DE19533094A1 - Verfahren zur Herstellung eines Polymerverbundmaterials - Google Patents
Verfahren zur Herstellung eines PolymerverbundmaterialsInfo
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Description
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Polymer
verbundmaterials, in dem der Polymerisationgrad eines steifen Polymeren, das in
einem flexiblen Polymeren verteilt ist, und es auf molekularem Niveau verstärkt,
erhöht ist.
Einmalige Eigenschaften finden sich im allgemeinen in einem Polymermaterial auf
Grund seiner hochgradigen Ordnungsstruktur. Die hochgradige Ordnungsstruktur
wird durch eine solche primäre Struktur beeinflußt, wie Molekulargewicht, Mole
kulargewichtsverteilung, Kristallinität, Orientierung etc. und hängt insbesondere
größtenteils von der Molekularstruktur ab. Daher gibt es seit langem mit Ma
krofasern verstärkte Verbundmaterialien, um die Grenze der mechanischen
Eigenschaften, die natürlich auftreten, zu übertreffen.
Zu Beispielen von Filamentfasern mit hohem Elastizitätsmodul und hoher Festig
keit, die als Makrofaser für verstärktes Verbundmaterial verwendet werden,
gehören Kohlenstoffasern, Glasfasern, Aramidfasern etc. Diese Fasern sind
jedoch im allgemeinen Aggregate von Fibrillen und Mikrofibrillen und enthalten
somit Defekte an jeder Stelle, was Mikrorisse bewirkt. Da der Durchmesser des
Filaments etwa 10 µm ist, muß die Grenzflächenbindung zwischen der Faser und
der Matrix stark genug sein, um die äußeren Spannungen gleichmäßig über
orientierte Fasern in der Matrix zu verteilen und mögliche äußerste Eigenschaften
der Faser hinauszuziehen. Für diese Probleme der Strukturdefekte der Makrofa
ser und der Grenzflächenbindung können die weitreichenden Effekte der fatalen
Fehler vermindert und kann die Festigkeit verbessert werden, indem der Durch
messer so klein wie möglich ist. Das heißt, die Kleinheit des Durchmessers
verhindert, daß die Spannung sich an örtlichen Stellen konzentriert und erhöht
auch das Längen-/Breitenverhältnis L/D (L und D sind Länge bzw. Durchmesser
der Verstärkungsfaser), wodurch die Kontaktfläche vergrößert wird mit dem
Ergebnis, daß das Problem der Grenzflächenbindung mit dem Matrixmolekül
beseitigt werden kann. Daher ist es die beste Art das steife Polymere in der
Matrix zu verteilen, welche Art es leicht möglich macht ein kritisches Längen-/
Breitenverhältnis zu erzielen, wenn der molekulare Durchmesser des steifen Poly
meren D ist, was zur Erzielen der theoretischen Festigkeit des Moleküls führt,
wenn die Grenzflächenbindung zwischen der Faser und der Matrix ausreichend
ist, da das Reißen des Verbundmaterials bedeutet, daß die kovalente Bindung
der Molekularkette im Verbundmaterial reißt. Die steife molekulare Kettenstruk
tur liefert ein erhaltenes Kristall mit einer Molekularkettensteifigkeit auf Grund
ihrer Molekularstruktur und auch eine hohe Festigkeit in Richtung der Molekular
kette, da die Molekularkette nicht gefaltet werden kann. Eine faltbare Ketten
struktur bewirkt üblicherweise einen Defekt am gefalteten Teil. Da überdies ein
nicht-kristalliner Teil ein Fortpflanzungsweg des zerstörenden Risses auf Grund
einer geringen Anzahl von kovalenten Bindungen ist, kann das steife Polymere
die Festigkeit des Verbundmaterials verbessern.
Wenn daher die Molekularkette des Verstärkungspolymeren eine Steifigkeit über
einer gewissen Grenze hat und mikroskopisch und gleichmäßig im Matrixpolyme
ren verteilt werden kann, ist zu erwarten, daß ein kleiner Zusatz von Verstär
kungspolymeren verschiedene Arten von mechanischen Eigenschaften verbes
sert ohne Abnahme in der Verarbeitbarkeit.
