吳成寶,劉傳生,陳崢華,梁基照

(1 廣州民航職業(yè)技術(shù)學(xué)院飛機(jī)維修工程學(xué)院,廣東廣州 510430；2 華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院,廣東廣州 510640；3 廣州白云國(guó)際機(jī)場(chǎng)地勤服務(wù)有限公司機(jī)務(wù)工程部,廣東廣州 510470)

硬質(zhì)無(wú)機(jī)粒子填充聚丙烯基復(fù)合材料的增韌機(jī)理及其定量判據(jù)*

吳成寶1,2,劉傳生1,陳崢華3,梁基照2

(1 廣州民航職業(yè)技術(shù)學(xué)院飛機(jī)維修工程學(xué)院,廣東廣州 510430；2 華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院,廣東廣州 510640；3 廣州白云國(guó)際機(jī)場(chǎng)地勤服務(wù)有限公司機(jī)務(wù)工程部,廣東廣州 510470)

綜述了硬質(zhì)無(wú)機(jī)粒子(RIP)填充聚丙烯(PP)復(fù)合材料的増韌機(jī)理及其定量判據(jù)。大量的研究表明,最典型的增韌機(jī)理有逾滲模型理論、銀紋化微觀增韌機(jī)理和柔性界面層理論。在定量分析RIP填充PP復(fù)合材料的增強(qiáng)機(jī)理方面,主要闡述了兩種判據(jù)：基體層厚度判據(jù)和界面黏結(jié)強(qiáng)度判據(jù)；并利用所述判據(jù)分析了相關(guān)文獻(xiàn)的數(shù)據(jù),得出了如下結(jié)論：當(dāng)RIP平均粒徑d<臨界粒徑dc,體積分?jǐn)?shù)Φf>臨界體積分?jǐn)?shù)ΦfC,或平均基體層厚度L<臨界基體層厚度Lc；界面相互作用參數(shù)B值在[1,2.6]之間時(shí),RIP增強(qiáng)填充PP復(fù)合材料的韌性的機(jī)會(huì)較大。

硬質(zhì)無(wú)機(jī)粒子,聚丙烯,復(fù)合材料,增韌機(jī)理,定量判據(jù)

聚丙烯(PP)是一種熱塑性通用樹(shù)脂,因其相對(duì)密度低,來(lái)源豐富,價(jià)格低廉,電絕緣性和耐疲勞性好,耐化學(xué)腐蝕性優(yōu)良,力學(xué)性能良好,耐熱性較高,可采用擠出和注塑以及與這兩種加工方法相關(guān)的吹塑成型加工等優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于生產(chǎn)航空制品、薄膜、汽車(chē)、家用電器等領(lǐng)域。但是,PP存在著低溫脆性大、剛性低、收縮率大和容易老化等嚴(yán)重缺點(diǎn),從而限制了其應(yīng)用。為此,人們常通過(guò)共聚[1-2]、共混[3-5]、填充[6-9]等改性技術(shù)改善PP的使用性能。填充改性由于其低成本,工藝簡(jiǎn)單、可控等優(yōu)點(diǎn)而被廣泛應(yīng)用[6-12],其中彈性體填充改性一直被視為是提高PP韌性最有效的途徑[13],然而彈性體改性不可避免地帶來(lái)基體材料剛性和強(qiáng)度的降低。

1984年,Kurauchi和Ohta[14]首先提出了有機(jī)剛性粒子增韌塑料的新概念,并用“冷拉機(jī)理”解釋了共混物韌性提高的原因：拉伸后分散相的球狀結(jié)構(gòu)發(fā)生了伸長(zhǎng)變形,變形幅度大于100%,最高可達(dá)400%,因協(xié)同應(yīng)變使其周?chē)幕w也產(chǎn)生同樣大的形變,在受力過(guò)程中吸收了更多的能量,進(jìn)而使共混物的韌性得以提高。自此,這種非彈性增韌在提高聚合物基體韌性的同時(shí)又提高了材料的強(qiáng)度、模量以及耐熱性,解決了傳統(tǒng)工藝上出現(xiàn)的難題。三十年來(lái)的研究表明,在一定條件下,硬質(zhì)無(wú)機(jī)粒子,如碳酸鈣[12]、高嶺土[15]、礬土[15]、云母[16]、碳粉[17]、中空粒子[18]、三氧化二鋁[15]和氧化鎂[19]等,不但可使材料的強(qiáng)度、模量得以提高,同時(shí)也使韌性得以改善,顯示了增韌增強(qiáng)的復(fù)合效應(yīng)。

