引入也会降低接枝角蛋白的接枝参数。
丙烯酸酯酯基的碳链长度越大,其空间位阻效应越显著, 因此接枝到羽毛角蛋白分子链上形成支链的难度也越大,接枝率随之降低。单体转化率是指接枝支链与均聚物的质量之和与投入单体总质量的百分比。丙烯酸酯单体进行均聚反应的能力基本相同,因此在均聚物生成量相近的情况下,接枝率越低,丙烯酸酯的单体转化率也就越低。同理,在酯基相同的情况下,MMA的接枝参数要比相应的丙烯酸酯低。
2.4丙烯酸酯单体结构对改性角蛋白膜材拉伸断裂强度的影响
图4反映了丙烯酸酯单体结构对热塑性接枝羽毛角蛋白膜材拉伸断裂强度的影响。天然羽毛角蛋白因热塑性很差, 故在热压条件下,蛋白质会发生热裂解而无法成膜;接枝改性赋予了羽毛角蛋白良好的热塑性,故接枝羽毛角蛋白可以形成具有不同力学性能的生物基塑料膜。随着丙烯酸酯酯基碳链长度的增加,角蛋白膜的断裂强度呈现逐步增加的趋势,而丙烯酸酯分子链上α-甲基的引入亦可提高接枝角蛋白膜的拉伸断裂强度。
如图3所示,在接枝单体浓度相等的情况下,改性角蛋白的接枝率随丙烯酸酯单体酯基碳链长度的增加呈现逐步降低的趋势,如MMA的接枝率比BMA高出了14%。换言之,丙烯酸酯酯基的碳链越短,改性角蛋白接枝支链的量越大,共聚物分子链支化程度越高,分子间的距离会增加,分子间的作用力会减小,因而共聚物的拉伸断裂强度会降低［６］。从图4可以看出,就拉伸断裂强度而言,BMA>EMA>MMA。
一般而言,在丙烯酸酯分子侧基上引入α-甲基会使聚合物形成短小分支,减少大分子的柔顺性,提高其刚性,故接枝BMA的改性角蛋白膜的拉伸断裂强度高于接枝BA的改性角蛋白膜。此外,本研究在制备角蛋白膜时采用的热压温度均为130℃,与接枝了MMA、EMA、BMA的改性角蛋白的熔点相近,但却比接枝BA的改性角蛋白的熔点高了约20℃,这可能导致热压成膜时部分改性角蛋白大分子发生降解,从而降低接枝BA的改性角蛋白膜的拉伸断裂强度。
2.5丙烯酸酯单体结构对改性角蛋白膜材断裂伸长率的影响
图5描绘了丙烯酸酯单体结构对热塑性接枝羽毛角蛋白膜断裂伸长率的影响。随着丙烯酸酯酯基碳链长度的增加,角蛋白膜的伸长率开始未出现明显变化,而后出现较大幅度的提高。
前文已阐明,丙烯酸酯酯基的碳链越长,改性羽毛角蛋白的接枝率越低,共聚物分子链支化程度就越低。支化度的降低,一方面提高了共聚物的拉伸断裂强度,另一方面增大了分子链间的作用力,减弱了链段运动能力,不利于提高共聚物的延伸度。然而,观察图5可知,EMA的断裂伸长几乎等同于MMA,并未出现下降。其原因在于丙烯酸酯酯基中的烷基(如甲基、乙基、丁基)都是非极性基团,柔顺性强,呈线型伸展。这些酯类聚合物的玻璃化温度会随着酯基碳链的增长而降低,分子链段运动能力随之增强,有利于提高聚合物的延伸度［７］。因此,当酯基的长度增加不大时,丙烯酸酯酯基中烷基柔顺性的提高给角蛋白膜延伸度带来的有利影响会被支化度降低带来的不利影响所抵消。当酯基增加到一定的长度时(如烷基为丁基时),酯基中烷基柔顺性的提高给膜材断裂伸长带来的有利影响将会逐渐占据主导作用,故接枝BMA的改性角蛋白膜的断裂伸长率显著高于接枝EMA的改性角蛋白膜。
此外,如前文所述,在丙烯酸酯分子侧基上引入α-甲基会提高聚合物的刚性,一定程度上会降低共聚物膜材的延伸度。 然而,因制膜时热压温度比接枝BA的改性角蛋白的熔点高, 导致热压成膜时部分角蛋白发生降解,所制备的蛋白膜变得较脆硬,这就使得接枝BA的改性角蛋白膜的断裂伸长率反而低于接枝BMA的改性角蛋白膜。
3结论
(1)将丙烯酸酯单体与羽毛角蛋白进行接枝聚合反应是赋予角蛋白热塑性的有效方法之一,丙烯酸酯单体侧基上α-甲基的引入会显著提高羽毛角蛋白-丙烯酸酯接枝共聚物的熔点。
(2)随着丙烯酸酯单体酯基碳链长度的增加,改性羽毛角蛋白的接枝率逐渐降低,且丙烯酸酯单体侧基上α-甲基的存在会使羽毛角蛋白的接枝率下降。
(3)在接枝改性的过程中,当单体浓度一定时,丙烯酸酯单体酯基碳链长度的适当增加能够提升热塑性接枝羽毛角蛋白膜的拉伸断裂强度及伸长率,而侧基上α-甲基的存在能够提高改性角蛋白膜的断裂强度。综合考虑所选羽毛角蛋白-丙烯酸酯接枝共聚物的热学及拉伸断裂性能,选择BMA作为接枝单体较为适宜。
拉伸断裂性能 篇2
镁合金具有密度小、比强度高、比刚度高等优异性能。 但其强度不高,高温性能较差,大大限制了其应用。由于稀土元素与镁的原子半径相差在±15%范围内,在镁中有较大固溶度,具有良好的固溶强化、沉淀强化作用,因此稀土镁合金可以有效地改善镁合金的组织和微观结构、提高镁合金室温及高温力学性能、增强镁合金耐蚀性和耐热性等;稀土元素原子扩散能力差,对提高镁合金再结晶温度和减缓再结晶过程有显著作用［１，２］。因此在镁合金领域开发出一系列含稀土的镁合金,使它们具有高强、耐热、耐蚀等性能,有效地拓展镁合金的应用领域［３］。
本工作以Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.4Zr稀土镁合金为研究对象,研究其高温拉伸下的力学曲线,观察显微组织,分析稀土镁合金的断裂机制。
1实验
