线性低密度聚乙烯

684高　　分　　子　　学　　报2003年

切片,再用日本HitachiH2800型透射电镜观察其微观形态.

用吴忠试验机械厂产XJ2300A型冲击试验机

)测定材料的悬臂梁缺按GB1843280(低温-23℃

口冲击强度.

用Instron24706万能材料试验机按GB1042292测定材料的拉伸性能.

用日本岛津FTIR28400型红外光谱仪测定薄膜的红外吸收性能.薄膜对7～11μm红外线的平均透过率可表示为:T=

)ρλTdλλTdλT(λΠρ

∫∫

(1)

复合材料的TEM照片.由图可见,纳米SiO2在基体中很少以单个原始粒子的形态存在,大多形成

了平均粒径在100～150nm的聚集体.当SiO2含量增加时,较大的聚集体数量明显增多且大小分布更不均匀.图1(c)为用纳米SiO2MN1P2T制得复合材料的TEM照片.由照片可知,与相同含量的干法处理体系相比,经湿法处理后,纳米SiO2在基体中的分散状况明显改善,聚集体粒径变小且分布均匀.若将硅烷偶联剂与分散剂复配后进行纳米SiO2.米材料的力学性能图2为复合材料的冲击强度与纳米SiO2含量的关系.由图可知,随着SiO2含量的增加,复合材料的冲击强度呈峰形变化.当SiO2含量为3phr时,冲击强度达最大值.此后,冲击强度随SiO2含量增加而下降.

当复合材料中纳米SiO2含量较低时,

其分散

λT为地热辐射能密度.式中ρ

率的相对积分面积表示.

采用日本产289.

2　211　LLDPEΠ纳米SiO2复合材料的TEM观察

图1(a),(b)为采用纳米SiO2MN1P20210制得

Fig.1　TEMphotoofLLDPEΠnano2SiO2composites(×104)

a)LLDPEΠMN1P20210(3phr);b)LLDPEΠMN1P20210(10phr);c)LLDPEΠMNIP2T(3phr)

状况良好.根据Lange的裂纹受阻理论,当材料受应力作用时,填充粒子可以起到促使裂纹发生偏转和分离的作用,导致材料的断裂能增加;另一方面,在填料与基体之间存在基体分子链吸附(物

[10]

理或化学吸附)在SiO2表面构成的界面层.材料受到应力时,该部分可以起到抑制裂纹增长的作用,使得裂纹尖端集中的动能和应变势能大部

[11]

分转化为非连续性的边界变形能.因此,复合材料冲击强度随纳米SiO2含量的增加而提高.但当复合材料中纳米SiO2含量较高时,一方面大的

[9]

聚集体数量明显增多,这些大的聚集体在应力的作用下很容易破坏,材料中的薄弱环节增多;同时,由于聚集体体积较大,应力集中作用也比小粒子要强得多.为此,高SiO2含量时,复合材料的冲击强度又随纳米SiO2含量增加而下降.

图3是复合材料的拉伸强度及断裂伸长率与纳米SiO2含量的关系.随着纳米SiO2的加入,复合材料的拉伸强度有所提高,当SiO2含量为3phr时达到最大值;而后随着SiO2含量继续增加,复合材料的拉伸强度下降,但下降幅度不大.当SiO2