剑麻/聚丙烯复合材料的冲击性能及其预测

采用注塑工艺制备剑麻纤维增强聚丙烯复合材料,研究纤维含量、长度及其分布、不同基体树脂和相容剂类型等对复合材料冲击性能的影响。分析单纤维强度的分散性,采用修正的Weibull分布模型估算临界纤维强度,并对复合材料的冲击强度进行预测。结果表明：剑麻/聚丙烯的冲击强度随纤维含量增加而升高,树脂基体的性质对冲击强度具有显著的作用;界面层为刚性层的相容剂MAPP对冲击强度具有负作用,而界面层为柔性层的相容剂PP-g-GMA对冲击强度具有提高作用;同等含量下,使用PP-g-GMA后复合材料的冲击强度比使用MAPP提高21.7%。通过KH550硅烷溶液处理后的纤维与PP-g-GMA反应,在界面处引入更加柔性的界面层,使冲击强度比引入MAPP提高50.7%。将纤维取向因子引入冲击强度模型后,预测值与实测值符合较好。     

热压法制备聚丙烯单聚合物复合材料

用聚丙烯的过冷性质,热压成型制备聚丙烯单聚合物复合材料(PP SPCs)。研究加工温度对PP SPCs拉伸强度的影响。用金相显微镜观察了PP SPCs的微观结构,用扫描电子显微镜观察了纤维从树脂拔出的表面结构。研究结果表明,PP SPCs拉伸强度随着加工温度升高而增大。当加工温度为150℃时,PP SPCs的拉伸强度比没有增强的PP提高了5倍以上。PP SPCs中的纤维与树脂基有着良好的界面粘接性。     

石墨烯微片/聚丙烯导热复合材料的制备与性能

通过熔融共混法制备了两种不同型号石墨烯微片（GNPs）填加的GNPs/聚丙烯（PP）导热复合材料,研究了GNPs型号（KNG180,KNG150）和含量对其导热性能、密度、结晶性能和热稳定性能的影响。结果表明,KNG180 GNPs/PP复合材料密度高于KNG150 GNPs/PP,同时KNG180对提高聚丙烯结晶度的效果优于KNG150。随着石墨烯微片含量的增加,两种复合材料导热系数均明显增大,而且KNG180填充的复合材料导热性能明显优于KNG150;当KNG180的添加量为60%（质量分数）时,GNPs/PP复合材料的导热系数从纯聚丙烯的0.087 W/（m·K）提高到1.32 W/（m·K）,提高了14倍多。石墨烯微片的加入显著提高了聚丙烯的热稳定性,当KNG180或KNG150的质量分数为10%时,聚丙烯达到最大热失重速率时的温度从345.1 ℃分别提高到374.6 ℃和397.9 ℃,但是当石墨烯微片超过一定含量时,热稳定性会下降。     

亚麻纤维增强聚乳酸可降解复合材料的制备与性能

将制浆造纸用亚麻短纤维与聚乳酸(PLA)熔融共混,用注塑方法成型亚麻纤维/聚乳酸复合材料试样。通过差示扫描量热实验(DSC)、动态力学性能测试(DMA)、热重分析(TGA)和力学性能测试等方法,研究了聚乳酸和亚麻纤维在不同质量配比下,复合材料热性能、动态力学性能和力学性能的变化规律。随着亚麻纤维的加入,复合材料的结晶度增大,热稳定性增强,储能模量得到提高,力学性能也有了明显变化:纤维含量为20%时,拉伸强度为45.88 MPa,比纯PLA的增加了21%;同时,弯曲模量的增幅达到30%。     

超微竹炭增强聚丙烯复合材料的制备与性能

为提高聚丙烯(PP)基复合材料的力学性能和热学性能,将不同质量分数的超微竹炭(UFBC)作为增强体引入聚丙烯,通过熔融挤出及注塑成型工艺制备UFBC/PP复合材料。利用SEM和DSC分析、力学强度和吸湿性测试等手段综合表征复合材料性能。结果表明:UFBC与PP基体间界面结合紧密;UFBC的添加对PP复合材料的力学强度有较好的增强效果:UFBC质量分数为30wt%时,UFBC/PP复合材料的拉伸强度和弯曲强度达到较大值,分别为26MPa和54MPa,较纯PP分别提高了9%和18%,UFBC/PP复合材料的耐湿性仍保持较佳水平,吸湿率均小于0.1%;UFBC质量分数为40wt%时,熔融温度提高了3.1℃;UFBC质量分数为50wt%时,UFBC/PP复合材料的结晶温度提高了10.8℃。UFBC的添加有效促进了UFBC/PP复合材料的结晶,改善了其加工性。     