1 增韌理論及其增韌條件

除上述“冷拉機(jī)理”理論外,還產(chǎn)生了一些符合解釋RIP增強(qiáng)增韌PP復(fù)合材料機(jī)理的理論。

1.1 逾滲模型理論

當(dāng)基體層厚度小于某一臨界厚度時(shí),相鄰粒子間的相互作用增強(qiáng),導(dǎo)致應(yīng)力場(chǎng)交疊,引發(fā)大量的剪切屈服區(qū)出現(xiàn),使能量耗散,填充體系發(fā)生脆韌轉(zhuǎn)變。如圖1所示。

圖1 逾滲模型理論

圖1中1、2、3區(qū)分別表示脆性區(qū)、脆韌轉(zhuǎn)變區(qū)和韌性區(qū)。1區(qū)和3區(qū)分別對(duì)應(yīng)基體產(chǎn)生銀紋和基體發(fā)生剪切屈服。其中的坐標(biāo)變量X軸可以是第二相體積分?jǐn)?shù),也可以是溫度、應(yīng)變速率等其它變量,而Xc值即對(duì)應(yīng)于發(fā)生脆韌轉(zhuǎn)變的臨界值——逾滲閾值,Y軸為韌性S[20-23]。

1.2 銀紋化微觀增韌機(jī)理

聚合物受力變形時(shí)產(chǎn)生應(yīng)力集中,在硬質(zhì)無(wú)機(jī)粒子周?chē)l(fā)基體屈服(空化、銀紋、剪切帶),吸收了大量的變形能,產(chǎn)生裂紋二次引發(fā)效應(yīng),阻礙裂紋的擴(kuò)展,界面部分脫黏形成空化,從而使裂紋鈍化而不致發(fā)展成破壞性開(kāi)裂,從而產(chǎn)生增韌作用。因此,只有基體具有一定的塑性變形能力,才使復(fù)合材料在受到外力條件時(shí)產(chǎn)生屈服和塑性變形[24-27]。

1.3 微觀機(jī)理模型理論

1998年,Kim等[28]模仿橡膠粒子增韌塑料的空穴化機(jī)理,提出了硬質(zhì)粒子必須脫黏并產(chǎn)生亞微米尺度的自由體積才能增韌塑料的微觀機(jī)理模型,如圖2所示。

由圖2可知,硬質(zhì)粒子的增韌機(jī)理包括三個(gè)階段：(1)應(yīng)力集中：由于硬質(zhì)粒子與基體樹(shù)脂之間的彈性性能的差別,在受到外力時(shí),無(wú)機(jī)粒子的加入成為復(fù)合材料內(nèi)部的應(yīng)力集中物；(2)脫黏：應(yīng)力集中效應(yīng)使硬質(zhì)粒子周?chē)a(chǎn)生三維應(yīng)力,并導(dǎo)致粒子-基體界面層脫黏；(3)剪切屈服：由脫黏產(chǎn)生的空洞使其周?chē)w的應(yīng)力狀態(tài)重新分布,并在一定條件下誘導(dǎo)基體產(chǎn)生大范圍內(nèi)的屈服,最終使材料在斷裂過(guò)程中吸收大量能量,其韌性得以提高。

