酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理.pdf

《酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理.pdf》由会员分享，可在线阅读，更多相关《酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理.pdf（10页珍藏版）》请在淘文阁 - 分享文档赚钱的网站上搜索。

1、第 23 卷第 1 期2003 年 3 月航空材料学报JOU RNAL OF AERONAUTICAL MATERIALSVol.23,No.1March 2003酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理詹茂盛,肖威,李智(北京航空航天大学材料科学与工程系,北京 100083)摘要:利用三种蒙脱土(即 S-M MT,T G-2,OLS,统称 MM T)和一种短切纤维(Short-cut Glass Fiber,简记为SGF),分别与酚醛树脂熔融混合,制得酚醛树脂基复合材料。通过缺口冲击实验和弯曲实验,对这些复合材料的力学性能和增强增韧机理进行了研究,取得了一些有规律性的结果。PF/

2、NBR/SGF 复合材料的缺口冲击强度、弯曲强度和弯曲模量都随 SGF 含量的增加而增大;PF/NBR 基蒙脱土纳米复合材料的缺口冲击强度随纳米材料(即 S-M MT,TG-2 和 OLS)含量的增加而增大,在含量为 5 份时达到最大值;弯曲强度和弯曲模量也随纳米材料含量的增加而增大,在含量为 9 份时达到最大值。其次,所有PF/NBR基复合材料的缺口冲击强度均在60取得最大值,PF/NBR/OLS,PF/NBR/TG-2,PF/NBR/S-MM T 等三种纳米复合材料的力学性能与体系中蒙脱土的层间距密切相关。层间距越大,力学性能越好。最后,探讨了纳米蒙脱土增强增韧 PF/NBR 体系的机理,

3、指出聚合物体系中的蒙脱土具有两种效应,并建立了模型。关键词:酚醛树脂;蒙脱土;弯曲强度;弯曲模量;增强增韧机理中图分类号:T B332文献标识码:A文章编号:1005-5053(2003)01-0034-10聚合物基纳米复合材料的研究文献已经相当多,其主要成果可归纳为三类:一是提高了机械强度,而不牺牲韧性 16;二是提高了热变形温度,韧性有所降低 7,8;三是附加了功能,而不牺牲机械力学性能 912。但既增强又增韧的研究文献较少。就增强增韧而言,究竟添加纳米蒙脱土和短切纤维哪一个作用更大?在什么条件下,显示出纳米蒙脱土的作用?诸如此类研究报道更少。对此,我们在系统进行有机化蒙脱土改性研究与模型

4、化分析、酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的聚集态结构研究等基础上,利用未经有机化处理的蒙脱土S-MMT、商品化有机改性蒙脱土 TG-2、自制有机改性蒙脱土 OLS 等三种蒙脱土(即 S-MMT,TG-2,OLS)和一种短切纤维(Short-cut GlassFiber,简记为 SGF),分别加入酚醛树脂中,经熔融混合制得酚醛树脂基复合材料,通过缺口冲击和弯曲实验,分析了这些复合材料的力学性能和增强增韧机理,取得了一些有规律性的结果。1实验部分1.1原材料本研究所用原材料如表 1 所示。收稿日期:2002-05-03;修订日期:2002-12-09作者简介:詹茂盛(1954-),工学博士,博士生导师

5、。1.2复合材料的制备按 PF/NBR/六次甲基四胺/(硬脂酸+ZnO+CZ+S)/蒙脱土或玻纤=100/100/10/10/(1,3,5,7,9)和 PF/NBR/六次甲基四胺/(硬脂酸+ZnO+CZ+S)=100/100/10(1,3,5,7,9)的重量份数比,共设计了 21 个复合材料配方,分别在开炼机上塑炼并制得 PF/NBR 基蒙脱土纳米复合材料和 PF/NBR/SGF 复合材料;然后,模压制样;一部分试样直接用于性能测试,对另一部分试样进行真空后固化处理,再测试性能。1.3性能测试方法缺口冲击强度测试按国标 GB1043-70 用德国制冲 击试验机进行;弯曲性能测试按国标GB104

