聚丙烯短纤维/环氧树脂复合材料的研制

方 轲，傅万里，林 婷，朱柳莉，俞 乐，周建萍

(南昌航空大学材料科学与工程学院，江西 南昌 330063)

1 引言

环氧树脂基复合材料在军事国防、交通运输、电力电子、工业防腐和建材装饰等众多领域具有非常广泛而重要的应用。然而，环氧树脂固化后存在耐冲击性差、容易开裂等不足，严重限制了其应用范围。

将不同纤维材料(如碳纤维、玻璃纤维、玄武岩纤维、芳纶纤维以及竹纤维等)添加到环氧树脂中形成纤维/环氧树脂复合材料是环氧树脂改性领域的研究热点之一。研究表明，添加纤维改性后，环氧树脂的强度、抗拉伸、耐磨性等都得到有效提高[1-4]。如西南科技大学霍冀川教授课题组研究表明，当短切碳纤维含量为0.25 %时，环氧树脂的拉伸强度增加了29.33 %[5]；天津工业大学的刘建等[6]研究表明，当玄武岩短纤维含量为8 %时，其环氧树脂复合材料的拉伸强度为纯环氧树脂的2.5倍，且玄武岩纤维的添加可降低环氧树脂的摩擦系数和磨损率，提高了环氧树脂的耐磨性能。

聚丙烯(PP)纤维是以等规聚丙烯为原料纺制而成的合成纤维，具有质轻、强度高、耐腐蚀、韧性高、价格低等优点。长度为1.5 mm-200 mm的PP短纤维可用于混泥土的补强，能显著提高砂浆/混凝土的抗裂性、抗渗性、抗冲磨性、抗爆能力等，是继钢纤维之后被广泛应用于混泥土的增强纤维[7-9]。由于PP纤维熔点低(165 ℃～173 ℃)，目前尚未见其于聚合物基体增强的报道。

本文采用低温等离子体处理法对PP短纤维表面进行改性，然后采用共混法制备了PP短纤维/环氧树脂复合材料，研究了表面改性以及纤维含量对复合材料力学性能的影响。

2 实验部分

2.1 原料

聚丙烯短纤维，上海影佳实业发展有限公司生产，直径18 μm，长度分别为3 mm、6 mm、9 mm、12 mm，抗拉强度≥400 MPa；环氧树脂828，工业级，江苏三木集团生产；二乙烯三胺，化学纯，广州化学试剂厂。

2.2 纤维表面处理

先将PP短纤维浸泡在丙酮中以除去纤维表面的杂质，然后放入70 ℃的干燥箱中干燥2 h。将干燥后的纤维放入HD-1A型等离子体处理仪(中科常泰等离子科技有限公司)的反应室中，保持试样松弛铺展，利用低温等离子体进行处理，气氛为空气，压强为20 Pa，放电功率为100 W。

2.3 PP短纤维/环氧树脂复合材料的制备

称取一定量的PP短纤维均匀分散在 环氧树脂中，然后加入一定量的二乙烯三胺和消泡剂，搅拌均匀后浇注到模具中，放入真空干燥箱中脱除气泡后先在60 ℃下固化1 h，并在120 ℃下后固化2 h。将固化后的试样自然冷却至室温脱模，用于性能测试。

2.4 测试与表征

红外光谱测试(FTIR)在德国BRVKER公司VERTEX70型红外光谱仪上进行，测试波长范围500 cm-1-4000 cm-1，平均扫描20次。使用SU1510型扫描电子显微镜(日本日立集团，SEM)对改性前后的PP短纤维形貌及复合材料冲击断面形貌进行观察。采用WDW—50C型号万能材料试验机(上海华龙测试仪器有限公司)测试复合材料样条的拉伸性能，样条的制备与测试方法参照国标GB/T1040.1-2018进行；采用XJJ-5J冲击实验机(承德金和仪器制造有限公司)测试复合材料的样条的冲击性能，样条制备与测试方法参照按照国标GB/T1043.1-2008进行。

3 结果与讨论

3.1 PP短纤维的表面处理

未处理的PP短纤维表面光滑，没有活性基团，与环氧树脂混合并固化后不利于形成强的界面作用。因此，本研究先采用低温等离子体处理法对PP短纤维进行了表面处理。

图1为等离子体处理前后PP短纤维的红外光谱图。经过等离子体处理后，PP短纤维在3450 cm-1和1630 cm-1附近分别出现了-OH的伸缩振动峰和弯曲振动峰，这是因为纤维经高能量粒子轰击表面时，表面C-H键发生断裂，形成RO•、RO•等自由基及不稳定的ROOH活性基团[10]，由于是空气处理气氛，含有大量的氧气，这些自由基或活性基团可直接与氧气发生反应，生成较稳定的-OH极性基团[11]，使PP纤维表面自由能增大，有利于环氧树树脂更容易浸润纤维。

