JPH0328263A - 低付着性ガラス繊維充填ポリエステル樹脂 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、ガラス繊維充填ポリエステル樹脂に関し、さ
らに詳しくは、ポリエステル樹脂の線熱膨張係数を減少
するために樹脂に対して低付着性のガラスｅｔａをポリ
エステル樹脂中に使用することに関する。

本発明は、要約すれば、次の通りである：ポリエーテル
エステルまたはポリ（エーテルイミド）エステル、まＩ
；はポリエーテルエステルまたはポリ（エーテルイミド
）エステルの一方または両者とポリ（ブチレンテレフタ
レート）またはポリ（エチレンテレフタレート）とのブ
レンドからなるガラス繊維または鉱物繊維充填ポリエス
テル樹脂。

この組戊物は、ポリ（ブチレンテレフタレート）、ポリ
（エチレンテレフタレート）または両者のマトリックス
相を有するブレンドを有してはならない。繊維はポリエ
ステルの原樹脂に対する付着性を実質的にもたない。ガ
ラス繊維または鉱物繊維は、ボリマーのブレンドの線熱
膨張係数を効果的ｌ二制御する。低付着性ｍｍは、普通
の強化用付着性繊維（これは樹脂のためのカップリング
剤でコーティングされている）に関連する靭性の減少を
生じない。

成形されたガラス繊維強化熱可塑性ポリマーから、外部
の自動車部品、例えば、側面の外装用パネルおよびロッ
カーパネルを作ることは知られている。黙可塑性ポリエ
ステル、例えば、ポリ（プチレンテレ７タレート）（Ｐ
ＢＴ）またはポリ（エチレンテレフタレート）（ＰＥＴ
）は、このような用途において熱可塑性ポリマーとして
使用するために十分に剛性であるが、低温において十分
に靭性ではない。熱可塑性エラストマーのポリエステル
、例えば、ポリエーテルエステル（Ｐ　Ｅ　Ｅ）は靭性
を増加する。ポリ（エーテルイミド）エステルはポリエ
ーテルエステルに非常に類似する性質を有することが知
られており、そしてポリエーテルエステル靭性付与剤の
一部分またはすべての代わりに使用することができる。

ポリマーのブレンドそれ自体は、外部の自動車部品の要
求される要件のためには高すぎる線熱膨張係数（ＣＬＴ
Ｅ）を有し、そしてガラス繊維はＣＬＴＥを減少するた
めに樹脂中に混入される。

１つのこのような繊維強化ポリエステル樹脂は熱可塑性
ポリエステル組成物であり、その基本或分はエラストマ
ーの軟質セグメントおよび高融点の結晶質ポリエステル
硬質セグメント（熱可塑性エジストマーのポリエステル
）を有する結晶質のセグメント化ブロックコポリマー、
および熱可塑性の高いモジュラスの高融点の結晶質ポリ
エステルである。使用する熱可塑性エラストマーのポリ
エステルは、ポリ（ブチレンテレフタレート）　　（Ｐ
ＢＴ）の軟質セグメントおよびポリテトラメチレンエー
テルグリコール（ＰＴＭＥＧ）の軟質セグメントを含有
するポリエーテルエステルである。

高いモジュラスの高融点結晶質ポリエステルはＰＢＴで
ある。

ポリエステルブレンド中の繊維は、ガラス繊維をポリエ
ステルに強く付着させるためにガラス繊維上に適当なカ
ップリング剤を使用することによつて強化繊維として作
用しなくてはならない。しかしながら、適当な強化繊維
は、ＣＬＴＥを減少するが、破断点伸び、レオメトリー
の衝撃強さまたは落槍衝撃試験により測定して靭性を有
意に減少させる。ノッチ付きアイゾッド衝撃試験は、と
くに繊維の大部分が衝撃振子に対して垂直に配列されて
いるので、繊維充填樹脂についての研究において大きい
感度をもたないと考えられる。

また、外部の自動車０用途において使用されるポリエス
テル組戊物の表面品質および外部の部品を効果的に塗装
する能力は商業的に重要である。

外部の部品の表面の外観は、経時的に維持されなくては
ならない。『彩色適性」は、塗装の間の部品の支持が少
ない、加熱わるみ抵抗を要求する。

表面の品質は繊維に関係する表面の欠陥を回避すべきで
あることを必要とする；このような欠陥の例は溶接線、
波立ちおよびそりである。繊維に関係する表面の欠陥は
、ガラス繊維のレベルを増加することによって一層悪く
なる。

本発明の目的は、非充填樹脂と比較して減少したＣＬＴ
Ｅを有するが、従来の繊維充填樹脂に関連する靭性の減
少をもたない繊維充填樹脂を提供することである。

本発明は、ある種のポリエステル樹脂中の強化用繊維を
非強化用繊維で置換すると、ＣＬＴＥの減少の有意に損
失されず、しかも強化用繊維の使用のとき付随する靭性
の損失が有意に改良されるという予期されない発見に基
づく。

本発明は、ポリエーテルエステル、ポリ（エーテルイミ
ド）エステルまたは両者のブレンド、またはポリエーテ
ルエステルまたはポリ（エーテルイミド）エステルの一
方または両者とポリ（プチレンテレ７タレート）または
ポリ（エチレンテレフタレート）とのブレンド、前記ブ
レンドはポリ（ブチレンテレフタレート）、ポリ（エチ
レンテレフタレート）または両者のマトリックス相を有
するブレンドを除外する、および 繊維充填ポリエステル樹脂に実質的に付着しないガラス
ａ＃ｉまたは鉱物ｉａｍ， からなり、 前記繊維充填樹脂は、射出威形したとき、樹脂に付着す
る強化用のガラス繊維または鉱物繊維で充填したときの
同一樹脂のそれより実質的に大きい、破断点伸びを有す
る、 ことを特徴とする繊維充填ポリエステル樹脂を提供する
。

本発明の基本ポリマーはポリエーテルエステル（Ｐ　Ｅ
　Ｅ）またはポリ（エーテルイミド）エステル（ＰＥ１
）である。ＰＥＩはＰＥＨに類似する性質を有し、そし
てしばしばＰＥＥの代替物として使用される；したがっ
てＰＥＩはｒＰＥＥの同等体」と呼ばれる。ＰＥＥおよ
びＰＥＩは、エラストマーの軟質セグメント（ポリエー
テルまたはポリエーテルのセグメント）および結晶質の
硬質セグメントからなるという特徴を共有する。ＰＥＥ
およびＰＨ１のブレンドは本発明の基本ボリマーとして
使用することができる。

ＰＥＥ，ＰＨ１またはＰＥＥ／ＰＥＩのブレンドはポリ
（ブチレンテレ７タレート）とブレンドすることができ
る。ＰＢＴの一部またはすべてをＰＥＴで置換すること
ができる。

原樹脂は、もちろん、他の戊分、例えば、添加剤、例え
ば、カーポンブラックまｔ；は酸化防止剤、またはガラ
ス７レークを含有して繊維の異方性を減少することがで
きる。他の戊分の性質および量は、提案する用途に望ま
しくないように繊維充填樹脂の性質を変更しないように
選択されるであろう。

原樹脂において使用される繊維は、少なくとも一部分非
強化性である。強化用繊維はカップリング剤でコーティ
ングして原樹脂に強く付着するようにされ、そしてそれ
以上の説明を必要としない技術用語である。強化用繊維
は原樹脂の引張り強さおよび曲げ弾性率を増加する。こ
こで使用するとき、「非強化用」繊維は、実質的に完全
な強化を得るために十分に樹脂に付着しない繊維を意味
する。こうして、繊維は樹脂に実質的に非付着性である
。繊維は通常、そして好ましくは、ガラスであるが、鉱
物繊維は、また、ガラス繊維の一部またはすべての代わ
りに使用することができる。

非強化用繊維の使用は、少なくとも強化された樹脂と比
較して、樹脂の引張り強さを減少する。

非付着性繊維は引張り強さを非充填樹脂のそれより下に
減少することをわれわれは発見した。引張り強さは、繊
維の付着性を増加するおよび／または樹脂中に強化用ａ
維ならびＪこ非強化用繊ｍ混入することによって改良す
ることができる。したがって、繊維充填組或物の引張り
強さは、強化の測度である。しかしながら、引張り強さ
は、また、樹脂の硬度を増加するか、あるいは非付着性
充填材の量を減少することによって増加される。後述す
るように、付着性の臨界的程度は特定することができな
い。しかしながら、実験において、本発明に従い非付着
性繊維または低付着性繊維の使用は、対応する強化され
た樹脂と比較して、戊形試料の流れの方向において引張
り強さを少なくともｌ５または２０％だけ減少すること
が示される。自動車部品のために調製した組戊物は、通
常、成形試料の流れの方向において約２　５　Ｍ　Ｐ　
ａより大きくなく、しばしば約２　２　Ｍ　Ｐ　ａより
大きくない絶対引張り強さを有する：引張り強さに影響
を及ぼす異なる因子与えられると、これらの数値の重要
性は強調し過ぎるべきでない。

透過型電子顕微鏡により、樹脂がＰＢＴまたはＰＥＴの
マトリックス相を有する場合、靭性の所望の改良は得ら
れないことが発見された。ｔｕａ，このような樹脂は本
発明から排除される。当業者は知るように、マトリック
スを形成するボリマーはその相対的体積および粘度に依
存する。

本発明の繊維充填樹脂の臨界的性質は、射出威形したと
き、もっぱら強化用繊維で充填したときの同一原樹脂よ
り有意に大きい破断点伸びを有するということである。

破断点伸びは、靭性のすぐれた間接の測度であることが
広く認識されている。

ある数の異なる靭性試験が知られており、そして全体の
靭性についての漢字は異なる試験の結果を確認すること
によって決定することができる。しかしながら、われわ
れは破断点伸びをとくＩこ有用な靭性の測度として見な
し、そして、例えば、自動車の製造業者は外部の自動車
部品のために最小の破断点伸びを特定する。靭性につい
て他の重要試験は、ＣＥＡＳＴ衝撃試験およびレオメト
リーの衝撃試験を包含する。

伸びの程度は、異なる因子またはパラメーターの複雑な
相互作用により決定される。２つの重要な因子は、繊維
の比率（繊維の量が少ネ゛＜なるほど、伸びはより大き
くなる）およびＰＥＥまたはＰＥＩの硬度（ボリマーが
硬くなるほど、伸びはより少なくなる）である。もちろ
ん、強化用繊維のｍＩＩの付着性または比率が増加する
と、伸びは減少する。ＰＢＴおよび／またはＰＥＴとの
ブレンドにおいて、一方において、ＰＢＴ／ＰＥＴおよ
び、他方において、ＰＥＥ／ＰＥＴの相対粘度および比
率は、伸びの決定においてある役割を演ずる。こうして
、ＰＢＴおよび／またはＰＥＴの粘度または量の増加は
破断点伸びを増加させる。

対応する強化された樹脂と比較して本発明により達威さ
れる伸びの増加は、正確に特定することができない。本
発明の目的は伸びを有意に増加することであり、そして
当業者は伸びの増加がいずれの特定の用途に対して機能
的または有用であるかどうかを決定することができるで
あろう。しかしながら、１つの指針として、本発明は比
較の強化された樹脂のそれの２倍の破断点伸びを容易に
達成することができ、モして５、９または１０倍以上の
増加がしばしば連戒される。

