Super-Ductile PBT alloy with Excellent Heat Resistance
Super-Ductile PBT Alloy With Excellent Heat Resistance Kazuhiro Hashima,1Kazuhiro Usui,1Luxiang Fu,1Takashi Inoue,1Ken-ichiro Fujimoto,2
Kentaro Segawa,2Tomiya Abe,2Hitoshi Kimura2
1Department of Polymer Science and Engineering,Yamagata University,Yonezawa992-8510,Japan
2Research and Development Center,Hitachi Cable,Ltd.,Hitaka,Hitachi319-1414,Japan
A super-ductile PBT alloy with excellent heat resistance was successfully fabricated by reactive blending of pol-y(butylene terephthalate)(PBT)with poly(ethylene-co-glycidyl methacrylate)together with linear low density polyethylene(LLDPE)and hydrogenated styrene-butadi-ene-styrene block copolymer(SEBS).It possesses a unique tensile stress–strain curve with no yielding point and large elongation at break,moreover,the alloy did not show serious deterioration of the mechanical prop-erties by high temperature annealing at1508C for96h. The structure-properties relationship is discussed on the basis of transmission electron microscopy,differen-tial scanning calorimetry,dynamic mechanical analysis, and wide-angle X-ray diffraction analysis.The outstand-ing ductile nature seems to come from the negative pressure effect of LLDPE(or LLDPE/SEBS)particles that dilates the PBT ligament matrix to enhance the local segment motions.POLYM.ENG.SCI.,48:1207–1213, 2008.a2008Society of Plastics Engineers INTRODUCTION
Crystalline polymers; e.g.,polyamide(PA)and poly (butylene terephthalate)(PBT)show the tensile stress–strain behavior depicted schematically by curve A in Fig.1. The stress–strain curve A shows a sharp yielding point. When it is stretched more,plastic deformation(necking) proceeds and then the stress starts to increase with the increase of strain.The strain hardening and the high yield stress may be unfavorable for the safety of car driver. That is,if an interior part of car is made of PA,the stress level might exceed over a certain limit r c,above which the car driver suffers a fatal damage,in the case of car accident.By contrast,the polymer material having a stress–strain property shown by curve B should be desira-ble for the car parts.The curve B implies a unique stress–strain behavior:no sharp yielding point,necking stress level being low and constant,and large elongation at break.If the curve B material is employed for car parts, the impact energy caused by car collision may be absorbed by the deformation of the car parts,without seri-ous damage of the driver.If exterior parts are made of the curve B material,the car would be friendly also for pedestrians.
For the car parts,long-term thermal stability is also required.The thermal aging of crystalline polymers usu-ally leads to the increase in modulus and in yield stress and the reduction in elongation at break.Such material deterioration should be prevented;i.e.,the curve B should be maintained even after a high temperature annealing (e.g.,at1508C for96h).
PBT is a commercially important engineering polymer with a wide range of applications[1].However,there is no research to improve the mechanical property focusing on the stress–strain curve B in Fig.1.It is well known that the elongation at break of PBT drops seriously with ageing time even at508C[2].By contrast,a lot of articles are reported for the toughing by elastomeric modi?ers, especially by core-shell rubber modi?er,such as MBS (methylmethacrylate-butadiene-styrene terpolymer)and SEBS(hydrogenated styrene-butadiene-styrene block co-polymer)[3–8].Several studies described the toughening PBT by reactive blending with maleic anhydride grafted polyole?ns and poly(ethylene-co-glycidyl methacrylate) (EGMA)[9–15].By blending a lower modulus polyole?n, the ductile character of PBT was shown to be improved [16–18].Referring such studies,in this article,we tried to develop the curve B material by choosing EGMA as a re-active compatibilizer,linear low density polyethylene (LLDPE),and SEBS to enhance the ductility. EXPERIMENTAL
PBT(Toraycon1401306)was purchased from Toray Co.,Ltd.SEBS(Septon8006,styrene content?34wt%) and LLDPE(0314M)were provided by Kuraray Co.,Ltd. and Idemitsu Petrochemical,respectively.EGMA with GMA content of6wt%(Bondfast2C)was obtained from
Correspondence to:Takashi Inoue;e-mail:tinoue@yz.yamagata-u.ac.jp Contract grant sponsor:New Energy and Industrial Technology Develop-ment Organization(NEDO).
DOI10.1002/pen.21080
Published online in Wiley InterScience(https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html,).
V C2008Society of Plastics Engineers
POLYMER ENGINEERING AND SCIENCE—-2008
Sumitomo Chemical Co.,Ltd.All the polymer pellets were dried in a vacuum oven at808C for at least8h before melt https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html,pounding recipes are shown in Table1.Melt blending was carried out using a twin-screw extruder TEM-35BS(Toshiba Machine)with screw diam-eter D?25mm and L/D?31.9,where L is the screw length.Screw speed was set at150rpm and the barrel temperature was at2608C.The extruded strands were cooled in a water bath,pelletized,and dried in an air oven for4h at808C.Injection molding was carried out in an injection molding machine(NP7Real Mini,Nissei Co.,Ltd.)to obtain tensile specimen(ASTM D412-80, thickness4mm)specimens.The barrel temperature and the mold temperature were set at260and508C, respectively.