本实验研究的是镁合金的拉伸断裂机理,实验选取的变形温度为350℃、400℃;应变速率为2mm/min;把试样装在DDL50电子万能试验机上,设定加载速率,使它受到缓慢增加的拉力,计算机控制系统自动采集力传感器的拉力F信号和位移传感器的S信号,拉伸断裂之后再用JSM-6700F场发射扫描电子显微镜扫描断口进行分析。
实验材料采用64mm×13mm×2mm(长×宽×高)的3种不同形状的片状镁合金Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.4Zr试样, 其成分如表1所示。试样的形状如图1所示。
2结果与分析
2.1稀土镁合金拉伸变形行为
稀土元素可以细化、强化镁的特性。加入稀土后,镁合金的优良特性得以保留,并且获得了耐热强度高、蠕变性能好等一系列良好性能,应用市场日趋广阔。在镁合金中添加稀土元素,可以很大程度上提高镁合金室温和高温的力学性能,尤其是在强度方面,效果更显著。将稀土元素加入镁合金熔体具有除氢、除铁、除氧、除硫、除夹杂物的效果,进而改善合金组织状态,提高力学性能。同时,稀土元素可以减小镁合金的凝固区间,降低产生显微疏松和热裂纹的可能性［４］。在Mg-Y二元合金系中添加Zn、Nd、Gd和Zr等元素能大幅度提高合金中析出相的体积分数,提高稀土镁合金的力学性能。Zn的添加对Mg-Gd-Y-Zr合金性能会产生影响, Zn的添加虽然降低了合金在铸态下的强度,但是添加0.3%~1% Zn(原子分数)的合金经过轧制后强度和延伸率都有明显的上升。
由图2可知,3种不同试样断裂前所受应力状态不同,因此其断裂前表现的塑性也不同。随着角度的增加,载荷-位移曲线越来越低,最高载荷逐渐减小,试样中心的三轴应力度逐渐减小而断裂应变增大。温度相同时,0°的试样真实应力低,塑性较好。有角度的试样塑性较差,这是由于有角度的试样容易产生应力集中,应力集中达到屈服强度时产生塑性变形,改变了有角度试样前方的应力状态,使得试样的屈服应力比单向拉伸时要高,即产生所谓的缺口“强化”现象,故在整体上表现出没有0°试样真应力低。0°试样的应变值可达到较高的值,有角度的试样其值较低,这是由于角度的存在,应变发生了变化,促使微孔的形核长大和聚合的速度加快,尤其是微孔横向长大速度加快,造成试样提前发生断裂。
同一试样,随着温度的升高,塑性增强,材料的拉力降低。这主要是由于随着温度的升高,发生了回复和再结晶。 回复能使变形金属稍许得到软化,再结晶则能完全消除变形金属的加工硬化,使金属和合金塑性显著提高,实际应力显著降低;温度升高,临界切应力降低,滑移系增加,因为温度升高,原子的动能增大,原子间的结合力变弱,使临界切应力降低,同时,在高温时还可能出现新的滑移系;新的塑性变形方式的发生,当温度升高时,原子热振动加剧,晶格中的原子处于不稳定的状态［５］。当温度较高时晶界的强度比晶粒本身下降得快,不仅减少了晶界对晶内变形的阻碍作用,而且晶界本身也易于发生滑动变形。另外,由于高温时原子的扩散作用加强,在塑性变形过程中出现的晶界在很大程度上得到消除。这一切使金属和合金在高温下有良好的塑性和低的实际应力。
2.2拉伸宏观断口分析
拉伸断裂后的宏观断口如图3(左350 ℃,右400 ℃)所示,从断口的外形上看,0°试样的断口上呈灰色纤维状,断口均比较粗糙,而45°和90°的试样断口比较光滑,主要是因为0°试样的断裂是正应力产生的,而45°和90°试样的断裂主要是由于剪应力产生的。90°试样的断口呈明显的人字形。350 ℃与400 ℃的断口比较,其断面较平整些。
2.3微观断口分析
对镁合金来说,细晶强化是一种非常重要的提升力学性能的方式。细晶强化的基本机理是通过减小镁合金的晶粒尺寸,增加镁合金单位体积内的晶界面积,增大滑移的难度, 使得应力更加集中,激活更多的滑移系,让镁合金的变形更加均匀,从而提升强度和韧性。镁合金中添加少量稀土,能够使晶粒细小、熔体净化、第二相性质与形貌改变,提升合金的性能。同时,稀土还能够弱化镁合金在变形加工时产生的织构,减少各向异性,从而提高其成形性能。由于Y元素可以减少固液界面张力、形核能、临界形核半径,而这些都对形核以及组织细化有益［６］,因此加入Y后通过形成细晶强化和第二相强化,有效改善了合金的力学性能。此外,在Mg-Zn- Zr系ZK60变形镁合金中添加Y和Nd,通过热轧及热处理, 发现其对铸态合金组织均起到细化作用,大幅提升合金的室温断裂强度。
根据金属完全断裂前的总变形量(宏观变形量)断裂可分为两大类:脆性断裂和延性断裂。多晶金属的断裂,依断裂路径的走向,可分为穿晶断裂和晶间断裂,穿晶断裂又可分为解理和剪切。
镁合金在室温和高温下拉伸断裂处均没有明显的劲缩现象。以AZ80镁合金为例,室温下,镁合金的断口由粗糙的小颗粒组成,并呈现出许多短而弯曲的撕裂棱,撕裂棱两边由大小不一的解理台阶构成,在断口上有二次裂纹,呈较强的沿晶脆性断裂。温度升高时,断口分布着众多深浅不一的韧窝,表明在断裂失效前发生了较大的塑性变形,断口形貌为具有一定塑性变形的解理特征［７］。