７０％以上の絶対破断点伸びは、本発明の成形された組
或物の流れの方向において普通に得られるが、少なくと
も２５０％または３００％の伸びを得ることがより好ま
しい。ある用途のために、６０％の伸びは満足すべきも
のであろう。

破断点伸びを決定する因子の組み合わせにかんがみて、
特定の伸びまたは伸びの匹敵する伸びを達或するために
要求される独特の組みを与えることができない。それに
もかかわらず、実験において、ＰＥＥまたはＰＨ１のシ
ａアーＤ硬度が７０または７５を越えるとき、強化され
た組戊物に対して伸びの大きい増加を達戊することは困
勉であることが示される；多くの用途に対して、４０Ｄ
から５５Ｄまで（例えば、３５〜４５Ｄ）程度の硬度は
好ましい。シａアーＤ硬度はＤＩＮ５３５０５またはＩ
　５０８　６　８に従い測定することができる。

全体の繊維充填組戊物の重量に基づいて２５％までの繊
維含量を使用して有用な結果が得られた。

より高い比率の繊維を使用しないことが好ましい。

繊維の最も好ましい量は１５〜２０重量％であり、そし
て一般に約ｌＯ重量％以上を使用する。これらの繊維含
量は、臨界的でなく、そして、例えば、ＰＥＥまたはＰ
ＥＩまたはＰＢＴ／ＰＥＴ　：　ＰＥＥ／ＰＥＩ比に依
存するであろう。ＰＢＴまたはＰＥＴを含有するブレン
ドにおいて、より多くのＰＢＴ／ＰＥＩを含めて剛性の
損失に反作用させるかぎり、ｌＯ％より少ない繊維含量
を使用することができるであろう（同一剛性を必要とす
ると仮定する）． ＰＢＴまたはＰＥＴとのブレンド場合において、ＰＢＴ
／ＰＥＴ　：　ＰＥＥ／ＰＥ　Ｉ比が６０　：　４０ま
たは６５　：　３５を越える場合、有用な結果は得られ
ない傾向がある。

いずれかの用途についての或分の性質およびそれらの比
率は、手探り実験によりおよび当業者の知識と関連して
ここの指針を使用して最適化することができる。所定の
用途のために、性質の適当なバランスは要求され、そし
て１つの性質の改良は他の性質の減少を包含することが
ある。こうして、繊維の付着性の改良は引張り強さを増
加するが、靭性を減少する。

本発明の繊維充填ポリエステル樹脂の戊分は、非限定滴
例により説明する。

ポリエーテルエステルは、一般に、ポリエーテルエステ
ルは、エステル結合により頭・尾で相互に結合した多数
の反復内部線状（ｉｔｒａｌｉｎｅａｒ）長鎖および短
鎖のエステル単位からなる。

長鎖エステル単位は次の構造： により表され、ここで Ｇは長鎖ボリマーのグリコール、すなわち、４００以上
、好ましくは約６．０００以下の分子量を有する長鎖ポ
リマーのグリコールから末端ヒドロキシ基を除去した後
残る二価の基であり、長鎖グリコールは一般にポリ（ア
ルキレンオキシド）グリコールであり、 Ｒは３００より少ない分子量を有するジカルポン酸から
カルボキシル基を除去した後残る異なる二価の基であり
、そして Ｄは低分子量ジオール、すなわち、２５０より少ない分
子量を有するジオールからヒドロキシル基を除去した後
残る異なる二価の基である。

必要に応じて、ポリエーテルエステルは、複数の異なる
長鎖グリコール残基、ジカルボン酸残基および／または
低分子量ジオール残基からなることができる。ポリエー
テルエステルは長鎖および短鎖のエステル単位から本質
的に成る。したがって、理解されるように、それはポリ
マーの性質を有意に劣化するために不十分な量で、他の
単位を含有することができる。

長鎖エステル単位（ａ）は、長鎖グリコールとジカルポ
ン酸との反応生戊物である。長鎖グリコ・−ルは、末端
（または出来るだけ末端に近い）ヒドロキシ基および約
４００から、好ましくは、６，０００までの分子量を有
するポリ（アルキレンオキシド）グリコールである。

代表的長鎖グリコールは、次のとおりである：ポリ（エ
チレンオキシド）グリコール、ポリ（１．２−および１
．３−ブロビレンオキシド）グリコール、ポリ（テトラ
メチレンオキシド）グリコーノレ、エチレンオキシドと
１．２−ブロビレンオキシドとのランダムコボリマーま
でのブロックコポリマー、およびテトラヒド０７ランと
少量の第２モノマー、例えば、３−メチルテトラヒド口
フランとのランダムコボリマーまたはブロックコボリマ
ー。ポリ（テトラメチレンオキシド）グリコールは最も
好ましい。

短鎖エステル単位（ｂ）は、約５５０より少ない分子量
を有する低分子量の化合物またはボリマーである。それ
らは低分子量ジオール（約２５０以下）をジカルポン酸
と反応させて、上の式（ｂ）て調製される。

反応して短鎖エステル単位を生成する低分子量ジオール
には、脂肪族、脂環族および芳香族の化合物が包含され
る。好ましいジオールは、次のとおりである＝２〜ｌ５
炭素原子を有するジオール、例えば、エチレン、プロピ
レン、テトラメチレン、ペンタベチレン、２，２−ジメ
チルトリメチレン、ヘキサメチレンおよびデカメチレン
グリコール、ジヒドロキシシクロヘキサン、シクロヘキ
サンジメタノール、レゾルシノール、ハイドロキノン、
１．５−ジヒドロキシナフタレンなど。２〜８炭素厚子
を含有する脂肪族ジオールはことに好ましい。使用する
ことができるビス７エノールの例は、ビス（ｐ−ヒドロ
キシ）ジフエニル、ビス（ｐ一ヒドロキシフエニル）メ
タンおよびビス（ｐ−ヒドロキシフェニル）プロパン。

ジオールの同等のエステル形成誘導体を、エチレングリ
コールの代わりに使用することができる。ここで使用す
るとき、用語「低分子量ジオール」は、このような同で
ある；しかしながら、分子量の要件はジオールに関し、
そしてその誘導体に無関係である。ｌ，４−ブタンジオ
ールは最も好ましいが、１．４−プテン′ジオールをま
た使用することができる。ジオールの混合物を使用する
とき、１．４−ブタンジオールは好ましくは主要比率を
占める、すなわち、混合物の５０モル％より多くを形成
する。

ジカルボン酸は，一般に．約３００より小さい分子量を
有する脂肪族、脂環族また芳香族のジカルボン酸である
。ここで使用するとき、用語「ジカルボン酸」は、グリ
コールおよびジオールと反応して；ポリエステルポリマ
ーを生戊するとき、実質的にジカルボン酸に似た、２つ
の官能性カルボキシル基を有するジカルポン酸の同等体
を包含する。これらの同等体は、エステルおよびエステ
ル生或誘導体、例えば、ハライドおよび無水物を包含す
る。分子量の要件は、酸に関するが、同等のエステルま
たはエステル生成誘導体は関しない。

こうして、３００より大きい分子量を有するジカルポン
酸のエステルまたは３００より大きい分子量を有するジ
カルボン酸の酸同等体は、酸が約３００以下の分子量を
有するかぎり、包含される。

ジカルポン酸は、コポリエステルの生戊および本発明の
ボリマーの使用を実質的に妨害しない、置換基またはそ
れらの組み合わせを含有することができる。

脂肪族ジカルボン酸は、ここで使用するとき、各々が飽
和炭素原子に結合した２つのカルボキシル基を有するカ
ルボン酸を意味する。カルボキシル基が結合する炭素原
子が飽和されておりかつ環中に存在するとき、酸は脂環
族である。共役不飽和を有する脂肪族または脂環族の酸
は、ホモ重合のために、使用することができない。しか
しながら、多少の不飽和酸、例えば、マレイン酸を使用
することができる。

芳香族ジカルボン酸は、ここで使用するとき、単離また
は融合したベンゼン環中の炭素原子に結合した２つのカ
ルポキシル基を有するジカルポン酸である。両者の官能
性力ルボキシル基は同一の芳香族環に結合することは必
要でなく、そして、１つより多い環が存在するとき、そ
れらは脂肪族または芳香族の二価の基または二価の基、
例えば、一〇−または−ＳＯ，一により接合することが
できる。

本発明のために使用することができる代表的な脂肪族お
よび脂環族の酸は、次のとおりである：セバシン酸、シ
クロヘキサンジカルポン酸、ｌ＋４−シクロヘキサンジ
カルボン酸、アジピン酸、グルタル酸、コハク酸、カル
ボン酸、シュウ酸、アゼライン酸、ジェチルマロン酸、
アリルマロン酸、４−シクロヘキサン−１．２−ジカル
ポン酸、２−エチルスベリン酸、２．２．３．３−テト
ラメチルコハク酸、シクロペンタンジカルボン酸、デカ
ヒドロ−１．５一ナフタレンジヵルボン酸、４．４″−
ビシクロへキシルジヵルボン酸、デカヒドロ−２，６−
ナフタレンジカルボン酸、４．４゜−メチレンビス（シ
クロヘキサンカルボン酸）、３．４−フランジカノレボ
ン酸、およびｌ．１−シクロプタンジカルポン酸。好ま
しい脂肪族酸はシクロヘキサンージカルボン酸およびア
ジピン酸である。

使用できる代表的芳香族ジカルボン酸は、次のものを包
含する：テレフタル酸、フタル酸およびイソ７タル酸、
ビー安息香酸、２つのベンゼン核を有する置換ジカルボ
キシ化合物、例えば、ビス（ｐ一カルポキシフェニル）
メタン、ｐ−オキシ（ｐ一力ルポキシフエニル）安息香
酸、エチレンーヒス（ｐ−オキシ安息香酸）、１．５−
ナフタレンジカルポン酸、２．６−ナフタレンジヵルポ
ン酸、２．７−ナフタレンジカルポン酸、フエナントレ
ンジカノレポン酸、アントラセンジカノレボン酸、４．
４’−スルホニルジ安息香酸、およびｃ，　　ＣＩ！ア
ルキルおよびそれらの環置換誘導体、例えば、ハロ、ア
ルコキシ、およびアリール誘導体。ヒドロキシ酸、例え
ば、ｐ−（β−ヒドロキシエトキシ）安息香酸は、芳香
族ジカルポン酸がまた存在するかぎり、また使用するこ
とができる。

芳香族ジカルポン酸は、本発明のコポリエステルポリマ
ーの調製のためにことに好ましいクラスである。芳香族
酸のうちで、８〜１６個の炭素原子を有するもの、とく
に７エニレンジカルポン酸、すなわち、フタル酸、テレ
フタル酸およびイソフタル酸およびそれらの誘導体、こ
とにそれらのジメチル誘導体は好ましい。

軟質セグメントの少なくとも５０％は同一であり、そし
て同一のセグメントは少なくとも１５０℃、好ましくは
２　０　０　’Ｃ！より大きい融点を有する、繊維形戊
分子量の範囲（分子量＞５　０　０　０）のホモポリマ
ーを形成することが好ましい。これらの要件を満足する
コポリエステルは、有用なレベルにおいて引張り強さお
よび引裂き強さのような性質を示す。ポリマーの融点は
、差動走査熱量法により便利に決定される。

