CN112063092B - 高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料及其制备方法。首先，将改性无规共聚聚丙烯与β‑成核剂进行熔融共混得到母料；然后，将母料与改性无规共聚聚丙烯熔融共混得到β‑改性无规共聚聚丙烯基体；最后，将β‑改性无规共聚聚丙烯基体与经硅烷偶联处理过的长玻纤进行熔融共混后挤出成型得到增韧复合材料。本发明通过加入β‑成核剂，来诱导异质成核，令部分基体中的α‑相转变为β‑相；β‑相相对于α‑相晶体韧性更高。因此，本发明的高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料在冲击过程中具有更优异的吸能效果。本发明制备工艺简单，效率高，有效地提高了长玻纤增强复合材料的冲击韧性。

Description

高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及热塑性复合材料技术领域，特别涉及一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料及其制备方法。
背景技术
长玻纤增强聚丙烯复合材料(LGF/PP)作为很有前景的轻质材料，备受关注。与传统金属材料相比，具有生产周期短，力学性能优异，耐酸碱性能好，能耗小的特点，广泛用于汽车车身，绝缘材料，电路板等领域。通常，LGF/PP复合材料中的基质是均聚丙烯。但均聚聚丙烯的韧性差、缺口冲击强度低，尤其是在低温或高应变速率下，因此极大地限制了聚丙烯应用的深化与拓展。为了提高复合材料的抗冲击性，共聚物聚丙烯已成为非常有前途的替代方法。但是，无论是均聚聚丙烯还是共聚聚丙烯，其结晶相仅含有α-相，因此存在高脆性的问题。
另一方面，作为一种半结晶，聚丙烯可以形成各种晶体结构，例如单斜α-相，六方β-相和斜方γ-相。由于大分子结构和晶体状态的差异，具有不同晶相的聚丙烯具有不同的力学性能。α-晶体具有优异的刚性，但是韧性差。这是因为切向薄层和径向薄层形成交叉结构，从而产生互锁效果，使塑性变形非常困难。相比之下，β-晶体拥有更为松散的堆叠结构，并且具有三个等效的滑动面，这使得晶体更容易滑动到相对于晶体的位置，主剪切应力使塑料流动更容易并且具有更高的能量耗散。因此，β-晶的韧性高于α-晶相。
单斜晶系α-晶体是热力学稳定相，并且在常见的加工条件下占主导地位。β-晶体是亚稳态的晶体，很难在一般条件下直接获得。目前已知几种增加β-晶体含量的方法，例如：在注射成型工艺中添加β-成核剂，在一定温度梯度下定向结晶，施加剪切力和高过冷度。
为了获得高冲击力的长玻纤增强聚丙烯复合材料，常用的方法是在PP中添加各种偶联剂，增容剂或增强体，例如马来酸酐，硅烷，纳米蒙脱土等。可以看出，增韧LGF/PP的机理，更多地关注玻璃纤维和界面而不是基体性能。因此，仍然有必要通过增强基体来提高LGF/PP的韧性。
发明内容
本发明提供了一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料及其制备方法，其目的是为了提供一种简单而有效的方法来提高长玻纤增强聚丙烯复合材料的冲击韧性。
为了达到上述目的，本发明提供了一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料的制备方法，包括以下步骤：
1)母料制备：
将β-成核剂与改性无规共聚聚丙烯按照质量比4.8:100～5.3:100进行熔融共混，得到母料；
其中，所述改性无规共聚聚丙烯是由乙烯单体与丙烯单体气相混合形成无规共聚聚丙烯，再由无规共聚聚丙烯接枝马来酸酐而得；
2)β-改性无规共聚聚丙烯基体制备：
将步骤1)得到的母料与改性无规共聚聚丙烯进行熔融共混，β-成核剂通过异质成核作用令聚丙烯中的α-相转变为韧性更高的β-相，得到β-改性无规共聚聚丙烯基体；
3)复合材料制备：
将步骤2)得到的β-改性无规共聚聚丙烯基体与长玻纤进行熔融共混，通过挤出成型得到复合材料；
其中，所述复合材料中β-成核剂的质量百分含量为0.025～0.15wt％。
优选地，所述复合材料中β-成核剂的质量百分含量为0.025～0.05wt％。
优选地，所述步骤1)中，乙烯单体与丙烯单体的质量比为8.6:100～10.1:100，所述无规共聚聚丙烯与马来酸酐的质量比为11.5:100～12.5:100。
优选地，所述步骤1)中，β-成核剂选自芳香族类β-成核剂。
优选地，芳香族类β-成核剂选自TMB系列化合物。
优选地，所述无规共聚聚丙烯的熔体流动速率为100～110g/10min，摩尔质量为17.2×104g/mol，密度为0.91g/cm3。
