通过光固化聚合环氧树脂薄膜填充聚合物微球的制备和性能课件.pptx

1、通过光固化聚合环氧树脂薄膜填充通过光固化聚合环氧树脂薄膜填充聚合物微球的制备和性能聚合物微球的制备和性能 201341608043 201341608043 徐文佳徐文佳摘要填料与基体之间界面粘附对复合材料性能是很重要的。在这项研究中,空心和固体 聚合物微球/环氧复合薄膜通过粉末混合方法和光固化聚合制备。界面粘附通过微球和环氧基质的环氧组间的化学键构成。聚合物微球/环氧复合材料薄膜抗拉强度和模量随填充物增加先增大后减小。中空微球/环氧复合材料抗拉强度和模量高于固体微球/环氧树脂复合材料。复合薄膜的断裂模式随着填充物增加改变了聚合物微球界面裂纹和界面剥离。剪切屈服变形特点,粒子桥接和裂纹屈服机制

2、从拉伸断口的显微图像表面确定。在渗流机制基础上，讨论了纯环氧树脂抗拉伸性能的提高。中空聚合物微球/环氧复合泡沫塑料薄膜保留了高电阻率和抗光性。固化中空聚合物微球/环氧复合泡沫塑料薄膜良好的强度可以作为电绝缘材料。介绍 近年来,空心粒子吸引了越来越多的关注由于他们内部空隙。特别是,轻量级复合泡沫的制备已成为这样的粒子重要的应用之一。聚合物复合是通过把空心颗粒分散到聚合物基质中获得的复合材料。由于他们的轻量级、良好的吸声、低水分吸收和保温被广泛应用于潜艇,航空航天和声学中。准备了包含空心碳微球的复合碳泡沫并研究了热处理对碳泡沫性能的影响。准备了空心微珠填充聚丙烯复合材料,研究了其力学性能。制备了基

3、于环氧化大豆油的中空玻璃微球填充聚合物并评估他们的压缩、弯曲和热-机械性能。调查了粒子集群的拉伸性能和空心陶瓷微球填充复合泡沫的影响。还发现中空玻璃微球的分数的影响环氧树脂的弹性行为和失效机理语法泡沫还发现中空玻璃微球的分数对复合泡沫环氧树脂的弹性行为和失效机理的影响。发现中空玻璃微球嫁接与聚合物增容剂在改善中空玻璃微球/ HDPE（高密度聚乙烯）复合材料拉伸性能上表现更好。报道了偶联剂对空心碳微球/酚醛树脂复合泡沫塑料力学性能呃影响并且指出微球和基质的界面粘附经过偶联剂处理后得到改善。前处理加工不仅造成了中空微球表面的缺陷还诱导化学物质的浪费。在本文中,空心聚合物微球携带环氧组是用于通过阳离

4、子光聚合阳离子光聚合制备环氧树脂复合泡沫薄膜。相比较而言,固体聚合物微球/环氧复合材料薄膜也准备好了。中空微球(HMs)和固体微球(SMs)准备从种子乳液聚合。复合材料薄膜的拉伸,电和光性能已经调查好了。断裂机制SEM图像的拉伸断口表面得出。对微球的结构和界面附着力对复合薄膜的性能的影响进行了讨论。HMs /环氧复合泡沫塑料薄膜电和光学性质的也调查了。聚合物微球的制备P(DVB-GMA)微球是由种子乳液聚合。(P(DVB-GMA)表示丙烯酸甲酯)。聚苯乙烯微球由分散聚合制得。 .(0.5 g)被分散成去离子的水(100毫升)用声波降解法30分钟溶解SDS(0.2 g)。然后甲苯,DVB、GMA

5、和BPO的混合物在250 rpm转速下不断加入搅拌。膨胀过程后,净化氮气通过混合物沸腾30分钟去除系统中的氧气。然后系统加热到70C，聚合12 h。获得的悬浮液在5000转离心10分钟,用乙醇洗涤3次。产品vacuum-dried 50C。 空心和固体P(DVB-GMA)粒子分别膨胀12 h和6小时后获得。一、微球环氧制备薄膜的制备 微球和环氧树脂基质的混合通过粉末混合制得方法如下:阳离子光聚合，Chivacure 1176（高性能阳离子固化光引发剂）添加了3wt %的树脂。聚合物以 0、1、5、10、15、20 wt %聚合物微球树脂的比例添加到环氧树脂。混合物15分钟,然后在50C下机械搅