コポリエステルは、普通のエステル交換反応によりつく
ることができる。好ましい手順において、ジカルボン酸
、例えば、テレフタル酸のジメチルエステルを、長鎖グ
リコール、例えば、約６００〜２．０００の分子量を有
するポリ（テトラメチレンオキシド）グリフール、およ
びモル過剰量のジオール、例えば、ｌ，４−ブタンジオ
ールとともに、触媒の存在下に約１５０〜２６０゜Ｃに
０．５〜５気圧、好ましい周囲圧力の圧力下に加熱し、
その間エステル交換により生或するメタノールを蒸留す
る。温度、触媒、グリコールの過剰量、および装置に依
存して、この反応は数分、例えば、２分〜数時間、例え
ば、２時間以内で完結させることができる。

酸の１モルにつき少なくとも約１．１モル、好ましくは
少なくとも約１．２５モルのジオールを存在させる。長
鎖グリコールは、ジカルポン酸の１モルにつき、約０．
００２５〜０．８５モル、、好ましくは０．０１〜０．
６モルの量で存在する。

この手順において、低分子量のプレポリマーが調製され
、これは後述する手順により本発明の高分子量のコポリ
エステルにすることができる。このようなボリマーは、
また、ある数の別のエステル化またはエステル交換の方
法により調製することができる。

次いで、プレポリマーは短鎖ジオールの過剰の蒸留によ
り高分子量にする。この方法は「ポリ縮？」として知ら
れている。

追加のエステル交換はこのポリ縮合の間に起こり、分子
量を増加しかつコポリエステル単位の配置をカンダム化
する。この最終の蒸留またはボリ縮合を約５ｍｍＨｇ　
（６．６７ｋＰａ）より小さい圧力および約２００〜２
７０゜Ｃにおいて約２時間より短い時間、例えば、０．
５〜１．５時間実施する。

ほとんどの実際の重合技術はエステル交換に頼って重合
反応を完結する。起こり得る不可逆的熱分解をともなう
高１７．：おけろ過度の保持時間を回避するｔ；めに、
エステル交換反応のための触媒を使用すべきである。有
機チタネート、例えば、ｔ−ブチルチタネートの単独ま
たはそれと酢酸マグネシウムまたは酢酸カルシウムとの
組み合わせは好ましい。アルカリおよびアルカリ土類の
アルコキシドおよびチタ不一トエステルから誘導された
錯塩のチタ不一ト、例えば、Ｍ　ｇ　［Ｈ　Ｔ　ｉ　（
Ｏ　Ｒ　ａ）］■は、また、非常Ｉこ好ましい。無機チ
タネート、例えば、ランタンチタ不−ト、酢酸カルシウ
ム／三酸化アンチモン混合物およびリチウムおよびマグ
ネシウムアルコキシドは、使用することができる代表的
な他の触媒である。

触媒は、反応戊分に基づいて０．００５〜０．２重量％
の量で存在すべきである。

エステル交換重合は、一般に、溶媒を添加しないで溶融
状態で実施するが、不活性溶媒を使用して低温における
塊からの揮発性成分の除去を促進することができる。こ
の技術は、プレポリマーの調製、例えば、直接エステル
化によるプレボリマーの調製の間においてことに価値が
ある。しかしながら、ターフェニル中のある種の低分子
量ジオール、例えば、ブタンジオールは共沸蒸留により
高い重合の間に便利に除去される。

ジカルポン酸またはそれらの誘導体およびボリマーのグ
リコールは、エステル交換反応混合物中に存在したとき
と同一のモル比率で最終生戊物中に存在する。実際ｌこ
組み込まれた低分子量ジオールの量は、反応混合物中に
存在する二酸およびポリマーのグリコールのモル数の差
に相当する。低分子量のジオールの混合物を使用すると
き、組み込まれるジオールの各々の量は大体存在するジ
オールの量、それらの沸点、および相対的反応性の関数
である。組み込まれるジオールの合計量は、なお、二酸
およびポリマーのグリコールのモル数の差である。

上のタイプのポリエーテルエステルおよびそれらの調製
は、米国特許第３．９０７．９２６号に記載されており
、その開示をここに引用によって加える。

上のタイプのポリエステルは、また、米国特許第３．７
６６．１４６号に記載されており、その開示をここに引
用によって加える。このようなポリエステルの特定の実
施態様は、米国特許第３，６５１，０１４号に記載され
ており、その開示をまたここに引用によって加える。本
発明において使用することができる、米国特許第３，６
５１．０１４号のポリマーは、長鎖および短鎖のエステ
ル単位からなり、前記長鎖エステル単位は次の構造： の少なくとも１つにより表され、モして短鎖エステル単
位は次の虜造： の少なくとも１つにより表され、ここでＧは上に定義し
た通りであり、そして Ｒ１およびＲ２、およびＤ，およびＤ，は、それぞれ、
ＲおよびＤの上の定義内に入る異なる基である。

これらのポリエステルは、（ａ）１種または２種以上の
ジカルボン酸またはそれらの同等体（それらのエステル
、またはエステル生戊誘導体、例えば、酸クロライドま
たは無水物）、（ｂ）１種または２種以上の長鎖グリコ
ールおよび（ｃ）　１種または２種以上の低分子量ジオ
ールを互いに重合することによって調製し、ただしただ
１種の低分子量ジオールを使用するとき２種またはそれ
以上のジカルボン酸またはそれらの同等体を使用し、そ
してただ１種のジカルポン酸またはその同等体を使用す
るとき２種またはそれ以上の低分子量ジオールを使用す
る。

ポリ（エーテルイミド）エステルは、１種または２種以
上のジオール、１種または２種以上のジ・カルボン酸お
よび１種または２種以上のポリ（オキシアルキレンイミ
ド）二酸からなる。

本発明において使用するポリ（エーテルイミド）エステ
ルは、普通の方法により（ａ）１種または２種以上のジ
オール、（ｂ）１種または２種以上のジカルボン酸およ
び（ｃ）１種または２種以上のポリ（オキシアルキレン
イミド）二酸から調製することができる。好ましいポリ
（エーテルイミド）エステルは、ジオール（ａ）が１種
または２種以上のＣｚ−ＣＩｈ脂肪族および／または脂
環族のジオールであるとき、ジカルポン酸（ｂ）が１種
または２種以上のＣ４　　Ｃｔａ脂肪族、脂環族および
／または芳香族のジカルボン酸またはそれらのエステル
誘導体であるとき、およびポリ（オキシアルキレンイミ
ド）二酸（Ｃ）がポリオキシアルキレンジアミンおよび
１種または２種以上の２つの隣位のカルボキシル基また
は無水物基および追加のカルボキシル基を含有するトリ
カルボン酸化合物から誘導されるとき調製することがで
きる。

ポリ（エーテルイミド）エステルの調製に使用する適当
なジオール（ａ）は、飽和および不飽和の脂肪族および
脂環族のジヒドロキシ化合物ならびに芳香族ジヒドロキ
シ化合物を包含する。これらのジオールは、好ましくは
、低分子量、すなわち、約２５０以下の分子量を有する
。ここで使用するとき、用語「ジオール」および「低分
子量ジオール」は、それらの同等のエステル形戊誘導体
を包含すると解釈すべきであるが、ただし分子量の要件
はジオールのみに関し、そしてその誘導体に関係しない
。エステル形戒誘導体の例は、ジオールのアセテートな
らびに、例えば、エチレングリコールＪこついてエチレ
ンオキシドまたはエチレンカーボネートである。

好ましいジオールは、群Ｄに関して上の記載したものを
包含する。

１種より多いジオールを使用するとき、合計のジオール
含量に基づいて好ましくは少なくとも約６０モル％、最
も好ましくは少なくとも８０モル％は同一ジオールであ
る。好ましい組或物は１．４−ブタンジオールが主要量
で存在するものである、最も好ましくは１．４−ブタン
ジ才−ルは唯一の使用するジオールである。

ポリ（エーテルイミト）エステルエラストマーを生戊す
るＩ；めに使用するジカルボン酸（ｂ）は脂肪族、脂環
族および／または芳香族のジカルボン酸である。好まし
くは、これらの酸は低分子量を有する、すなわち、約３
００より小さい分子量を有する；しかしながら、より高
い分子量のジカルポン酸、ことに二量体の酸を使用する
ことができる。

代表的な好ましいジカルポン酸は、基に関して前述した
。

ジカルボン酸の混合物を使用するとき、ジカルポン酸（
ｂ）に基づいて少なくとも約６０モル％、好ましくは少
なくとも約８０モル％は同一のジカルボン酸またはその
エステルである。好ましい組或物は、ジメチルテレ７タ
レートが主要なジカルボン酸であり、最も好ましくはジ
メチルテレフタレートが唯一のジカルポン酸であるもの
である。

本発明において適当なポリ（オキシアルキレンイミド）
二酸（ｃ）ｈａ，数平均分子量が約９００より大きく、
最も好ましくは約１，２００より大きい、高分子量のイ
ミドニ酸である。それらは２つの隣位のカルポキシル基
または無水物基および追加のカルボキシル基を含有する
１種または２種以上のトリカルボン酸のイミド化反応に
より調製することができ、前記力ルボキシル基はエステ
ル化可能なくてはならなず、そして好ましくは高？子量
のポリオキシアルキレンジアミンでイミド化されていな
い。ポリ（オキシアルキレンイミド）二酸の調製に使用
するポリオキシアルキレンジアミンは、一般に、式！４
■Ｎ　　Ｇ　　ＮＨ！を有し、ここでＧは約６００〜６
，０００、通常９００〜４，ＯＯＯの分子量を有する長
鎖エーテルグリコールのヒド口キシ基の除去後残る二価
の基である。ポリアルキレンジアミンは、アルキレン基
中に通常２〜５ｍの炭素原子を有するものである。代表
的ポリオキシアルキレンジアミジは、ポリオキシエチレ
ンジアミン、ポリオキシプロピレンジアミン、ポリオキ
シブチレンジアミンなどを包含する。

ポリ（オキシアルキレンイミド）二酸の特別のクラスは
、高分子量のポリ（オキシアルキレン）ジアミンを２つ
の隣位のカルボキシル基または無水物基および追加のカ
ルポキシル基を有するｌ種または２種以上のトリカルポ
ン酸でビａメリト酸無水物の存在下にイミド化すること
によって調製される。トリカルボン酸化合物およびビロ
メリト酸無水物により与えられた無水物または隣位のカ
ルボン酸官能性の当量数は、アミン官能性の合計数と同
一であるべきである。無機、ビロメリト酸無水物対２つ
の隣位のカルポキシル基または無水物基および追加のカ
ルポキシル基を有するトリ力ルボン酸のモル比は、０．
３３〜１．５の範囲である。ビロメリト酸無水物により
この変性は、ポリ（オキシアルキレンイミド）二酸の分
子量を増加し、そして生ずるポリ（エーテルイミド）エ
ステルエラストマーの親水性を増加する。

