11范 弹性体增韧塑料的增韧机理

11范 弹性体增韧塑料的增韧机理 弹性体增韧塑料的增韧机理 一、前言 聚合物复合材料以其优良的电绝缘性、化学稳定性、加工性，在机械、电子、航天航空等领域得到了广泛的应用，而单一均聚物耐冲击性差且容易开裂的弱点往往难以满足新材料高性能化的时代需求。聚合物增韧改性作为发展新材料的一条卓有成效的途径，得到了国内外学者的普遍重视。目前该领域的研究成果层出不穷，增韧机理也日趋完善，走向成熟。 在高分子材料开发过程中，早期把很多力量放在新聚合物品种的发明上，到目前为止，见诸报道的聚合物至少有几千种，虽然它们各有不同的特点，但是，最多只有1,具有应用价值，而在这1,中，真正大量生产的很少，目前主要的近十种聚合物的产量已占聚合物材料总产量的80,以上。目前通过聚合方法制备和开发新聚合物品种的工作虽然仍在继续，但是其年增长率的高峰期已经过去。而近些年来发展起来的，利用现有的聚合物，通过物理的或化学的共混工艺过程制备高分子,高分子混合物却显示出它特有的优越性，因而迅速在工业上得到广泛的应用。20世纪70年代出现的许多合成材料的新品种，都是以共混高聚物形式出现的。有关这方面的研究已经成为高分子科学的一个重要领域。 高分子改性技术涉及的内容很多，如增强、增韧以及分子复合材料。其中大多数是以改善材料的力学性能为目的，但是也有些则为了赋予高聚物某些特殊功能，如电学性能、光学性能、磁性、阻燃性能、阻尼性能、阻隔性能以及生物特性等。其中塑料增韧是高分子材料物理改性中的一个古老而又重要的课题，但是迄今为止尚有许多现象未被阐明。这里主要介绍有关弹性体增韧塑料的增韧机理的研究。 二、基本知识 增韧塑料分为热塑性塑料增韧和热固性塑料增韧。热塑性塑料增韧的方法，按所用增韧剂的大类可分为柔韧性增韧剂增韧和刚性增韧剂增韧。 用柔韧性增韧剂制备增韧的热塑性塑料，所用的增韧剂有弹性体(包括橡胶、热塑弹性体)，韧性好模量较低(相对于被增韧的树脂)的树脂。弹性体可以是单组分的，也可以是多种并用;韧性好模量较低的树脂可以是单组分的，也可以是多组分的，也可以是与弹性体并用的。被增韧的热塑性塑料，有脆性的，也有准韧性的(拉伸时为韧性的，缺口冲击时为脆性的)。 制备的工艺方法，有溶液共混、乳液共混、热,机械共混，这些属于物理共混工艺。还有化学,物理共混法，即接枝共聚共混、互穿网络聚合物的制备等。最常用的工艺方法是增韧剂和热塑性塑料进行热,机械共混。热,机械共混工艺中，有简单热,机械共混，即增韧剂和热塑性塑料直接在热,机械共混设备上共混;增容热,机械共混，即参与共混的组分除了增韧剂、被增韧的热塑性塑料外，还有增容剂。增容剂分为“就地”产生的和预先合成好的;非反应型的和反应型的;反应型共混，如动态硫化、接枝共聚共混等。 用刚性增韧剂(刚性粒子)制备增韧热塑性塑料，从目前的研究情况看，主要适用于有较大韧强比的树脂的增韧。刚性粒子主要包括刚性有机粒子(ROF)和刚性无机粒子(RIF)。 1 应用的ROF，有单一的刚性聚合物，如PS、AS、PMMA等;也有核,壳型的共聚物，如以交联的聚苯乙烯为核、PS为壳的核,壳结构的刚性粒子。还有其它类型的ROF，如ABS等。应用的RIF，有SiO、CaCO，滑石粉、凹凸棒土、BaSO、TiO、SiC/SiN等。 234234 热固性塑料增韧改性的方法，有4种类型:?用刚性无机填料、橡胶类弹性体、热塑性塑料和热致液晶聚合物等第二相进行增韧;?用热塑性塑料连续地贯穿于热固性树脂网络中形成半互穿网络聚合物(SIPN)进行增韧。其方法有分布法(SIPN)、同步法(SIN)等。主要是通过热固性树脂固化时形成半互穿网络聚合物，要控制好固化条件、相畴尺寸等;?通过改变交联网络的化学结构、组成，如向交联网络中引入“柔性段”，以提高网链的活动能力来增韧;?