优选地，所述步骤2)中，β-改性无规共聚聚丙烯基体中β-成核剂的含量为0.025～0.4wt％。
优选地，所述熔融共混在同向旋转双螺杆挤出机中进行；
其中，挤出机的螺杆转速为110～130rpm。
优选地，所述熔融共混温度为170～200℃，熔融共混时间为5～8min。
优选地，所述步骤3)中，长玻纤经硅烷偶联处理，长玻纤直径为9.5～10.5μm。
优选地，所述步骤3)中，β-改性无规共聚聚丙烯与长玻纤维质量比为48:50～52:50。
优选地，所述步骤3)中，挤出成型温度为170～200℃。
本发明还提供了一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料，所述复合材料由上述方法制备而成。
本发明的上述方案有如下的有益效果：
本发明通过向基体中添加β-成核剂能够诱发无规共聚聚丙烯由α-相向β-相的结构转变，并通过马来酸酐改性处理和玻璃纤维对应力的传导作用，获得冲击韧性极高的β-成核长玻纤增强改性无规共聚聚丙烯复合材料。
另外，本发明还具有以下优点：
1、本发明所用改性无规共聚聚丙烯、β-成核剂、长玻纤维是商业化产品，价格低廉。
2、本发明β-成核剂的添加量极少，不会影响材料的加工性能，加工工艺难度小，易实现。
3、本发明操作工艺简单，使用工业用常规双螺杆挤出机和注塑机来制备长玻纤增强聚丙烯复合材料，生产成本低，适用于大规模的工业化生产。
4、在提高韧性的同时，没有导致拉伸强度的损失。
附图说明
图1为本发明的制备工艺流程图。
图2为本发明实施例中复合材料的DSC结晶曲线图。
图3为本发明实施例中复合材料的XRD衍射图谱。
图4为本发明实施例中复合材料的静应力-应变曲线图。
图5为本发明实施例中复合材料的拉伸应力、应变及模量图。
图6为本发明实施例中复合材料的冲击图。
图7为本发明实施例中复合材料冲击断裂失效机制分析的SEM图。
具体实施方式
为使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图及具体实施例进行详细描述。
实施例1
如图1所示，本发明提供了一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料及其制备方法，包括以下步骤：
1)母料制备：
将β-成核剂与改性无规共聚聚丙烯按照5:100的质量比通过同向旋转双螺杆挤出机进行熔融共混，温度控制在170～200℃，螺杆转速为120rpm。
所用改性无规共聚聚丙烯是马来酸酐与无规共聚聚丙烯按照质量比为12:100进行熔融接枝所得。
无规共聚聚丙烯是用乙烯单体和丙烯单体以9.1:100的质量比进行气相混合得到。混合得到的无规聚丙烯长链中间无规地夹杂一些丙烯-乙烯链段，为橡胶态。均聚序列聚丙烯链段提供结晶相，而橡胶链段提供较高的韧性。
2)β-改性无规共聚聚丙烯基体制备：
将改性无规共聚聚丙烯与步骤1)得到的母料置于同向旋转双螺杆挤出机进行熔融共混，使β-成核剂含量为0.05wt％，温度控制在170～200℃，螺杆转速为120rpm，得到β-改性无规共聚聚丙烯基体。
3)高韧性长玻纤增强聚丙烯复合材料制备
将步骤2)得到的β-改性无规共聚聚丙烯基体与长玻纤维置于同向旋转双螺杆挤出机进行熔融共混，挤出成型得到高韧性长玻纤增强聚丙烯复合材料，其中，螺杆转速为120rpm，挤出成型的温度控制在170～200℃。
所用长玻纤维均由硅烷进行偶联处理过，直径为9.5～10.5μm。
β-改性无规共聚聚丙烯基体与长玻纤的质量比为50:50，复合材料中β-成核剂含量为0.025wt％，标记为GFPPR-0.025。
实施例2
实施例2与实施例1基本相同，不同之处在于：实施例2得到的复合材料中的β-成核剂含量为0.05wt％，标记为GFPPR-0.05。
实施例3
实施例3与实施例1基本相同，不同之处在于：实施例3得到的复合材料中的β-成核剂含量为0.15wt％，标记为GFPPR-0.15。
结晶能力测试：DSC测试
使用TADSC Q20差示扫描量热仪(DSC)来研究复合材料的结晶行为。以没有添加β-成核剂的GFPPR复合材料样品为对照样品。分别对对照样品和实施例1～3的复合材料进行测试，结果如图2所示：
随着β-成核剂含量的增加，实施例1～3复合材料的结晶峰温度(Tcp)从未添加β-成核剂GFPPR的111.9℃分别提高到113.5℃、115.7℃、116.9℃，即分别提高了1.6℃、3.6℃、5.0℃。
这表明β-成核剂具有很强的异质成核能力，在较高的温度下将形成大量的晶核，并且在较高的温度下也可有效地促进基体中β-晶体的形成。因此，在添加β-成核剂之后，基体的结晶温度升高。
晶相含量测试：WAXD测试
