Transcript 第四章聚合物共混物的增韧机理

第四章
聚合物共混物的增韧机理
一. 绪论
以橡胶为分散相的增韧塑料是聚合物共混物的
主要品种，比较重要的有高抗冲聚苯乙烯、ABS塑
料、MBS塑料、以ABS、MBS、ACR等聚合物增韧
的PVC、增韧聚碳酸酯、橡胶增韧的环氧树脂等。
橡胶增韧塑料的特点是具有很高的抗冲强度，
通常比基体树脂的抗冲强度高5～10倍乃至数十倍。
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橡胶增韧塑料的抗冲强度与其制备方法关系
很大，因为不同的制备方法常使形态结构、界面粘
合状态有很大不同。例如，用聚丁二烯橡胶增韧聚
苯乙烯，当采用不同的制备方法时，产物的抗冲强
度可差别很大，如图4—1所示。
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图4—1 不同方法制备的增韧聚苯乙烯的抗冲强度
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聚合物的增韧经历了从弹性体到非弹性体增韧
的过程。
传统的增韧改性是以橡胶类弹性体材料作为增
韧剂，以适当方式分散到塑料基体中以达到增韧目
的，如高抗冲聚苯乙烯（HIPS），乙丙共聚弹性体
增韧聚丙烯等，但存在难以克服的问题，如刚度、
强度、热变形温度都有较大幅度降低。
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1984年，日本的Kurauchi和Ohta首次提出了以
非弹性体增韧的新思想。这种方法可以在提高基体
韧性的同时提高材料的强度、刚性和耐热性，且无
加工性能下降的不足，从而实现既增韧又增强的目
的，克服了弹性体增韧出现的问题。因此受到广泛
的重视。
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二. 橡胶增韧塑料的机理
关于橡胶增韧塑料的机理，从上一世纪50年代
开始，就已提出了许多不同的理论，如Mertz提出的
能量直接吸收理论、Nielsen提出的次级转变温度理
论、Newman等人提出的屈服理论、Schmitt提出的
裂纹核心理论、 Bucknall和Smith提出的多重银纹理
论、 Bragaw提出的银纹支化理论等。
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1972年，Bucknall等提出银纹—剪切带理论，
受到广泛认同，成为目前大家最为接受的理论。该
理论认为，橡胶颗粒的增韧机理主要包括三个方
面： a）引发和支化大量银纹并桥接裂纹两岸； b）
引发基体剪切形变，形成剪切带； c）在橡胶颗粒
内及表面产生空穴，伴之以空穴之间聚合物链的伸
展和剪切并导致基体的塑性变形。
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2.1 弹性体直接吸收能量理论
1956年，Marz等在研究HIPS拉伸时，观察到
体积膨胀和应力发白现象，认为微裂纹是造成上述
现象的主要原因。因此提出橡胶增韧塑料机理的解
释：当试样受到冲击时会产生微裂纹，这时橡胶颗
粒跨越裂纹两岸。裂纹要发展就必须拉伸橡胶。橡
胶在变形过程中要吸收大量的能量，从而提高了塑
料的冲击强度。
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但以后的大量研究分析和实验结果都证明，由
于橡胶的弹性模量很小，拉伸过程中变形所吸收的
能量很少，仅占材料破坏时所吸收能量的10%左
右。因此远远不是提高塑料韧性的主要原因。而且
试样受到冲击时产生的微裂纹会大幅度降低材料的
抗拉强度。
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2.2 屈服理论
Newman和Strella注意到，橡胶增韧塑料在提
高冲击强度的同时，基体树脂会发生很大的屈服形
变。认为基体树脂产生很大屈服形变的原因，是橡
胶的热膨胀系数和泊松比均大于塑料。在成型过程
中冷却阶段的热收缩和形变过程中的横向收缩对周
围基体产生静张应力，使基体树脂的自由体积增
加，降低了其玻璃化转变温度，易于产生塑性形变
而提高韧性。
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但进一步的研究表明，由以上应力变化引起的
材料玻璃化转变温度降低仅为10℃左右，远达不到
在室温下使脆性材料转变成韧性材料的程度。而且
有些玻璃化转变温度高的脆性塑料甚至根本难于达
在室温下屈服。因此屈服理论也不能很好解释很多
脆性材料加入少量弹性体即可增韧的现象。
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2.3 裂纹核心理论
1960年，Schmitt等提出了裂纹核心理论：
增韧塑料中橡胶颗粒充作应力集中点，使得塑
料在受冲击时产生了大量小裂纹而不是少量大裂
纹，扩展众多的小裂纹比扩展少量大裂纹需较多的
能量，同时大量小裂纹的应力场相互干扰，削弱了
裂纹发展的前沿应力，从而会减缓裂纹的发展，甚