稀土镁合金在室温下的拉伸断口表现出脆性断裂的特征,整个断口在宏观上看来十分平整,在扫描电镜下广泛分布着片状的花样,没有见到韧窝的存在。当温度提高后,合金表现出韧脆混合断裂的特征,从宏观上来看断口表面参差不齐,在扫描电镜下可以在断口的局部观察到浅而小的韧窝分布［８］。随着温度的升高,合金进入多系滑移阶段,基面、棱柱面和锥面的滑移系都能启动,合金的断裂机制为微孔聚集型断裂;当温度达到350 ℃以上时,由于动态再结晶的发生, 细小晶粒能非常容易地进行晶界滑移变形,合金的断裂机制为沿晶剪切断裂［９］。
如图4(a)和(b)所示,0°试样在350 ℃和400 ℃时,断口均有明显的韧窝,为韧性断裂。在400 ℃时,韧窝增多,而且韧窝较深。因此0°试样的裂纹产生及扩展都是在正应力作用下完成的,正应力较大。如图5(a)和(b)所示,45°试样在温度为350 ℃ 和400 ℃ 时断口有大量的韧窝,且呈半椭圆型,而图5(b)的韧窝数量较多。45°试样拉伸中既有正应力也有剪切应力,与0°试样产生的裂纹的方式不同,45°试样的裂纹是在剪应力作用下产生,而在正应力作用下扩展的,其断裂方式是由剪切应力诱导的韧性断裂［１０］。图5(a)中有明显的撕裂棱,断裂机制是混合型断裂。如图6(a)和6(b)所示,90°试样在350 ℃ 和400 ℃的断裂形貌均是比较平整光滑的区域组成,断口上几乎没有韧窝,拉伸试样中的剪应力很大,所以90°试样裂纹的产生及扩展是在剪应力作用下完成的,断裂方式为剪切断裂,断口形貌呈河流状,断裂机制为解理断裂。
同一温度下,不同形状作比较,可以看出试样角度越大, 断裂由韧性断裂逐渐变成解理断裂,这是由于试样角度增大时,最小截面上三轴应力度不同,从而使得试样中的正应力与剪切力比例发生变化,三轴应力度越小,剪应力的比例越大。在350 ℃下0°试样的断裂为韧性断裂,45°和90°试样的断裂均为剪切断裂。
不同温度下,可以看出0°试样在400 ℃时塑性较好,45° 试样在350 ℃时韧窝数量较少,当温度升高到400 ℃时,韧窝数量增加。由此可知,在不同温度下,断裂机制也不同,在400 ℃时,原子热运动的能量增加,使晶间滑移机构、非晶结构、溶解沉淀机构都发挥了作用,在温度升高过程中发生了消除硬化的再结晶软化过程,还可能出现新的滑移系,滑移系的增加意味着塑性变形能力的增加。
3结论
(1)同一试样在不同温度下的塑性不同。温度越高,材料的塑性越好。0°试样在350 ℃和400 ℃时,断口均有明显的韧窝。而在400 ℃时,韧窝增多,而且韧窝较深。
(2)随着试样角度的增加,载荷-位移曲线越来越低,最高载荷逐渐减小,断裂位移越来越大。温度相同时,0°试样的真实应力低,塑性较好,而45°和90°试样的塑性较差。0°试样的应变值可达到较高的值,45°和90°试样其值较低,这是由于角度的存在,应变发生了变化,促使微孔的形核长大和聚合的速度加快,尤其是微孔横向长大速度加快,造成试样提前发生断裂。
拉伸断裂性能 篇3
关键词：瞬间冲击强度,拉伸功,第四统计力学,增韧,高分子合金
高分子材料具有优异的力学性能。而这些优异的力学性能主要体现在快速冲击强度[1]、拉伸强度和断裂伸长率等指标上。快速冲击强度是材料受到冲击作用时所能承受的最大冲击力,是材料韧性的度量。拉伸强度(拉伸速度:50mm/min)是指材料产生最大均匀塑性变形的应力。凡是冲击强度高、拉伸强度高、断裂伸长率大的材料一般具有良好的韧性,属于强而韧的一类材料[2,3]。
但是本文发现高分子合金材料瞬间冲击断裂行为与慢速拉伸断裂行为之间存在着相当复杂的对应关系。因为如有的高分子合金材料拉伸断裂的速度快,几乎与瞬间冲击断裂速度处于同一数量级,表现为高度脆性;有的高分子合金材料则冲击断裂速度反而相对慢,而拉伸断裂速度也较慢。也有不同的拉伸阶段,瞬间冲击强度高或低的情形。这种关系究竟是材料那种性能的反应,还没有一个明确的说法。因此,我们率先结合试验,运用第四统计力学,从理论上定量地指出了这种关系所反应材料内在深层次的力学性能的根源。
1实验部分
1.1原料
聚苯硫醚(Polyphenylene sulfide,PPS),四川大学聚苯硫醚工程技术研究中心;尼龙66(Polyamide 66,PA66),Dupont公司产品;苯乙烯-丁二烯-苯乙烯嵌段共聚物(简称SBS),美国Shell公司;改性苯乙烯-丁二烯-苯乙烯嵌段共聚物,自制;马来酸酐(简称MAH),上海试剂二厂产品;过氧化二异丙苯(简称DCP),北京西中化工厂。
1.2样品制备
先将SBS、MAH及引发剂按一定的比例,混合均匀后在双螺杆挤出机上熔融接枝,制备的粒料干燥,设备。然后将PPS与PA66及增容剂按一定的共混配比用双螺杆挤出机熔融共混。双螺杆转速为120r/min,挤出温度为220、240、260、300、310、310、290℃(从加料口到机头)。挤出物料造粒、干燥后备用。
取适量的共混合金粒料加入到自制的多功能小型制样机的混合腔中,在一定的温度下,用旋转螺杆头挤压粒料,待粒料完全熔融、混合均匀后,打开混合腔下部的出料口,通过机械传动下压螺杆头,将熔融料挤出并按ASTM-D638标准注射到下接的模具中,冷却后就得到测不同力学性能的样条。样条放置24h,待测。
1.3性能测试