Bisher wurden beruhend auf der obigen Idee Konzepte für Polymerverbundstoffe
in der geprüften japanischen Patentpublikation Tokkosho Nr. 61-5500 und der
internationalen Patentpublikation mit der Heimat-Nr. Sho 55-500440 vorgeschla
gen. Diese früheren Polymerverbundstoffe werden im wesentlichen nach der
Methode gemacht, bei welcher ein Polymeres und das andere Polymere gleich
mäßig mit Lösungsmittel gemischt werden. Beim derzeitigen technischen Stand
ist es sehr schwierig, diese Polymeren sehr gleichmäßig in der Matrix zu mi
schen, so daß das Problem besteht, daß viele erhaltenen Verstärkungsmateria
lien (Agglomerate des steifen Polymeren) oft einen Durchmesser haben, der
einige Mikron übersteigt. Selbst wenn eine gleichmäßige Verteilung erreicht
werden kann, ist die Struktur gewöhnlich thermisch instabil und verändert sich
leicht zum Zustand der Phasentrennung während des Formprozesses. Das heißt,
es gibt viele Schwierigkeiten in der Anwendung in der Industrie, da das Ver
stärkungsmaterial leicht rauh wird. Weiter ist es nachteilig, daß man kein Poly
meres benutzen kann, das nicht mit einem zu verwendenden Lösungsmittel
verträglich ist. Da überdies die Verwendung von Lösungsmittel durch Gesetz von
verschiedenen Standpunkten her reguliert wird, ist es vorzuziehen, eine Nicht-
Lösungsmittel-Methode bereitzustellen.
Daher wurde ein Polymerverbundmaterial bereitgestellt, einschließlich eines
steifen Polymeren, das ein stabförmiges Verstärkungsmaterial mit einem Quer
schnittsdurchmesser von 0,07 µm oder weniger ist, wenn es rechtwinklig zur
Längsrichtung geschnitten wird, und das durch ein Verfahren hergestellt ist,
welches eine Stufe der Polymerisierung des steifen Polymeren in der flexiblen
Polymermatrix ohne Lösungsmittel in geschmolzenem und gemischten Zustand
umfaßt und eine Stufe der Verteilung des steifen Polymeren in mikroskopischer
Weise auf dem molekularen Niveau (japanische ungeprüfte Patentpublikation
Tokkaihei Nr. 6-145534, entsprechend USSN 08/010710 und Europäischer
Patentanmeldung 93 101 400.5 = Europäisches Patent 0 553 486 A3).
Jedoch wurde gefunden, daß das steife Polymere eine Neigung dazu hat, im
Matrixpolymeren mit der Misch- und Polymerisationszeit rauh zu werden. Um
den gewünschten Verstärkungseffekt auf molekularem Niveau zu erreichen, muß
die Polymerisationszeit so gesteuert werden, daß dieser Durchmesser der ver
teilten Teilchen 0,07 µm nicht übersteigt. Andererseits haben einige Monomeren
des steifen Polymeren keine raschen Polymerisationgeschwindigkeiten im Ma
trixpolymeren, und in einem solchen Fall kann das Mischen und die Polymerisa
tion für eine kurze Zeit ein steifes Polymeres mit unzureichendem Polymerisa
tionsgrad und unzureichenden mechanischen Eigenschaften liefern.
Es ist daher ein Ziel der vorliegenden Erfindung ein Polymerverbundmaterial und
ein Verfahren zur Herstellung desselben bereitzustellen, bei dem der Polymerisa
tionsgrad des steifen Polymeren erhöht ist, wodurch die Verstärkungswirkung
auf molekularem Niveau vergrößert wird ohne Rauhigkeit des steifen Polymeren
während der Polymerisation im Matrixpolymeren.