至会终止裂纹。应力发白现象，就是由于形成大量
小裂纹的原因。
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后来发现，该理论存在3个缺陷：
其一，未能将裂纹和银纹加以区别。这里所说
的小裂纹实际上就是银纹，但并未阐明这种小裂纹
的结构和特性；
其二，该理论只强调了橡胶颗粒诱发小裂纹的
作用，而未能考虑橡胶颗粒终止小裂纹的作用；
其三，忽视了基体树脂特性的影响。
尽管如此，该理论关于应力集中和诱发小裂纹
的思想对增韧理论的发展有很大启发和推动作用。
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2.4 多重银纹理论
1965年，Bucknall和Smith在基于Schmitt橡胶
粒子作为应力集中物思想的基础上，提出了由于增
韧塑料中橡胶粒子数目极多，大量的应力集中物引
发大量银纹，由此可以耗散大量能量的论点。并进
一步提出了橡胶粒子还是银纹终止剂，以及过小的
粒子不能终止银纹的思想，为合理设计橡胶颗粒尺
寸提供了思路。
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2.5 银纹支化理论
1971 年，Bragaw指出，大量银纹的产生是银纹
支化的结果。在橡胶增韧塑料中，银纹首先在基体树
脂中迅速扩展，在达到极限速度以前（即树脂中声速
的一半，约为620m/s），进入橡胶分散相，由于在橡
胶中具有较低的极限速度（橡胶中声速较小，例如
23℃时，顺丁胶中声速的一半约为29m/s），因而立
即发生强烈支化。
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根据计算，要达到这样的速度只需在树脂连续
相中有2～5μm的加速距离，所以，银纹在橡胶颗
粒上支化的几率是很高的。
支化的结果，一方面大大增加了银纹的数目，
从而增加了能量的吸收；另一方面会降低每条银纹
的前沿应力而导致银纹的终止。
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Bragaw 联系了冲击强度和基体及橡胶声速的
关系得出结论：冲击强度应与橡胶颗粒的数目呈指
数函数的关系。另外，要使橡胶颗粒能够有效地支
化银纹，其直径不得小于银纹的宽度，否则会被埋
入银纹中而不起作用。例如，HIPS中银纹宽度为
0.9～2.8μm，ABS中为0.5μm左右，实验证明，
HIPS中橡胶粒径最佳值为1～10μm，而ABS中橡
胶的最佳粒径为0.1～1.0μm。
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2.6 银纹—剪切带理论
Bucknall等人在1972年提出：橡胶颗粒在增韧
塑料中发挥两个重要作用。一、作为应力集中中心
诱发大量银纹和剪切带；二、控制银纹的发展并使
银纹及时终止而不致发展成破坏性的裂纹。银纹末
端的应力场可以诱发剪切带而使银纹终止，银纹扩
展遇到已有的剪切带也可阻止银纹的进一步发展。
大量银纹和/或剪切带的产生和发展消耗大量能
量，因而可显著提高增韧塑料的韧性。
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进一步的研究表明，银纹和剪切带所占比例与
基体性质有关，基体的韧性越高，剪切带所占比例
越大。同时也与形变速率有关，形变速率越大，银
纹化所占比例越高。除了终止银纹之外，橡胶颗粒
和剪切带还能阻滞、转向并终止已经存在的小裂纹
的发展。
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这个理论的主要特点是，既考虑了橡胶颗粒的
作用，又考虑了树脂连续相性能的影响；既考虑了
橡胶颗粒引发银纹和剪切带的作用，又考虑到它终
止银纹的效能；即考虑了银纹的产生和发展消耗大
量能量，从而提高了塑料的韧性，又考虑了银纹也
是产生裂纹并导致增韧塑料破坏的先导。
由于能成功地解释一系列实验事实，因而该理
论被广泛接受。
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2.6.1 银纹的引发和支化
橡胶颗粒的第一个重要作用就是充作应力集中
中心（假定橡胶相与基体有良好的粘结），诱发大
量的银纹，如图4—2所示。
图4—2 HISP在冲击作用下橡
胶颗粒诱发银纹的电镜照片
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冲击引发的大量银纹首先发生在橡胶颗粒的赤
道面上。但当橡胶颗粒浓度较大时，由于应力场的
相互干扰和重叠，在非赤道面上也能引发大量银
纹。引发大量银纹要消耗大量冲击能，因而可提高
材料的冲击强度。
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橡胶颗粒不但能引发银纹，而且更主要的是还
能支化银纹。根据 Yoff 和 Griffith 的裂纹动力学理
论，裂纹或银纹在介质中扩展的极限速度约为介质
中声速之半。达到极限速度之后，继续发展导致破
裂或迅速支化和转向。根据理论计算，银纹在塑料