碳纤维/双马树脂复合材料抗高速冲击性能

采用热压罐成型工艺制备碳纤维/双马树脂复合材料,并采用空气炮冲击装置、超声水浸C扫描探伤装置和万能材料试验机等测试手段,研究碳纤维类型和碳纤维体积分数对复合材料层板抗高速冲击性能的影响.结果表明:与CCF300碳纤维、CCF700碳纤维和CCF800H碳纤维相比,TZ1000G碳纤维复合材料抗高速冲击性能最优;碳纤维体积分数越高,复合材料层板抗高冲击性能越高;碳纤维复合材料的破坏模式与冲击速率有关,冲击速率较低时,复合材料层板弹击面出现周围含纤维分层开裂的圆形凹坑,背弹面出现沿纤维方向的分层开裂;冲击速率较高时,复合材料层板弹击面出现周围含纤维分层开裂的圆形通孔,背弹面出现撕裂断口.     

聚丙烯/尼龙6/纳米蒙脱石复合材料的制备及热性能研究

采用熔融插层法成功制备了聚丙烯(PP)/尼龙6(PA6)/有机化蒙脱石(OMMT)纳米复合材料.用X-衍射分析(XRD)和透射电镜(TEM)观察OMMT层间距的变化和材料的结构,用示差扫描量热法(DSC)和热重分析(TG)研究了其热性能,并考察了纳米复合材料的拉伸强度.研究结果表明,OMMT的层间距由2.200nm扩大到2.800nm,PP/PA6合金高分子链取代了有机化蒙脱石层间的十六烷基三甲基溴化铵而进入到蒙脱石的片层间,加入质量分数为4%的OMMT的复合材料不仅使材料的拉伸强度提高了约15%,还提高了材料的热稳定性,使剩炭率增加了8.1%.     

聚丙烯接枝马来酸酐修饰碳纳米管增强聚丙烯复合材料的制备及性能

采用混合溶剂的溶液法技术,对聚丙烯接枝马来酸酐(PP-g-MAH)包覆碳纳米管(MWNTs)与聚丙烯(PP)纳米复合材料的电学和力学性能进行了研究。PP-g-MAH包覆MWNTs在二甲苯溶液中呈现良好的分散性,红外结果表明,酸化碳纳米管后表面官能团如羟基、羧基与马来酸酐发生氢键作用。场发射扫描电镜(FESEM)也证明了PP-g-MAH修饰MWNTs在PP基体中分散良好,并且相容性也得到了明显改善。复合材料的拉伸强度和电导率都有较大的提高,其中导电性相比未处理碳管/聚丙烯提高了两个数量级。     

纤维复合材料及其混杂结构的冲击性能研究

本文用仪器化冲击试验机研究了纤维复合材料及其混杂结构的冲击性能，分析了碳纤维，玻璃纤维复合材料在冲击载荷下的能量性质（含冲击能和韧性指数）及断裂特性，引入了动弯曲强度σd来评定复合材料在Charpy冲击试验中的强度性能，并与以往加载方式相近的三点弯曲试验结果作了比较。     

聚酰亚胺纤维/双马树脂复合材料抗高速冲击性能

采用热压罐成型工艺制备聚酰亚胺纤维/双马树脂复合材料,并采用空气炮冲击实验研究聚酰亚胺纤维体积分数和环境温度对复合材料层板抗高速冲击性能的影响。结果表明:与等面重下TC4钛合金相比,S35聚酰亚胺纤维复合材料抗高速冲击性能更优,且具有优异的高温抗高冲击性能。聚酰亚胺纤维体积分数越高,复合材料层板抗高冲击性能越高,其中,73%体积分数的聚酰亚胺纤维复合材料层板室温弹道吸能可达227.0J,比等面重下TC4钛合金高240%。冲击速率较低时,复合材料弹击面出现周围含纤维分层开裂的圆形凹坑,背弹面出现沿纤维方向的分层开裂;冲击速率较高时,复合材料层板弹击面出现周围含纤维分层开裂的圆形通孔,背弹面出现沿纤维方向大面积纤维分层开裂。     