Das Verfahren wurde im Hinblick auf die Tatsache erfunden, daß, wenn das
steife Polymere, das eine langsame Polymerisationsgeschwindigkeit hat, mit dem
Matrixpolymeren in einem Zustand von niederem Polymerisationgrad, ähnlich
dem eines Oligomeren, komplexiert wird, das steife Polymere sich mikroskopisch
im Matrixpolymeren verteilen kann, und der Polymerisationsgrad durch die an
schließende Polymerisation in fester Phase erhöht wird, was zur Bereitstellung
eines steifen Polymeren mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften ohne
Rauhheit des Durchmessers des verteilten Teilchens des steifen Polymeren
ergibt. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung
eines Polymerverbundmaterials bereitgestellt, das dadurch gekennzeichnet ist,
daß der Polymerverbund, der durch ein flexibles Polymeres (M) und ein steifes
Oligomeres oder Polymeres (Rm)n erhalten ist, in der festen Phase bei einer
höheren Temperatur als der, bei welcher dieses steife Oligomere oder Polymere
polymerisiert werden kann und unterhalb der Glasübergangstemperatur des
steifen Oligomeren oder Polymeren polymerisiert wird, um so den Polymerisa
tionsgrad dieses steifen Oligomeren oder Polymeren (Rm)n zu erhöhen. In der
vorliegenden Erfindung kann das polymere Verbundmaterial vor der Polymerisa
tion in festem Zustand erzeugt werden durch Polymerisieren des flexiblen
Polymeren (M) und eines Monomeren (Rm) oder Oligomeren oder kurzkettigen
Polymeren zur Bildung des steifen Polymeren (Rm)n ohne Lösungsmittel in
geschmolzenem und gemischten Zustand.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann das steife Polymere vom Polymerisa
tionsgrad eines Oligomeren oder kurzkettigen Polymeren mikroskopisch im
Verbund verteilt und in solcher Weise polymerisiert werden, daß das erhaltene
steife Polymere während des Mischens und der Polymerisation nicht agglomerie
ren soll, und der Durchmesser der verteilten Teilchen nicht rauh werden soll.
Überdies selbst, wenn der Polymerisationsgrad dieses steifen Polymeren im
polymeren Verbundmaterial ähnlich dem eines Oligomeren ist, kann dieses Oligo
mere anschließend in fester Phase durch Erhitzen des Verbunds polymerisiert
werden. Daher erhält das steife Polymere ausgezeichnete mechanische Eigen
schaften im Matrixpolymeren und kann mikroskopisch im Matrixpolymeren
verteilt werden, und der Verstärkungseffekt auf molekularem Niveau kann
erreicht werden.
Insbesondere, wenn dieses Monomere (Rm) oder Oligomere oder kurzkettige
Polymere zur Bildung des steifen Polymeren (Rm)n aus den Gruppen gewählt ist:
(a) alle aromatischen Polyester und ihre Derivate, die aus aromatischen Hydroxysäuren
oder aromatischen Diolen und aromatischen Dicarbonsäuren bestehen
oder ihren Monomeren oder Einheiten oder Oligomeren und (b) alle aromatischen
Polyamide und ihren Derivaten, die aus aromatischen Aminosäuren oder aromati
schen Diaminen und aromatischen Dicarbonsäuren bestehen oder ihren Monome
ren oder Einheiten oder Oligomeren, ist die Zunahme im Polymerisationgrad
während der Polymerisation sehr langsam und daher wird vom steifen Polymeren
angenommen, daß es in einem Ausmaß gleich dem eines Oligomeren (etwa
Polymerisationsgrad 8) bei der Stufe verteilt wird und ausfällt, bei welcher die
Erzeugung des Verbunds beendet ist. Gemäß der vorliegenden Erfindung kann
der Polymerisationsgrad des steifen Oligomeren oder Polymeren durch diese
anschließende Polymerisation in fester Phase erhöht werden mit dem Ergebnis,
daß die mechanischen Eigenschaften des Verbundmaterials verbessert werden
können. Der Polymerisationgrad des Oligomeren oder Polymeren (Rm)n kann je
nach der Verteilungseigenschaft des Oligomeren oder Polymeren (Rm)n im Matrix
polymeren entschieden werden.