中的极限扩展速率大约为620m/s，而在橡胶中大约
为29m/s。
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两相结构的橡胶增韧塑料，如ABS，在基体中
银纹迅速发展，在达到极限速度前碰上橡胶颗粒，
扩散速度骤降并立即发生强烈支化，产生更多的新
的小银纹，消耗更多的能量，因而使抗冲强度进一
步提高。每个新生成的小银纹又在塑料基体扩展。
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这种反复支化的结果是增加能量的吸收并降低
每个银纹的前沿应力而使银纹易于终止。
理论计算发现，当银纹的扩展速度约为620m/s
时，发展一个长度为100nm的裂纹或银纹，相当于
109Hz 作用频率所产生的影响。根据时温等效原
理，按频率每增加10Hz，Tg提高6～7℃估算，这时
橡胶相的Tg提高60℃左右。所以橡胶相的Tg要比室
温低40～60℃才可能有显著的增韧效应。根据这一
估算，橡胶的Tg在－40℃以下为好，
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另外，橡胶大分子链跨越裂纹或银纹两岸而形
成桥接，裂纹要发展就要拉伸橡胶，使橡胶变形，
从而也吸收一定的能量。提高了塑料的冲击强度。
这就是 Marz 提出的弹性体能量直接吸收理论的主
要思想。理论分析和时间都证明，这部分吸收的能
量较少，约占材料破坏时吸收能量的1/10左右。
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2.6.2 剪切带
橡胶颗粒的另一个重要作用是可以引发剪切带
的形成。
剪切带可使基体剪切屈服，吸收大量形变功。
剪切带的厚度一股为1μm，宽约5～50μm。剪切
带又由大量不规则的线簇构成，每条线的厚度约
0.1μm，如图4—3所示。
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图4—3 剪切带的结构
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剪切带一般与所施加的张力或压力成45°左右
的角。在剪切带内分子链有很大程度的取向，取向
方向为剪切力和拉伸力合力的方向。剪切带不仅是
消耗能量的重要因素，而且还终止银纹使其不致发
展成破坏性的裂纹。此外，剪切带也可使已存在的
小裂纹转向或终止。
银纹和剪切带的相互作用有三种可能方式，如
图4—4所示。
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（a）剪切带在银纹尖端之间增长；（b）银纹被剪切带终止；（c）银纹为其自身产生的剪切带终止
图4—4 银纹和剪切带的相互作用
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① 银纹遇上已存在的剪切带而愈合、终止。这时由
于剪切带内大分子链高度取向限制了银纹的发展。
② 在应力高度集中的银纹尖端引发新的剪切带，所
产生的剪切带反过来又终止银纹的发展。
③ 剪切带使银纹的引发及增长速率下降并改变银纹
动力学模式。
总的结果是促进银纹的终止，从而有利于提高
材料的强度和韧性。
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关于银纹化和剪切屈服所占的比例，主要由以
下因素决定。
① 基体塑料的性质。基体塑料的韧性越大，剪切成
分所占的比例就越大。
② 应力场的性质。一般而言，张力提高银纹的比
例，压力提高剪切带的比例。
③ 形变速率。形变速率越大，银纹所占比例越高。
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例如对聚甲基丙烯酸甲酯进行双轴拉伸，观察
发现这时的形变主要是银纹化。而若对其进行双轴
压缩，这时仅发生剪切形变。而既有压缩又有拉伸
时，则银纹和剪切两种现象同时存在。
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2.7 Wu氏理论
80年代中期，Du Pont的Souheng Wu在对改性
的EPDM增韧PA66的研究中提出了增韧塑料脆韧转
变的临界粒间距普适判据的概念，对热塑性聚合物
基体进行了科学分类，并建立了脆韧转变的逾渗模
型，将传统的增韧理论由定性推向定量，对增韧机
理的研究起到了重大推动作用。
其主要内容如下。
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① 建立了共混物的韧性与基体链结构间的关系
给出了基体链结构参数——链缠结密度ν e 和链
的特征比C∞间的定量关系式：
ν e  ρ a /(3Mν C )
2
4—1
式中：Mν为统计单元的平均分子量，ρa为非晶区的
密度。
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Flory 给出了νe和C∞两个参数的定义如下：
ν e  ρ/M e
R
n  nl
C   lim
