实验3-1单体浇注尼龙(mc尼龙)制备及成型一`实验目的

实验3-1单体浇注尼龙(mc尼龙)制备及成型一`实验目的内容摘要：

9。 10%]所需的时间（焦烧时间）； t90— 转矩达到 [Mn+(MmMn)179。 90%]所需的时间（正硫时间） （ t90 t10） 又叫硫化反应速度，其值越高，硫化速度越慢。 称重记录于下表中 序号 瓶重 干胶重 溶涨后 平衡时溶涨体内溶剂重 称重 1 称重 2 称重 3 称重 4 1 2 3 4 5 从有关手册上查出天然橡胶的密度 ρ2 和各种溶剂的密度 ρ1 及溶度参数 δ1，由式（ 3）计算交联天然橡胶在各溶剂中的溶胀度 Q。 作 Qδ图，粗略求出交联天然橡胶 Qmax 所对应的溶度参数 δ2。 已知天然橡胶 苯之间的相互作用参数 1=，根据式（ 6）计算交联天然橡胶的 cM 值。 假定所用的天然橡胶试样的 cM 相同，由式（ 6）计算出天然橡胶与另外几种溶剂之间的相互作用 参数。 59 综合实验四 成型工艺及成型产物性能分析 实验 41 聚丙烯塑料挤出成型（ 2 学时） 实验 42 聚丙烯塑料注射成型（ 2 学时） 实验 43 产物组成分析（ 1 学时） 实验 44 熔融指数（ 2 学时） 实验 45 结晶形态（ 1 学时） 实验 46 结构分析（ 1 学时） 实验 47 力学性能测试（ 2 学时） 一、实验目的 1) 了解树脂基纤维增强复合材料的增强原理、增强方法及界面作用机理。 2) 学习使用双 螺杆挤出机共混制备短纤维增强聚合物复合材料的原理、方法及工艺。 3) 学习双螺杆挤出机的操作及维护，了解该机器的功能及应用。 4) 了解熔融指数 5) 了解偏光显微镜的结构及使用方法。 6) 观察聚合物的结晶形态，估算聚丙烯球晶大小。 7) 了解注射成型的成型原理与过程。 8) 了解注射成型工艺条件等对塑料制件性能的影响。 9) 了解塑料拉伸强度、断裂伸长率、弯曲强度、压缩强度、冲击强度、硬度等力学性能测试的意义和方法。 10) 了解裂解气相色谱，红外光谱分析产物组成的方法。 11) 了解扫描电子显微镜观察聚合物微观形态的意义及操作 方法 二、实验原理 纤维增强复合材料强度的理论分析 纤维增强塑料的增强原因是依靠其复合作用，利用纤维的高强度以及承受应力，利用基体树脂的塑性及其与纤维的粘结性传递应力，从而使复合材料的强度和模量得以提高。 纤维增强塑料复合材料的力学性能主要取决于三方面的因素：（ 1）纤维材料的强度及模量；（ 2）基体树脂的强度及化学稳定性；（ 3）应力在界面传递时，树脂与纤维的粘结效能。 一般可概括为公式： 10 ffmmc  （ 1） 60 σ c—— 复合材料的拉伸强度。 σ m—— 基体树脂的拉伸强度。 σ f—— 纤维材料的拉伸强度。 Ф m—— 基体树脂的体积分数。 Ф f—— 纤维材料的体积分数。 ε 0—— 纤维材料取向因子（ε 0≤ 1），一般对于单轴取向ε 0=1，对于双轴取向ε 0=（适用于一般注射成型制件，厚度 6mm）。 对于三维空间自由取向ε0=（适用于厚制件，厚度 6mm）。 ε 1—— 复合材料增强效率因子 (0ε 1)，ε 1 与复合材料的（ L/d） /(L/d)c有关。 其中（ L/d） 是复合材料中纤维平均长径比，（ L/d） c 是复合材料的纤维临界长径比。 该值大小反映了纤维材料与基体树脂界面粘结力的强弱，可以从如下关系式中导得： 考虑埋置于承受载荷得基体树脂中的单根短纤维（见图 1），其拉伸载荷通过界面剪切应力τ y 传递给纤维，使得纤维内部产生张应力σ（ E）。 即： dZZrZdr )(2)(2     dZZZdr )(2)(  )(Z —— 纤维材料表面剪应力； Z—— 纤维末端至受力中心的距离； r—— 纤维半径。 图 41 复合材料中纤维受力分布图（ L=Lc） 在基体树脂完全润湿纤维情况下，则 )(Z =τ y，即 τ y 沿纤维长度方向保持常数，故得： )(Z =2τ y Z/r （ 2） 61 上式表明： τ y 越大，界面粘结性好，则 Lc 值越小。 