6、2-70 用深圳新三思计量技术有限公司制SANS 微机控制电子万能试验机进行,变形速率为 5mm/min。2结果与分析2.1缺口冲击强度将经后固化处理和未经后固化处理的两种缺口冲击试样按配方分组,每个配方各分 5 组,每组10 个试样,均置于恒温箱中保温 15min,试样取出后立即测试冲击试验,研究不同种类添加组分(SGF,S-MMT,TG-2 和 OLS)、不同含量(1 份、3份、5 份、7 份和 9 份)、不同实验温度(室温表 1原材料与特性T able 1Raw materials and propertiesRaw materialsManufacturerPropertiesphen

7、olic resin(PF)Jinan Shengquan Hepworth Chemical Co.,Ltd.,ShandongTrademark:PF8001nitrile-butadienerubber(NBR)-yellow powderSulfur(S)Beijing Rubber Research&Design InstituteChemically purevulcanizationaccelerant(CZ)Beijing Rubber Research&Design InstituteChemically pureZnOPinggu Shuangyan Chemical Pl

8、ant,BeijingChemically pureStearic acid(SA)Beijing Rubber Research&Design InstituteChemically pureHexamethylene-tetramine(HMT A)Yili Fine Chemicals Co.,Ltd.,BeijingChemically pureS-MM TInstitute of Chemistry,Chinese Academy ofSciencesNotbeingorganicallymodified,ionex-change capacity is 100mmol/100g,s

9、pace dis-tance is 1.32nmT G-2Institute of Chemistry,Chinese Academy ofSciencesBeing organically modified montmorillonite,space distance is1.92nmOLSSelf-preparedS-MM T being org anically modified by Hex-adecyl-trimethylammonium Bromide for 2h,space distance is 3.475nmShort-cutGlass Fiber(SGF)Shangxi

10、Glass Fiber M ain Plant5mm(length),surface modified by KH-550图 1PF/NBR 基复合材料在 18下的冲击强度与添加成分间的关系Fig.1Relation between the impact strength of PF/NBR matrix composites andthe content of fillers at18(a)not being aftercured;(b)being aftercured图 2PF/NBR 基复合材料在 40下的冲击强度与添加成分间的关系Fig.2Relation between the im

11、pact strength of PF/NBR matrix composites andthe content of fillers at40(a)not being aftercured;(b)being aftercured35第 1 期 酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理 图 3PF/NBR基复合材料在 60下的冲击强度与添加成分间的关系Fig.3Relation between the impact strength of PF/NBR matrix composites andthe content of fillers at 60(a)not being aft

12、ercured;(b)being aftercured图 4PF/NBR基复合材料在 80下的冲击强度与添加成分间的关系Fig.4Relation between the impact strength of PF/NBR matrix composites andthe content of fillers at 80(a)not being aftercured;(b)being aftercured图 5PF/NBR 基复合材料在 100下的冲击强度与添加成分间的关系Fig.5Relation between the impact strength of PF/NBR matrix co

13、mposites andthe content of fillers at100(a)not being aftercured;(b)being aftercured(18),40,60,80和 100)等对 PF/NBR基复合材料冲击强度的影响。实验结果如图 1(a)(b)图 5(a)(b)所示。2.1.1室温下的冲击强度图 1(a)和(b)分别表示未经后固化处理和经后固化处理的 PF/NBR 基复合材料在室温下(18)的缺口冲击强度。(1)由图 1(a)可知:?在添加填料 19 份的范围内,PF/NBR 基复合材料的冲击强度几乎都高于纯PF/NBR 共混物的冲击强度(1.2kJ/m2);在

14、添加等量而不同种类填料(即 SGF,S-MMT,T G-2 和 OLS)的 PF/NBR 基复合材料中,PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度最高,其次是PF/NBR/OLS 纳米复合材料,之后是 PF/NBR/36航空材料学报第 23 卷TG-2 纳米复合材料,PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料的冲击强度最低。?PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度随 SGF 含量的增加而增加,当 SGF含量为 9 份时,其冲击强度达到最大值(3.8kJ/m2),是纯 PF/NBR 共混物冲击强度的 3.17 倍。?PF/NBR/OLS 和 PF/NBR/T G-2 纳米复合材料的冲击强度均随蒙脱土