2
0
2
4—2
4—3
式中：Me为链缠结点间的分子量。R02为无扰链均方
末端距；n为统计单元数，l 2为统计单元均方长度。
由于 nl 2为自由连接链的均方末端距，故C∞可以
表示真实无扰链的柔顺性。 C∞越小，链越柔顺。
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Kramer给出了银纹应力σz与νe的关系：
σ z  ν1/2
e
4—4
Kambour给出了归一化屈服应力的表达式：
σ y  σ y /[δ 2 (Tg  T)]  C 
4—5
式中：σy为屈服应力；δ2为内聚能密度；Tg为玻璃
化转化温度；T为测试温度。
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Wu进一步给出了下列关系：
ν 1/2
 e
C
σy
σz
4—6
基体的断裂行为（银纹或剪切屈服）存在竞
争，而上式左边应力比值的大小则定量反映了这种
竞争的程度：ν e 较小而 C ∞ 较大，基体易于以银纹
方式断裂，韧性较低；ν e较大而C ∞较小，基体易于
以剪切屈服方式断裂，韧性较高。
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根据上述研究结果，Wu将聚合物基体划分为
脆性基体（银纹断裂为主）和准韧性基体（剪切屈
服为主）两大类。划分的界限大致是：
银纹为主：νe < 0.15mmol/cm3，
C∞>7.5mmol/cm3
剪切屈服为主：νe > 0.15mmol/cm3，
C∞<7.5mmol/cm3
表4—1为一些聚合物基体的νe 和C∞值。
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表4—1 一些聚合物基体的链参数
聚合物
C∞
νe
聚合物
C∞
νe
PS
23.8
0.0093
POM
7.5
0.49000
SAN
10.6
0.00931
PA66
6.1
0.53700
PMMA
8.2
0.12700
PE
6.8
0.61300
PVC
7.6
0.25200
PC
2.4
0.67200
PPO
3.2
0.29500
PET
4.2
0.81500
PA6
6.2
0.43500
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脆性基体（PS、PMMA等）有低的裂纹引发能
和低的裂纹增长能，因此，它们的无缺口和缺口冲击
强度均较低。经橡胶增韧后，对外来冲击的能耗主要
是银纹的增长。
准韧性基体（PC、PA等）有高的裂纹引发能和
低的裂纹增长能，因此具有高的无缺口冲击强度和低
的缺口冲击强度。这类聚合物经橡胶增韧后，对外来
冲击能的耗散主要依赖于产生剪切屈服。
可见，对热塑性塑料的增韧，本质上在于提高材
料的裂纹增长能。
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Wu通过对橡胶增韧 PA66 的详细研究认为，冲
击能主要消耗在产生断裂表面的表面能、银纹的增长
能，以及基体的屈服形变能。
经计算，当橡胶增韧 PA66 进行缺口冲击时，消
耗于银纹的冲击能约占总冲击能的25％左右，消耗于
基体屈服的冲击能占75％左右。
由此可见，对于本身有一定韧性且又用弹性体增
韧的塑料，冲击能的吸收主要表现在引起剪切屈服形
变上。
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从以上的讨论中可以看出，弹性体增韧塑料的
机理主要不在于在形变中弹性体本身吸收能量，而
主要是弹性体微粒在塑料基体中作为应力集中物产
生应力集中效应，引发基体的剪切屈服和银纹化，
吸收了大量能量，从而实现了增韧。因此，对于脆
性塑料，并非在什么情况下都有好的增韧效果，
必须发生脆韧转变时才会表现出优异的增韧效果。
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② 建立了脆韧转变的临界粒子间距普适判据
Wu在研究橡胶增韧PA66时，假定分散相粒径
为单一分布，橡胶分散相与PA66基体间有较强的结
合力，分散相粒子的空间分布为简单立方，推导出
增韧塑料发生脆韧转变的临界粒子间距Tc（临界基
体层厚度）。
Tc = d[(π/6φ)－1]
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Tc = d[(π/6φ)－1]
4—7
式中，d为分散相粒子的直径，φ是分散相粒子
的体积分数。这一判据提出以后受到了广泛关注，
并在橡胶粒子增韧聚丙烯、高密度聚乙烯和刚性粒
子增韧高密度聚乙烯等体系得到了证实。
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Wu认为，当分散相粒间距T > Tc 时，增韧塑料
为脆性的；当T = Tc时增韧塑料发生脆韧转变；当T
< Tc时，塑料的冲击强度剧增，但模量下降。Tc是增
韧塑料发生脆韧转变的单参数判据。
其原因在于：当橡胶粒子相距很远时，一个粒子
周围的应力场对其他粒子影响很小，基体的应力场是