拉伸性能:用于拉伸性能测试的样品注射成型后保存于干燥箱中恒温23±1℃ 按ASTM-D638标准,用INSTRON万能力学测试机测试,拉伸速度为50mm/min,相对湿度50%。
冲击性能:Izod 冲击性能按ASTM-D25标准测试,尺寸63.5mm×12.9mm×4mm,缺口深度为3.175mm,样条由注射机注射成型,放置24h后,于23℃下进行冲击性能试验。
2实验数据处理结果及其若干类型
2.1PPS/PA66体系(不加增韧剂)的力学性能
PPS是一种脆性大、刚性好,耐冲击强度低的工程塑料,因此限制了其更广泛的应用。PASS是一种韧性好,刚性小的材料。因此,我们用共混的方法来提高它们的综合性能。PPS/PA66共混体系的力学性能见表1。从表可以看出PPS/PA66合金缺口冲击强度、拉伸功随着PA66的加入而不断的增加,合金在组成为20/80及30/70时有比较好的综合力学性能。为了揭示快速冲击断裂和慢速拉伸断裂之间的内在联系,本文采用了瞬间冲击强度和慢速拉伸功按式(1)进行归一化处理的方法,以便得到与具体实际条件无关的标度参数。计算结果列于表1中。
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2.2PPS/PA66增韧体系的力学性能
为了考察不同增韧体系的瞬间冲击强度和慢速拉伸功之间的关系,设计了如下4种增韧体系实验:
(1)SBS增韧PPS/PA66=20/80高分子合金体系
(2)SBS增韧PPS/PA66=30/70高分子合金体系
(3)SBS-g-MAH增韧PPS/PA66=20/80 高分子合金体系
(4)SBS-g-MAH增韧PPS/PA66=30/70高分子合金体系。
例如,体系(3)的力学性能,见表2。其它增韧体系的数据不再一一列出,参见归一化图像,如图1。
比较图1中曲线1到曲线5可以看出,曲线1是上凸曲线而曲线2到曲线5都是下凹曲线。实际表明其中曲线1所代表的体系是偏脆性的共混合金体系,曲线2到曲线5所代表的体系都是超韧性高分子合金体系。从文献上看其它高分子材料的行为[4,5,6,7]从中发现也有类似的现象。
3理论分析
研究发现,运用第四统计力学的理论能很好的解释曲线与韧性所存在的内在的联系。根据JRG群子统计理论[8,9,10,11],曲线的弯曲程度实际上就是快速冲击强度和慢速拉伸功之间竞争过程的体现。按照JRG-群子统计理论,这两种群子存在下列四种竞争过程:
1)慢速断裂趋势+慢速断裂趋势undefined更慢速断裂方式
2)慢速断裂趋势+快速瞬间断裂趋势undefined偏快速断裂方式
3)快速瞬间断裂趋势+快速瞬间断裂趋势undefined更快速冲击断裂方式
4)快速瞬间断裂趋势+慢速断裂趋势undefined偏快速断裂方式
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此处,K为比例系数,通常取K≈1,用双参数模型。
(1) 上凸曲线(R1>R2),见示意图2,这类曲线所代表的是韧性较小的高分子合金体系。
经过对文献上大量数据处理可知,这类韧性较小的高分子合金体系还有PS/ESI69共混体系[4],PS/LDPE共混体系[5],PS/LDPE/ESI(5%)共混体系[4],PS/HDPEI共混体系[4]等。其中,如对PS/LDPE/ESI 共混体系的力学性能[4]而言。可用计算机进行非线性回归,求得瞬间冲击强度和慢速拉伸功群子统计竞争参数,R1=1.6374,R2=0.5509。
根据R1>R2的物理定义可知,这是高度脆性的高分子合金材料(PS),经过并不多的增韧剂(LDPE)作用,非常有效地提高其瞬间冲击强度,而再多的增韧剂并不能有效的增加慢速拉伸功,说明这类高分子合金体系是一种偏向于脆性的韧性体系。(2) 下凹曲线(R1
经过对文献上大量数据处理可知,这类超韧高分子合金体系有尼龙11/对羟基苯甲酸丁酯增塑体系[5],尼龙11/对甲基苯磺酰胺增塑体系[5],PPO/PA6/EPDM-g-MAH 共混体系[6],尼龙11/EXL-2691/Epoxy 共混体系[5],SBS 增韧PPS/PA66=20/80体系,SBS 增韧PPS/PA66=30/70体系,PPS/PA66(20/80)/SBS-g-MAH共混体系,PPS/PA66(30/70) /SBS-g-MA共混体系等。其中,对于尼龙11/对羟基苯甲酸丁酯增塑体系[5]而言。可用计算计算机进行非线性回归,求得瞬间冲击强度和慢速拉伸功群子统计竞争参数,R1=0.5097,R2=9.5911。根据R1
(3) 直线(R1～R2=1),见示意图4,这类曲线所代表的是高韧性高分子合金体系。
经过对文献上大量数据处理可知,这类高韧高分子合金体系有ESI/PP-R共混体系[9],ESI/K8303共混体[9]系等。其中,对于ESI增韧PP-R 体系[9]而言。可用计算机进行非线性回归,求得瞬间冲击强度和慢速拉伸功群子统计竞争参数,R1=1.0038,R2=1.0993。根据R1～R2=1的物理定义可知,这一类高分子材料在加入增韧剂(ESI)提高瞬间冲击强度的同时,体系的拉伸强度并没有降低,而是断裂伸长率得到了提高,相当于拉伸功群子和瞬间冲击强度的群子拥有相当的竞争力。