由控制分子交联状态的不均匀性形成有利于塑性变形的非均匀结构来实现增韧。 剪切形变，是在外力作用下，在一些平面上高分子或高分子的微小聚集体滑动发生高度取向，产生没有明显体积变化的形状扭变形变。剪切形变有两种情况:弥散形的剪切形变，即在整个受力区域内发生的大范围的剪切形变;另一种是剪切带，即发生在局部带状区域内的剪切形变。 银纹化，是指在拉伸力作用下，聚合物中某些薄弱部位，由于应力集中而产生的空化条纹状形变区，称为银纹，这种现象称为银纹化。 银纹与裂纹的区别:银纹的外形与裂纹相似，但与裂纹的结构明显不同。裂纹体中是空的，而银纹是由银纹质和空洞组成的。空洞的体积分数大约50,,70,。银纹质是取向的高分子和/或高分子微小聚集体组成的微纤，直径和间距约为几到几十纳米，其大小与聚合物的结构、环境温度、施力速度、应力大小等因素有关;银纹主微纤之间存在一些沿微纤长度方向准周期性出现的横系，银纹主微纤也构成连续相，与空洞连续相交织在一起成为一个复杂的网络结构;横系结构使得银纹有一定横向承载能力，银纹微纤之间可以相互传递应力;这种结构的形成是由于强度较高的缠结链段被同时转入两相邻银纹微纤的结果。 三、弹性体增韧机理 1.弹性体直接吸收能量理论 (微裂纹理论microcrack theory) 1956年Martz等在研究HIPS拉伸时，观察到了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(微裂纹引起的光散射造成了应力发白现象，而微裂纹是中空的，就造成了体积膨胀和密度下降)，并且提出了橡胶增韧塑料的增韧机理: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，橡胶形变过程中要吸收大量能量，从而提高了塑料的冲击强度。 这个理论的主要缺陷是将塑料的冲击强度提高的原因偏重于橡胶的作用，而忽视了基体所起的作用。并且，理论分析和实验表明，拉伸过程中橡胶吸收的能量很少，仅占材料破坏时吸收能量的1/10左右。所以，这种理论很快就被新的理论所代替。 2.剪切屈服理论(shear yielding theory) 剪切屈服理论的前身是屈服膨胀理论，该理论是由Newman和Strella在1965年提出的。 2 他们注意到橡胶增韧塑料的高冲击强度主要来源于基体树脂产生了很大的屈服形变，而产生很大的屈服形变的原因有两个:一方面，由于橡胶的热膨胀系数和泊松比均大于塑料的，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，使橡胶粒子在其周围的基体树脂相中产生了三维静张力，由此引起体积膨胀，使基体的自由体积增加，玻璃化转变温度降低，使基体产生塑性变形。另一方面是橡胶粒子的应力集中效应引起的。他们还推测，尽管空洞比橡胶粒子应力集中强，但橡胶粒子可以终止裂纹，因而橡胶增韧比空洞增韧更有效。 但研究表明，由以上静张力引起的玻璃化转变温度降低仅10?左右，对有些玻璃化转变温度高的脆性塑料难于达到室温下屈服。 这种理论解释了一些实验结果，尤其是对橡胶增韧PVC体系，但该理论没有解释剪切屈服时常常伴随的应力发白现象。屈服膨胀理论中关于橡胶粒子的作用曾引起很大争议，至今仍有人继续研究，研究结果中有人认为，三维张应力易于引发银纹而不是剪切带，也有人认为可以引发剪切带。由于增韧现象的复杂性，目前仍不能给出剪切屈服理论的最终结论。 3.裂纹核心理论 1960年，Schmitt等提出了裂纹核心理论。他们认为:增韧塑料中橡胶颗粒充作应力集中点，产生了大量小裂纹而不是大裂纹，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而造成的。 该理论有3个问题未说清楚:其一，未能将裂纹和银纹加以区别。