一般に、本発明において使用する好ましいポリ（オキシ
アルキレンイミド）二酸は、次式により特徴づけること
ができる： 式中、Ｒの各々は独立に３価の有機基、好ましくはＣ，
−Ｃ，。脂肪族、芳香族まｔ；は脂環族の３価の有機基
であり：Ｒ゜の各々は独立に水素またはｌ価のｌ〜６個
の炭素原子を有する脂肪族または脂環族の基または６〜
１２個の炭素原子を有する芳香族基、例えば、ベンジル
であり、最も好ましくはＲ゛は水素であり；そしてＧは
約６００から、好ましくは、約６，０００までの平均分
子量を有する長鎖アルキレンエーテルグリコールの末端
（または出来るだけ末端に近い）ヒドロキシの除去後残
る基であり、モしてＸは次のとおりである：簡潔的には
、ポリ（オキシアルキレンイミド）二酸は既知のイミド
化反応、例えば、溶融合戒によるか、あるいは溶媒系中
の合或により調製することができる。このような反応は
、一般に、１００℃〜３００℃、好ましくは約１５０℃
〜約２５０℃の温度において起こる、その間水を抜き出
すか、あるいは溶媒系中で溶媒または共沸蒸留（溶媒）
混合物の還流温度において起こる。

ポリ（エーテルイミド）エステルエラストマーの調製の
ため、ジオールは、ジカルポン酸（ｂ）およびポリ（オ
キシアルキレンイミド）二酸（Ｃ）の組み合わせに基づ
いて、少なくともモル当量で、好ましくはモル過剰で、
最も好ましくは１５０モル％の量で存在することが好ま
しい。このようなモル過剰のジオールは重合の速度論に
有益な効果を有し、そして酸或分の完全な反応を保証す
るであろう。

ポリ（エーテルイミド）エステルエラストマーおよびそ
れらの調製は、よく知られており、そして米国特許第４
．５５６．６８８号、米国特許第４．５５６，７０５号
および米国特許第４．７６９．２７３号により完全に記
載されており、それらの開示をここに引用によって加え
る・。

ポリエーテルエステルは、ポリ（エーテルイミド）エス
テルよりもむしろ、本発明の組成物中に使用することが
好ましい。ジカルボン酸がテレフタル酸であり、必要に
応じて小比率（テレフタル酸の量の５０モル％より少な
い）他のフエニレンジカルポン酸、例えば、イソ７タル
酸を含み、長鎖グリコールは６００〜２，０００の分子
量を有するポリ（テトラメチレン才キシド）グリコール
であり、そして短鎖グリコールは１．４−ブタンジオー
ルであるポリエーテルエステルは最も好ましい。６００
〜１，５００の分子量を有するポリ（エチレンオキシド
）グリコールは他の好ましい長鎖グリコールであり、そ
して必要に応じてボリマー中の約３０モル％まで、好ま
しくは５〜２０モル％のテレフタレートをフタレートま
たはイソ７タレートで置換することができる。小比率が
必要に応じてイン７タレートで置換されていてもよい、
テレフタレートおよび１．４−ブタンジオールから誘導
された、３０〜５０重量％の短鎖エステル単位を含有す
るコボリエーテルエステルはとくに好ましい。

ＰＢＴまたはＰＥＴは、好ましくは３０．０００〜７０
，０００、より好ましくは４０．０００〜６０，０００
の重量平均分子量を有する。ＰＢＴまたはＰＥＴの分子
量または粘度が増加するにつれて、組戊物の靭性は増加
する。大きい部品、例えば、ロッカーパネルを射出戊形
すべきとき、ＰＢＴまたはＰＥＴは低い粘度を有するよ
うに選択する。そうでなければ、型の充填において困難
が生ずるであろう。

ガラス繊維または鉱物繊維は非強化用であり、したがっ
て強化用レベルで樹脂のためのカップリング剤でコーテ
ィングされていない。ＰＥＥおよびＰＨ１は極性ポリマ
ーであり、したがって非混和性の非極性のポリマーでコ
ーティングして付着性を防止または減少することができ
る（原樹脂がＰＢＴまたはＰＥＴのマトリックス相を含
有しないかぎり）。適当な非極性コーティングポリマー
は無水マレイン酸または有機シランヘグラフトしたポリ
オレフィンである。付着の程度は被覆樹脂の量を変更す
ることによって変化することができる；繊維を部分的に
のみコーティングするために十分なポリマーを使用する
場合、原樹脂は繊維の露出した部分に付着することがで
きるので、改良された付着性が生ずるであろう。

ＰＥＥまたはＰＥＩのための実質的に非付着性の繊維の
例は、ユーロビアン・オウエンス・コーニング（Ｅｕｒ
ｏｐｅａｎ　　Ｏｗｅｎｓ　　Ｃｏｒｎｉｎｇｓ　Ｒｏ
ｕｔｅ　　ｄｅ　　Ｃｈａｒｎｅｕｘ，Ｂ　　４６５１
　　Ｂａｔｔｉｃｅ，ベルギー国）により表示ｒＯｃＦ
　　ＲＯ８ＦＸＩＪで販売されているものであるａ繊維
の試料は、また、デュ・ボン（英国）リミテッド（Ｄｕ
　　Ｐｏｎ　ｔ　　（Ｕ．Ｋ．）Ｌｉｍｉｔｅｄ，Ｍａ
ｙｌａｎｄ　　Ａｖｅｎｕｅ，Ｈｅｍｅｌ　　Ｈｅｍｐ
ｓｔｅａｄ，Ｈｅｒｔｆｏｒｄｓｈｉｒｅ，ＨＰ２　　
７ＤＴｓ英国）。繊維ＲＯ８ＦＸＩは、ガラスに樹脂を
定着するためにカップリング剤にグラフト化したポリオ
レフイン樹脂でコーティングされている。さらに詳しく
は、ＲＯＢＦＸｌ上のコーティングは、米国特許第４，
６５９，７５２号（参照、第２欄第５７〜６１行および
第６欄第３９−４２行）に従い、ポリエチレン（Ｐ　Ｅ
）または他のポリオレフインおよびポリエチレン／ポリ
プロピレン（Ｐ　Ｅ／Ｐ　Ｐ）のシラングラフト化また
は無水マレイン酸グラフト化のブレンドである。シラン
グラットの調製は、米国特許第３，５０５，２７９号に
記載されている。

上の２件の米国特許をここに引用によって加える。

有機シランまたは無水マレイン酸はポリオレフインをガ
ラス繊維の表面へ付着する働きをする。

米国特許第３．５０５．２７９号に従い、コーティング
ポリマーは約５００〜約５０．０００の分子量のポリオ
レ７インの主鎖からなり、有機シランは主鎖のポリマー
の各端にカップリングしている。グラフト化ポリマーは
末端不飽和基をもつポリオレフィンを有機シランと反応
させることによってＲ製され、有機シランは不飽和基と
反応性の官能基を有する。官能基はアルファ−ベータの
二重結合、オキシラン、イミンまたはアミンの基である
ことができる。

詳しくは、ポリオレ７インを約１１５℃（２４０″Ｆ）
以上、好ましくは約１７５℃（３５０”Ｆ）以上である
が、分解が起こる温度より低い温度に加熱する。別の容
器において、遊離基触媒を有機シランおよび有機溶媒と
室温において混合する。

有機シランは、有機部分がポリオレ７インの不飽和基と
反応性の官能基を有する任意のタイプであることができ
る。好ましい材料はアミノシラン、例えば、ガンマアミ
ノグロビルトリアルコキシシランである。触媒および有
機シランをよく混合しかつ溶媒中に溶解した後、この混
合物を室温にある間熱い樹脂中にゆっくり混合する。

コーティングはプッシュまたはオフラインで直接適用す
ることができ、後者は好ましい。コーティングは普通の
水性サイズ剤を使用して連続的なサイズされた束を使用
して適用することができる。

コーティングは任意の既知の方法により、例えば、水中
の分散液または他の液体中の分散液、溶液、ホットメル
トコーティングまたは噴霧、または静電粉末コーティン
グにより適用することができ、ホットメルトコーティン
グは好ましい。

米国特許第３．６４４，１４１号をまた参照することが
でき、ここには水分散性ポリエステル樹脂中にこのよう
なポリオレフィンを混入することによって有機シラング
ラフト化ポリオレフインを調製する方法が記載されてい
る。この米国特許（その開示をここに引用ｌこよって加
える）は、また、有機シランとポリオレ７インとのカッ
プリングの記載を包含する。

繊維上の有機コーティングの量の測度は「強熱減量Ｊ　
　（ＬＯＩ）である。ＬＯＩは繊維を加熱して有機材料
を燃焼したとき生ずる重量損失％である。典型的には、
繊維は６００〜７００℃、例えば、６５０℃に加熱する
。例えば、０．４〜０．８％、好ましくは０．５〜０．
７５のＬＯＩは、実質的に非付着性の有機シラングラ７
ト化また無水マレイン酸グラフト化ポリオレフインでコ
ーティングした繊維に適する。好ましいＲｏ８ＦＸＩ繊
維は０．５〜０．７％のＬＯＩを有する。

使用する繊維の長さは、繊維充填樹脂の性質に影響を及
ぼすそれ以上の因子である。こうして、繊維の長さが増
加するとき、戊形品の流れの方向の異方性および剛性の
程度は増加するが、ＣＬＴＥおよび靭性は流れの方向に
おいて減少する。非常に小さい繊維（「微粉砕した（ｍ
ｉｌｌｅｄ）Ｊ）を使用すると、樹脂の剛性およびＣＬ
ＴＥは外部の自動車部品に不適当である。

繊維の大きさの臨界的範囲は規定することができない。

なぜなら、異なる用途に望ましい異なるパラメーターお
よび異なる物理学的性質が複雑に相互作用するからであ
る。繊維の大きさは、もちろん、樹脂への繊維の非強化
付着性にある本発明の目的に無関係である。しかしなが
ら、すぐれた結果を得るためには、チョップド繊維を使
用することが好ましい。さらに詳しくは、３〜ｆ３ｍｍ
，ことに４〜５ｍｍ，例えば、４．５ｍｍの長さは好ま
しい。この長さは製造業者の公称長さであり、そして小
さい比率のより長いおよびより短い繊維は存在するであ
ろう。

繊維の長さは、また、繊維のアスペクト比（長さ：直径
の比）により判断することができる。約３２０のアスペ
クト比（製造業者の公称寸法に基づく）は外部の自動車
部品に満足すべきものであることがわかり、したがって
繊維は２００〜４００のアスペクト比を有する好ましい
。ＲＯ８ＦＸｌは４．５ｍｍの公称長さおよび１４μｍ
の公称直径を有する。

繊維は樹脂の配合および樹脂の戒形の間に破壊され、そ
の破壊の程度は剪断の程度により決定される。典型的に
は、戊形された樹脂の公称間平均繊維長さは０．３〜０
．７ｍｍ，ことに０．５ｍｍ程度である。外部の自動車
部品のために、二軸スクリュー押出機を使用する場合、
繊維は一般に側面から供給して、過度の繊維の破壊を防
止する。

異方性の程度は、繊維充填ブレンドの物理的性質に影響
を及ぼすそれ以上の因子である。高度の異方性は成形さ
れた樹脂の流れの方向のＣＬＴＥを減少し、そして破断
点伸びを減少するが、流れに横方向における性質へ逆の
効果を与える。細長い物品、例えば、自動車のロッカー
パネルの場合において、物品に沿ったＣＬＴＥが適切に
制御されるように、比較的高い程度の異方性が望ましい
。