In der vorliegenden Erfindung können die Polymeren, welche das Verbundmaterial
ausmachen in zwei Klassen eingestuft werden, d. h. eines ist ein flexibles Poly
meres (M), das ein Matrixpolymeres bildet, und das andere ist ein steifes Poly
meres, welches ein Verstärkungsmaterial bildet. Das erhaltene steife Polymere
bedeutet in der vorliegenden Erfindung, daß die Bindung einer Polymerkette stark
ist, die Querschnittsfläche, welche die Polymerkette einnimmt klein ist und die
Dehnung der Polymerkette gering ist. Wenn irgendein Polymeres diese Definition
erfüllt, kann es ein steifes Polymeres genannt werden. Um genauer zu sein, kann
die Steifigkeit ausgedrückt werden, indem man sowohl einen theoretischen
Kristallelastizitätsmodul Ec und eine theoretische Festigkeit σb zum Zeitpunkt der
Zerstörung benutzt (siehe die Beschreibung der japanischen ungeprüften Patent
publikation Tokkaihei 6-145534).
Vom Standpunkt der mechanischen Eigenschaften, beruhend auf dem theoreti
schen Kristallelastizitätsmodul und der theoretischen Festigkeit als Information,
die derzeit erhalten werden kann und der Übertragung der Werte des Elastizitäts
moduls in Spannung und Zugfestigkeit der tatsächlichen Faser, kann das steife
Polymere wie folgt ausgedrückt werden.
Zu Beispielen von steifen Polymeren, welche die oben beschriebenen physikali
schen Bedingungen erfüllen, können Polymere gehören, welche eine sich wie
derholende Struktureinheit der folgenden chemischen Formel 1 haben.
worin Ar bedeutet:
Ar′ ist
X ist -CH = N-, -COO-, -N = N(O)-, -CONH-, -N = N-, -C G- oder -CH = CH-, n = O
oder 1.
Darin können alle Benzolringe einen Substituenten haben, wie eine Alkylgruppe,
Halogen und dergleichen. Zu konkreten Beispielen des steifen Polymeren, die
durch eine solche chemische Formel dargestellt sind, können gehören: Poly(p-
oxybenzoyl), Poly(p-benzamid), Poly(-p-phenylenterephthalamid), Polyazomethin,
Poly(p-phenylenpyromellithimid), Polybenzobisoxazbl, Polybenzobisthiazol, Poly
benzoxazol usw. Insbesondere werden aromatische Polyester und ihre Derivate
gebildet durch Polymerisation von (a) aromatischen Hydroxysäuren oder aroma
tischen Diolen in Kombination mit aromatischen Dicarbonsäuren als Monomere.
Zu Beispielen dieser aromatischen Polyester können gehören: Polyoxybenzoyl,
Poly(p-phenylenterephthalat) usw. Andererseits werden aromatische Polyamide
und ihre Derivate erzeugt durch Polymerisation von (b) aromatischen Aminosäu
ren oder aromatischen Diaminen in Kombination mit aromatischen Dicarbonsäu
ren als Monomere. Zu Beispielen dieser aromatischen Polyamide können gehö
ren: Poly(p-benzamid), Poly(p-phenylenterephthalamid) usw. Diese Polymeren
sind besonderes bevorzugt für die Polymerisation gemäß dem Verfahren der vor
liegenden Erfindung.
Zu Beispielen des flexiblen Polymeren, das in der vorliegenden Erfindung ver
wendet wird, gehören allgemein Polymere, die nicht zur Kategorie der oben
erwähnten steifen Polymere gehören und als Matrixpolymeres des Verbundmate
rials brauchbar sind. Zu Beispielen eines solchen Polymeren können gehören:
Konstruktionskunststoffe, Kunststoffe für Allgemeinzwecke, wie Nylon 6, Nylon
66, Polyethersulfon, Polycarbonat, Polybutylenterepthalat und Polyethylen
terephthalat. Wenn Polyethersulfon, Polysulfon, Polyetherimidnylon 66, Polyphe
nylensulfid, Polyetheretherketon und Polyallylat als Polymeres verwendet wer
den, ist es besonders bevorzugt, das Verfahren der Erfindung anzuwenden.