圖2 RIP增韌塑料微觀機(jī)理模型

針對(duì)上述模型,Chan等[29]認(rèn)為,在外力條件下,大量的Nano-CaCO3粒子成為應(yīng)力集中點(diǎn),并激發(fā)粒子-基體周?chē)a(chǎn)生空穴,空穴的產(chǎn)生使塑性約束得以釋放,進(jìn)而使基體引發(fā)大量塑性形變,最終提高材料韌性。從其闡述可知,Nano-CaCO3粒子增韌PP亦可用微觀機(jī)理模型解釋。Zuiderduin等[30]認(rèn)為無(wú)機(jī)粒子做為增韌劑時(shí)需滿足5個(gè)條件：(1)粒子的粒徑較小(一般小于5μm),否則,在脫黏過(guò)程中產(chǎn)生的空洞會(huì)成為斷裂萌發(fā)點(diǎn)。這也有利于穩(wěn)定自由體積的產(chǎn)生；(2)粒子的長(zhǎng)徑比一定要均一,以防產(chǎn)生強(qiáng)烈的應(yīng)力集中；(3)為了使粒子周?chē)w的應(yīng)力狀態(tài)發(fā)生改變,粒子的脫黏應(yīng)先于基體樹(shù)脂的剪切應(yīng)變；(4)填充粒子在樹(shù)脂內(nèi)均勻分布以避免產(chǎn)生萌發(fā)裂紋的團(tuán)聚體；(5)粒子與樹(shù)脂的脫黏不妨礙粒子周?chē)鷺?shù)脂的塑性形變的產(chǎn)生。

1.4 柔性界面層理論

對(duì)剛性粒子進(jìn)行表面處理,使表面處理劑在基體與填料之間形成一個(gè)彈性過(guò)渡層,可有效傳遞和松弛界面上的應(yīng)力,更好地吸收與分散外界沖擊能,從而提高復(fù)合材料的韌性[31-33]。

2 增韌機(jī)理的定量判據(jù)

2.1 基體層厚度判據(jù)

1985年,Wu[34]提出一種橡膠填充聚合物增韌機(jī)理公式：

(1)

式中：d為填充粒子的平均粒徑；Vf為填充粒子的體積分?jǐn)?shù)；L為相鄰兩粒子表面之間的基體層厚度,簡(jiǎn)稱粒間距。

式(1)最先應(yīng)用于研究橡膠粒子增韌聚合物,Wu認(rèn)為當(dāng)基體層厚度小于臨界厚度(Lc)時(shí),復(fù)合材料發(fā)生脆-韌轉(zhuǎn)變,該臨界值不依賴于橡膠粒子的體積分?jǐn)?shù)、粒度,僅與一定模型、溫度、形變速率條件下基體的性能有關(guān)。Zhang[35]認(rèn)為該式亦可用于計(jì)算無(wú)機(jī)粒子填充PP復(fù)合材料的基體層厚度。研究發(fā)現(xiàn),隨著粒子含量的增加,復(fù)合材料的基體層厚度減小,其沖擊強(qiáng)度增加,當(dāng)基體層厚度為0.1μm時(shí),復(fù)合材料的沖擊強(qiáng)度急劇增加。由于橡膠粒子和礦物粒子的彈性差異以及粒子-聚合物界面條件的不同,當(dāng)基體層厚度相同時(shí),PP/EOC共混物的沖擊強(qiáng)度較PP/CaCO3復(fù)合材料的大,且基體層厚度越小,相差越明顯,最大可相差1.2倍以上。

1988年,wu[20]研究認(rèn)為,無(wú)機(jī)粒子粒度分布影響復(fù)合材料的應(yīng)力分布,也影響著粒子間樹(shù)脂基體層厚度,并將粒徑分布具有多分散性,符合對(duì)數(shù)正態(tài)分布的粒子的分散度引入橡膠填充聚合物的基體層厚度公式(2),改進(jìn)后的公式為：

(2)

式中：σ表示填充粒子分散度,對(duì)于單一分散的粒子,σ=1,多分散性粒子,σ>1；式中l(wèi)nσ可由下式預(yù)測(cè)：

(3)