異方性の程度は、繊維の長さを増加することによって増
加することができ、そして粒子、例えば、ガラスフレー
クを混入することによって減少することができる。任意
の用途のための異方性の程度は、手探り法により選択す
ることができる。等方性の測度は交差流：流れの方向の
曲げ弾性率比である。

典型的には、本発明の組成物はある重量比でＰＢ　Ｔ／
Ｐ　Ｅ　ＴおよびＰＥＥ／ＰＥＩを含有する（ＰＢＴ／
ＰＥＴ：　ＰＥＥ／ＰＥ　Ｉは６０：４０より大きくな
く、例えば、２〇二８０〜５０　：　５０または６０　
：　４０である）。原理的には、使用する正確な比は本
発明に対して臨界的ではないが、特定の用途のために望
ましい性質により決定される。

繊維の合計の比率は、全体の組戊物の重量に基づいて、
典型的にはｌＯ〜２５重量％である。２５％より多くを
使用する場合、望ましくない繊維に関係する表面の欠陥
、ならびに最大破断点伸びおよびＣＥＡＳＴ　（落槍）
衝撃強さの減少を生ずる傾向がある。ｌＯ％より少ない
と、ＣＬＴＥの減少は小さすぎるであろう。好ましくは
、繊維の比率は２０％より大きくなく、より好ましくは
約１５％である。

次の実施例は樹脂実質的に付着しないガラス繊維の使用
を実証するが、適当な鉱物繊維を、また、使用すること
ができるであろうことが考えられる。

本発明の組成物は、さらに、添加剤、例えば、カーボン
ブラック、酸化防止剤、紫外線安定剤、滑剤、可塑剤ま
たは他のタイプの充填剤を含有することができる。この
ような添加剤の合計の比率は、典型的には、組成物のマ
トリックス（マトリックスはポリマーおよび添加剤から
なる）の５重量％より大きくない。組成物は、一般に、
酸化防止剤、例えば、４．４−ビス（σ，σ−ジメチル
ベンジル）ジフェニルアミン、ｌ．３．５−トリス（３
，５−ジーｔ−ブチルー４−ヒドロキシヒドロシンナモ
イル）へキサヒド口ーｓ−トリアジンまたは１．６−ビ
ス［３−　（３．５−ジーｔ−ブチルー４−ヒドロキシ
フエニル）プロビオンアミド］ヘキサンを含有する。

安定剤として、組或物はアミド結合を含有する化合物、
例えば、ポリカプロラクタムおよびヘキサメチレンアジ
バミドのコボリマー、またはこれらの２種およびポリヘ
キサメチレンセバカミドのターポリマーを含むことがで
きる。

酸化防止剤、安定剤および他の添のｎ剤は、任意の段階
で混入することができる。組戊物がポリエーテルエステ
ルからなる場合、酸化防止剤はその調製のボリ縮合の段
階の間に存在することが好まシイ。また、酸化防止剤は
ポリ（アルキレンオキシド）グリコールが高温、例えば
、約１　０　０　′Ｃ！以上にさらされる加工における
任意の時点に存在することが好ましい。

組戊物は、また、ガラスフレークを全体の組戊物の約５
重量％まで、例えば、２〜３′ＩＬ量％の量で含有する
ことができる。

本発明の組或物は、まず、基本ポリマ〜を、１つより多
いタイプを使用する場合、混合して予備ブレンドを形戊
する。次いで、予備ブレンドまたは、場合に応じて、単
一の非混合ポリマー（ＰＥＥまたはＰＥ　Ｉ）を樹脂に
実質的に付着しないガラス繊維または鉱物繊維、および
他の戊分、例えば、カーボンプラック、酸化防止剤また
はガラス繊維とブレンドする。次いで、生ずるブレンド
を押出機に供給する。あるいは、戊分は別々に押出機に
供給することができる。

好ましくは、一軸スクリュー押出機を使用するか、ある
いは二軸スクリュー押出機を選択した場合、繊維は好ま
しくは側面から供給すべきである。

なぜなら、二軸スクリュー押出機は繊維を過度に小さい
片に破壊する傾向があるからである。

押出機の温度および滞留時間は、通常の方法で選択して
、ポリマーの有害な分解を回避する。

股に、溶融温度は約２２０°Ｃ〜約２　７　０　’Ｏで
ある。

一軸スクリュー押出機において、約２２５〜２４５℃、
ことに２３０〜２４０℃の温度は好ましい；通常温度は
２４０℃を越えない。より高い温度、例えば、２　７　
０　’Ｏまで、一般に少なくとも２４５℃は二軸スクリ
ュー押出機においては、より高い剪断が温度の制御を困
難とするので、しばしば不都合である。

押出後、繊維充填樹脂を通常水中で急冷し、そして射出
戊形のためにそん最終形態に切断する。

射出戊形はスクリュー射出成形装置を使用して実施する
ことができる。約２４０℃〜約２６０゜Ｃ（例えば、２
４５〜２５５゜Ｃ）の溶融温度を通常使用し、そして約
４０℃〜８　０　’Ｏ、例えば、５０〜７０゜Ｃの型温
度を使用する。他の重要な戒形パラメーター、例えば、
射出および保持圧カおよび時間、および冷却時間は、通
常の方法で、最適な試験片外観のために調節することが
できる。

上の温度、ことに型温度は、ＰＥＴとＦＥＥまたはＰＥ
Ｉのブレンドを使用する場合、多少高いであろう。

通常、ボリマーの湿分は制御して過度のボリマーの分解
を回避し、そして樹脂の合計重量に基づいて好ましくは
約ｏ，２５重量％以下、より好まＬ＜は０．１５重量％
以下の水を含有するボリマーを使用する。また、一般に
、急冷した配合材料から表面水を圧縮空気により除去す
る。同様に、乾燥した材料は、その湿分が高すぎる場合
、例えば、０．１〜０．１５重量％である場合、一般に
真空炉内でさらに乾燥する。

本発明は、成形された組成物および押出された組成物の
両者を包含する。

実施例 ｌ．繊維充填ブレンドのＲ製および試験リ 本発明のフンバウンドの調製に使用したポリマーは、熱
可塑性ポリブチレンテレフタレ−１（ＰＢＴ）およびポ
リエーテルエステル熱可塑性エラストマー（ＰＥＥ）で
あった。

本発明のために使用しｔ：−　Ｐ　Ｂ　Ｔは、５０，０
００の重量平均分子量オヨび０．　７　０’ｄ　ｌ／ｇ
　（０．１ｇ／ＩＯＯｍｌ　　ｍ−クレゾール、３０℃
）の固有粘度を有する。

ＰＥＥ　　Ａは、約１，０００の数平均分子量を有する
ボリ（テトラメチレンオキシド）グリコールから誘導さ
れた、３８重量％１．４−ブチレンテレ７タレートおよ
び１１重量％の１，４−イソ７タレートの短鎖エステル
単位を含有するセグメント化コポリエーテルエステルで
アル。ＰＥＥＡは４０ＤのショアーＤ硬度を有する。

ＰＥＥ　　Ｂは、約２．０００の数平均分子量を有する
ポリ（テトラメチレンオキシド）グリコールから誘導さ
れた、３５重量％の１．４−ブチレンテレフタレートの
短鎖エステル単位を含有するセグメント化コボリエーテ
ルエステルである。ＰＥＥ　　Ｂは、また、４０Ｄのシ
ョアーＤ硬度を有する。

ＰＥＥ　　Ｃは、少量の枝別れ剤を含有する以外、ＰＥ
Ｅ　　Ｂと実質的に同一である。

ＣＢはＰＥＥ　　Ａに類似する基本ポリエステル中のカ
ーボンブラックのコンセントレートである。

ガラス繊維 「標準の」ガラス繊維と呼ぶガラス繊維は、オウエンス
・コー二冫グ・ファイハークラス（ＯＣＦ）（ベルギー
国）からＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌであった。このガラス
繊維はＯＣＦによりＰＢＴならびに他の工業用ボリマー
、例えば、ＰＥＴおよびナイロンの強化のために推奨さ
れている。「非付着性」ガラス繊維と呼ぶガラス繊維は
、オウエンス・コーニング・ファイバーグラス（ＯＣＦ
）（ベルギー国）からのＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌであっ
た。そのガラス繊維はポリカーポネートおよびＰＶＣの
ためにｌＯ％までの繊維レベルで靭性を改良するＩこめ
にＯＣＦにより推奨されている。ＯＣＦ（７）文献は、
ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌが線状ＰＢＴまたはＰＥＴの伸
びを改良しないことを示している。ＯＣＦ　　ＲＩ７Ｂ
ＸｌとＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌとの間の繊維／マトリッ
クスの付着の差は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画ダに基
づき、この画像はＯＣＦ　　Ｒ１７ＢＸ１へのポリエス
テルブレンドのすぐれた付着性を示すが、ＯＣＦ　　Ｒ
Ｏ８ＦＸＩへのポリエステルブレンドのボリマーの付着
性を示していない。

下表において、ガラス繊維ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌおよ
びＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌは、次ノヨうに識別されてい
る： カラス繊維１−ＯＣＦ　　Ｒ１７ＢＸｌガラス繊維２−
ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌ銭舅 一般手順 過度のポリマーの分解を回避するために、Ｏ．１５％以
下の湿分を有するＰＢＴおよびポリエーテルエステル（
Ｐ　Ｅ　Ｅ）のみを使用した。次いで、成分をそれらの
適切な比率で適当な容器、例えば、ドラムまたはプラス
チックのバッグ中で混合した。

次ｕ”テ、混合物を２．５″　（６．３５ｃｍ）の一軸
スクリュー押出機（ＥＡＧＡＮ）において２３０〜２４
０゜Ｃのダイの出口における溶融温度において、ガラス
繊維繊維ボリマーの溶融ブレンドのために設計された標
準のスクリューを使用して溶融ブレンドした。２４０℃
以上の溶融温度は、他の理由で、例えば、ブレンドの押
出速度および溶融粘度を調節するために使用することが
できる。

本発明のあるコンパウンドは、また、２５ｍｍの二軸ス
クリュー押出ｔａ（Ｂｅｒｓｔｏｒｆｆ）で２５０〜２
６５゜Ｃの測定溶融温度において調製した。この場合に
おいて、ガラス繊維は下流の側面から供給して過度の繊
維の破壊を回避し、これに対してすべての残りの戊分は
押出機の後部に供給した。ダイから出る配合された材料
は水中で急冷し、表面水は圧縮空気により除去し、そし
てベレソトに切断した。残りの湿分が０．１％より高い
場合、材料は真空炉内で乾燥した。次いで、乾燥した材
料をＤＥＭＡＧ　　Ｄ６０−１８２標準のスクリュー射
出戒形機を使用して試験片に成形した。

好ましくは、２４５〜２５５℃の溶融温度および５０〜
７０℃の型温度を使用した。他の重要な戊形パラメータ
ー、例えば、射出および保持の圧力および時間および冷
却時間を調節して、試験片の外観を最適化した。

実施例のいくつかにおいて、戊形された試験片をアニー
ルして、塗装炉のサイクルをシミュレーションした。ア
ニールは内部応力を解放し、そして完全な結晶化を促進
する。