Der Polymerverbund gemäß der vorliegenden Erfindung umfaßt ein steifes
Polymeres, das mikroskopisch auf molekularem Niveau verteilt ist, und das steife
Polymere hat vorzugsweise einen Querschnittsdurchmesser (Durchmesser der
dispergierten Teilchen) von 0,07 µm oder weniger, wenn es rechtwinklig zur
Längsrichtung geschnitten wird. Der Querschnittsdurchmesser des stabähnlichen
Verstärkungsmaterials bedeutet einen Durchmesser, der gemessen wird, wenn
ein gesammelter Teil des steifen Polymeren im Verbundmaterial (ein gedrängter
Teil des stabähnlichen steifen Polymeren in der Matrix des flexiblen Polymeren)
zu einem entsprechenden Kreis korrigiert ist und es rechtwinklig zur Längsrich
tung geschnitten wird.
Um einen Querschnittsdurchmesser von 0,07 µm oder weniger im steifen Poly
meren zu erhalten, wenn es rechtwinklig zur Längsrichtung geschnitten wird, ist
es notwendig, das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung anzuwenden,
d. h. ein flexibles Polymeres (M) und ein Monomeres (Rm) zur Bildung eines
steifen Polymeren (Rm)n werden ohne Lösungsmittel in geschmolzenem und
gemischten Zustand polymerisiert und der erhaltene Verbund wird anschließend
in festem Zustand polymerisiert, so daß der Querschnittsdurchmesser des erhal
tenen steifen Polymeren vor der anschließenden Polymerisation in festem Zu
stand 0,07 µm, vorzugsweise 0,05 µm oder weniger sein sollte.
Die anschließende Polymerisation in festem Zustand muß notwendigerweise bei
einer Temperatur durchgeführt werden, bei welcher das durch dieses Mischen
und Polymerisieren gebildete steife Oligomere oder Polymere in festem Zustand
polymerisiert werden kann oder darüber und unterhalb der Glasübergangstempe
ratur des steifen Polymeren vor der anschließenden Polymerisation.
Der Polymerisationsgrad dieses steifen Oligomeren oder Polymeren (Rm)n wird
durch die Polymerisation in festem Zustand erhöht. Wenn jedoch das steife
Polymere sich bei seiner Glasübergangstemperatur und darüber befindet, ver
schwindet das steife Polymere auf Grund des Schmelzens oder wird rauh auf
Grund der Phasentrennung während der Polymerisation. Diese Polymerisation in
festem Zustand wird gewöhnlich durch eine Wärmebehandlung bei 150 bis 300°C
unter Hochvakuum oder im Inertgas, wie einem N₂-Strom, z. B. in einem
Vakuumgefäß oder einem Autoklaven durchgeführt.
Um das flexible Polymere und das Monomere, das das steife Polymere bilden
soll, ohne Lösungsmittel in geschmolzenem und gemischten Zustand zu polyme
risieren können genauer das flexible Polymere und das Monomere zur Bildung
des steifen Polymeren in einem biaxialen Extruder und dergleichen geschmolzen
oder gemischt werden. Zum Beispiel im Falle von p-Acetoxybenzoesäure verläuft
die Polymerisation durch Erhöhung der Temperatur auf 250 bis 300°C und
mehr. Selbstverständlich kann das obige Verfahren auch ohne die Verwendung
eines Extruders durchgeführt werden, wenn kein Lösungsmittel verwendet wird.