15、(TG-2 和 OLS)含量的增加而增大,当蒙脱土含量增为 5 份时,PF/NBR/T G-2 的冲击强度为 2.1 kJ/m2,PF/NBR/OLS 的冲击强度为 2.5kJ/m2,分别是纯 PF/NBR共混物冲击强度(1.2 kJ/m2)的 1.75 倍和 2.1倍;但 PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料冲击强度是在 S-MMT 含量为 3 份时具有最大值(1.5kJ/m2),是纯 PF/NBR 共混物冲击强度的 1.25 倍。然后,再增加蒙脱土的含量,纳米复合材料的冲击强度开始降低,但绝大部分均高于纯 PF/NBR 共混物的冲击强度。(2)由经后固化处理的图 1(b)可知:?随填料

16、SGF,S-MMT,T G-2 和 OLS 等含量的增加,PF/NBR 基复合材料冲击强度的变化趋势与图 1(a)相同,含不同种填料的复合材料的冲击强度大小排序也与图 1(a)相同。?PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度随 SGF 含量的增加而增加,当SGF 含量为 9 份时,其冲击 强度达到最大值(5.4kJ/m2),是相同固化工艺时纯 PF/NBR 共混物(2.5 kJ/m2)冲击强度的 2.16倍。?PF/NBR/OLS 和 PF/NBR/TG-2 及 PF/NBR/S-MMT 三种纳米复合材料的冲击强度在蒙脱土(T G-2,OLS 和 S-MMT)含量为 5 份时,分别达到最大值:

17、4.4kJ/m2、3.9kJ/m2和 2.8kJ/m2,各是相同固化工艺条件时纯 PF/NBR 共混物冲击强度的1.76 倍、1.56 倍和 1.12 倍。?在添加填料 19份的范围内,除含 7 份以上S-MMT 的 PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料外,所有 PF/NBR 基复合材料的冲击强度均高于纯 PF/NBR 共混物。2.1.240下的冲击强度图 2(a)和(b)分别表示未经后固化和经后固化处理的 PF/NBR 基复合材料在 40下的冲击强度。(1)由未经后固化处理的图 2(a)可知:?随填料 SGF,S-MMT,TG-2 和 OLS 等含量的增加,PF/NBR 基复合材料冲击强度

18、的变化趋势与图 1(a)相同,不同种填料的复合材料的冲击强度大小排序也与图 1(a)相同。?PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度随 SGF 含量的增加而增加,当SGF 含量为 9 份时,其冲击强度达到最大值(22.0kJ/m2),是相同固化工艺下纯 PF/NBR 共混物冲击强度(5.6 kJ/m2)的 3.9 倍。?PF/NBR/S-MMT,PF/NBR/T G-2及 PF/NBR/OLS等纳米复合材料在蒙脱土含量为 15 份时,其冲击强度均随蒙脱土含量的增加而增加;当含量为5 份时,各自的冲击强度达到最大值(即 7.6kJ/m2,8.9 kJ/m2,11.9 kJ/m2),分别是纯 PF

19、/NBR共混物冲击强度的 1.34 倍、1.59 倍、2.13 倍;当含量为 59 份时,这三种复合材料的冲击强度有所降低,但仍高于纯 PF/NBR 共混物的冲击强度(除 PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料外)。(2)由经后固化处理的图 2(b)可知:除了具有上述所有特点外,PF/NBR/SGF 复合材料当SGF 含量为 9 份时的冲击强度为 28.3kJ/m2,是该工艺条件下 PF/NBR 共混物冲击强度(6.4kJ/m2)的 4.42 倍;PF/NBR/S-MMT,PF/NBR/T G-2 及 PF/NBR/OLS 等纳米复合材料的冲击强度在蒙脱土含量为 5 份时,达到最大值(即11.