当复合材料中纤维长度 Lc 小于时，纤维在应力作用下将被拔出 ，起不到有效得增强效果。 当纤维长度等于时 Lc，则纤维承受载荷，纤维和基体树脂将沿相同的进一步增加。 然而这些是理想情况，在实际复合材料制件中，纤维相互重叠，搭接，即使在单轴取向情况下，对于实际制件的任一给定截面，都不可能存在所有纤维的两端都平均分担载荷的情况。 因此， Cloud 证明：至少必须保持复合材料中纤维平均长度 10 倍于 Lc 以上，才能获得最大增强效果，即ε 1=。 亦即在该条件下，复合材料将达到其对应连续纤维复合材料强度的 95%。 参见图2。 其中 5%的强度损失则是由于短纤维端部弱化区域的影响所致。 图 42 增强效率因子 ε 1 与（ L/D） /(Lc/D)的关系 由上述分析可见：在纤维、树脂的强度和体积分数都固定的情况下，ε 1 是决定复合材料强度的主要因素。 因此，保持复合材料中纤维长度和改善纤维、树脂间的界面粘结强度是提高复合材料力学性能的关键。 界面粘结机理 复合效果主要是界面效果，由于界面的存在，显示出复合材料的各种性能，并且由于界面结构的变化，从而引起了复合材料性能的变化。 一般玻纤、树脂界面常包含五个区域，即： （ 1） 玻纤表面 （ 2） 玻纤 /偶联剂界面 （ 3） 偶联剂层 玻纤 /树脂界面相 （ 4） 偶联剂 /树脂界面 （ 5） 基体树脂 界面相的作用是使基体树脂与增强材料形成整体，并通过它传递应力。 对于偶联剂处理玻纤复合体系的界面作用机理现已提出了许多理论，其中比较重要的有： 62 a 化学键理论 这是最古老的界面形成理论，也是最重要的理论。 该理论认为：偶联剂应带有理论上能与玻纤表面硅醇基团反应的官能团，以共价键形式在玻纤表面形成附着物。 同时偶联剂还至少应具有一个在理论上能与固化时的树脂起反应的化学官能团。 偶联剂在当中起着分子桥的作用，以共价键 的形式把玻纤与树脂联结起来。 根据化学键理论 有机硅烷偶联剂分子与玻纤表面的反应机理可表述如下： （ 1） 有机硅烷水解，生成硅醇 SiRX XXOH 2 SiOH O HRO HH X+ 3 （ 2） 玻纤表面吸水，生成羟基 Si OO HSi O SiO H O H （ 3） 硅醇与吸水的玻纤表面反应及缩合 硅醇与吸水玻纤表面生成氢键，干燥过程中硅醇之间以及硅醇、玻纤之间醚化反应，生成表面附着物，从而改变了玻纤表面性质。 Si OOHROSi O HROOSiOSiOSiOHROOSiOSiOSi O HROHHH HO OH H H HO OH H SiOHROO Si O HROSiOH O HRO H SiO OROSiSi OOO O Si OSi O SiRO HRO HRO Hn O OSi Sin 上述反应过程已得到了 和吴叔勤等人的证实。 至于偶联剂中 R 基团与树脂的结合，不同的基团将适合于不同类型的树脂。 其间的化学作用也为众多的实验事实所证实。 但化学键理论不能解释有些不能与树脂发生化学反应的偶联剂也能起到增强作用的原因。 另外按照化学键理论，偶联剂只要在玻纤表面形成单分子层就已足够了，（ %浓度的硅烷水溶液处理即可）。 但实际上 Johanson 等人证明：偶联剂的处理浓度在 %时效果最好。 也就是所硅烷在玻纤表面形成多分子层后， 63 增强效果较好。 b 表面浸润理论 由 Zisman 和 Bascon 等人提出的表面浸润理论则是以界面化学的基础为依据的。 对于所有粘合剂粘合的首要条件是粘合剂必须能润湿基材，若增强材料可完全被润湿，则由物理吸附所提供的粘结强度就已超过树脂的内聚能。 但实际上，树脂要和水及其他可能的弱表面层竞争，所以简单的物理吸附并不能保持有效的粘结。 偶联剂可阻止水等小分子进入界面，提高粘结性。 但实际上玻纤表面经偶联剂处理后，却往往又妨碍了润湿。 这与表面润湿理论有所矛盾。 c 变形层理论 Hooper 等提出的变形层理论认为：由于树脂固化时的收缩，以及层压材料中树脂与 玻纤热膨胀系数的差异。 