当然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这一思想对增韧理论的发展有很大的启发和推动作用。 4.多重银纹理论(multiple crazing theory) 多重银纹理论是Bucknall和Smith于1965年提出来的，它建立在Schmitt橡胶粒子作为应力集中物思想的基础上，也是对Martz微裂纹理论的发展。它与微裂纹理论的主要不同点在于将应力发白归因于银纹(craze)而不是裂纹(crack)。该理论提出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。并进一步提出了橡胶粒子还是银纹终止剂，以及小粒子不能终止银纹的思想。 银纹是在HIPS树脂中很容易观察到的一类结构，PS基材中出现多重银纹，并伴有橡胶粒子的拉伸。我们已知PS本身能形成少量的银纹并在应变达2,时出现破坏，相反，HIPS则产生大量的银纹，应变值可达50,。观察橡胶增韧的PS时可以看到应力发白，能量吸收迅速增加，体积增大。TEM可以观察到HIPS、ABS和其他增韧的玻璃质高分子材料中的银纹。 这种理论的基本观点是:橡胶粒子作为应力集中点既能引发银纹又能控制其增长。在拉伸应力下，银纹引发于最大主应变点，一般是在橡胶粒子的赤道附近，然后沿最大主应变平 3 面向外增长;银纹的终止是由于其尖端的应力集中降至银纹增长所需的临界值以下或者银纹前端遇到一个大的橡胶粒子或其他障碍物。拉伸和冲击实验中所吸收的大量能量正是由于基材中生产大量多重银纹造成的。多重银纹理论已被许多实验所证实并成功解释了HIPS的冲击和拉伸行为。但是在增韧PVC的单轴拉伸试验中，它显示出明显的成颈现象，但没有伴随发生应力发白现象。为了解释这一特殊现象，剪切屈服机理必须予以考虑。 5.银纹,剪切带理论(crazing with shear yielding theory) 该理论由Bucknall等提出，它是多重银纹理论和剪切屈服理论的有机结合。其主要内容是:银纹和剪切带是材料在冲击过程中同时存在的消耗能量的两种方式，只是由于材料以及条件的差异而表现出不同的形式。 橡胶颗粒在增韧塑料中发挥两个重要作用。其一，作为应力集中中心诱发大量银纹和剪切带;其二，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，要消耗大量能量，因而可显著提高增韧塑料的韧性。 进一步的研究表明，银纹和剪切带所占的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。 橡胶类弹性体增韧环氧树脂，常用的橡胶为液体橡胶，如液体端羟基丁腈橡胶(CTBN)、聚丁二烯橡胶，聚氨酯橡胶等，通常带有活性端基(如羧基、羟基、氨基等)，这些活性端基与环氧树脂反应形成嵌段共聚物，在固化过程中发生相分离，橡胶作为分散相。断裂力学研究表明，橡胶粒子的变形、脱黏、断裂以及橡胶粒子或空洞诱发基体剪切屈服和/或产生大类银纹，是增韧的两种主要机理。 金士九在用橡胶微球增韧环氧树脂的研究中发现，同种橡胶对不同的环氧树脂体系增韧程度大不相同。这是由于基体环氧树脂被增韧能力不同造成的。他提出了基体树脂可被增韧的三个内涵:其一，基体树脂产生裂纹的能量;其二，基体树脂的转变温度;其三，在转变温度以上基体树脂的可屈服现象。 这个理论的特点是，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，又考虑了它终止银纹的效能;考虑了银纹和剪切带的相互作用在终止银纹发展方面的意义;还明确了银纹的双重功能，即银纹的产生和发展消耗了大量能量，从而提高了增韧塑料的破裂能，另一方面，银纹又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，因而被广泛接受。 