(4) 先凸后凹曲线(R1<1,R2<1),见示意图5,这类曲线所代表的是从韧性高分子合金体系向超韧性高分子合金体系转化的高分子合金体系。
经过对文献上大量数据处理可知,这类从韧性高分子合金体系向超韧性高分子合金体系转化的体系有PS/LDPE/ESI(10%)共混体系[4],PS/HDPE共混体系[4]。其中,如对PS/HDPE/ESI共混体系[4]而言,可用计算机进行非线性回归,求得瞬间冲击强度和慢速拉伸功群子统计竞争参数,R1=0.0502,R2=0.6009。根据R1<1,R2<1的物理定义可知,意味着开始加入增韧剂(HDPE)时,(PS)韧性相对来说提高的小,随着增韧剂的加入,体系的韧性不断的增加,经历了韧性体系转变为超韧合金体系的过程。
(5) 先凹后凸曲线(R1>1,R2>1),见示意图6,这类曲线所代表的是从超韧性高分子合金体系向韧性较小的高分子合金体系转化的高分子合金体系。
经过对文献上大量数据处理可知,这类从超韧性高分子合金体系向韧性高分子合金体系转化的体系有EPDM-g-MAH/PPO/PA6/EPDM共混体系[6]。对于不同MAH含量的EPDM-g-MAH 增韧 PPO/PA6/EPDM共混体系影响[6]而言。可用计算机进行非线性回归,求得瞬间冲击强度和慢速拉伸功群子统计竞争参数,R1=7.6431,R2=8.3977。根据R1>1,R2>1的物理定义可知,意味着加入增韧剂EPDM-g-MAH后,体系很快变为超韧体系,随着加入量的增大,增韧剂开始交联,使PA6的活动能力减弱,变为脆性合金体系。
最后应用第四统计力学所得的各高分子合金体系体系的竞争参数,列于表3。
根据第四统计力学的参数可知,R1/R2反映的是同一高分子合金体系的瞬间冲击断裂对慢速拉伸断裂的竞争度。
4结论
运用第四统计力学群子统计参数理论研究了高分子合金材料瞬间冲击断裂和慢速拉伸断裂极限之间的关系。瞬间冲击强度和慢速拉伸功之间的五种归一化曲线分别代表了五种不同韧性的高分子合金体系,这为获得高强超韧化高分子合金体系提供了重要的理论依据。
参考文献
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单向土工格栅拉伸性能试验研究 篇4
1 试验方法和过程
拉伸实验采用仪器为南京土壤仪器厂生产改进的TZY-1型土工合成材料综合测定仪,夹具为平网纹式,试验中用1层～2层衬垫,拉伸速率50 mm/min,试验方法参照交通部JTG E50-2006公路工程土工合成材料试验规程进行操作。
单向土工格栅规格:TGDG50;单位面积质量:550 g/m2±50 g/m2;卷宽:2.0 m;抗拉强度:不小于1.0 kN/条,不小于50 kN/m;应变2%抗拉强度:不小于0.2 kN/条,不小于10 kN/m。
2 不同条数土工格栅单向拉伸试验
试验材料为出厂后未在工程中使用的单向土工格栅,为研究不同试样条数对试验结果的影响,分别取单条,2条,3条,4条,5条单向土工格栅。在加固路基应用中,主要是利用土工格栅应变很小时的拉伸特性,故在试验中分别读取断裂拉力及所对应的应变,及应变达到2%时拉伸力。所谓断裂拉力就是土工格栅试样被拉伸直至断裂过程中所能承受的最大拉力,以kN表示。具体测试数据处理如下:
单条拉伸实验数据,断裂拉力为:1.03 kN;应变:11.75%;应变2%时拉伸力0.34 kN;2条拉伸实验数据,断裂拉力为:1.84 kN;应变:12.22%;应变2%时拉伸力0.59 kN;3条拉伸实验数据,断裂拉力为:2.69 kN;应变:13.34%;应变2%时拉伸力0.78 kN;4条拉伸实验数据,断裂拉力为:4.00 kN;应变:14.48%;应变2%时拉伸力0.99 kN;5条拉伸实验数据,断裂拉力为:4.83 kN;应变:14.12%;应变2%时拉伸力1.23 kN。
综合上述试验结果可以看出,当土工格栅多条受力时,所受力值并不是单条成倍数的累加,而是有不同程度的减少,其减少量与设计值的比例为力值损失。如表1,图1所示,由表1可以看出,随着试验条数的增加,2%应变时拉伸力逐渐减少,其中单条拉力最大,5条拉力最小,两者相差27.6%;如果采用单条试验结果指导设计,结果偏大,对于工程而言偏不安全。
当土工格栅多条受力时,随着受力条数增加,伸长率也在增加(见图2)。
3 土工格栅经碾压后拉伸试验
现场土工格栅铺在200 mm厚度碎石垫层上,经动力碾压(压实度为90%)后,取出碾压后的单向土工格栅,在室内再进行单条和2条拉伸实验,与未碾压样品对比,为研究现场施工碾压对土工格栅性能的影响。
碾压后单条拉伸实验数据,断裂拉力:0.95 kN;应变:11.05%;应变2%时拉伸力0.33 kN。
碾压后2条拉伸实验数据,断裂拉力:1.98kN;应变:12.14%;应变2%时拉伸力0.61kN。
%
通过以上数据分析,可以初步得出如下结论:当土工格栅被碾压后,所受力值也有不同程度的减少,碾压后单条断裂拉力值损失7.77%,2条损失约3.88%。土工格栅被碾压后,当其被破坏时,所对应的伸长率是减小的,如表2所示。应变2%时拉伸力在碾压后也有一定的减小,如表3所示。