20、7kJ/m2,13.2kJ/m2,15.9kJ/m2),分别 是纯PF/NBR 共混物的冲击强度的 1.83 倍、2.06 倍和 2.48 倍。2.1.360下的冲击强度(1)由图 3 可知:几乎具有上述图 1 和图 2 中的各个特点,且所有 PF/NBR 基复合材料的冲击强度均高于纯 PF/NBR 共混物的冲击强度。(2)图 3(a)表明:PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度在 SGF 含量为 9 份时达 到最大值(102.4kJ/m2),是该温度下纯 PF/NBR 共混物冲击强度(75.7 kJ/m2)的 1.35 倍。PF/NBR/S-MMT,PF/NBR/T G-2 及 PF/NB

21、R/OLS 等纳米复合材料的冲击强度在纳米蒙脱土含量为 5 份时达到最大值(即 92.0kJ/m2,96.0 kJ/m2,97.8 kJ/m2),分别是纯 PF/NBR 共混物的冲击强度的1.22 倍、1.27倍、1.29 倍。(3)图 3(b)表明:PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度在 SGF 含量为 9 份时达 到最大值(118.0kJ/m2),是该工艺条件下纯 PF/NBR 共混物冲击强度(77.1 kJ/m2)的 1.53 倍;PF/NBR/S-MMT、PF/NBR/T G-2 及 PF/NBR/OLS 等纳米复合材料的冲击强度在蒙脱土含量为 5 份时达到最大值(即 99.2kJ

22、/m2,104.3kJ/m2,110.6kJ/m2),分别是纯 PF/NBR 共混物冲击强度的 1.29倍、1.35 倍、1.43 倍。2.1.480下的冲击强度37第 1 期 酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理(1)由图 4 可知:仍然具有上述图 1图 3 中的部分特点,且所有 PF/NBR 基复合材料的冲击强度均高于纯 PF/NBR 共混物的冲击强度。(2)未经后固化处理的图 4(a)表明:?在添加 19 份的范围内,PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度不比所有 PF/NBR 纳米复合材料的冲击强度高。当填料含量在 15 份之间时,PF/NBR/SGF 复合材料的冲击

23、强度低于 PF/NBR/OLS、PF/NBR/TG-2 和 PF/NBR/S-MMT 等纳米复合材料的冲击强度;只有当填料含量多于 7份时,PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度才高于各 PF/NBR 基蒙脱土纳米复合材料的冲击强度,在含量为 9 份时达到最大值(90.5kJ/m2),是该温度下纯 PF/NBR 共混物冲击强度(73.4 kJ/m2)的 1.23 倍。?PF/NBR/S-MMT,PF/NBR/TG-2 及 PF/NBR/OLS 等纳米复合材料冲击强度在蒙脱土含量为 5 份时达到最大值(86.1kJ/m2、89.7kJ/m2、93.3 kJ/m2),分别是纯 PF/NBR共混物

24、的冲击强度的 1.17 倍、1.22 倍、1.27 倍。(3)经后固化处理的图 4(b)表明:?除了具有图 4(a)的变化趋势外,PF/NBR/SGF 的冲击强度在 SGF 含量为 9 份时达到最大值(93.3 kJ/m2),是纯 PF/NBR 共混物的冲击强度(75.8 kJ/m2)的 1.23 倍。?PF/NBR/S-MMT,PF/NBR/TG-2 和 PF/NBR/OLS 纳米复合材料的冲击强度 在蒙 脱 土含 量 为 5 份时 达 到最 大 值(即83.5kJ/m2,90.8 kJ/m2,95.2 kJ/m2),分别是纯PF/NBR 共混 物的冲击 强度(75.8 kJ/m2)的1.1

25、0 倍,1.20 倍,1.26 倍。2.1.5100下的冲击强度(1)由图 5 可知:具有上述图 1图 2 的变化趋势,所有 PF/NBR 基复合材料的冲击强度均高于纯PF/NBR 共混物的冲击强度;在填料为19份的范围内,PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度均高于所有 PF/NBR 基纳米复合材料。(2)未经后固化处理的图 5(a)表明:PF/NBR/SGF 复合材料的冲击强度在 SGF 含量为 9份时达到最大值(72.8kJ/m2),是该温度下纯PF/NBR 共混物冲击强度(13.1kJ/m2)的 5.56倍;PF/NBR/S-MMT、PF/NBR/T G-2 及 PF/NBR/OLS