式中：di為第i個(gè)粒子的粒徑；ni為粒徑為di的粒子的個(gè)數(shù)；d為平均粒徑。

Liu等[36]認(rèn)為式(1)忽略了粒子粒度分布對(duì)基體層厚度的影響,式(2)雖考慮到粒子粒度分布的影響,但其對(duì)基體層厚度的影響估計(jì)過(guò)低,用其估算復(fù)合材料基體層厚度的誤差較大,重新建立了復(fù)合材料基體層厚度預(yù)測(cè)公式：

(4)

同時(shí),用式(1)、(2)、(4)預(yù)測(cè)了復(fù)合材料的基體層厚度,對(duì)比分析了不同公式的預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)測(cè)量值,結(jié)果發(fā)現(xiàn)式(4)預(yù)測(cè)的具有相對(duì)較小的誤差。Kwok等[22]應(yīng)用式(4)計(jì)算了PP/GB復(fù)合材料的基體層厚度,并討論了基體層厚度與復(fù)合材料的沖擊強(qiáng)度的關(guān)系。研究發(fā)現(xiàn),與橡膠粒子增韌機(jī)理不同,在相同的工藝條件下,PP/GB復(fù)合材料存在2條脆-韌轉(zhuǎn)變曲線。這說(shuō)明,平均基體層厚度不是控制復(fù)合脆-韌轉(zhuǎn)變的唯一參數(shù)。

2.2 界面黏結(jié)強(qiáng)度判據(jù)

Turcsanyi等[37]認(rèn)為粒子的粒度分布及界面黏結(jié)強(qiáng)度也是影響復(fù)合材料力學(xué)性能的重要參數(shù),將界面相互作用參數(shù)()首次引入無(wú)機(jī)粒子填充復(fù)合材料拉伸屈服強(qiáng)度預(yù)測(cè)的經(jīng)驗(yàn)公式。經(jīng)轉(zhuǎn)換后,有：

(5)

分析式(5)的量綱可知,界面相互作用參數(shù)無(wú)直接的物理意義,但是該參數(shù)反應(yīng)了特定復(fù)合材料的界面特性,且依賴于粒子的體積分?jǐn)?shù)及基體樹(shù)脂的屈服強(qiáng)度,其值越大,說(shuō)明粒子與基體之間的黏結(jié)越強(qiáng)。

對(duì)PP/CaCO3和PP/SiO2復(fù)合材料的界面相互作用參數(shù)的研究[20]發(fā)現(xiàn),不同類(lèi)型的CaCO3填充PP復(fù)合材料的界面相互作用參數(shù)不相同,一般位于區(qū)間[0.791,1.932]之間,PP/SiO2復(fù)合材料的界面相互作用參數(shù)一般都>6。研究最后認(rèn)為,該參數(shù)亦可用于定量表征無(wú)機(jī)粒子-聚合物界面的相互作用。Pukanszky等[38]對(duì)比分析了在模壓成型和注射成型條件下,無(wú)機(jī)粒子與PP基體之間的黏結(jié)強(qiáng)度,結(jié)果發(fā)現(xiàn)不同的成型方式只能改變基體樹(shù)脂的力學(xué)性能,復(fù)合材料的值不變。

用式(5)計(jì)算相關(guān)文獻(xiàn)[39]報(bào)道的數(shù)據(jù)可知,mPP改性及未改性CaCO3填充PP復(fù)合材料的值分別為2.24、3.16,且其SI′均小于1,材料未能增韌；0.2μm GB,1μm、3μm、8μm、25μm Al(OH)3填充PP復(fù)合材料的B值分別為3.77、1.42、1.04、0.94及0.67,比較分析復(fù)合材料相對(duì)缺口沖擊強(qiáng)度發(fā)現(xiàn),B值較大的0.2μm GB填充復(fù)合材料的SI′值隨體積分?jǐn)?shù)的增加急劇下降,值較小的8μm、25μm Al(OH)3填充PP復(fù)合材料,在體積分?jǐn)?shù)<10%時(shí),隨體積分?jǐn)?shù)提高,其SI′值約有提高,但均接近1,當(dāng)體積分?jǐn)?shù)>10%時(shí),SI′值明顯減小,B值適中的1μm、3μm Al(OH)3填充PP復(fù)合材料在體積分?jǐn)?shù)<10%時(shí),隨體積分?jǐn)?shù)提高,其SI′值迅速增加,當(dāng)體積分?jǐn)?shù)>10%時(shí),SI′值有所下降,但直到體積分?jǐn)?shù)超過(guò)40%時(shí),SI′值才<1,增韌效果明顯。