4结语
通过单向土工格栅材料的筋材试验和数据分析,得到了以下结论:1)当单向土工格栅多条受力时,所受力值并不是单条的成倍数的累加,而是有不同程度的减少:完全破坏时减少量为3%～13%,小应变(2%)受力减少量为13%～28%;2)当单向土工格栅多条受力时,随着受力条数增加,伸长率也有1%～5%增加;3)当单向土工格栅被碾压后,所受力值有不同程度的减少;4)单向土工格栅被碾压后,当其被破坏时,所对应的伸长率是减小的。
摘要：通过对单条和多条单向土工格栅,以及碾压前后的单向土工格栅进行拉伸试验,得出相关指标的变化范围,使其在不同条件下能更加符合实际情况,从而提高土体的整体强度和稳定性。
关键词：单向土工格栅,拉伸试验,抗拉强度,应变
参考文献
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金属材料拉伸性能的确切表述 篇5
关键词：金属拉伸性能,真实全应变,精准应力应变曲线
拉伸性能是金属材料重要的机械性能之一，通过拉伸试验可以测出金属的屈服强度、抗拉强度、伸长率与断面收缩率等性能指标。在均匀变形阶段，伸长率与断面收缩率之间的关系，以往的教科书中都是以体积不变的假设为前提而导出的;出现缩颈后，“真应力应变”曲线也是在不正确的应变值下绘出的。本文依据拉伸时的体积变化规律，旨在修正均匀变形阶段两个塑性指标之间的关系，并将进一步绘出正确的“真应力应变”曲线。
1 拉伸时体积的变化
金属在退火的状态下，位错密度一般为105～108/cm2，而经过剧烈冷变形后，位错密度猛增到1010～1012/cm2，位错密度的增加是形变强化的主要原因，也是体积变化的根本原因所在，如果将形变强化与固溶强化进行比较，可得出这样的直观判断：由于固溶强化体积会增加，所以冷拉塑变体积也会增加。众所周知，形变强化的金属可以经过再结晶退火进行软化。其再结晶后的体积基本上恢复到原始体积。因而可以认为：再结晶温度下金属体积的热膨胀量等于形变强化后的体积膨胀量。据此可导出拉伸时式样体积的变化规律为：
式中,V为拉伸后式样工作部分的体积;F0为式样工作部分的原始截面面积;L0为式样工作部分的原始长度;β为式样的体积膨胀系数;TR为冷变形试样的再结晶温度。同理，压缩时式(1)可改写为
对于一定的金属，当冷变形达到某一程度时，其再结晶温度基本保持不变，因而体积的变化量也基本恒定。这可由位错密度当超过一定变形量时基本保持恒定而得到解释。
2 伸长与收缩之间的关系
根据金属冷变形过程中的体积变化规律，可以推导出在均匀变形阶段伸长与收缩之间的关系：
式中，Ψ为均匀变形时的断面收缩率;λ为均匀变形时的伸长率(应变)。则
由(4)可见，均匀变形阶段，Ψ的值总是小于λ的值。
产生缩颈后，λ值不再等于△L/L0,而应由式(3)求得。由(3)式求得的λ值叫做全伸长率。这相当于把整个式样都拉伸到缩颈处那样细时的条件伸长率。
以上讨论的是条件应变,要想真实反应出金属材料的形变强化规律，必须采用真应变，我们知道，真应变是瞬间伸长dl与瞬间长度l比值的积分，即
均匀变形阶段，真应变e与条件应变λ之间的关系为
笔者认为，缩颈后，式(5)已不能反应缩颈处的真应变，而应由下式求出
e'叫做真实全应变(或叫做真实全伸长率)，它是将试样的工作部分都拉伸到缩颈处那样细时的真应变。
真应变e和真实断面收缩率Ψe之间的关系在均匀变形阶段为
缩颈后，式(7)应改为
由于式(8)右边的第二项非常微小，所以真实断面收缩率约等于真实全应变。
3 真应力应变曲线（如图1)
因1给出了同一式样的几种应力应变曲线，曲线a为条件应力应变曲线，如所周知，他不能如实反应金属的塑性变形规律;曲线b为真应力应变曲线，一般认为他能真实反应出金属塑变特性，实际并非如此。因曲线b的真应变e是按式(5)计算得出的，而出现缩颈后，式(3)已不能真实反应缩颈处的形变强化特征。这时再用式(5)计算的值绘制应力应变曲线显然是错误的;为了真实反应缩颈后的形变强化特性。真应变应由真实全应变取代，由真实全应变绘制的应力应变曲线如图(1)中的c所示，应变值由式(6)计算所得。曲线c即为校正后的“真应力应变”曲线，本文称为精准应力应变曲线。可以看出，他们在缩颈前完全一致。这时因为缩颈前e与e'相等的缘故。应当看到，缩颈已形成三向拉应力状态，使变形受到制约，必须进一步提高纵向应力才能继续变形，因而与单向拉应力状态下相比，形成相同变形量时所需应力要略高一些，因此，曲线c的末端应稍微下移才能更真实地反映出单向拉应力下的形变强化规律。
4 结束语
上面导出的金属塑性变形后的体积变化公式，仅适用于试样为退火状态等稳定组织。建立在该基础上的一系列关系式，都对原公式作了微量的修正，使实验精度得到了进一步提高。
无论均匀变形阶段或缩颈阶段，真应变e和真实断面收缩率Ψe并不相等;而真实全应变与真实断面收缩率在各个阶段几乎都相等。只有用真应力和真实全应变会出的应力应变曲线才能真实反映出金属的加工硬化特质。
参考文献
[1]孙训方.材料力学[M].北京:人民教育出版社,1978.