因此界面上将产生剪切应力。 处理剂的重要作用就在于局部消除这些内应力。 因而要求处理剂应具有足够的松弛性，能尽量地消除或降低粘合界面间的内应力，使材料的强度得以保持。 但是由于单靠玻纤表面上的偶联剂来消除界面应力又显得太少。 因此，Erickson 和 Volpe 等又提出优先吸附理论进行修正。 他们认为：玻纤表面对树脂中各组分的吸附能力有差异。 那些树脂中能生成低表面能的组分可能会被优先吸附，从而使得界面上形成所谓柔性层。 这可能是一种固化不完全的树脂，具有可塑性。 因而可起到松弛界面应力的作用， 来防止材料的分层。 d 约束层理论 Kumine， Rotman 和 Kwei等人提出的约束层理论认为：界面区域的模量介于树脂与增强材料之间的，则可均匀地传递应力。 吸附在影质塑料上的聚合物分子比其本体聚集的紧密。 其紧密程度随着与增强材料的距离的增大而减弱。 硅烷偶联剂的作用在于拉紧界面上的聚合物结构，同时提供硅醇基团以粘结无机表面。 但由于存在聚合物与增强材料间热收缩性质的不同，这种概念又难于与界面应力松弛的要求相一致。 e 摩擦系数理论 Qutwater 提出的摩擦系数理论认为：增强材料和树脂间的摩擦系数决定 了层压板的强度，而偶联剂的作用是改变摩擦系数，增大接触面积和投锚效果，从而使复合材料的强度得到提高。 f 可逆水解理论 Pluedmann 等人把化学键理论，约束层理论和变形层理论综合起来，提出了可逆水解键合理论。 该理论认为：在水的存在下，偶联剂与玻纤之间受应力的键可可逆的破裂和再建立，达到应力松弛的目的，而并未丧失其粘结性。 只要界面层是刚性的，粘结键水解后产生的游离硅醇在移动一定位置后又能与玻纤表面形成新键。 但该理论对柔性界面层不适用。 因聚合物与偶联剂所生 64 成的柔性膜，在与玻纤表面形成的键水解断裂后，会回缩 而不能重新生成新键。 g 互穿网络理论 80 年代 Plueddeman 等人针对烃类等非活性聚合物的增强提出了互穿网络理论。 该理论认为：在无机材料界面上的硅烷偶联剂与热塑性树脂形成互穿或半互穿聚合物网络。 在填料与树脂混合初期，涂布于无机材料表面未完全固化的硅烷可起到润滑剂与分散剂的作用。 在模塑温度下，熔融热塑性树脂可部分溶解于玻纤表面硅烷齐聚物中。 当复合材料冷却时，热塑性树脂的溶解度下降，并作为互相贯穿在界面上与硅烷相分离。 在模塑温度下，硅烷齐聚物可产生某种程度的交联，添加过氧化物可促进交联，有助于网络被溶 解的热塑性树脂相。 对热塑性树脂以轻度交联或接枝有利于形成互穿的网络。 复合材料的界面作用机理很多，从上述各理论的分析可以看出：虽然各个理论都有一定的实验依据，但它们各有侧重，多数都有自己的适用范围。 而且多数实验事实需要两个以上的机理才能解释，并不具备统一性。 然而不论何种机理，欲要得到有效而长久的界面粘结效果，则复合材料界面相必须满足三个基本条件：第一，在玻纤与树脂界面间必须形成牢固的界面联结，（其中界面间的化学作用时不可缺少的部分）。 第二，由于玻纤与树脂间热收缩性质的不同而产生的界面应力，必须能通过一定的 合适途径而及时得到有效松弛。 第三，为了能均匀、有效地传递应力，界面相区域的模具必须介于玻纤、与树脂之间，形成过渡区域才较为合理。 关于树脂基复合材料的界面作用机理现已有了更新的解释。 复合材料中玻纤长度及其分布的影响因素分析 保持复合材料中的纤维长度，使其尽可能大于临界长度（ Lc） 多倍。 这也是提高复合材料力学性能的重要因素。 影响复合材料中纤维长度的因素很多，但归纳起来不外是：纤维、树脂的品种，复合方式以及复合和成型过程中的工艺参数。 其中核心问题乃是剪切应力对纤维的混合作用与破坏作用的矛盾。 对于玻纤的品种有短切纤维与连续长纤维之分。 有些作者已证明：单螺杆挤出机中玻纤的磨损与纤维起始长度、分散状态以及在复合材料中的体积分数无关。 对于树脂品种目前研究较多的仍然是 PP、 PE 和 ABS 等。 其影响的主要因素仍是复合和成型过程中树脂的粘度。 复合方式可分为。