图1 PP短纤维经等离子体处理前后的红外光谱图

图2为PP短纤维等离子体处理前后的形貌图。从图可以看出，未处理前，PP短纤维表面光滑平整，而等离子体处理后的PP纤维表面变得粗糙，这是由于在高能量粒子的轰击下，PP纤维表面无定型区发生刻蚀现象，使得粗糙度增加，并在纤维表面产生活性基团，有利于增加纤维与基体的界面粘结性[12]。

图2 等离子体处理改性前后PP短纤维的表面形貌图

3.2 PP短纤维/环氧树脂复合材料的力学性能

图3、图4分别为PP短纤维含量对复合材料拉伸性能和冲击性能的影响。从图中可以看出，随着纤维含量的增加，复合材料的拉伸强度和冲击强度都呈现出先增大后减小的现象。当纤维含量为2 %时，复合材料的拉伸强度和冲击强大达到最大，力学性能达到最佳。此时的拉伸强度为60.7 MPa，冲击强度为15.3 KJ/m2，相对于纯环氧树脂固化产物分别提高了43.1 %和91.3 %。当纤维含量高于2 %时，可能是纤维含量高影响到纤维在树脂中的分散性，在固化过程中会造成二次聚集(见图5复合材料冲击断面形貌图)，聚在一起的PP纤维会产生缺陷，造成应力集中，从而反而降低了复合材料的力学性能。此外，随着PP短纤维含量增加，复合体系的粘度增加，在固化的过程中，复合材料内部气体不容易排出，在复合材料内产生气泡，从而复合材料的力学性能降低。另一方面当纤维含量过高时，树脂对纤维的浸润性不好会在相界面上形成空隙，很容易造成应力集中并影响复合材料的力学性能。

图3 纤维含量对PP短纤维/环氧树脂复合材料拉伸强度的影响

图4 纤维含量对PP短纤维/环氧树脂复合材料冲击强度的影响

利用经等离子体处理改性过的PP短纤维制备的环氧树脂复合材料的拉伸强度和冲击强度都要比未改性PP短纤维制备的环氧树脂复合材料高。当纤维含量为2 %，复合材料拉伸强度为71.5 MPa，冲击强度为18.6 KJ/m2，相对于未改性PP短纤维制备的复合材料分别提高了17.8 %和21.6 %。这是因为经过等离子体改性后的纤维表面接上了极性基团，且提高了纤维表面粗糙度，与环氧树脂基体的粘结力更强，有更高的界面能，从而更有利于应力在界面的传递，使复合材料的力学性能得到了提高。但是提高的效果并不明显，这可能是由于等离子体处理后，在纤维表面引入的极性基团并不稳定，固化后极性基团减少，与树脂基体的分子间作用力减少，导致等离子体改性后复合材料的力学性能提高不明显。

图5为不同聚丙烯纤维含量时，复合材料的冲击断面形貌图。从图中可以看到，当PP短纤维含量较低时(图a)，从断裂时纤维拔出的孔洞可以看出，PP短纤维在树脂中分散较为均匀，其冲击断面较为光滑，基本上符合脆性断裂，当纤维含量为2 wt%时，其冲击断面将逐渐变得粗糙，符合韧性断裂，且纤维在基体中分布较均匀，未看到纤维的变形，同时很少出现纤维直接从基体材料中拔出的孔洞，因此2 wt%时PP短纤维复合材料的力学性能最佳。当纤维含量达到3 wt%、4 wt%时，可以看到PP短纤维分布较为集中，导致在树脂基体中出现较多的缺陷，且断裂时纤维的变形，此时在树脂基体断裂时，PP纤维并未断裂，而是发生较大变形后才被扯断。

图5 不同纤维含量的PP短纤维/环氧树脂复合材料冲击断面

图6为纤维含量为2 %时，利用不同长度的PP短纤维制备的环氧树脂复合材料的力学性能。从图可知，随着纤维逐渐变长，复合材料的拉伸强度和冲击韧性出现先增大后减小的现象。当纤维的长度为9 mm时，此时复合材料的拉伸强度和冲击韧性达到最大，力学性能达到最佳。聚丙烯纤维长度较短时，在环氧树脂基体中存在增强盲区，达不到增强效果；当纤维超过一定长度后，聚丙烯纤维在树脂基体中不能均匀分散，部分纤维团聚，团聚在一起的纤维导致复合材料产生缺陷，造成应力集中，从而反而降低了复合材料的力学性能[13]。

图6 不同长度的PP短纤维/环氧树脂复合材料力学性能

4 结论

本文通过等离子体处理方法对聚丙烯短切纤维进行了表面改性，改性后纤维表面粗糙度增加，红外光谱图出现了-OH的特征吸收峰。随着纤维在环氧树脂中含量的不断增加，复合材料的拉伸强度和冲击强度均出现了先增大后减小的现象，当纤维的含量为2 %时，此时的复合材料的力学性能最佳。改性过的聚丙烯纤维/环氧树脂复合材料的拉伸强度和冲击强度较未改性的纤维复合材料略高。纤维的长度会影响复合材料的力学性能，当纤维为9 mm时，复合材料力学性能最佳。