这些孤立粒子应力场的简单加和，基体塑性变形的能
力很小，引发的银纹会加速扩展而不能被有效地终
止，银纹发展成裂纹，导致增韧塑料呈脆性破坏。
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当粒子间距足够小时，共混物中迅速产生的大
量银纹应力场间会发生相互作用，减小了银纹尖端
的应力；另一方面，在银纹尖端发展了垂直于应力
方向的张力，在相互干扰的银纹尖端之间的基体形
成一层易于弯曲变形的活化层，剪切屈服形变幅度
极大地增加，使增韧塑料呈韧性破坏。
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图4—5 共混物破裂过程中的银纹发展
b为三条银纹应力场相互干扰左右的放大图，发展张力的
部位标以“+”，发展压力的部位标以“－”。
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例如，对 PA66/EPDM、 PP/EPDM 和 PVC/
EPDM三种共混体系，其Tc
PA66＞Tc PP＞
Tc
PVC，表
明PA66最易被增韧，而PVC最难被增韧。
因此Wu认为，Tc是体系的本征参数，由聚合物
的性质所决定。在大量实验的基础上，得出T c 的表
达式为：
lgTc =0.74－0.22C∞
4—8
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三. 影响抗冲强度的因素
在橡胶增韧塑料的体系中，影响抗冲强度的因素
可从基体特性、橡胶相结构及相间粘合力等三个方面
来考虑。
(1)
树脂基体的影响
增加基体树脂的分子量及韧性，有利于基体的大
形变，可提高抗冲强度。
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第四章
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（2）橡胶相的影响
对不同的品种，橡胶颗粒直径的最佳值不同，
这主要决定于基体树脂的特性。橡胶颗粒过小时起
不到终止银纹的作用，过大时引发银纹的数量太
少，这都会使抗冲强度下降。例如在聚苯乙烯中银
纹的宽度约为0.9～2.8μm，故HIPS中橡胶颗粒的
最佳直径为l～10μm，粒径过小时会被银纹“吞没”
而起不到终止银纹的作用。基体不同时银纹尺寸亦
不同，所以橡胶的最佳粒径亦异。
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第四章
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橡胶颗粒的粒径分布亦有影响。大粒径橡胶对
引发银纹有利，小粒径橡胶对引发剪切带有利，所
以粒径分布存在最佳状态。
一般而言，橡胶相的玻璃化转变温度越低，增
韧效果越好。通常，橡胶相的Tg应在－40℃以下。
橡胶相与基体树脂间亦应有适中的相容性。相
容性过小，相间粘合力不足；相容性过大，则橡胶
颗粒太小，甚至形成均相体系，这样都不利于抗冲
强度的提高，如图4—6所示。
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图4—6 AN含量对PVC/NBR抗冲强度的影响
（PVC/NBR = 100/15）
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对某一确定的树脂基体，橡胶用量存在最佳值。
例如用ABS增韧PVC，由于银纹和剪切带的相互作用，
ABS含量在25%时最佳，如图4—7所示。
图4—7 共混物PVC/ABS抗冲强度与基体组成的关系
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橡胶的交联程度也有最适宜的范围。交联度过
大，橡胶相模量过高，难于发挥增韧作用，交联度
过小，在加工中，橡胶颗粒易变形破碎，也不利于
发挥增韧效能。
最佳交联度通常是凭经验确定的。
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（3）橡胶相与基体树脂之间粘合力的影响
只有当两相之间有良好的粘合力时，橡胶相才
能有效地发挥作用。为增加橡胶与塑料两相之间的
粘合力，可采用接枝共聚—共混或嵌段共聚—共混
的方法，所生成的共聚物起增容剂的作用，可大大
提高抗冲强度。
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四. 非弹性体增韧塑料的机理
20世纪80年代以来，出现了非弹性体增韧的新
思想，提出以刚性有机填料（ROF）粒子对韧性塑
料基体进行增韧的方法。近年来非弹性增韧方法已
在高分子合金的制备中获得广泛的应用。例如，在
PC、PA等韧性基体中添加PS、AS、PMMA等脆性
塑料，可制得非弹性体增韧的聚合物共混材料。对
PVC，可先用CPE、MBS或ACR进行改性，再添加
PS等脆性聚合物也可使韧性有进一步提高。
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第四章