Kwok等[40]對(duì)不同偶聯(lián)劑處理GB填充PP復(fù)合材料的B值的研究表明,經(jīng)鈦酸鹽偶聯(lián)劑處理過(guò)的GB填充PP復(fù)合材料具有較大的B值,為2.3,硅烷偶聯(lián)劑的為1.0,且二者都具有增韌效果。

Leong等[41]計(jì)算了PP/Talc、PP/高嶺土及PP/CaCO3復(fù)合體系的B值分別為5.34、3.99、1.12,比較填充復(fù)合體系的沖擊強(qiáng)度的發(fā)現(xiàn),前二者的沖擊強(qiáng)度隨填充粒子質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低；后者沖擊強(qiáng)度增加,有明顯的增韌效果。Metin等[42]測(cè)算了聚二乙烯(PEG)、氨丙基三乙氧基硅烷(AMPTES)、3-巰丙基三氧甲基硅烷(MPTMS)、甲基三乙氧基硅烷(MTES)改性天然沸石粒子填充PP復(fù)合體系中無(wú)機(jī)粒子與PP界面黏結(jié)強(qiáng)度發(fā)現(xiàn),當(dāng)體積分?jǐn)?shù)為3%時(shí),AMPTES和MPTMS改性天然沸石填充PP復(fù)合材料的B值分別為2.15、1.7,與文獻(xiàn)[43]報(bào)道的AMPTES改性CaCO3填充PP復(fù)合材料的B值相近,掃描電鏡觀察其斷面發(fā)現(xiàn),基體在承載外力的過(guò)程中發(fā)生了明顯的塑性形變,復(fù)合材料表現(xiàn)出韌性斷裂特性；未改性、PEG和MTES改性天然沸石填充PP復(fù)合材料的B值相對(duì)較小,且前二者的B為負(fù)值,這說(shuō)明未改性、PEG和MTES改性的天然沸石在PP基體內(nèi)呈不均勻分布,粒子與基體之間的黏結(jié)強(qiáng)度較弱,復(fù)合材料斷面的掃描電鏡圖片進(jìn)一步表明,材料在斷裂過(guò)程中未發(fā)生塑性形變,斷面較為平整,表現(xiàn)出脆性斷裂特征。

計(jì)算文獻(xiàn)[29]和[44]報(bào)道的PP/CaCO3復(fù)合材料的B值,并考察B值與PP/CaCO3復(fù)合材料的SI′值的關(guān)系,如圖3所示。

由圖3可知,復(fù)合材料的B值處于1～7之間時(shí),復(fù)合材料的比沖擊強(qiáng)度都大于1,無(wú)機(jī)粒子起到了一定增韌的效果。對(duì)比分析數(shù)據(jù)可以看出,當(dāng)B值介于[1,3]區(qū)間時(shí),無(wú)機(jī)粒子的增韌效果顯著,當(dāng)B值>3時(shí),增韌效果較差,SI′值一般都小于1.5,且B值越大,SI′值接近1；再對(duì)比分析文獻(xiàn)[40-42,45-46]報(bào)道的結(jié)果發(fā)現(xiàn),復(fù)合材料的B值均落在上述區(qū)間內(nèi),即當(dāng)B值落在區(qū)間[1,2.6]內(nèi)時(shí),其沖擊強(qiáng)度較純PP可能提高1.5以上,最高可達(dá)4.5左右。