26、 等纳米复合材料的冲击强度在蒙脱土含 量为 5 份时最大值(57.9kJ/m2,36.5kJ/m2,46.9 kJ/m2),分别是纯 PF/NBR 共混物的冲击强度的 4.42 倍、2.79 倍、3.58 倍。(3)经后固化处理的图 5(b)与未经后固化处理的图5(a)具有相同的变化趋势。PF/NBR/SGF的冲击强度在 SGF 含量为 9 份时达到最大值(79.3 kJ/m2),是纯 PF/NBR 共混物的冲击强度(23.9 kJ/m2)的 3.31 倍;PF/NBR/S-MMT、PF/NBR/TG-2 和 PF/NBR/OLS 纳米复合材料的冲击强度 在蒙脱 土含量 为 5 份时 达到最

27、大值(44.2kJ/m2,52.4kJ/m2,57.6 kJ/m2),分别是纯PF/NBR 共混物冲击强度的 1.85 倍,2.19 倍,2.41 倍。比较图 1(a)5(a)和图 1(b)5(b)可知:经后固化处理的任一种 PF/NBR 基复合材料冲击强度均大于未经后固化处理的冲击强度。这可能是由于后固化处理使体系中的交联度增加,交联结构趋于完善所导致的。2.1.6缺口冲击强度与实验温度进一步分析上述冲击强度与实验温度间的关系可知:(1)除 80外,在 18、40、60和 100时,所有 SGF 增强 PF/NBR 基复合材料的冲击强度均高于相应配方的纳米复合材料;特别在温度较高时,更加表现

28、出 SGF 增强复合材料的高冲击强度。(2)不论是否经后固化处理,也不论填料种类(即 SGF,S-MMT,T G-2,OLS)和含量(即 1 份、3份、5 份、7 份和 9 份),PF/NBR/S-MMT,PF/NBR/TG-2 和 PF/NBR/OLS 纳米复合材料以及PF/NBR/SGF 复合 材 料的 冲 击强 度 均符 合(60)(80)(100)(40)(18)的顺序,即 60时均具有最大冲击强度。例如,图 6(a)和(b)分别表示填料含量为 1 份和 9 份的 PF/NBR 基复合材料冲击强度与实验温度间的关系。可见,冲击强度都随实验温度升高而增大,当温度为 60时,其冲击强度达到

29、最大值;其后,随着实验温度进一步升高,冲击强度有所下降。这是由于体系中分子链的玻璃化转变造成的,如图 7所示。(3)当温度低于 60时,所有配方的纳米复合材料冲击强度相差较小;当温度高于 60时,所有配方的纳米复合材料的冲击强度基本上符合(OLS)(T G-2)(S-MMT)的顺序。2.2弯曲性能2.2.1弯曲模量(1)图 8(a)(b)表示 PF/NBR 基复合材料弯曲模量与填料含量间的关系。由图 8(a)可知:?未经后固化处理的所有 PF/NBR 基复合材料的弯曲模量均随填料(SGF,OLS,T G-2,S-MMT)38航空材料学报第 23 卷含量的增加而增大,当填料含量为 9 份时,它们

30、的弯曲模量分别达到最大值(849MPa,693.4 MPa,图 6PF/NBR基复合材料冲击强度与一二温度间的关系Fig.6Relation between the impact strength of PF/NBR matrix composites(being postcured)and temperature(a)content of filler is 1phr;(b)content of filler is 9phrcured;(b)being aftercured图 7PF/NBR/T G-2 纳米复合材料的DMA曲线(T G-2 为 1phr,经过后固化处理)Fig.7DMA o

31、f PF/NBR/TG-2 nanocomposite(the content of TG-2 is 1phr,the samplhad been aftercured)685.3 MPa,551.6 MPa),分别是纯 PF/NBR 共混物弯曲模量(389.5 MPa)的 2.17 倍、1.78 倍、1.76 倍和 1.42 倍。?除个别实验数据之外,在填料含量为 19 份的范围内,PF/NBR/OLS 纳米复合材料的弯曲模量最大,其次是 PF/NBR/TG-2 纳米复合材料,之后是 PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料,PF/NBR/SGF 复合材料的弯曲模量最低。(2)由图 8(b)可