使用Advance D8型X射线自动衍射仪(WAXD)来收集光谱。以没有添加β-成核剂的GFPPR复合材料样品为对照样品。分别对对照样品和实施例1～3的复合材料进行测试，结果如图3所示：
对于GFPPR，仅在2θ＝14.1°,16.8°,18.5°,21.1°和21.8°的位置出现了对应于α-晶体的峰，当添加β-成核剂之后，2θ＝16.0°和20.9°的位置出现了对应于β-晶体的峰，并且随着成核剂含量的增加，这两处峰逐渐增强。
结晶度(Xc)和β-相比例(Kβ)的计算结果列于表1：
表1通过WAXD测量的结晶度和相含量
Figure BDA0002690425180000051
Figure BDA0002690425180000061
根据表2可以看出，β-成核剂的添加对总结晶度影响较小，但是却明显提高了β-相含量，随着β-成核剂含量添加到0.025wt％，、0.05wt％，、0.15wt％，β-相含量(Kβ)分别增加至8.2％、25.6％、28.7％，说明所选用的β-成核剂有很强的β-成核作用。
但在β-成核剂含量达到0.05wt％之后，Kβ的增加幅度不再明显。这是因为在达到临界成核浓度后，尽管有许多成核位置，但是β-晶体的生长空间有限。因此，β-晶体的数量将不会进一步增加。
力学性能测试：拉伸强度测试
按照ASTM D638试验方法对测试样品进行拉伸强度测试，测试样品为哑铃状试样，尺寸为150×10×4mm2，拉伸速度1mm/min。拉伸强度测试在万能试验机(MTS E45.105-B)上进行。
以没有添加β-成核剂的GFPPR复合材料样品为对照样品。分别对对照样品和实施例1～3的复合材料进行测试，结果如图4、图5所示：
与仅包含α-晶体的GFPPR相比，含β-晶体的GFPPR的拉伸应力的变化不明显，即，β-晶体的产生不妨碍拉伸强度。相比之下，拉伸模量的下降是明显的并且具有一定规律性，从GFPPR的3.161GPa下降到GFPPR-0.05的2.626GPa。当添加更多的β-成核剂时，拉伸模量略有增加，增加至GFPPR-0.15的2.747GPa。这是因为过量的β-成核剂不溶于PP，而是以填充剂的形式存在于PP中，这限制了基体晶体的生长并改变了晶粒结构，从而导致了基体刚度的增加。
同时，随着β-成核剂含量的增加，由于β-晶体松散的堆叠结构，复合材料出现最大应力时的应变值而显著增加。当抗拉强度超过某一极限值时，晶体薄片之间的相对滑动容易发生，并且由于晶体层之间的聚合物链的相互键合，拉伸应变显着增加。
力学性能测试：冲击韧性测试
按照ASTM D 256-04试验方法对测试样品进行冲击韧性测试，使用在室温(23℃)下测量悬臂梁缺口冲击强度。缺口样品尺寸为80×10×4mm2。冲击韧性测试在冲击试验仪(XC-22Z)上进行。
以没有添加β-成核剂的GFPPR复合材料样品为对照样品。分别对对照样品和实施例1～3的复合材料进行测试，结果如图6所示：
随着β成核剂含量分别增加至0.025wt％、0.05wt％、0.15wt％，复合材料的冲击强度从GFPPR的67.45kJ/m2分别增加至72.96kJ/m2、78.17kJ/m2、76.62kJ/m2。冲击强度增加和减少的变化趋势与拉伸模量的测量一致。这些数据非常直观地证明，在β-成核剂的作用下，可以实现长玻纤增强聚丙烯复合材料的增韧作用。
在达到临界β-成核剂浓度之前，复合材料的冲击强度的变化趋势与WAXD测量结果中β-相含量的变化趋势基本一致，这表明复合材料冲击强度的提高是由于β-相含量的增加。但是，随着β-成核剂含量的继续增加，冲击强度没有进一步增加，而是开始下降。这是因为在达到临界成核浓度之前，β-成核剂在加工过程中会在PP中完全融化，冷却后会诱导形成发达且疏松的β-晶体。当β-成核剂含量较高且超过临界值时，它不能很好地溶解在PP基体中并发生团聚。在这种情况下，作为缺陷的一种类型的β-成核剂本身阻止了β-晶体的生长，因此仅形成了“束状”β-晶体的结构，与“束状”β-晶体相比，发达的β-球晶具有更好的滑移能力。
断口形貌测试：SEM测试
使用JSM-6700F场发射扫描电子显微镜(SEM)来观察复合材料的冲击试样断口形貌。以没有添加β-成核剂的GFPPR复合材料样品为对照样品。分别对对照样品和实施例1～3的复合材料进行测试，结果如图7所示：
从图中可以看出，加入β-成核剂后，玻璃纤维拉出的孔要比未加β-成核剂的GFPPR样品大。这表明在添加β-成核剂之后，样品的基体变得更软并且更有利于吸收更多的能量。但是，在所有样品中，纤维的分散、取向或纤维的拉拔都没有显着差异。纤维分散和纤维取向没有因为β-晶体的存在而发生显着改变。图7(c)显示从GFPPR-0.05样品中提取的玻璃纤维的长度最长，表明在该成核剂含量下，冲击应力下吸收的能量最大，这与图6中的冲击强度趋势一致。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