圖3 B值與SI′的關(guān)系

3 結(jié)論

闡述了無(wú)機(jī)粒子改性聚合物復(fù)合材料的增韌機(jī)理、增韌條件和定量判據(jù),結(jié)果發(fā)現(xiàn),綜上所述,無(wú)機(jī)粒子填充PP增韌應(yīng)滿足的條件為：(1)分散相形態(tài)：與橡膠增韌聚合物條件相同,當(dāng)平均粒徑d<臨界粒徑dc,體積分?jǐn)?shù)Φf>臨界體積分?jǐn)?shù)Φfc,或平均基體層厚度L<臨界基體層厚度Lc；(2)界面相互作用：B值在[1,2.6]之間,即適當(dāng)?shù)慕缑骛そY(jié)強(qiáng)度范圍內(nèi),最有可能增強(qiáng)PP/無(wú)機(jī)粒子復(fù)合材料的韌性。

[1] Machado F,Lim E L,Pinto J C,et al. In situ preparation of polypropylene/1-butene alloys using a MgCl2-supported Ziegler-Natta catalyst [J]. European Polymer Journal,2008,44：1130-1139.

[2] Hai-Yin Yu,Wei Li,Jin Zhou,et al. Thermo-and pH-responsive polypropylene microporous membrane prepared by the photoinduced RAFT-mediated graftcopolymerization[J]. Journal of Membrane Science,2009,343,(1-2)：82-89.

[3] Leire Sangroniz,Jordana K Palacios,Mercedes Fernández,et al. Linear and non-linear rheological behavior of polypropylene/polyamide blends modified with a compatibilizer agent and nanosilica and its relationship with the morphology [J]. European Polymer Journal,2016,83：10-21.

[4] Kun Wang,Yongyan Pang,Fei Wu,et al. Cell nucleation in dominating formation of bimodal cell structure in polypropylene/polystyrene blend foams prepared via continuous extrusion with supercritical CO2[J]. The Journal of Supercritical Fluids,2016,110：65-74.

[5] Jayananrayanan K,Thomas S,Joseph K. Morphology,static and dynamic mechanical properties of in situ microfibrillar composites based on polypropylene/poly (ethylene terephthalate) blends[J]. Composites,Part A,2008,39：164-175.

[6] Mohamed H Gabr,Wataru Okumura,Hisai Ueda,et al. Mechanical and thermal properties of carbon fiber/polypropylene composite filled with nano-clay [J]. Composites Part B：Engineering,2015,69：94-100.

[7] Bruno D Mattos,André L Misso,Pedro H G de Cademartori,et al. Properties of polypropylene composites filled with a mixture of household waste of mate-tea and wood particles[J]. Construction and Building Materials,2014,30：60-68.

[8] Golebiewski J,Galeski A. Thermal stability of nanoclay polypropylene composites by simultaneous DSC and TGA [J]. Composites Science and Technology 2007,67：3442-3447.

[9] Felicia Stan,Laurentiu I Sandu,Catalin Fetecau. Effect of processing parameters and strain rate on mechanical properties of carbon nanotube-filled polypropylene nanocomposites [J]. Composites Part B：Engineering,2014,59：109-122.

[10] Peiwei Hu,Huaming Yang. Polypropylene filled with kaolinite-based conductive powders [J]. Applied Clay Science,2013,83-84：122-128.

[11] K?pplmayr T,Milosavljevic I,Aigner M,et al. Influence of fiber orientation and length distribution on the rheological characterization of glass-fiber-filled polypropylene [J]. Polymer Testing,2013,32(3)：535-544.

[12] Weon J I,Gam K T,Boo W J,et al. Impact-toughening mechanisms of calcium carbonate-reinforced polypropylene nanocomposite [J]. Journal of Applied Polymer Science,2006,99：3070-3076.

[13] Petr Svoboda,Rajesh Theravalappil,Dagmar Svobodova,et al. Elastic properties of polypropylene/ethylene-octene copolymer blends[J]. Polymer Testing,2010,29(6)：742-748.

[14] Kurauchi T,Ohta T. Energy absorption in blends of polycarbonate with ABS and SAN[J].Journal of Material Science,1984,19：1699-1709.

[15] Achyut K Panda,RK Singh. Catalytic performances of kaoline and silica alumina in the thermal degradation of polypropylene [J]. Journal of Fuel Chemistry and Technology,2011,39(3)：198-202.