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在PVC/CPE、PVC/MBS共混体系中添加PS所
得共混物的力学性能如表4—2所示。
由表可以看出，PS不仅可提高PVC/CPE和PVC
/MBS的抗冲强度，而且还可使抗拉强度及模量保持
不变。PS的最佳用量为3％左右，超出此最佳用
量，抗冲强度就急剧下降。
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第四章
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表4—2 PVC共混体系力学性能*
项目
PVC
PVC/MBS
抗冲强度
/kJ.m-2
2.5
8.4
16.2
20.6
69.5
拉伸强度
/MPa
58.4
47.5
41.0
47.1
43.7
杨氏模量
/GPa
14.1
9.8
11.0
9.8
12.1
PVC/CPE PVC/MBS/PS PVC/CPE/PS
* CPE、MBS用量为10（质量），PS用量为3（质量）
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第四章
聚合物共混物的增韧机理
1984年，日本的 Kurauchi 和 Ohta 等在研究
PC/ABS、PC/AS 共混物的力学性能时首先提出了脆
性塑料粒子可以提高韧性塑料基体拉伸冲击强度的概
念，并用“冷拉”机理给予了解释：
拉伸前，ABS、AS都是以球形微粒状分散在PC
基体中，粒径大约为2μm。拉伸后，共混物中都没
有产生银纹，但分散相的球形微粒都发生了伸长变
形，变形幅度大于100％，基体PC也发生了同样大小
的形变。
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聚合物共混物的增韧机理
刚性粒子形变过程中发生大变形的原因在于，在
拉伸时，基体树脂发生形变，分散相粒子的极区受到
拉应力，赤道区受到压应力，脆性粒子在高静压下趋
于变韧，在拉应力和压应力协同作用下，刚性粒子屈
服并与基体产生同样大小的形变，吸收相当多的能
量，使共混物的韧性提高。
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聚合物共混物的增韧机理
图 4—8 是脆性聚合物粒子对韧性基体增韧机
理的示意图。当韧性基体受到外界拉伸应力时，在
垂直于拉伸应力的方向上，对脆性聚合物粒子将产
生压应力，在强大静压力作用下脆性粒子会产生塑
性形变，消耗大量能量，因而，使抗冲强度提高。
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聚合物共混物的增韧机理
图4—8 刚性聚合物粒子对韧性基体增韧机理示意图
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聚合物共混物的增韧机理
非弹性体增韧的对象是有一定韧性的高聚物，
如PC、PA等。对于脆性基体需先用弹性体增韧，
变成有一定韧性的基体后，然后再用非弹性体进一
步增韧才能奏效。非弹性聚合物粒子的用量有一个
最佳范围。在此范围内，可获得良好的增韧效果，
在此范围外，抗冲性能会急剧下降。
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聚合物共混物的增韧机理
以非弹性体对塑料增韧的最大优越性在于提高
抗冲强度的同时并不降低材料的刚性。此外，脆性
聚合物一般具有良好的加工流动性。因而，非弹性
体增韧体系也可使加工流动性得到改善。这些优
点使得非弹性体增韧的方法受到广泛瞩目。
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聚合物共混物的增韧机理
无机粒子，特别是纳米级尺度的无机粒子，也
能使塑料基体的韧性提高。例如，纳米级CaCO3对
PVC有明显的增韧作用。当用量为10％时，可使
PVC缺口抗冲强度提高3倍。微米级CaCO 3 对PVC
也有增韧作用，但效果明显低于纳米级CaCO3。
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聚合物共混物的增韧机理
关于无机刚性粒子的增韧机理，一般认为，随
着粒子的细化，比表面积增大，与塑料基体的界面
也增加。当填充复合材料受到外力时，细小的刚性
粒子可引发大量银纹，同时粒子之间的基体也产生
塑性变形，吸收冲击能，达到增韧的效果。
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聚合物共混物的增韧机理
与刚性有机粒子的增韧类似，无机刚性粒子的
增韧效果也与塑料基体的韧性密切相关。先设法提
高基体的韧性，再以无机粒子增韧可获得更好的增
韧效果。例如将PVC与ACR共混，再添加纳米级
CaCO 3 ，其缺口冲击强度可达24kJ.m -2 ，而未经共
混的PVC的抗冲强度仅为2.5 kJ.m-2。
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