試験方法 特記しない限り、乾燥した成形したばかりの（ｄｒｙ−
ａｓ−ｍｏｌｄｅｄ）（ＤＡＭ）試験片を使用して、物
理的性質を試験した。溶融粘度は、カイエネス（Ｋａｙ
ｅｎｅｓｓ）粘度計で２５０℃および５つの異なる剪断
速度で決定した。Ｏ．！５％以下の湿分に乾燥したペレ
ットのみを使用し　ｔこ　。

収縮は３”　　（７．６ｃｍ）Ｘ４″　（１０．２ｃｍ
）×２または３ｍｍのブラックｌこついて決定し、そし
て流れの方向に対して平行にならびに直角に測定した。

すべてのブラックは３”　（７．６ｃｍ）の側面、フィ
ルムゲート２．７５”　　（６．９９ｃｍ）の輻および
１ｍｍの厚さをもつ後方板にした。

線熱膨張係数（ＣＬＴＥ）は、熱機械的分析（ＴＭＡ）
により分析した。熱機械的分析装置９４３（Ｄｕ　　Ｐ
ｏｎｔ　　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ）を使用し、コンピ
ューター／黙分析装置９９００（Ｄｕ　　Ｐｏｎｔ　　
Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ）に取り付けた。試験片は、通
常、約５　ｍ　ｍの高さを有した。それらはダンベル引
張り棒の中央区画から（ＤＩ　Ｎ　　５　３　４　５　
５）か、あるいは３”　　（７．６ｃｍ）ｘ４１１　　
（１０．２ｃｍ）Ｘ３ｍｍのブラックの中央から切断し
た。流れの方向に対して平行および垂直の両者のＣＬＴ
Ｅを測定して、射出戊形した試験片の等方性を評価した
。試験の前、すべての試験片を９０℃または１２０℃に
おいて１時間アニールした。表に示すように、流れの方
向に対して平行および垂直のＣＬＴＥの単一の測定は、
２つの別々の試料について決定したか、あるいはＣＬＴ
Ｅは同一の試料について、流れの方向に対してまず平行
に、次いで流れに横方向に測定した。

引張り性質、例えば、引張り強さおよび伸びは、ＤＩＮ
　　５３４５５に従い射出戊形したダンベル棒について
および／または３”　　（７．６ｃｍ）Ｘ４”　　（１
０．２ｃｍ）Ｘ２または３ｍｍのプラ・ノクからグイカ
ットしたダンベル棒（タイプＢ，　ＡＳＴＭ　　Ｄ４１
２に従う）について、流れの方向に対して平行および垂
直に決定した。２５ｍｍ／分の試験速度を使用した。

曲げ弾性率は、ＡＳＴＭ　　Ｄ７９０に従い３′゛（７
．６ｃｍ）Ｘ４”　　（１０．２ｃｍ）Ｘ２または３ｍ
ｍのブラックからダイカットした試験片ビ′（２．５ｃ
ｍ）幅について、流れの方向に対して平行および垂直に
決定した。平行対流れに横方向の曲げ弾性率の比ｘｌ０
０を、ガラス繊維の配向の程度により影響を受けること
が知られている、試験片の等方性についてのインディケ
ーターとして採用することができる。

引裂き強さは、ＡＳＴＭ　　Ｄ６２４またはＤ！Ｎ　　
’５３４５５に従い、グイＢタイプの試験捧および２５
ｍｍ／分のクロスヘッド速度を使用して決定した。試験
片は、３″　（７．６ｃｍ）ｘ４”（１０．２ｃｍ）ｘ
２または３ｍｍのブラックから流れの方向に対して平行
および垂直Ｉ；ダイカットシ、それぞれ、流れの方向に
対して横方向および流れの方向に引裂き強さを測定した
。

ＤＩＮ　　５３４５５に従うディンスタット（Ｄｙｎｓ
ｔａｔ）衝撃強さは、アンノッチドおよびノッチ付きの
１６ＸＩＯＸ２または３ｍｍの試験片［３’　（７．　
６ｃｍ）　ｘ４”　（１０．　２ｃｍ）×２または３ｍ
ｍのブラックから流れの方向ｊこ対して平行および垂直
にダイカットした】について決定した。２ジュールのハ
ンマーを使用した。

ＣＥＡＳＴ衝撃強さは、アドバンスド・７ラクトスコー
プ・システム（Ａｄｖａｎｃｅｄ　　Ｆｒａｃｔｏｓｃ
ｏｐｅ　　Ｓｙｓｔｅｍ）ｒＡＦｓ／ＭＫ３Ｊ　ＣＥＡ
ＳＴモデュラー・フォーリング・ウェイト（Ｍｏｄｕｌ
ａｒ　　Ｆａｌｌｉｎｇ　　Ｗｅｉｇｈｔ）ｃｏｄ、６
　５　５　７／０　０　０で、＋２５℃および−２５゜
Ｃの試験温度で決定した。１．２７ｍの落下高さにおけ
る１１．５ｋｇの試験荷重は、５ｍ／秒の試験速度を生
じた。３”（７．６ｃｍ）Ｘ４”　（１０．２ｃｍ）Ｘ
２または３ｍｍのブラックのみを使用した。衝撃試験前
に、ブラックを温度室内で少なくとも１．５時間の間試
験温度において貯蔵した。

ノッチ付きアイゾッド衝撃強さは、ＡＳＴＭＤ２５６に
従い実施例５の樹脂２４〜３４について決定した。チャ
ーピイ（Ｃｈａｒｐｙ）棒の試験の試験棒（ＤＩＮ　　
５３４５５）を、３”　（７．６ｃｍ）Ｘ４”　（１０
．２ｃｍ）Ｘ２または３ｍｍのブラックから流れの方向
に対して平行および垂直にダイカットし、ノッチ付けし
、次いで試験し　ｔこ　。

試験の結果および表 この明細書および特許請求の範囲において特記しない限
り、温度はセ氏０であり、そしてすべての部、比率およ
び百分率は重量による。

実施例ｌ（参照、表ｌの樹脂ｌおよび２）乾燥５０％の
ポリ（ブチレンテレフタレート）、３０％のＰＥＥ　　
Ａおよび２％のカーボンプラックの混合物をポリエチレ
ンバッグ内で均一にブレンドした。次いで、この混合物
を２５ｍｍのべルストル７の二軸スクリュー押出機の後
部に、合計供給速度の８２％で供給した。組或物の残り
の１８％のガラス繊維ＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌまたは１
８％のＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌを、７ｋｇ／時間の合計
供給速度の１８でバレルｌにおいて２５０／２　４　０
／２　４　５／２　４　５／２　４　５／２　４　５／
２　４５℃のダイ温度の設定および２００のｒｐｍで供
給した。押出の間、溶融温度は２５０〜２６５℃であっ
た：真空を使用した。

ダイから出る押出物を水中で急冷し、ストカンド上の表
面水を圧縮空気で除去し、そしてペレットに切断しｔ；
。次いで、ペレット真空炉内で８０〜１００℃で一夜乾
燥した。次いで、それらのペレットを３”　　（７．６
ｃｍ）ｘ４＃　　（Ｉ　Ｏ．．２ｃｍ）Ｘ２ｍｍのブラ
ックに成形した。それらのＤＡＭブラックから、タイプ
Ｂダンベル引張り棒およびｌ”　　（２．５ｃｍ）幅の
曲げ棒を、から流れの方向に対して平行および垂直にダ
イカットし、そしてそれぞれＡＳＴＭ　　Ｄ４１２およ
びＡＳＴＭＤ７，９０に従い試験した。引裂き強さ、デ
ィンスタット衝撃強さ、ＣＥＡＳＴ衝撃強さおよび収縮
について、３”　　（７．６ｃｍ）ｘ４”　　（１０．
２ｃｍ）Ｘ２または３ｍｍのブラックを使用した。

溶融粘度および灰分％を乾燥したペレットから決定した
。

表１の試験結果が示すように、標準のガラス繊維ＯＣＦ
　　Ｒ１７ＢＸｌで強化した樹脂ｌと比較して、非付着
性ガラス繊維をもつ樹脂２はより低い引張り強さを有す
るが、同時に、流れの方向ならびに流れに横方向におい
て、驚くべきほどにより高い破断点伸びを有した。

樹脂ｌおよび２の走査電子顕微鏡の画像は、それぞれ、
第１図および第２図に示されている。ＯＣＦ　　Ｒ１７
ＢＸｌは樹脂に明らかに付着するが、ＯＣＦ　　Ｒ０８
ＦＸｌは付着性を示さない。

実施例２（参照、表２における樹脂３〜１３）これらの
樹脂は、２．５”　　（６．４ｃｍ）のＥＡＧＡＮ一軸
スクリュー押出機で調製した、ガラス繊維およびガラス
フレーク充填したＰＢＴ／ＰＥＥコンパウンドである。

これらおよび実施例３、４および５に記載する引き続く
樹脂に対して、０．３％の酸化防止剤イルガノクス（Ｉ
ｒｇａｎｏｘ）１０１０（テトライス〔メチレン（３．
５−ジ（−ブチルー４−ヒドロキシシンナメー、ト）１
メタン）を添加して、ポリマーを過度に分解しないで２
６５℃までのより高い溶融温度で射出戊形できるように
した。樹脂のあるものは滑剤、Ｒａｄｉａ７１７６（こ
れはべ冫タエリスリトーＪレテトラステアレートである
）を含有した。これらのブレンドを調製するために、乾
燥ポリマーのみをを使用した。すべての戊分の混合物を
ポリエチレンバッグ内で均一にブレンドした。次いで、
これらの混合物を押出機の後部に供給し、そして２３０
℃のバレル温度の設定、３０のｒｐｍおよび約２０ｒの
平均供給速度において配合した。

ダイから出る押出物を水中で急冷し、ストカンド上の表
面水を圧縮空気で除去し、そしてペレットに切断した。

次いで、ベレット真空炉内で８０〜１００℃で一夜乾燥
した。次いで、それらのペレットを３“　（７．５ｃｍ
）Ｘ４″　（１０．２ｃｍ）Ｘ２ｍｍのブラックに成形
した。それらのＤＡＭブラックから、タイプＢダンベル
引張り棒および１’　　（２．５ｃｍ）幅の曲げ棒を、
から流れの方向に対して平行および垂直にダイカットし
、そしてそれぞれＡＳＴＭ　　Ｄ４１２およびＡＳＴＭ
　　Ｄ７９０に従い試験した。他の性質は実施例ｌにお
けるのと同一の方法で測定した。

表２のデータが示すように、このタイプのブレンドの曲
げ弾性率はＰＢＴ／ＰＥＥ比およびガラス繊維のレベル
の両者により調節することができ、そしてＯＣＦ　　Ｒ
Ｏ８ＦＸ１を含有するすべての樹脂３〜１２の破断点伸
びは３００％より大きく、ガラス繊維強化したポリマー
について通常見いだされるものよりも有意に高い。樹脂
９に対する対照であるが、標準のガラス繊維ＯＣＦ　　
Ｒｌ７ＢＸｌを含有する樹脂ｌ３は、２０％より小さい
伸びを示す。樹脂９の射出戒形した引張り棒について決
定されたわずかに４％の伸びは例外的であると信じられ
、そして２％のガラスフレークの存在から部分的に生じ
うる。しかしながら、ブラックからダイカットした引張
り棒は、また、樹脂について３００％より大きい伸びを
示す。樹脂９およびＩ１のＣＥＡＳＴ衝撃強さを比較す
ると、また、ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸＩを含有する樹脂９
について、＋２５℃および−２５℃の両者において増加
した靭性を示す。他の重要な発見は、ことに流れの方向
におけるＣＬＴＥがＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌと同様Ｊ：
ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌで効果的に減少するということ
である。