6.银纹支化理论 1971年，Bragaw指出，大量银纹的产生是银纹动力学支化的结果。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? 4 时，顺丁胶中声速的一半为29m/s)，因而立即发生强烈支化。根据Bragaw的计算，要达到这样的速度只需在树脂连续相中有2,5的加速距离，所以，银纹在橡胶颗粒上支化的,m 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。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，要使橡胶颗粒有效地支化银纹，其直径不得小于银纹的厚度，否则会被埋入银纹中而不起作用。例如，HIPS中银纹厚度为0.9,2.8，ABS中为0.5左右，实验证明，HIPS中橡胶粒径最佳,m,m 值为1,10，ABS中橡胶的最佳粒径为0.1,1.0。 ,m,m 银纹支化理论给出了分散相颗粒终止银纹发展的机理，是对银纹,剪切带理论的有益补充。 7. 空穴化机理 在大多数情况下，橡胶增韧环氧树脂都表现出显著的增韧效果，破坏表面上的每一个粒子都含有一个半球型的孔洞。每个孔都被一个橡胶坑所包围着，这是由于环氧基材产生屈服时使粒子膨胀造成的。只有当橡胶粒子很大且同基材间键合能力很差时空洞才会发生于粒子,基材疆界处，TEM是观察橡胶粒子空洞化的有效工具。 这种机理是yee等在研究弹性体改性环氧树脂体系时提出的。主要是由于外力作用下，分散相橡胶粒子由于应力集中，引起周围基体的三维张应力，橡胶粒子内部形成空穴或橡胶粒与基体界面脱黏形成空穴。虽然空穴本身不能构成材料的脆韧转变，它导致材料从平面应变向平面应力转化，从而引发基体剪切层或银纹化，消耗大量能量，使材料的韧性提高。 8.Wu氏理论(逾渗理论) 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。他提出的增韧机理是:分散相粒子间距较远，那么一个粒子周围的应力场对其它粒子影响很小，基体应力场是这些孤立粒子应力场的简单加和，故基体塑性变形能力很小，材料表现为脆性;当粒子间距足够小时，基体应力场是分散相应力场的叠加，产生塑性变形的幅度增加，从而使材料表现为韧性。该机理将增韧理论由传统的定性分析提高到定量分析的层次，是增韧理论发展的又一突破。 但因其理论模型假设分散相粒子在基体中呈简立方分布，粒子为球形且大小相同，忽略了粒子形状及分布、粒子与基体间界面相互作用等因素对材料韧性的影响，仍有待完善。 其主要内容如下: ?认为共混物的韧性与基体链结构间存在一定的联系，给出了基体链结构参数——链缠结密度和链的特征比间的定量关系式: ,Ce, 2，， ,,,3MCea,, 式中，为统计单元的平均分子量;为非晶区的密度。 M,,a 5 Flory给出了、这两个参数的定义如下: ,Ce, ,,,/Meae 式中，为链缠结点间的分子量。 Me 2R0 C,lim,2n,,nl 22式中，为无扰链的均方末端距;为统计单元数;为统计单元均方长度。 Rnl0 2由于为自由连接链的均方末端距，因此可以表示真实无扰链的柔顺性。 nlC, 与的关系: Kramer给出了银纹应力,,ze 12 ,,,ze ,,Kambour给出了归一化屈服应力的表达式: ,y 2,,，， ,,,,,,T,Tyyg 2式中，为屈服应力;为内聚能密度;为玻璃化转变温度;T为测试温度。 ,T,yg Wu进一步给出: 12,,ez ,,,C,,y ,,基体的断裂行为(银纹或剪切屈服)存在竞争，而比值的大小则定量反映了,,zy 这种竞争的程度:较小及较大，基体易于以银纹方式断裂，韧性较低;较大及,,CCee,,较小，基体易于以剪切屈服方式断裂，韧性较高。 ?Wu根据上述研究结果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: 33银纹为主:<0.15mmol/cm，>7.5mmol/cm ,Ce, 33剪切屈服为主:>0.15mmol/cm，<7.5mmol/cm ,Ce, 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化。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。 6 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。 Wu通过对橡胶增韧PA66的详细研究认为，冲击能主要消耗再产生断裂表面的表面能、银纹的表面能和屈服形变能，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。 从以上的讨论中可以看出，弹性体增韧塑料的机理不主要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。但是，对于一些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。 ?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(临界基体层厚度)，认为当分散相粒间距时，增韧塑料为脆性的;当T,TTcc 时增韧塑料发生脆韧转变;当时，增韧塑料冲击强度剧增。是增韧塑料发T,TT,TTccc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它粒子影响很小，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。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。 Wu对于橡胶增韧塑料体系用逾渗理论进行了分析。所谓逾渗理论，是处理强无序和具有随机几何结构系统常用的理论方法之一。这一理论模型的中心内容是当系统的成分或某种意义上的密度变化达一定值(称为逾渗阈值)时，在逾渗阈值处系统的相互关联程度会出现尖锐的变化。所以逾渗理论可以用来研究存在临界现象的许多物料问题。 Wu建立的逾渗模型认为:当橡胶分散在塑料中时，每个橡胶粒子与其周围的基T/2c T体球壳形成平面应力球。在橡胶粒子间距阶段，随着与数值上的接近，相邻平T,TTcc 面应力球发生关联的程度增大;当时，粒子间剪切应力的叠加超过了基体平面应力T,Tc 状态的剪切屈服应力，体系中即可出现一条贯穿整个剪切屈服区域的逾渗通道，共混体系即发生脆韧转变。 9.增韧的其他机理 7 汪晓东等研究超高分子量聚乙烯(UHMWPE)增韧PP时发现，PP/UHMWPE共混物亚微相态为双连续相，UHMWPE与PP的长链分子共同构成在材料中起骨架作用的“线形互穿网络”，在外力作用下，网络发生大变形，吸收外界能量，起到增韧作用。 杨军等的研究认为，UHMWPE混入PP后，既未达到分子水平的分散，也未像弹性体粒子或刚性粒子那样以颗粒状分散于基体PP中，而是与PP形成复合共晶，促进材料内部“物理交联网络”的形成，该网络除在材料形变时吸收能量，还可弥补PP大球晶间缺陷和空隙对韧性的负面影响，发挥出增强增韧的作用。这种增韧机理称为IPN(互穿网络聚合物)网络增韧机理。 四、影响增韧效果的因素 1.基体树脂的特性 许多研究工作表明，提高基体树脂的韧性有利于提高增韧塑料增韧效果。