6、拌30分钟。混合物在60C真空中脱气 30分钟。然后混合物在聚四氟乙烯基体上涂抹均匀,置于高压汞灯(1千瓦)室温下120s。薄膜被转移烤箱在80C下热固化4h。薄膜的厚度控制在100 200m的范围。加工的复合薄膜从基质去皮,然后将根据中国标准、GB / T 13022 - 1991进行测试。二、密度测试三、拉伸测试四、特征系数结果和讨论、S表明：固体的形态和空心P(DVB-GMA)微球SEM和OM观察到,如图1所示。SMs和HMs光滑球面在图1 a和c。从OM观察,在图1 d中中空在每一个微球中，在图1 b观察到微球，它们都是固体。、两个复合材料微球红外谱图表明：水的伸缩振动频率区域3700

7、 -3200 cm1是显而易见的，2360-2337cm-1吸收峰是因为气相CO2，2924cm-1吸收峰是CH2不对称伸缩，3057-3026cm-1芳香环上CH伸缩振动，1451cm-1,1492cm-1,1601cm-1特征峰是苯环骨架振动。高峰在698和758厘米1是由于苯环CH平邻位面外弯曲振动，而吸收峰797cm1归因于芳香环对位取代的CH振动。吸收峰在1728厘米1是归因于的羰基C-O伸缩振动。高峰在1182、1113和1028厘米1表示的存在C-O-O的弹性振动。839，1270厘米1吸收峰分别表示不对称对称环氧环的振动。这是一个环氧树脂组存在的证据。Table 1 Prope

8、rties of polymer microspheres used in fabricating microspheres/epoxy composites.Microspheres Z-average Diameter (m) Density (g/cm3) PDIHM 2.574 0.488 0.474SM 2.536 0.967 0.2363、粒度分布图1所示。HMs和SMs大小和密度分别是2.574m 和0.488克/立方厘米,2.536 m和0.967克/立方厘米(表1)。4、图2说明了阳离子光引发剂条件下聚合物微球和环氧树脂之间的界面反应。在这个反应中,在紫外光照射下由Chiva

9、cure 1176（高性能阳离子固化光引发剂）产生的阳离子引发环氧树脂光聚合反应。环氧组聚合物微球与环氧树脂组基质反应。聚合物微球和环氧基质之间的化学键的形成，和界面化学成键。Fig. 2. Schematic illustration of chemical reaction between polymer microsphere and epoxy matrix.Fig. 3. SEM images of fracture surfaces of different microspheres. (a) P(DVB-GMA), (b) PDVB5、为比较,聚合物的微观断裂表面的微球图像有和没

10、有环氧组如图3所示。从图3a观察到，一个裂纹的P(DVB-GMA)微球 ，在图3 b观察到界面脱附PDVB。表明P(DVB-GMA)和环氧基质之间的界面粘附比PDVB和环氧树脂基质间 的强。6、聚合物微球/环氧复合材料薄膜理论和实验密度的和空白内容如表2所示。实验密度通常低于理论密度。它是由裹入复合材料的气泡的条件下复合泡沫的机械混合引起的。.typetypeW% name W% name VfVf% Pt% Pt (g/cm3) (g/cm3) PePe(g/cm3) (g/cm3) VoidcontentVoidcontent(%)(%)HM0 Neatepoxy 0 _ 1.211 -1

11、HM-1 2.42 1.194 1.130 5.365 HM-5 11.04 1.131 1.071 5.3110 HM-10 19.88 1.067 1.014 4.9715 HM-15 27.13 1.015 0.955 5.9120 HM-20 33.17 0.971 0.934 3.811 SM-1 1.24 1.208 1.181 2.235 SM-5 5.89 1.197 1.080 9.7710 SM-10 11.13 1.184 1.068 9.7515 SM-15 15.81 1.173 1.062 9.4620 SM-20 20.03 1.162 1.053 9.38Tab

12、le 2Fig. 4. Tensile strength and modulus of microspheres/epoxy composites表4显示了聚合物微球环氧复合材料的不同标准和拉伸性能。复合材料的抗拉强度在HM-1,HM-5 SM-1情况下比纯环氧树脂强。对于和SMs,抗拉强度随填料分数增加而下降。指出微球的引入在低分数提高了样品的抗拉强度,但持续的增长分数将会恶化他们的环氧树脂复合材料的抗拉强度。此外,HMs抗拉强度的性能比SMs更好。拉伸模量(Et)HM-1 SM-1高于纯环氧树脂,SM-1的拉伸模量比HM-1略高4.87%。然后随着填充材料的持续增长拉伸模量下降。填料的分数