32、知:经后固化处理的 PF/NBR 基复合材料的弯曲模量随填料含量变化的趋势与图 8(a)相似,PF/NBR/OLS,PF/NBR/TG-2,PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料的弯曲模量都随填料(OLS,T G-2,S-MMT)含量的增加而增 大,当 填 料 含 量 为 9 份 时,达 到 最 大 值(799.4MPa,780.5MPa,746.7MPa),分别是纯PF/NBR 共混物弯曲模量(394.4 MPa)的 2.03倍、1.98 倍、1.89 倍。而 PF/NBR/SGF 复合材料的弯曲模量在 SGF 含量 为 5 份时 达到最大(639.0MPa),是纯 PF/NBR 共混物弯曲

33、模量的1.62 倍,进一步增加 SGF 含量超过 5 份时,弯曲模量下降。(3)对比图 8(a)和图 8(b)可知,经后固化处理的所有 PF/NBR 基复合材料的弯曲模量都增大了。2.2.2弯曲强度(1)图 9(a)(b)表示 PF/NBR 基复合材料的弯曲强度与填料含量间的关系,与图 8(a)(b)具有几乎类似的变化趋势。由图 9(a)可知:?未经后固化处理的所有 PF/NBR 基复合材料的弯曲强度均随填料(OLS,T G-2,S-MMT,SGF)含量的增加几乎呈线性增加,当填料含量为 9 份时,它们 的 弯 曲 强 度 均 达 到 最 大 值(48.02MPa,45.94MPa,40.16

34、MPa,35.34MPa),分 别 是 纯PF/NBR 共混物弯曲模量(20.31MPa)的 2.36倍,2.26 倍,1.98 倍和 1.74倍。?除个别实验数据之外,在填料含量为 19 份的范围内,PF/NBR/OLS 纳米复合材料的弯曲强度最大,其次是 PF/NBR/T G-2 纳米复合材料,之后是 PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料,PF/NBR/SGF 复合材料的弯曲强度最低。(2)由图 9(b)可知:经后固化处理 PF/NBR基复合材料的弯曲强度随填料含量变化趋势与图9(a)相似,PF/NBR/OLS,PF/NBR/T G-2,PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料的弯曲强度都

35、随填料(OLS,TG-2,S-MMT,SGF)含量的增加而增大,当 填 料 含 量 为 9 份 时,达 到 最 大 值39第 1 期 酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理(50.54MPa,49.48MPa,44.73MPa,39.98MPa),分别是纯 PF/NBR 共混物弯曲强度(30.30图 8PF/NBR 基复合材料的弯曲模量与添加成分含量间的关系Fig.8Relationship between the bend modulus of PF/NBR matrix composites andthe content of fillers(a)not being afte

36、rcured;(b)being aftercured图 9PF/NBR基复合材料的弯曲强度与添加成分含量间的关系Fig.9Relationship between the bend strength of PF/NBRmatrix composites and the content of fillers(a)not being aftercured;(b)being aftercuredMPa)的 1.67 倍,1.63 倍,1.48 倍,1.32 倍。(3)对比图 9(a)和图 9(b)可知,经后固化处理的所有 PF/NBR 基复合材料的弯曲模量都增大了。上述表明:加入纳米蒙脱土(OLS,

37、TG-2,S-MMT)和短切玻纤(SGF)都可以使 PF/NBR 的弯曲强度和模量得以提高,但效果并不相同,其中OLS 的效果最好,其次是T G-2,之后是 S-MMT,SGF 的增强效果最差。2.3蒙脱土增强增韧机理(1)蒙脱土的插层效果与增强增韧本实验结果表明:加入少量 S-MMT,T G-2,OLS 后,能较显著地提高 PF/NBR 基复合材料的冲击强度和弯曲性能;有机化 T G-2 和有机化OLS 的增强增韧效果比未经有机化 S-MMT 的增强增韧效果好。对比分析层间距与力学性能可知,因 PF/NBR/OLS 纳米复合材料中 OLS 的层间距大于 PF/NBR/T G-2 纳米复合材料