Die Polymerisation kann unter einer vorbestimmten Scherkraft durchgeführt
werden. Um genauer zu sein, kann die Scherkraft ausgedrückt werden durch den
Scherstrom, insbesondere die Schergeschwindigkeit. Falls das flexible Polymere
als Matrixpolymer verwendet wird, ist eine Schergeschwindigkeit von 2,0 bis
25 s-1, vorzugsweise 2,0 bis 15 s-1, gewöhnlich während der Polymerisation
geeignet. Die Schergeschwindigkeit bzw. Scherrate (Ausmaß der Scherung) ist
die maximale scheinbare Rate der Scherung, berechnet aus der folgenden Glei
chung (1) und (2) bei welcher eine Newton-viskose Substanz angenommen wird
auf der Basis der Rotationsfrequenz, gemessen mit dem Miniaturkneter vom
Rotortyp (Koneruder-EK-3-5c Tousoku precision industry K.K.)
σ = 2πrω/G
V = πr²/G
V = πr²/G
(σ = Rate der Scherung bzw. Schergeschwindigkeit, r = Radius, ω = Winkel
geschwindigkeit, V = Volumen, G = Höhe des Containers für das Mischen und
Schmelzen). Es ist besonders erforderlich, eine Scherkraft anzuwenden, um das
steife Polymere mikroskopisch auf molekularem Niveau zu verteilen.
Der Durchmesser und das Axialverhältnis des steifen Polymeren (Verstärkungs
phase) können auf Grund der Einstellung der obigen Scherkraft gesteuert werden
mit dem Ergebnis, daß die mechanischen Eigenschaften, die von der Mikrostruk
tur abhängen, insbesondere hohe Zugfestigkeit und hohe Steifigkeit erhalten
werden können.
Bezüglich des Mischungsverhältnisses werden z. B. im Falle, daß das flexible
Polymere Polyethersulfon ist und das Monomere p-Acetoxybenzoesäure ist, 3 bis
20 Gewichtsteile, vorzugsweise 5 bis 15 Gewichtsteile des Monomeren zu 100
Gewichtsteilen des flexiblen Polymeren zugegeben. Wenn das Verhältnis des
Monomeren über 20 Gewichtsteile ist, übersteigt der Querschnittsdurchmesser
des steifen Polymeren, wenn es rechtwinklig zur Längsrichtung geschnitten
wird, 0,07 µm, und das Ziel der vorliegenden Erfindung zur Erzielung von Festig
keit kann nicht erreicht werden. Wenn es unterhalb 3 Gewichtsteile ist kann die
Wirkung des Vorliegens des steifen Polymeren nicht erreicht werden.
Die Zusätze, Polymerisationsinitiator und dergleichen können zum Zeitpunkt des
Schmelzens und Mischens der vorliegenden Erfindung eingemischt werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird das polymere Verbundmaterial erzeugt
durch Polymerisieren ohne Lösungsmittel in geschmolzenem und gemischten
Zustand. In dem Fall, wo das steife Polymere aus dem Monomeren mit langsa
mer Polymerisationsgeschwindigkeit polymerisiert wird, wird um Rauhigkeit des
steifen Polymeren während der Polymerisation zu verhindern, die Polymerisation
in geschmolzenem Zustand bei einem Polymerisationsgrad abgebrochen, der
ähnlich ist dem eines Oligomeren, und der erhaltene Verbund wird anschließend
in festem Zustand polymerisiert, um den Polymerisationsgrad des steifen Poly
meren zu erhöhen. Daher kann das steife Polymere mit ausgezeichneten mecha
nischen Eigenschaften mikroskopisch auf molekularem Niveau im Matrixpolyme
ren verteilt werden, um die Verstärkungswirkung auf molekularem Niveau zu
erreichen. Eine kleine Zugabe des steifen Polymeren kann den Elastizitätsmodul
und die Festigkeit verbessern.
Die vorliegenden Erfindung wird durch die folgende Beschreibung von Ausfüh
rungsformen erläutert. Diese Beispiele sollen die Erfindung nicht beschränken.