[16] Mohd Firdaus Omar,Hazizan Md Akil,Zainal Arifin Ahmad. Static and dynamic compressive properties of mica/polypropylene composites [J]. Materials Science and Engineering：A,2011,528(3)：1567-1576.

[17] Ruijie Xu,Minyi Chen,Feng Zhang,et al. High thermal conductivity and low electrical conductivity tailored in carbon nanotube (carbon black)/polypropylene (alumina) composites[J]. Composites Science and Technology,2016,133：111-118.

[18] Jie Zhao,Baoan Li,Xin Li,et al. Numerical simulation of novel polypropylene hollow fiber heat exchanger and analysis of its characteristics [J]. Applied Thermal Engineering,2013,59(1-2)：134-141.

[19] Lei Shen,Yinghong Chen,Pingli Li. Synergistic catalysis effects of lanthanum oxide in polypropylene/magnesium hydroxide flame retarded system [J]. Composites Part A：Applied Science and Manufacturing,2012,43(8)：1177-1186.

[20] Wu S. A generalized criterion for rubber toughening：The critical matrix ligament thickness [J]. Journal of Applied Polymer Science,1988,35：549-561.

[21] Liang J Z,Li R K Y. Brittle-ductile transition in polypropylene filled with glass beads [J]. Polymer,1999,40：3191-3195.

[22] Jiang W,Tjong S C,Li R K Y. Brittle-tough transition in PP/EPDM blends：effects of interparticle distance and tensile deformation speed [J]. Polymer,2000,41：3479-3482.

[23] 楊瑞成,羊海棠,彭采宇,等. 逾滲理論及聚合物脆韌轉(zhuǎn)變逾滲模型[J]. 蘭州理工大學(xué)學(xué)報(bào),2005,31(1)：26-30.

[24] Chern S S,Hsiao C C. A time dependent theory of crazing behavior in polymers [J]. Journal of Applied Physics,1982,53(10)：6541-6551.

[25] Zhang Z D,Chern S S,Hsiao C C. Propagation of crazing in viscoelastic media [J]. Journal of Applied Physics,1983,54(10)：5568-5576.

[26] Sun B N,Hsiao C C. Nonlinear quasi-fracture behavior of polymers [J]. Journal of Applied Physics,1985,57(2)：170-174.

[27] 于杰,金志浩,周惠久. 銀紋萌生機(jī)制及判據(jù)[J]. 高分子材料科學(xué)與工程,1997,13(11)：98-103.

[28] Kim G M,Michler G H. Micromechanical deformation processes intoughened and particle-filled semicrystallinepolymers：Part 1. Characterization ofdeformation processes in dependence on phasemorphology[J]. Polymer,1998,39：5689-5687.

[29] Chan C M,Wu J S,Li J X,et al. Polypropylene/calcium carbonate nanocomposites [J]. Polymer,2002,43：2981-2992.

[30] Zuiderduin W C J,Westzaan C,Huetink J,et al. Toughening of polypropylene with calcium carbonate particles [J]. Polymer,2003,44：261-275.

[31] 歐玉春,方曉萍,施懷球,等.界面改性劑在聚丙烯/高嶺土二相復(fù)合體系中的作用[J]. 高分子學(xué)報(bào),1996(1)：59-64.

[32] 歐玉春. 剛性粒子填充聚合物的增強(qiáng)增韌與界面相結(jié)構(gòu)[J]. 高分子材料科學(xué)與工程,1998,14(2)：12-15.

[33] 歐玉春,方曉萍,郭庭泰,等. 剛性粒子增強(qiáng)增韌聚合物復(fù)合材料的制備新技術(shù)[J].材料研究學(xué)報(bào),2001,15(1)：110-115.

[34] Wu S. Phase structure and adhesion in polymer blends a criterion for rubber toughening [J]. Polymer,1985,26：1855-1863.

[35] Zhang L,Li C Z,Huang R. Toughness mechanism in polypropylene composites：polypropylene toughened with elastomer and calcium carbonate [J]. Journal of Polymer Science,Part B：Polymer Physics,2004,42：1656-1662.