38、中 T G-2的层间距,所以前者的综合力学性能(注:为简便,本文特指冲击强度、弯曲强度和弯曲模量)比后者好,表 2 表示了蒙脱土含量为 5 份的三种纳米复合材料情况。由此可见,纳米复合材料中蒙脱土的层间距越大,增强增韧效果越明显,纳米复合材料综合力学性能越好。因此,如果纳米复合材料中蒙脱土片层间距离增大到无穷大,即纳米复合材料由插层型转变到离层型,那么蒙脱土纳米复合材料的综合力学性能将达到最佳。表 3 的实验结果证明了这个结论。(2)蒙脱土片层间内外的效应与物理交联点影响增强增韧之所以添加 19 份填料时 PF/NBR/MMT纳米复合材料的综合力学性能比 PF/NBR/SGF40航空材料学报第

39、 23 卷表 2PF/NBR/M MT纳米复合材料的力学性能与蒙脱土层间距间的关系Table 2Relationship between the mechanical properties of PF/NBR/MMT nanocomposites(at room temperature)and the space distances of MMTNano-compositesContentof M MT/phrOrganically modifiedor notSpacedistancesof pure MMT/nmSpace distancesof M MT in thenanocompos

40、ites/nmKinds ofnanocompositesImpactstrength/kJm-2Bendmodulus/M PaBendstrength/M PaPF/NBR0intercalated2.5394.430.30PF/NBR/S-M MT5Not1.321.467intercalated2.8689.337.92PF/NBR/TG-25Yes1.921.855intercalated3.9757.541.92PF/NBR/OLS5yes2.543.503Intercalated4.4749.543.86Note:M MT montmorillonite;these sample

41、 had been aftercured.表 3PF/NBR/T G-2 和 PF/NBR/OLS 纳米复合材料的力学性能比较(MM T 的含量为 1phr)Table 3Comparison of mechanical properties(at room temperature)between PF/NBR/T G-2and PF/NBR/OLS nanocomposites(the content of M MT is1phr)nanocompositesKinds ofnanocompositesImpact strength/kJm-2Bend mosulus/MPaBend str

42、ength/M PaPF/NBR/TG-2intercalated2.862436.18PF/NBR/OLSexfoliated2.7691.739.51Note:These sample had been aftercured.复合材料好,主要因为以下两个原因。(1)蒙脱土片层间内外具有特殊效应在 PF/NBR/MMT 纳米复合材料中,聚合物分子链至少能以两种形式与 MMT 硅酸盐片层结合,一是聚合物分子链以物理吸附的形式直接与硅酸盐内外表面结合在一起(如图 10 中的区域A),二是通过 MMT 硅酸盐片层间烷基胺(铵)分图 10聚合物基 MMT 纳米复合材料中相互作用同Fig.10Sche

43、matical illustration of the typeof interfacial interactions occurringin polymer/M MT nanocompoosites子与聚合物分子链“相容”,间接地与 MMT 硅酸盐片层结合在一起(如图 10 中的区域 B)14。正是这两种结合区域均为纳米尺度的平方,因此它们的集合效应将是很大的。(2)物理交联点-“钉锚”效应对于纳米复合材料而言,层状硅酸盐在聚合物基体中相当于“物理交联点”,如图 11 所示。该图 11聚合物基 MMT 纳米复合材料中的“物理交联点”Fig.11Illustration of“Physical

44、 crosslinkingpoint”ofMMT silica in thepolymer/MMT nanocomposites41第 1 期 酚醛树脂基蒙脱土纳米复合材料的力学性能与增强增韧机理“物理交联点”与聚合物分子链“钉锚”在一起。因此,当体系受到外力作用时,这些“物理交联点”受到破坏,吸收能量,使材料的冲击性能和弯曲性能得到改善。复合材料中 MMT 硅酸盐层片的离散程度越大,或片层间距越大,聚合物分子链与硅酸盐片层的结合几率也就越大,“物理交联点”也越多,因此增强增韧效果越好。这与我们的实验结果是一致的。Zhen Wang 13和T ie Lan 15等也指出离层型纳米复合材料的强度