13、超过5 wt %时环氧复合材料HMs的模量高于SMs。Fig. 5. Specific tensile strength and modulus of composite films不同的填充分数复合材料特定的抗拉强度(t /)和模量(Et /)如图5所示。然而，当HM和SM的分数超过5 wt % 1 wt %时，随着聚合物微球的分数增加抗拉强度t /和模量Et /都降低,。结果表明,界面粘附和填料的密度影响拉伸模量Fig. 6. Fracture surfaces of different tensile specimens. (a) Neat epoxy resin, (b) HM-1,

14、(c) HM-5, (d) HM-10, (e) HM-15. (f) HM-20.图6显示了拉伸试样的扫描电镜断口表面与HMs的不同分数。Fig.6a中平滑和无毛的形态显示交联环氧树脂的典型和脆性断裂模式,揭示其对裂纹萌生和扩展脆弱的抵抗性。图6b显示复合泡沫与纯环氧树脂相比表面更粗糙。在图6 b，有HMs环绕的环氧基质比没有HMs显示更大形变,表明环绕HMs环氧树脂剪切屈服变形的证据。此外, 在图6b和c中可以清楚观察到被认为是裂缝屈服机制特点的HMs断裂层后的尾部。尽管在图6 d可以看到大多数HMs裂纹HM脱层,显示从剪切屈服的结合到转移,粒子桥接和裂纹弯曲界面脱胶机理的机制。当HMs是

15、20 wt %(HM-20)时, HMs 断裂和脱层在图6 f都观察到。复合泡沫塑料粒子的断裂模式从裂纹到界面剥离的变化,表明界面脱胶的机制的优势。图7显示了拉伸试样的扫描电镜断口表面SMs不同分数.图7a显示破碎的SMs，随着SMs比例增加, 在图7 b中观察到完整的SMs和被白色箭头标记的凹槽。图7d发现当SMs增加到20 wt %,SMs很少破裂但从基质中剥离。此外,聚合完整的SMs也在图7 d观察到。粒子模式从微球断裂到裂缝界面脱胶的变化。它和HMs环氧复合泡沫塑料薄膜的断裂模式一致,但是转折点的w值低1wt % 。比较HMs环氧和SMs复合材料断裂表面，在10 wt %的HMs和5

16、wt %的SMs下，嵌入在环氧基质微球的界面脱胶胜过了微球断裂。图7 c中观察到脱层的SMs光滑的表面有空洞,说明SMs和环氧基质结合能力不如HMs。这些结果表明,HMs对环氧树脂复合材料界面附着力比SMs表现更好。Fig. 7. Fracture surfaces of different tensile specimens. (a) SM-1, (b) SM-5, (c) SM-10, and (d) SM-20.Fig. 8. AC electrical resistivity (A) and UVvis transmitting spectroscopy (B) of the neat

17、 epoxy and HMs/epoxy syntactic foam films不同内容复合泡沫塑料的基质交流电阻率(R)在图9A显示。所有交流电阻率减小随着频率的线性增加,指出电容主导机制。HMs环氧树脂复合泡沫塑料薄膜的电阻与纯环氧树脂相比下降，可归因于比纯环氧树脂更高的电导率P(DVB-GMA)。在图9中b中，紫外可见光谱研究了不同内容的HMs的复合泡沫薄膜。光的透过率逐渐降低通过提高HMs的重量比。特别是, 400纳米紫外线的透射率比20 wt %(HM-20)的断裂低10%。复合泡沫塑料基质的紫外线屏蔽性能的可以归因于中空微球的光散射特性。而且光衰减中空微球内部多次反射。泡沫薄膜的高电阻率和低紫外线透射率赋予用于电子的好机会。总结这项研究调查了光固化聚合物微球/环氧复合薄膜拉伸、电气和光学性质。聚合物微球和基质之间强大的界面粘附通过聚合物微球组和阳离子光聚合产生环氧基质间的化学键实现。抗拉强度和模量随填充分数的增加先增加然后减少，由于断裂机制从剪切屈服、粒子桥接 、裂纹屈服的联合作用到界面脱胶的变化。此外,由于环氧树脂更高的密封性和附着力,中空微球比固体微球在填充物高分数下环氧树脂复合材料的拉伸测试上表现更好的抗拉伸性能。中空微球、环氧树脂泡沫在电学和光学领域的独特属性扩大了复合泡沫的应用领域。因此,鼓励进一步的研究,特别是对于不同种树脂基质在薄膜和涂料的应用。