[36] Liu Z H,Zhang X D,Zhu X G,et al. Effect of morphology on the brittle ductile transition of polymer blends：1. A new equation for correlating morphological parameters [J]. Polymer,1997,38(21)：5267-5273.

[37] Turcsanyi B,Pukanszky B,Tudos F. Composition dependence of tensile yield stress in filled polymers [J]. Journal of Materials Science Letters,1988,7：160-162.

[38] Pukanszky B,Moczo J. Morphology and properties of particulate filled polymers [J]. Macromolecular Symposia,2004,214：115-134.

[39] Khunova V,Hurst J,Janigova I,et al. Plasma treatment of particulate polymer composites for analyses by scanning electron microscopy Ⅱ. A study of highly filled polypropylene/calcium carbonate composites [J]. Polymer Testing,1999,18：501-509.

[40] Kwok K W,Gao Z M,Choy C L,et al. Stiffness and toughness of polypropylene/glass bead composites [J]. Polymer Composite,2003,28(1)：53-59.

[41] Leong Y W,Abu Bakar M B,Mohd Ishak Z A,et al. Comparision of the mechanical properties and interfacial interactions between talc,kaolin,and calcium carbonate filled polypropylene composites [J]. Journal of Applied Polymer Science,2004,91：3315-3326.

[42] Metin D,Tihminllioglu F,Balkose D,et al. The effect of interfacial interaction on the mechanical properties of polypropylene/natural zeolite composites [J]. Composites,Part A,2004,35：23-32.

[43] Demjen Z,Pukanszky B,Nagy J. Evaluation of interfacial interaction in polypropylene/surface treated CaCO3composites [J]. Composites,Part A,1998,29A：323-329.

[44] Yang K,Yang Q,Li G X,et al. Morphology and mechanical properties of polypropylene calcium carbonate nanocomposites [J]. Materials Letters,2006,60：805-809.

[45] Jancar J,Dianselmo A,Dibenedetto A T. The yield strength of particulate reinforced thermoplastic composites [J]. Polymer Engineering and Science,1992,32(18)：1394-1399.

[46] Khunova V,Hurst J,Janigova I,et al. Plasma treatment of particulate polymer composites for analyses by scanning electron microscopy Ⅱ. A study of highly filled polypropylene/calcium carbonate composites [J]. Polymer Testing,1999,18：501-509.

Toughening Mechanisms and Its Quantitative Criterion of Rigid Inorganic Particle Filled Polypropylene Composites

WU Cheng-bao1,2,LIU Chuan-sheng1,CHEN Zheng-hua3,LIANG Ji-zhao2

(1 School of Aircraft Maintenance Engineering,Guangzhou Civil Aviation College,Guangzhou 510430,Guangdong,China；2 College of Mechanical and Automobile Engineering,South China University of Technology,Guangzhou,510640,Guangdong,China；3 Maintenance Engineering Department,Guangzhou Baiyun International Airport Ground Servicing LTD. Company,Guangzhou,510470,Guangdong,China)

The works in toughening mechanisms and its quantitative criterion of rigid inorganic particle(RIP) filled polypropylene(PP) composites were reviewed. It was extensively reported that the classic toughing mechanisms included percolation model theory,crazing micro-mechanical model and flexible inter-layer theory. Two main quantitative criterion in characterizing the toughing mechanism of RIP filling the PP composites quantitatively,matrix ligament thickness criterion and interfacial bonding strength criterion were indicated. The related data reported in the references were processed by the criterion indicated above,and the conclusion was gained that the RIP filling PP composites could be toughed probable under the conditions：the average particle sizedis smaller than the critical particle sizedc,the volume fractionΦfis larger than the critical volume fractionΦfC,or the average matrix ligament thicknessLis smaller than critical matrix ligament thicknessLc；the interfacial interaciton parameterBwas in the range from 1 to 2.6.

rigid inorganic particle,polypropylene,composite,toughening mechanism,quantitative criterion

TQ 32.5