[2]刘鸿文.材料力学[M].北京:高等教育出版社,2004.
拉伸断裂性能 篇6
1 试验仪器及工具
1000kN材料性能试验机、壁厚为11.1mm材质为L450MB的试样15组, 每组为取自钢板相近部位的2块试样 (一块作为试验样一块作为对比样) 、游标卡尺、紧固夹头。
2 试验过程
2.1 试样尺寸
通过火焰切割的方法将试样从钢管上切取下来后, 采用机械加工的方法去除剪切变形和热影响区, 制成缩减段宽度为38mm, 缩减段长度大于120mm的板样。
2.2 试样前处理
将15组试样分别按下表1的方案进行不同部位的弯曲和弯曲挠度不同。
2.3 试验参数
将15组试验样全部按照上述参数制成对应的试验样以后, 分别在每组试样上打上标距, 在1000kN拉伸试验机上进行试验试验时位移速率控制在19mm/min~30mm/min, 设备操作均按照正常操作规程完成。
3 试验结果及处理
3.1 实验现象
(1) 随着夹持段弯曲挠度的增加, 试验机施力到材料开始受力变形的时间增加并且这一规律对缩减端和全长度挠度的增加也同样适用。 (2) 同一弯曲挠度、不同弯曲部位的试样, 夹持段弯曲试样从试验机施力到材料受力变形的时间明显大于缩减端弯曲和全长度弯曲。缩减段弯曲和全长度弯曲的拉伸曲线则没有明显的差异。 (3) 对比样的拉伸曲线图大致相似, 差异较小。
3.2 抗拉强度和屈服强度
对15组试样的试验样和对比样的抗拉强度和屈服强度的测定, 获得的结果如表2:为了显示两种试样的测试结果的差距, 根据表3的不同强度的测试结果, 我们将对比样和试验样不同类型的对应结果数据作差值, 可以得出的数据如表3所示。从对比表中可以得出如下结论: (1) 对同一弯曲部位而言, 不同的弯曲挠度对材料的抗拉强度的测试影响不大, 差值最大也仅有15MPa。 (2) 对同一弯曲挠度不同的弯曲部位而言, 弯曲部位对材料的抗拉强度的测试影响同样也不明显, 对比样与试验样两者的差值时正时负, 把偶然误差考虑在其中, 差值可以忽略不计。 (3) 不同的弯曲挠度和弯曲部位对材料的屈服强度的测试影响较大, 对于同一弯曲部位而言, 随着弯曲挠度的增大, 测试值差距逐渐增大, 最大差距可达到125MPa。 (4) 对同一弯曲挠度而言, 不同的弯曲部位对材料的屈服强度的测试影响不明显, 测试结果较为接近。
3.3 伸长率的测定
通过对以上15组试样的断后标距的测定, 结果如表4所示:从以下数据可以看出 (1) 对比样与试验样的伸长率比较接近; (2) 相同的弯曲部位不同的弯曲挠度对材料的伸长率的测定影响不大; (3) 相同的弯曲挠度不同的弯曲部位对材料伸长率的测定影响也较小。
4 试验结果分析
(1) 屈服强度测试是通过引伸计测定的, 当变形试样在拉伸过程中, 试样经历了由弯曲到伸直, 再到屈服, 最后拉断的过程。由于加装引伸计的缘故, 试样由弯曲到伸直的变形被引伸计记录, 当引伸计记录变形达到0.25mm时, 试验机便把此刻的强度判定为屈服强度, 而真实的屈服强度却还在随后的变形过程中。由于试样由弯曲到伸直所需要的试验力小于试样的屈服变形时所需要的力, 故测得的结果小于材料的屈服强度, 而且试样的弯曲挠度越大, 这种差值也越大。 (2) 抗拉强度测试只需要记录试样所受到的最大拉力和原始横截面积即可, 无需引入变形测量工具。不论试样是否经历由弯曲到伸直的阶段, 试样的原始横截面积和最大拉力不会改变, 测得的结果能真实的反应材料的抗拉性能, 故本次试验对比样和试验样的抗拉强度测试数据较为接近。 (3) 伸长率是一个材料性能测试的宏观参数, 试验时只需要测试原始标距和断后标距即可算出。虽然测量原始标距时试验样并不是伸直状态, 但是在弯曲挠度不是很大的情况下, 与对比样的测试值较为接近。这种差距只是在缩减段弯曲和全长度弯曲才存在, 对于夹持段弯曲试样并不存在。故15组试样的伸长率测试的结果显示为所有的试样的伸长率差距较小。
5 结语
(1) 弯曲挠度对材料的屈服强度的测试影响较为明显, 试样的弯曲挠度越大, 材料的测试值越小。 (2) 弯曲挠度对材料的抗拉强度的测试影响很小, 试验时应保证试样不打滑。 (3) 弯曲挠度对材料的伸长率的测试影响不明显。通过以上试验结果可知:在实际钢管生产检测中, 对于需要测试屈服强度和伸长率的试样 (主要为母材拉伸性能) , 试验前应将试样进行冷校平。
参考文献
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拉伸断裂性能 篇7
关键词：超韧增强剂,HDPE,拉伸性能
无机材料碳酸钙作为橡胶及塑料制品的填料, 可以提高制品的耐热性、耐磨性、消光性、尺寸稳定性、抗冲击性、硬度、刚度及可加工性, 并降低制品的成本。但是填料与基体的相容性是影响复合材料力学性能的一个重要因素。由于Ca CO3粒子与聚乙烯的聚合物链极性差异极大, 导致粒子在聚合物中不易分散, 相界面缺乏亲和力, 聚合物力学性能下降。故需添加一定要的偶联剂使之能与填料发生化学反应形成离子键, 从而使复合材料获得优良的力学性能。