提高基体树脂韧性的主要方法有3种: 其一，增大分子量，分子量分布窄一些。但是基体树脂的分子量也不能太大，太大时成型加工性能劣化，反而影响增韧塑料的综合性能。 其二，对于结晶性聚合物，结晶与不结晶以及结晶度、晶体尺寸、晶型等影响其韧性，要通过控制是否结晶以及结晶度、晶体尺寸和晶型等提高韧性。例如PP，可以采取快速冷却的措施使结晶度减小，晶体尺寸减小，晶粒间连接链密度增大，增大银纹形成的趋势，从而使临界应变能释放速率增加，断裂韧性提高。但是，采取快速冷却的方法，使PP高分子聚集态结构不稳定，在较高温度下使用时，可能发生“后结晶”而使基体的结构和性能发生变化。比较好的办法是加入成核剂，可以提高PP的结晶速率，使晶体尺寸细化，而不影响结晶度，在球晶、晶粒间产生更多的带状链分子结构，将球晶、晶粒相互连接起来，产生更多的缠结作用，使球晶界面强度增加，从而提高断裂韧性。 其三，采取增韧措施提高基体树脂的韧性。 2.增韧剂 a.增韧剂分散相粒径和用量的影响 对于弹性体增韧塑料，基体树脂的特性不同，弹性体分散相粒径的最佳值也不相同。Gigna指出，HIPS中橡胶粒径最佳值为0.8,1.3;ABS最佳粒径为0.3左右;PVC,m,m改性的ABS，最佳粒径为0.1左右。 ,m 橡胶粒径的分布对增韧效果也有很大影响。一些实验事实表明，大小不同的粒子以一定比例混合的效果好。因为大粒径的橡胶颗粒对引发银纹有利，小粒径的颗粒对引发剪切带有利。因此，大小颗粒按适当比例混合，使银纹和剪切带同时起作用，并且也有利于银纹终止，可以提高增韧效果。 在弹性体增韧剂粒径合适的情况下，弹性体的加入量也有一个最佳值。弹性体含量小时，粒间距T,T，增韧塑料不能实现脆韧转变，仍为脆性破坏;只有当弹性体含量增加c 8 到一定程度时，分散相粒间距，增韧塑料发生脆韧转变，韧性才会迅速提高。但弹T,Tc 性体含量也不是越多越好。例如HIPS，橡胶含量(质量)为6,,8,时，随着橡胶含量的增加，冲击强度显著提高;超过8,，冲击强度的提高渐缓。 b.弹性体增韧剂玻璃化转变温度的影响 一般而言，弹性体的玻璃化转变温度Tg越低，增韧效果越好。这是由于在高速冲击载荷作用下，橡胶相的Tg会有显著提高。 c.弹性体增韧剂结构的影响 弹性体增韧剂影响增韧效果的结构因素主要有3个方面:弹性体的类型、交联、是否形成香肠状结构。弹性体分散相不交联或交联程度太小，增韧塑料受到外力作用时，弹性体粒子易变形破碎，不仅不利于引发大量银纹和剪切带，而且也不能有效地终止银纹，本身吸收能量的作用也小，产生不了好的增韧效果。如果交联程度过大，弹性体相模量太高，也不能很好地发挥其增韧作用。因此，弹性体应适度交联。 增韧塑料中弹性体的质量分数少，体积分数多，而且，弹性体分散相粒径比较小、均匀，粒子数目多，容易达到发生脆韧转变的粒间距，产生非常好的增韧效果。 d.增韧剂模量的影响 对于弹性体增韧塑料，弹性体分散相弹性模量大时不利于增韧。因为分散相模量增大时，增韧塑料在外力作用下，塑性区将会由赤道区向极区方向转移，扩大了塑性区间的距离，削弱它们之间的相互作用。 3.增韧剂与基体树脂界面的影响 对于弹性体增韧塑料，界面粘接强度对增韧效果的影响，不同的体系趋势不同。对于有些增韧体系，界面粘接强度大，可有效减小分散相粒径，在增韧剂含量相同的情况下，分散相粒子数增多，减少了基体层厚度，有利于增韧。 以上讨论了增韧剂和基体树脂的结构、性能以及增韧塑料的形态结构对增韧效果的影响。实际上，增韧塑料中高分子的聚集态结构和增韧塑料的形态结构是在成型加工成制品的过程中形成的，成型加工方法及工艺条件对高分子的聚集态结构和增韧塑料的形态结构有着重要影响，当然对增韧塑料的韧性及其他性能也有着重要影响。因此，在研制增韧塑料时，不仅根据使用要求设计出所需的结构，还要充分作好工艺设计，以确保所需结构的形成。 9