実施例３（参照、表３における樹脂１４〜１８）樹脂１
４〜ｌ８は実施例２において樹脂３〜ｌ３について記載
したのと同一の方法で調製した。

すべての５つの樹脂は１５％の合計のレベルのガラス繊
維を含有し、樹脂１４、１５およびｌ６はＯＣＦ　　Ｒ
Ｏ８ＦＸｌを含有し、そして樹脂ｌ７およびｌ８はＯＣ
Ｆ　　Ｒｌ７ＢＸ１を含有する。

ＰＢＴ対ＦＥＥ　　ＡおよびＰＥＥ　　Ｂの合計の比が
樹脂１４〜１５〜ｌ６について２　８／７　２から４　
０／６　０〜５　２／４　８に増加するにつれて、曲げ
弾性率はダイカットした試験片について８８７から１　
０　３　０　”　ｌ　９　０　３　Ｍ　Ｐ　ａに増加す
る。樹脂ｌ５について見いだされた１０３０ＭＰａは異
常に高〈、そして対照樹脂５Ｉこついて測定された１４
２５ＭＰａ程度に高い。ＯＣＦ　　ＲＯ８Ｆｘｌで充填
した樹脂ｌ６およびＯＣＦ　　Ｒ１７ＢＸｌで充填した
樹脂ｌ６の曲げ弾性率を比較すると、ガラス繊維の付着
性の程度に対して独立に、ほとんど同一の剛性が確証さ
れる。

データが実証するように、樹脂ｌ７およびｌ８と比較し
て、樹脂１４、１５８よびＩ６についての破断点伸びお
よびＣＥＡＳＴ衝撃強さは劇的に改良された。樹脂１４
、１５およびｌ６がさらに示すように、靭性はＰＢＴの
レベルが増加するとともに減少する。ＰＥＥの増加した
比率を使用する靭性の増加するレベルのそれと反対の傾
向は、ＰＥＥの比率が増加すると、伸び太き＜ＣＥＡＳ
Ｔ衝撃強さが悪影響を受ける前に、ガラス繊維ＯＣＦ　
　ＲＯ８ＦＸ１のレベルは１５％より大きく増加するこ
とができることを意味する（参照、実施例５および６）
。他の性質、例えば、引裂き強さ、ディンスタット靭性
およびＣＬＴＥを、また、比較の目的で記載する。

実施例４（参照、表４における樹脂１９〜２３）樹脂１
９〜２３は実施例２において樹脂３〜ｌ３について記載
したのと同一の方法で調製した。

樹脂１９〜２３は１等級のみのＰＥＥを含有する。樹脂
１９〜２３において、ガラス繊維の合計のレベルは１５
％であった。繊維の付着性を減少する効果を評価するた
めに、ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌ対ＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸ
ｌの混合物の比を樹脂１９〜２３においてＯ／１５〜７
．５／７．５〜ｌＯ／５〜１２．５／２．５〜１５／０
に変化させｔこ　。

すべての５つの樹脂の曲げ弾性率は事実上同一であった
。ガラス繊維の付着性が減少するにつれて、引張り強さ
は減少し、破断点伸びおよびＣＥＡＳＴ衝撃強さは有意
に増加する。樹脂２０の流れの方向の伸びは、多分表面
の欠陥または繊維の凝集の結果、例外的に低いように思
われる。

しかしながら、実施例４ｔこＢけるＳｔ脂の絶対靭性は
実施例３において同等の樹脂についてと同様に非常には
高くない。樹脂１５は、例えば、樹脂２３より高い破断
点伸びを有し、そして−２５゜Ｃにおいてより高いＣＥ
ＡＳＴ衝撃エネルギーを必要とし、ＰＥＥＡによりＦＥ
Ｅ　　Ｂの部分的または完全な置換はより靭性のフンバ
ウンドを生じうろことを示す。

しかしながら、より低い温度で溶融するＰＥＥＡは、よ
り高い温度で溶融するＰＥＥ　　Ｂより、これらのガラ
スｍｊＩ充填ＰＢＴ／ＰＥＥコンバウンドの加熱わるみ
性能を減少させ、したがってＰＥＨのタイプおよび異な
るタイプのＰＥＨの比は機械的および熱的性質の要求さ
れるバランスに依存するであろう。

ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌおよびＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸＩ
の両者を含有する樹脂は、非付着性繊維と強化用繊維と
の中間の付着性を有する、低い付着性の繊維で充填した
樹脂のおおよそのモデルと考えることができる。

実施例５（参照、表５における樹脂２４〜３４）樹脂２
４〜３４は実施例２において樹脂３〜ｌ３について記載
したのと同一の方法で調製した。

樹脂２４、２５および２６は実施例３の樹脂ｌ４、Ｉ５
およびｌ６に等しいが、ＰＥＥ　　ＢをＰＥＥ　　Ｃで
置換し、そしてより低いレベルのコーティング［０．５
５％の強熱減量（Ｌｏｔ）］をもつガラス繊維ＯＣＦ　
　ＲＯ８ＦＸ１を使用した．樹脂２７は樹脂ｌ５のよう
に第２タイプのＰＥＥとしてＰＥＥ　　Ｂを含有したが
、低いＬＯＩのＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌを同様に使用し
た。実施例５の樹脂２８〜３４を包含する、すべての他
の樹脂において使用したガラス繊維ＯＣＦ　　ＲＯ８Ｆ
Ｘｌ上のコーティングの平均のレベル（ＬＯＩ）は、０
．６５％であった。

樹脂２８、２９および３０において、靭性付与性ＰＥＨ
のタイプのみを４　０／６　０の一定のＰＢＴ／ＰＥＥ
比および１５％（７）ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌで変化さ
せた。樹脂３ｌおよび３２において、ＰＢＴ／ＰＥＥ　
　Ａ比は２　８／７　２であり、ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸ
１のレベルをそれぞれ２０および２５％に増加した。樹
脂３３および３４は樹脂３ｌおよび３２に等しいが、標
準のガラス繊維ｌ７を含有する。

ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌを充填したすべてのこれらの樹
脂は、事実上同一のディンスタット衝撃強さおよびノッ
チ付きアイゾツド衝撃強さにおいて、−２５℃でより高
い破断点伸びおよびＣＥＡＳＴ衝撃強さを示す。

実施例６（参照、表６において樹Ｊｌ１３５〜４０）樹
脂３５〜４０は実施例２において樹脂３〜ｌ３について
記載したのと同一の方法で調製した。

実施例６におけるすべての６つの樹脂は、種々の比のＰ
ＢＴおよびＰＥＥ　　Ａに基づく。靭性付与ボリマーと
してＰＥＥ　　Ａのみの使用をＡ選択した。なぜなら、
前の実施例において樹脂はＰＥＥＢをＰＥＥ　　Ａで置
換するとき、低い試験温度においでさえ靭性の増加を示
したからである。

ＰＢＴ／ＰＥＥ比（１１脂５）およびガラス繊維のレベ
ル（樹脂３７〜４０）をさらに調節して、これらのコン
パウンドの靭性の限界を探した。樹脂３６は樹脂３５に
等しいが、１５％のＯＣＦ　　Ｒ０８ＦＸｌｅｌ５％の
ＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌで置換した。

非付着性ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌを含有する樹脂３５、
３７、３８、３９および４０のすべては、標準のガラス
繊維ＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌで強化した樹脂３６につい
てのわずかにｌＯ％と比較して、流れの方向において３
００％より大きい、劇的に増加した破断点伸びを示す。

ＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌを含有する樹脂３６は、ＯＣＦ
　　ＲＯ８ＦＸｌを含有する樹脂３５と比較して、−２
５℃で有意に低いＣＥＡＳＴ衝撃強さを、また、有する
。

表　１　　　　　　　　　　　　　　　実施例ｌ樹脂Ｎ
ｏ．　　　　　　　　　　　　　　ｌ　　　　　　２押
出機の後部への供給 Ｐ　Ｂ　Ｔ　　　　　　　　　　　　　　　５０　　　
　　　５０ＰＥＥ　　Ｂ　　　　　　　　　　　　　３
０　　　　　　３０ＣＢ　　　　　　　　　　　　　　
　　　２　　　　　　２押出機の側部への供給 ガラス繊Ｉｌ１　　　　　　　　　　　　　　　１８　
　　　　　　−ガラス繊維２　　　　　　　　　　　　
　　　　　　　１８ＰＢＴ／ＰＥＥ　　　　　　　　　
　　←６２．５／３７．５→比（カーボンブラックのコ
ンセントレートを排除する）灰分％（ペレット） １６．９　　　　　　１５．８ ３”×４”×關のブラックから切断した試験片の性質曲
げ弾性率ＭＰａ 流れの方向 流れに横方向 ２３５ｌ １０５０ １９６１ ９７６ 引張り強さＭＰａ 流れの方向 流れに横方向 ４３．９ ２６．９ ２ｌ．２ １９．２ 破断点伸び％ 流れの方向 流れに横方向 ２５．０ ７０．７ ：′［゛ 虫 ９″！ゴξ言　１　９ ＝＝次Ｓ只　Ｒ　Ｒ１へ▼ ＝其 ？杼■あ二号 にに＝じ　只　Ｅ　々１ト▼ ＝其 Ｅ３　’ｃ４　１９　’ｌα　甲 −５６２− 悟 瓢 Ｅ：　Ｅ：　Ｏ　’Ｒ　　Ｒ　▼ ε其 ？鈴■あ二Ｋ 頃 憂 ２＆柑 波 帆 Ｓ Ｅ　Ｅ：　’；０　　’；’：　’；’＝　▼＝刻 謬 頃 φ 島 智 １卜 １１−． ０ ｌ 実施例７ １５％のガラス繊維を含有するか、あるいはｌ５％のＯ
ＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸｌを含有し、そして、それぞれ、次
のものを含む樹脂を配合した：ＰＥＥ　　Ａ重量％　　
　ＰＢＴ重量％１００　　　　　　　　　０ ７２　　　　　　　　２８ ６０　　　　　　　　　４０ ５５　　　　　　　　５５ ４８　　　　　　　　５２ ０　　　　　　　ｌ００ 樹脂を成形し、そしてそれらの破断点伸びを測定し、そ
して結果を第３図にグラ７で示す。ＯＣＦ　　ＲＯ８Ｆ
Ｘ１充填樹脂オヨびＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸＩ充填樹脂に
ついて線により規定された区域は、この特定の実施態様
において本発明が存在するところを表す言うことができ
る。

第３図および表１〜６に示すデータが示すように、４０
Ｄの硬度を有し，１５〜２０％のガラス繊維を含有し、
そしてＰＢＴおよびＯＣＦ　　ＲＯｇＦＸｌと組み合わ
せたＰＥＥ　（またはＰ−Ｅｌ）樹脂は、４５：５５と
５０　：　５０との間に臨界的ＰＢＴ／ＰＥＥ比を有し
、それより上で全体の靭性、ことに破断点伸びは対応す
るＯＣＦ　　Ｒｌ７ＢＸＩ樹脂の非常に低いレベルに急
速に低下する。