45、、刚性和韧性均高于插层型纳米复合材料。正因为 MMT 硅酸盐层片在聚合物中起“物理交联点”作用,所以只要添加少量 MMT 就能较大幅度提高纳米复合材料的综合力学性能。但是,当 MMT 含量达到一定程度后,MMT 开始团聚,纳米尺度的“物理交联点”将减少;如果 MMT团聚微米级粒子占主导地位,那么将导致复合材料的刚性提高、强度和韧性降低。3结论(1)实验温度相同时,经后固化处理的所有PF/NBR 基复合材料缺口冲击强度、弯曲强度和弯曲模量均比未经后固化处理的高。(2)对于 PF/NBR/SGF 复合材料,无论是否经过后固化,其缺口冲击强度、弯曲强度和弯曲模量都随 SGF 含量的增加而增大。(3)

46、对于 PF/NBR/MMT 纳米复合材料,无论是否经过后固化,其缺口冲击强度都随纳米材料(S-MMT、T G-2 和 OLS)含量的增加而增大,并在含量为 5 份时达到最大;当含量大于 5 份时,缺口冲击强度下降。弯曲强度和弯曲模量都随纳米材料含量的增加而增大,在含量为 9 份时达到最大值。(5)当填料含量和实验温度相同时,PF/NBR/SGF 复合材料的缺口冲击强度最高,其次是 PF/NBR/OLS 纳米复合材 料,然后是 PF/NBR/T G-2 纳米复合材料,PF/NBR/S-MMT 纳米复合材料的缺口冲击强度最低。(6)当填料含量和实验温度相同时,PF/NBR/OLS 纳米复合材料的弯

47、曲强度和弯曲模量最高,其次是 PF/NBR/T G-2 纳米复合材料,然后 是 PF/NBR/S-MMT 纳 米 复 合 材 料,PF/NBR/SGF 复合材料的弯曲强度和弯曲模量最低。(7)所有 PF/NBR 基复合材料的缺口冲击强度均 60取得最大值;低于或高于 60时,其缺口冲击强度都较低。这是由于聚合物基体在 60时发生了玻璃化转变造成的。(8)PF/NBR/OLS、PF/NBR/T G-2、PF/NBR/S-MMT 等三种纳米复合材料的力学性能与体系中纳米蒙脱土的层间距密切相关。层间距越大,综合力学性能越好;纳米蒙脱土含量相同时,离层型纳米复合材料的力学性能比插层型纳米复合材料的力学

48、性能好。(9)探讨了纳米蒙脱土增强增韧 PF/NBR 体系的机理,建立了图 10和图 11 所示的模型。参考文献:1M ASAO Sumito,TOSHIYUKI Ookuma,KEIZOM iyasaka,et al.Effect of ultrafine particles on theelestic properties of oriented low-density polyethy-lene composites J.Journal of Applied Polymer Sci-ence,1982,27(8):30593066.2 MASAOSumito,SHIZUMATadao,K

49、EIZOMiyasaka,et al.Mechanical properties of drawnpoly(methyl methacrylate)filled with ultrafineparticlesJ.Polymer Composites,1986,7(1):3641.3M ASAOSumito,HIDETOSHI T sukihi,KEIZOM iyasaka,et al.Dynamic mechanical properties ofpolypropylene composites filled with ultrafine pati-cles J.Journal of Appl

50、ied Polymer Science,1984,29(5):15231530.4M ASAO Sumito,TOSHIYUKI Ookuma,KEIZOM iyasaka,et al.Mechanical properties of orientedpolyvinylchloridecompositesfilledwithultraineparticlesJ.Colloid and Polymer Science,1984,262(2):103109.5 黄锐,徐伟平,郑学晶,等.纳米级无机粒子对聚乙烯的增强与增韧J.塑料工业,1997,2(3):106107.6 凤雷,李道火.非晶纳米 S