1,26 g Polyethersulfon als flexibles Polymeres und 0,14 g p-Acetoxybenzoesäu
re als Monomeres zur Bildung des steifen Polymeren (Gewichtsverhältnis 90/10)
wurden bei 240°C für 4 Minuten lang in der Miniaturspritzgußmaschine (MINI-
MAX MOLDER CS-183MMX, Gustom Scientic Instruments, INC) geknetet und
gleichmäßig vermischt. Die erhaltene Mischung wurde in geschmolzenem und
gemischten Zustand bei 300°C für 10 Minuten lang in dieser Miniaturspritzguß
maschine polymerisiert, um einen Polyethersulfon/Polyoxybenzoyl-(90/10)-
Verbund zu liefern. Seine Glasübergangstemperatur war 325°C (Vergleichsbei
spiel 1).
Der erhaltene Verbund wurde bei 210°C für 12 Stunden unter Hochvakuum
erhitzt (Vakuum von 760 mmHg oder mehr), um ein Verbundmaterial gemäß der
Erfindung zu ergeben (Beispiel 1).
Das Verbundmaterial wurde mit dieser Miniaturspritzgußmaschine zur Prüfstück
form gespritzt und geformt, um Proben für einen Zugfestigkeitstest zu ergeben.
Die Proben wurden geprüft.
Die Bedingungen für das Spritzgießen und Formen waren so, daß die Harztempe
ratur 310°C und die Temperatur der Form 140°C waren.
1,26 g Polyethersulfon als flexibles Polymeres und 0,14 g p-Acetaminoben
zoesäure als Monomeres zur Bildung des steifen Polymeren (Gewichtsverhältnis
90/10) wurden bei 270°C für 4 Minuten lang in der Miniaturspritzgußmaschine
(MINI-MAX MOLDER CS-183MMX, Custom Scientic Instruments, INC) geknetet
und gleichmäßig vermischt. Die erhaltene Mischung wurde in geschmolzenem
und gemischtem Zustand bei 300°C für 10 Minuten lang in dieser Miniatur
spritzgußmaschine polymerisiert, um einen Polyethersulfon/Poly-p-benzamid-
(90/10)-Verbund zu liefern. Seine Glasübergangstemperatur war 332°C (Ver
gleichsbeispiel 2).
Der erhaltene Verbund wurde bei 210°C für 12 Stunden unter Hochvakuum
erhitzt (Vakuum von 760 mmHg und mehr), um ein Verbundmaterial gemäß der
Erfindung zu ergeben (Beispiel 2).
Das Verbundmaterial wurde mit dieser Miniaturspritzgußmaschine zur Prüfstück
form gespritzt und geformt, um Proben für einen Zugfestigkeitstest zu ergeben.
Die Proben wurden geprüft.
Die Bedingungen für das Spritzgießen und Formen waren so, daß die Harztempe
ratur 310°C und die Temperatur der Form 140°C waren.
1,26 g Polyethersulfon als flexibles Polymeres und 0,14 g p-Acetoaminoben
zoesäure als Monomeres zur Bildung des steifen Polymeren (Gewichtsverhältnis
90/10) wurden bei 240°C für 4 Minuten lang in der Miniaturspritzgußmaschine
(MINI-MAX MOLDER CS-183MMX, Custom Scientic Instruments, INC) geknetet
und gleichmäßig vermischt. Die erhaltene Mischung wurde in geschmolzenem
und gemischten Zustand bei 300°C für 10 Minuten lang in dieser Miniatur
spritzgußmaschine polymerisiert, um einen Polyethersulfon/Poly-p-benzamid-
(90/10)-Verbund zu liefern. Seine Glasübergangstemperatur war 332°C (Ver
gleichsbeispiel 3).
Der erhaltene Verbund wurde bei 210°C für 12 Stunden unter Hochvakuum
erhitzt (Vakuum von 760 mmHg und mehr), um ein Verbundmaterial gemäß der
Erfindung zu ergeben (Beispiel 3).
Das Verbundmaterial wurde mit dieser Miniaturspritzgußmaschine zur Prüfstück
form gespritzt und geformt, um Proben für einen Zugfestigkeitstest zu ergeben.
Die Proben wurden geprüft.
Die Bedingungen für das Spritzgießen und Formen waren so, daß die Harztempe
ratur 300°C und die Temperatur der Form 140°C waren.