ガラス繊維の量が減少するにつれて、臨界的ＰＢＴ／Ｐ
　Ｅ　Ｅはヨリ高いＰＢＴレベルにシフトする。

実施例８ ５５Ｄ，６３Ｄ，７２Ｄおよび８２Ｄを有する純粋なＰ
ＢＴ，ＰＥＥ　　ＡおよびＰＥＥを、一軸スクリュー押
出機で、２０％の非付着性ガラス繊維ＯＣＦ　　Ｒ０８
Ｆ＞Ｇｌおよび２０％の強化用ガラス繊維ＯＣＦ　　Ｒ
ｌ７ＢＸｌと配合した。樹脂を成形し、そして１２０°
Ｃにおいて１時間アニルした。すべての樹脂は、また、
１．７重量％のＣＢおよび０．３％のイルガノックス１
０１０を含有するする。ＰＥＥ樹脂の物理的性質のいく
つかをショアーＤ硬度に対してプロットし、そして結果
を第４図〜第９図に示す。これらのグラフのデータの点
は、結果をより容易に比較できるように曲線と接続され
ている。

第４図〜第９図は次のグラ７を示す： 第４図：引張り強さ対ポリマーの硬度 第５図：破断点伸び対ポリマーの硬度 第６図；曲げ弾性率対ボリマーの硬度 第７図：引裂き強さ対ボリマーの硬度 第８図＝２３℃においてレオメトリーの衝撃エネルギ一
対ボリマーの硬度 第９図：レオメトリーの衝撃エネルギ一対温度引張り強
さおよび破断点伸びは、射出戊形した１／８インチ（３
．１　７５ｍｍ）Ｔ一棒を使用して決定した。引裂き強
さは、レオメトリーの衝撃強さにおけるように、３”　
　（７．５ｃｍ）ｘ４”（１０．２ｃｍ）Ｘ２または３
ｍｍのブラックを使用して決定した。特記しない限り、
すべての試験は２３℃において実施した。

第４図〜第９図から、次の結論を誘導することができる
： ｌ．ガラス繊維１７充填樹脂について引張り強さは、ガ
ラス繊維ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌ充填樹脂についてそれ
のほぼ２倍であり、そして引張り強さは硬度が増加する
と増加する。

２．ＯＣＦ　　ＲＯ８ＦＸｌ充填した樹脂の破断点伸び
は、樹脂の硬度が減少すると、増加して改良される。

３．２つのタイプの充填樹脂の曲げ弾性率は有意には異
ない。

４．２つのタイプの樹脂の引裂き強さは類似するが、ｆ
−だしＯｃＦ　　ＲＯ８ＦＸｌ充填６３Ｄ樹脂は、ＯＣ
Ｆ　　Ｒ１７ＢＸｌ充填６３Ｄ＊脂および他のＯＣＦ　
　ＲＯ８ＦＸｌ充填樹脂にと比較して、有意により高い
。

５．５ｍｐｈ　（８ｋｍ／時間）および２３゜Ｃにおけ
るレオメトリーの衝撃強さは、すべてのＯＣＦＲＯ８Ｆ
Ｘｌ充填樹脂についてすぐれる。６３Ｄ樹脂は、最大引
裂き強さと相関関係をもって、最大の衝撃工不ルギーを
必要とする。それ以上の実験は、温度が−ｌＯ゜Ｃから
−３０℃に低下するとき、最大は、それぞれ、５５Ｄか
ら４０Ｄにシフトすることを実証した。

実施例９ 実施例８の樹脂の加熱たるみ抵抗性およびＣＬＴＥを試
験し、そして得られた結果を表７ａ〜７Ｃに示す。結果
が示すように、ガラス繊維ＯＣＦＲＯ８ＦＸ１充填樹脂
１７）　Ｃ　Ｌ　Ｔ　Ｅ　Ｉｔ一般ニＯＣＦ　　Ｒｌ７
ＢＸｌ充填樹脂のそれらよりすぐれるか、あるいは少な
くともそれに匹敵する。ＯＣＦＲＯ８ＦＸ１充填樹脂の
加熱たるみは、ＰＥＥＡに基づくものを除外して、すべ
ての樹脂について測定した１６０℃まで極めてすぐれる
。

本発明の主な特徴および態様は、次の通りである。

ｌ１ボリエーテルエステル、ポリ（エーテルイミド）エ
ステルまたは両者のブレンド、またはポリエーテルエス
テルまたはポリ（エーテルイミド）エステルの一方また
は両者とポリ（ブチレンテレフタレート）またはポリ（
エチレンテレフタレート）とのブレンド、前記ブレンド
はポリ（ブチレンテレフタレート）、ポリ（エチレンテ
レフタレート）または両者のマトリックス相を有するブ
レンドを除外する、および 繊維充填ポリエステル樹脂に実質的に付着しないガラス
繊維または鉱物繊維、 からなり、 前記繊維充填樹脂は、射出成形したとき、樹脂に付着す
る強化用のガラス繊維または鉱物繊維で充填したときの
同一樹脂のそれより実質的に大きい、破断点伸びを有す
る、 ことを特徴とする繊維充填ポリエステル樹脂。

２、破断点伸び％は、樹脂に付着する強化用のガラス繊
維または鉱物繊維でのみ充填したときの同一樹脂のそれ
の少なくとも２倍である、上記第１項記載の繊維充填ポ
リエステル樹脂。

３、射出成形され、そして流れの方向および流れに横方
向を有し、そして流れの方向において少なくとも７０％
の破断点伸びを有する、上記第２項記載の繊維充填ポリ
エステル樹脂。

４％繊維はガラス繊維である、上記第１項記載の繊維充
填ポリエステル樹脂。

５、ポリエーテルエステルまたはポリ（エーテルイミド
）エステルは実質的に７５より大きくないショアーＤ硬
度を有する、上記第ｌ項記載の繊維充填ポリエステル樹
脂。

６、樹脂はポリ（ブチレンテレフタレート）を含有する
ブレンドからなり、そしてボリ（ブチレンテレ７タレー
ト）の重量比およびポリ（ブチレンテレ７タレート）；
ポリエーテルエステルまたはポリ（エーテルイミド）エ
ステルの重量比は実質的に６０：４０より大きくない、
上記第１項記載の繊維充填ポリエステル樹脂。

７、ガラス繊維または鉱物繊維は繊維充填樹脂組戊物の
ｌＯ〜２５重量％の量で存在する上記第１項記載の繊維
充填ポリエステル樹脂。

８、ポリエーテルエステルは、エステル結合により頭・
尾で相互に結合した多数の反復内部線状長鎖および短鎖
のエステル単位からなり、前記長鎖エステル単位は次の
構造： の少なくとも１つにより表され、モして短鎖エステル単
位は次の構造： の少なくとも１つにより表され、ここでＧは４００以上
の分子量を有する長鎖ポリマーのグリコールから末端ヒ
ドロキシ基を除去した後残る二価の基であり、 Ｒ，およびＲ，は３００より少ない分子量を有するジカ
ルボン酸からカルボキシル基を除去した後残る異なる二
価の基であり、そして Ｄ１およびＤ，は２５０より少ない分子量を有するジオ
ールからヒドロキシル基を除去した後残る異なる二価の
基である、 上記第ｌ項記載の繊維充填ポリエステル樹脂。

９，Ｇは６，０００より大きくない分子量を有するポリ
（アルキレンオキシド）グリコールから末端ヒドロキシ
基を除去した後残る二価の基である、上記第８項記載の
繊維充填ポリエステル樹脂。

ｌＯ、ポリ（アルキレンオキシド）グリコールはポリ（
テトラメチレンオキシド）グリコールであり、ジカルポ
ン酸はテレフタル酸および必要に応じてテレ７タル酸の
量の５０モル％より少ない比率のイソフタル酸またはそ
の゛エステルであり、そして低分子量のジオールは１，
４−ブタンジオールである、上記第９項記載の繊維充填
ポリエステル樹脂。

ｌ１、繊維はガラス繊維である、上記第８項記載の繊維
充填ポリエステル樹脂。

ｌ２、ガラス繊維は繊維充填樹脂組放物の約１５〜２０
重量％の量で存在する、上記第１ｌ項記載の繊維充填ポ
リエステル樹脂。

１３、ポリエーテルエステルは５５以下のショアーＤ硬
度を有する、上記第１２項記載の繊維充填ポリエステル
樹脂。

【図面の簡単な説明】

第１図は、強化用ガラス繊維を充填した先行技術の走査
電子顕微鏡（ＳＥＭ）の画像である。 第２図は、実質的に非付着性繊維を充填した本発明の樹
脂のＳＥＭ画像である。 第３図は、本発明の実質的に非付着性繊維充填Ｐ　Ｅ　
Ｅ／Ｐ　Ｅ　Ｔブレンドおよび付着性繊維充填ＰＥＥ／
ＰＢＴのＰＢＴ　：　ＰＥＥ比とともの破断点伸びの変
動を示すグラフである。 第４図は、非充填ＰＥＥ、強化用繊維で充填したＰＥＥ
および非強化用繊維で充填したＰＥＥのポリマーの硬度
とともの引張り強さの変動を示すグラフである。 第５図は、非充填ＰＥＥ，強化用繊維で充填したＰＥＥ
および非強化用繊維で充填したＰＥＥのボリマーの硬度
とともの破断点伸びの変動を示すグラフである。 第６図は、非充填ＰＥＥ，強化用繊維で充填したＰＥＥ
および非強化用繊維で充填したＰＥＥのボリマーの硬度
とともの曲げ弾性率の変動を示すグラフである。 第７図は、非充填ＰＥＥ、強化用繊維で充填したＰＥＥ
および非強化用繊維で充填したＰＥＥのポリマーの硬度
とともの引裂き強さの変動を示すグラフである。 第８図は、強化用繊維で充填したＰＥＥおよび非強化用
繊維で充填したＰＥＥのポリマーの硬度とともの２３℃
におけるレオメトリーの衝撃工不ルギーの変動を示すグ
ラフである。 第９図は、それぞれ強化用繊維および非強化用ｔａｎ　
で充ｓｔしたＰＥＥＬよびそれぞれ強化用繊維および非
強化用繊維で充填したＰＢＴの温度ととものレオメトリ
ーの衝撃工不ルギーの変動を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、ポリエーテルエステル、ポリ（エーテルイミド）エ
   ステルまたは両者のブレンド、またはポリエーテルエス
   テルまたはポリ（エーテルイミド）エステルの一方また
   は両者とポリ（ブチレンテレフタレート）またはポリ（
   エチレンテレフタレート）とのブレンド、前記ブレンド
   はポリ（ブチレンテレフタレート）、ポリ（エチレンテ
   レフタレート）または両者のマトリックス相を有するブ
   レンドを除外する、および 繊維充填ポリエステル樹脂に実質的に付着しないガラス
   繊維または鉱物繊維、 からなり、 前記繊維充填樹脂は、射出成形したとき、樹脂に付着す
   る強化用のガラス繊維または鉱物繊維で充填したときの
   同一樹脂のそれより実質的に大きい、破断点伸びを有す
   る、 ことを特徴とする繊維充填ポリエステル樹脂。