1）母料制备：
将β-成核剂与改性无规共聚聚丙烯按照质量比4.8:100~5.3:100进行熔融共混，得到母料；
其中，所述改性无规共聚聚丙烯是由乙烯单体与丙烯单体气相混合形成无规共聚聚丙烯，再由无规共聚聚丙烯接枝马来酸酐而得；所述无规共聚聚丙烯的熔体流动速率为100~110g/10min，摩尔质量为17.2×104 g/mol，密度为0.91 g/cm3；
2）β-改性无规共聚聚丙烯基体制备：
将步骤1）得到的母料与所述改性无规共聚聚丙烯进行熔融共混，得到β-改性无规共聚聚丙烯基体；
3）复合材料制备：
将步骤2）得到的β-改性无规共聚聚丙烯基体与长玻纤进行熔融共混，通过挤出成型得到复合材料；β-改性无规共聚聚丙烯基体与长玻纤质量比为48:50~52:50，长玻纤经硅烷偶联处理，长玻纤直径为9.5~10.5μm；
其中，所述复合材料中β-成核剂的质量百分含量为0.025~0.15wt%。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤1）中，乙烯单体与丙烯单体的质量比为8.6:100~10.1:100，马来酸酐与所述无规共聚聚丙烯的质量比为11.5:100~12.5:100。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤1）中，β-成核剂选自芳香族类β-成核剂。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述芳香族类β-成核剂选自TMB系列化合物。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤2）中，β-改性无规共聚聚丙烯基体中β-成核剂的含量为0.025~0.4wt%。
6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述熔融共混在同向旋转双螺杆挤出机中进行；
其中，挤出机的螺杆转速为110~130rpm。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述熔融共混温度为170~200℃，熔融共混时间为5~8min。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤3）中，挤出成型温度为170~200℃。
9.一种高韧性长玻纤增强无规共聚聚丙烯复合材料，其特征在于，所述复合材料由权利要求1~8任一项所述的方法制备而成。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62195030A (ja) * 1986-02-21 1987-08-27 Toray Ind Inc 微孔性フイルムの製造方法
CN102964691A (zh) * 2012-12-19 2013-03-13 江南大学 一种增韧均聚聚丙烯增强复合材料的方法
CN103030891A (zh) * 2013-01-09 2013-04-10 华东理工大学 一种长玻璃纤维增强聚丙烯复合材料及其制备方法
CN103254505A (zh) * 2013-05-17 2013-08-21 大连聚兴科技有限公司 具有高冲击强度的连续玻纤增强聚丙烯及其制备方法
CN108250566A (zh) * 2017-12-19 2018-07-06 广东聚石化学股份有限公司 一种低翘曲无卤膨胀阻燃长玻纤增强聚丙烯复合材料及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62195030A (ja) * 1986-02-21 1987-08-27 Toray Ind Inc 微孔性フイルムの製造方法
CN102964691A (zh) * 2012-12-19 2013-03-13 江南大学 一种增韧均聚聚丙烯增强复合材料的方法
CN103030891A (zh) * 2013-01-09 2013-04-10 华东理工大学 一种长玻璃纤维增强聚丙烯复合材料及其制备方法
CN103254505A (zh) * 2013-05-17 2013-08-21 大连聚兴科技有限公司 具有高冲击强度的连续玻纤增强聚丙烯及其制备方法
CN108250566A (zh) * 2017-12-19 2018-07-06 广东聚石化学股份有限公司 一种低翘曲无卤膨胀阻燃长玻纤增强聚丙烯复合材料及其制备方法

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