随着Ca CO3含量增加, 聚乙烯产品的刚性可以得到有效提高, 但随着加入量的加大, 刚性不断提高, 韧性将大幅度降低, 为了使复合材料既有刚性又有韧性, 必须在Ca CO3/HDPE复合材料中添加一定比例的弹性材料, 赋予材料既有刚性又有弹性的力学性能。
弹性体POE由辛烯和聚烯烃树脂组成, 其中聚乙烯链结晶区起物理交联点的作用, 一定量辛烯的引入削弱了聚乙烯链的结晶区, 形成了呈现橡胶弹性的无定型区。POE有很窄的相对分子质量分布和短支链, 因而具有优异的高弹性、高强度、高伸长率和良好的低温性能;又由于其分子链是饱和的, 所含叔碳原子相对较少, 因而具有优异的耐热老化和抗紫外线性能。
超韧增强剂是以聚乙烯为载体, 引入偶联剂处理的Ca CO3, 弹性体POE, 通过偶联剂有效接枝, 同时加入适量抗氧剂和润滑剂等, 制备而成的。并探讨了超韧增强剂加入量对HDPE材料拉伸性能的影响。
1 实验部分
1.1 主要原料
HDPE, 5000S, 扬子石化;Ca CO3, 轻质碳酸钙456, 浙江衢州;POE, DF610, 美国杜邦-陶氏;偶联剂, A9, 仪征天扬化工有限公司。
1.2 仪器及设备
微机控制电子万能试验机, XLD-20C, 承德市金建检测仪器有限公司;平板硫化机, KT-201-A, 上海开特仪器有限公司;双辊开炼机, BL-6175-A, 宝轮精密检测仪器有限公司;高速搅拌机, SRL-Z200/500A, 张家港市亿利机械有限公司;SJ65单螺杆挤出机, 张家港市亿利机械有限公司。
1.3 偶联剂表面处理Ca CO3
用于碳酸钙表面处理的偶联剂是两性结构化合物, 主要分为硅烷类、钛酸酯类、铝酸酯类。偶联剂的作用机理是利用其分子一端的基团与碳酸钙的表面发生反应, 形成化学键合, 而另一端与聚合物相容或产生物理缠绕, 将不相容的两相材料通过偶联剂紧密结合起来, 使制品的物理、机械性能得到较大的改善[1]。
1.4 超韧增强剂的制备
超韧增强剂以聚乙烯为载体的基础上引入表面处理的Ca CO3, 弹性体POE, 同时加入适量抗氧剂和润滑剂等, 用高速搅拌机进行预混合。然后在SJ65单螺杆挤出机各段温度为150~160℃、155~165℃、160~170℃、165~175℃、160~170℃、165~175℃和螺杆转速为350 r/min下熔融共混并挤出造粒。
1.5 超韧增强剂改性HDPE拉伸试样制备
将不同比例超韧增强剂与HDPE在高速搅拌机中混合均匀, 经170~180℃的双辊开炼机上共混均匀, 用平板硫化机在180℃、10 MPa下压片裁切, 制得样条。
1.6 拉伸性能测试
拉伸性能测试按GB/T8804.3-2003进行。
2 结果与讨论
为了考察超韧增强剂对HDPE拉伸性能的影响, 在HDPE中加入不同含量的超韧增强剂, 分别进行了拉伸试验。
从图1 (a) 和 (b) 可以看出, 随着超韧增强剂含量增加, 拉伸强度呈下降趋势, 当超韧增强剂增加到15%时, 断裂伸长率达到最大值, 出现脆韧转变。这是因为Ca CO3的表面处理时通过化学方法将表面处理剂键合在Ca CO3上, 形成包膜, 从而改善表面性能。Ca CO3的粒度越细, 其表面处理效果越好, 则Ca CO3与POE间的亲和性及界面粘结性越好, 故断裂伸长率越大。此时体系中所形成的弹性体包覆于Ca CO3表面的“壳-核”结构的份量即越多, Ca CO3颗粒替代弹性体的体积分数即越大[2,3], 也就是弹性体POE对HDPE的增韧效率也就越高。当超韧增强剂增加时, 弹性体POE的含量也随之增加, 断裂伸长率达到最大值, 说明在保证良好界面粘接强度的前提下, 分布在Ca CO3的表面上的偶联剂的分子链末端产生良好的分子间力作用对POE弹性体中的聚乙烯部分发生选择性兼容, 使POE的增韧效果得以明显的提高的同时, 也增加了Ca CO3与聚乙烯之间力学作用层厚度。体系表现符合S.Wu基于弹性体增韧体系所提出的的“逾渗”机制[4,5]。
拉伸弹性模量作为材料的刚性指标, 其数值直接关系到复合材料的使用性能。图1 (c) 可以看出, 复合体系的拉伸弹性模量随超韧增强剂含量的增加而提高, 在超韧增强剂含量为5%时, 拉伸弹性模量为740 MPa, 超韧增强剂含量为10%时, 拉伸弹性模量约增加30%;在超韧增强剂含量为15%时, 约增加70%。
3 结论
(1) 超韧增强剂以聚乙烯为载体, 引入偶联剂处理的Ca CO3, 弹性体POE, 同时加入适量抗氧剂和润滑剂等, 用高速搅拌机进行预混合, 然后在SJ65单螺杆挤出机下熔融共混并挤出造粒。
(2) 随着超韧增强剂含量增加, 复合体系拉伸强度呈下降趋势, 而拉伸弹性模量则随之上升, 当超韧增强剂增加到15%时, 断裂伸长率达到最大值, 出现脆韧转变。
参考文献
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