Die erhaltenen Proben für die Zugprüfung, wie oben beschrieben, wurden der
Zugfestigkeitsprüfung auf folgende Weise unterworfen:
Zugfestigkeitsprüfer (MINI-MAX TENSILE TESTER CS-183TE, custom Scientific Instruments. INC)
Zuggeschwindigkeit: 0,566 cm/min
Verformungsgeschwindigkeit: 0,629/min
Abstand zwischen den Standardlinien der Testprobe: L=0,899 cm
Querschnittsfläche des Teststücks: (0,1587/2)²Xπ
Meßtemperatur: 22°C
Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Zugfestigkeitsprüfer (MINI-MAX TENSILE TESTER CS-183TE, custom Scientific Instruments. INC)
Zuggeschwindigkeit: 0,566 cm/min
Verformungsgeschwindigkeit: 0,629/min
Abstand zwischen den Standardlinien der Testprobe: L=0,899 cm
Querschnittsfläche des Teststücks: (0,1587/2)²Xπ
Meßtemperatur: 22°C
Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Zugfestigkeit [MPaj | |
Vergleichsbeispiel 1 | |
144 | |
Beispiel 1 | 171 |
Vergleichsbeispiel 2 | 122 |
Beispiel 2 | 152 |
Vergleichsbeispiel 3 | 112 |
Beispiel 3 | 130 |
Claims (6)
1. Verfahren zur Herstellung eines polymeren Verbundmaterials, gekenn
zeichnet durch die Stufe:
Polymerisieren eines Verbundmaterials, das ein flexibles Polymeres (M) und ein steifes Oligomeres oder Polymeres (Rm)n aufweist, in festem Zustand bei mehr als der Temperatur, bei welcher dieses steife Oligomere oder Polymere polymerisiert werden kann, jedoch unterhalb der Glasüber gangstemperatur des steifen Polymeren zur Erhöhung des Polymerisa tionsgrads dieses steifen Oligomeren oder Polymeren (Rm)n.
Polymerisieren eines Verbundmaterials, das ein flexibles Polymeres (M) und ein steifes Oligomeres oder Polymeres (Rm)n aufweist, in festem Zustand bei mehr als der Temperatur, bei welcher dieses steife Oligomere oder Polymere polymerisiert werden kann, jedoch unterhalb der Glasüber gangstemperatur des steifen Polymeren zur Erhöhung des Polymerisa tionsgrads dieses steifen Oligomeren oder Polymeren (Rm)n.
2. Polymeres Verbundmaterial, hergestellt nach einem Verfahren gemäß An
spruch 1.
3. Verfahren zur Herstellung eines polymeren Verbundmaterials gemäß
Anspruch 1, gekennzeichnet durch die weitere Stufe der Polymerisierung
des flexiblen Polymeren (M) und eines Monomeren (Rm) oder eines Oligo
meren zur Bildung des steifen Oligomeren oder Polymeren (Rm)n ohne
Lösungsmittel zur Bildung des Verbundmaterials vor Polymerisation des
flexiblen Polymeren (M) und des steifen Oligomeren oder Polymeren (Rm)n
in festem Zustand.
4. Polymeres Verbundmaterial, hergestellt nach dem Verfahren gemäß An
spruch 3.
5. Verfahren zur Herstellung eines polymeren Verbundmaterials nach An
spruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Monomere oder Oligomere
zur Bildung des steifen Oligomeren oder Polymeren eines oder zwei oder
mehr ausgewählt aus der Gruppe von (a) alle aromatischen Polyester und
ihre Derivate, bestehend aus aromatischen Hydroxysäuren oder aromati
schen Diolen und aromatischen Dicarbonsäuren, ihren Monomeren, Oligo
meren oder diese bildende Einheiten und (b) allen aromatischen Polyami
den und ihren Derivaten, bestehend aus aromatischen Aminosäuren oder
aromatischen Diaminen und aromatischen Dicarbonsäuren, ihren Monome
ren, Oligomeren oder diese bildende Einheiten, ist bzw. sind.
6. Polymerverbundmaterial, hergestellt nach dem Verfahren gemäß An
spruch 5.
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