聚丙烯/改性煤系高岭土复合材料的制备与性能

煤系高岭土经过硅烷偶联剂表面改性后,与聚丙烯(PP)树脂熔融共混制备出聚丙烯/改性煤系高岭土复合材料。通过X射线衍射、红外光谱、力学性能和扫描电镜分析,研究了改性煤系高岭土的填充量对复合材料力学性能的影响。结果表明,利用硅烷偶联剂可以实现煤系高岭土的表面改性。改性煤系高岭土填充量为3%时,复合材料具有最佳的冲击韧性。填充量为5%时,复合材料的断裂伸长率达到最大值。随着改性煤系高岭土填充量的增加,复合材料的弯曲强度和弯曲模量逐渐增大,填充量为10%时,二者比纯PP分别提高14.5%和27.5%。     

PE-g-MAH/PP/高岭土复合材料的制备与性能

目的以PE,PP为原料,接枝马来酸酐(MAH)后,与高岭土经双螺杆挤出机熔融共混挤出,制备PE-g-MAH/PP/高岭土复合材料。方法采用电子万能试验机分析复合材料的拉伸性能;采用电子悬臂冲击实验机分析材料的缺口冲击强度;采用水平垂直燃烧仪测试分析复合材料的阻燃性;采用红外光谱仪分析复合材料的化学结构。结果含MAH质量分数为5%的PE与PP按质量比1∶1混合后,加入15%的高岭土,制备的PE-g-MAH/PP/高岭土复合材料拉伸强度、缺口冲击强度和断裂伸长率均为最佳,分别为10.925 MPa,40.6 k J/m2,89.5%;复合材料的阻燃性与高岭土加入量呈先快速增大后慢速降低趋势,加入量为15%时阻燃性最好;复合材料各组分间实现了化学键合。结论适量的高岭土提升了PE/PP复合材料的阻燃性,而MAH的加入改善了PE,PP和高岭土间的相容性。     

聚丙烯/改性纳米二氧化钛复合材料的制备与性能

采用自制超分散剂对金红石型纳米二氧化钛进行表面处理,然后采用熔融共混的方法与聚丙烯(PP)进行共混制备纳米复合材料,研究了超分散剂用量及纳米二氧化钛用量对复合材料性能的影响。结果表明,超分散剂处理纳米二氧化钛的最佳用量为2%(质量分数);纳米二氧化钛填充PP的最佳用量为1.5%(质量分数);超分散剂对纳米二氧化钛具有明显的均匀分散效果;并且显著降低了复合材料的熔融黏度,改善加工性能;超分散剂处理的纳米二氧化钛填充PP具有明显的增强增韧作用。     

改性纳米碱式氯化镁晶须填充ABS/PP复合材料的力学性能

本文通过熔融共混法在接枝了PMMA的碱式氯化镁（g-BMC）表面包覆TPE橡胶层,制得BMC母料,再将其与PP、ABS共混复合制备出ABS/PP复合材料,分别考察了BMC母料、g-BMC以及PP三者不同添加量对复合材料力学性能的影响。结果表明,在试验用量范围内,BMC/ABS复合材料的冲击强度和熔融指数随着BMC填料含量的增加而增大。当BMC母料含量为15%,g-BMC含量为55%时具有较好的冲击性能;当PP含量为9%-10%时,BMC/PP/ABS复合材料的拉伸强度和冲击强度最好;BMC填料含量对复合材料的拉伸强度影响较小,但随其用量增加复合材料的冲击强度有明显提高。     

AA改性纳米CaCO3/聚丙烯的力学性能

用熔融挤出法制备了丙烯酸(AA)改性纳米CaCO3／PP母料及复合材料，系统研究了两种粒径的纳米CaCO3、单体AA和引发剂DCP的用量，以及制备母料的不同基体对纳米CaCO3／PP复合材料力学性能的影响。结果表明纳米CaCO3／PP复合材料的力学性能高于微米CaCO3／PP复合材料，纳米CaCO3对PP有增强增韧作用。在制备母料过程中加入AA，有助于进一步提高纳米CaCO3／PP复合材料的力学性能。加入少量DCP也有利于提高复合材料的力学性能。制备母料的基体为粉状PP的力学性能高于粒状PP。     

汽车零部件包装用PP/SBN复合材料的性能研究

目的 研究单层氮化硼（Single-layer Boron Nitride, SBN）对聚丙烯（Polypropylene, PP）力学性能和摩擦性能的影响。方法 首先利用超声剥离和硅烷偶联剂KH550表面改性方法制得SBN,用高速混合机将PP、马来酸酐接枝聚丙烯（PP-g-MAH）和SBN混合均匀;然后利用注塑机通过熔融共混,制备PP/SBN复合材料。结果 当SBN质量分数低于1.6%时,PP/SBN的表面硬度和耐磨性能得到了进一步改善;当SBN质量分数高于1.6%时,PP/SBN的力学强度和摩擦性能降低;当SBN质量分数为1.6%时,PP/SBN的拉伸强度和冲击强度分别达到最大值（35.27 MPa, 34.69 kJ/m2）,较纯PP分别提高了10.7%, 18.8%。此时,PP/SBN的摩擦因数和磨损率较纯PP分别降低了15.1%, 32.4%。结论 当SBN质量分数为1.6%时,对PP具有增强增韧作用,复合材料的力学性能和耐磨性能都得到明显提高。     

纳米CaCO_3/PET短纤维/聚丙烯复合材料的制备及性能

制备了纳米CaCO3/聚丙烯、聚对苯二甲酸乙二酯(PET)短纤维/聚丙烯、CaCO3/PET短纤维/聚丙烯复合材料。分别测试了复合材料的力学性能,结果发现,与纳米CaCO3/聚丙烯、PET短纤维/聚丙烯两相复合材料相比,三相复合材料的力学性能尤其是冲击性能有明显的提高。采用X射线衍射(XRD)、动态力学分析(DMA)、电子扫描(SEM)系统研究了复合材料的增强机理,结果发现,在三相复合材料中,纳米CaCO3的加入明显提高了PET短纤维与聚丙烯基体界面之间的作用力和相容性,同时纳米CaCO3与PET短纤维的协同效应诱导了聚丙烯β晶的生成。     

稻壳粉/PP复合材料的力学性能

制备了稻壳粉/聚丙烯(PP)复合材料,分析了稻壳粉粒度及含量对PP复合材料力学性能的影响,用扫描电镜(SEM)对稻壳粉/PP复合材料拉伸断面进行了分析。结果表明,稻壳粉粒径和含量对PP复合材料性能有一定影响,稻壳粉粒径为245μm的PP复合材料有较好的综合力学性能;随着稻壳粉含量的增加,PP复合材料拉伸强度及断裂伸长率下降,稻壳粉含量为30%时,复合材料弯曲强度和模量均有最大值。稻壳粉含量较低时,其在PP中分散较好,与PP相容性好,复合材料为韧性破坏;稻壳粉含量较高时,稻壳粉有集聚现象,与PP相容性较差,材料的性能较低,复合材料为脆性破坏。     

不同改性剂对PP/木粉复合材料性能的影响

研究了苯甲酸(BA)、硬脂酸(SA)、甲苯-2,4-二异氰酸酯(TDI)对聚丙烯/木粉复合材料的改性效果。结果表明,木粉经改性剂处理后,表面极性减弱,与聚丙烯的界面张力降低,相容性提高;所有改性剂均可提高复合材料的拉伸强度、冲击强度以及熔体流动性能,但对弯曲强度影响不大。用TDI/SA复合处理木粉,复合材料的综合性能最好。扫描电镜(SEM)分析表明,木粉经过处理后,木粉与聚丙烯间界面较模糊。     

界面改性对GMT—PP复合材料力学性能的影响

研究了不同界面状态对ＧＭＴ－ＰＰ复合材料层间剪切强度,弯曲强度及模量,压缩强度及模量,冲击强度等力性能的影响。实验结果表明,基体中填加光引发和ＢＰＯ引发的马来酸酐接枝聚丙烯且玻纤表面用硅烷偶联剂处理可显著提高复合材料界面强度,进而提高其宏观力学性能。