The uniaxial tensile test was carried out following the ASTM D412-80at room temperature using a tensile tes-ter AG-100kN(Shimadzu)at a crosshead speed of5 mm/min.The stress–strain curves were obtained both for the as-mold specimens and the annealed specimens(after annealing at1508C for96h).
Differential scanning calorimetry(DSC)was carried out under nitrogen?ow at a heating or cooling rate of20 K/min using Perkin-Elmer DSC-7differential scanning calorimeter.Degree of crystallinity(X c)was calculated from the heat of fusion during heating,assuming the heat of fusion of145J/g for a perfect PBT crystal[19].
Dynamic mechanical analysis(DMA)was carried out with DMA50N(Rheo Laboratory)in the tensile mode.The dynamic storage and loss moduli were determined at a frequency of1Hz and a heating rate of38C/min as a function of temperature from2150to2008C.
Wide-angle X-ray diffraction(WAXD)pro?les were obtained using Cu-K a radiation(k?0.154nm,40kV,30 mA)generated by an X-ray diffractometer(RINT2000, Rigaku)at a scanning speed of48/min over an angular range38to608.The crystallite size,which is represented by the thickness of crystallite in the direction normal to each crystalline plane,was calculated using Scherrer’s equation
L hkl?
K l
b cos y(1)
where L hkl is the crystallite size,perpendicular to the (hkl)plane,K is the Scherrer constant(K?0.91),and y is the diffraction angle,and b is the half-width of the diffraction.
Morphology was observed under a transmission elec-tron microscopy(TEM CM300,Philips)operating at an acceleration voltage of200kV.In prior to the TEM ob-servation,the sample was ultra-microtomed at21208C to an ultrathin section about70nm thick,and then stained by ruthenium tetroxide(RuO4)in the gas phase at room temperature for20h.
RESULTS AND DISCUSSION
Figure2shows the tensile stress–strain curves of PBT and the blend V for as-mold and annealed specimens. Comparison for mechanical properties of as-mold and annealed specimens of PBT and PBT blends are shown in Table2.The sharp yielding point is seen for neat PBT. The sharp yielding disappears by blending soft polymers, SEBS and/or polyole?ns.It implies that the yield stress level of PBT can be easily reduced by just incorporating the soft polymers to approach the curve B in Fig.1.The elongation at break(E b)is improved by blending EGMA (II,IV,V)and SEBS(I).After annealing at1508C for
https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html,pounding recipe(wt%).
Sample code I II III IV V PBT8070707070 SEBS202020020 LLDPE0010255 EGMA01005
5
96h,the E b seriously decreases for neat PBT,blends I,II and III,as shown in Table 2.The retention of E b is fairly good for the blends IV and V.This suggests that a combi-nation of EGMA and LLDPE is prerequisite for the high retention of E b .Anyhow,we successfully developed the curve B materials (in Fig.1)with excellent thermal stabil-ity (blends IV and V).
As shown in Table 2,the modulus decreases with increasing the amount of soft polymers (I ?20wt%,II–V ?30wt%).The blend III (without EGMA)shows lower modulus than the others.This may suggest that without the reactive compatibilizer (EGMA)the adhesion between PBT matrix and the dispersed particles is so low that the stress transfer between the matrix and the par-ticles is in failure.By annealing,the modulus of neat PBT increases.The increase in modulus by annealing may be caused by the crystallization which usually makes the material more brittle;i.e.,the decrease in E b .By con-trast,the modulus of the blends (I–V)hardly increases.It is what we expected.
Figure 3shows DSC curves of (a)as-mold and (b)annealed specimens.Thermal parameters of PBT and PBT blends are shown in Table 3.All specimens show the endotherm peak at 2258C,assigned to the melting point of PBT.LLDPE containing blends (III–V)show another endotherm peak at 1128C,assigned to the melting
point of LLDPE.The degree of crystallinity (X c )esti-mated by the peak area around 2258C is shown in Table 3.For neat PBT,X c increased by the annealing.However,X c decreased for all blend specimens.It is hard to inter-pret.Probably,the estimation of X c only by the main peak around 2258C is not adequate.One has to pay attention to the broad endotherm at 150–2008C,which may be caused by the melting of small crystallites having the lower melt-ing points [20,21].Then whole DSC thermograms at 150–2358C should consist of the melting of small crystal-lites,the recrystallization,and the melting of the recrys-tallized (during DSC heating run)and pre-crystallized (during injection molding)crystallites.The right estima-tion of X c should be done by WAXD.
Figure 4shows WAXD patterns of the component pol-ymers (PBT and LLDPE)and the blend V for as-mold and annealed specimens.Two strong diffraction peaks at 2y ?21.288and 23.588can be assigned to (110)and (200)planes of PE crystal.All blend specimen show the same WAXD patterns as that of neat PBT (a form crys-tal),indicating no crystal form transition by the blending.The observed peaks are assigned to crystal planes as indi-cated in Fig.4[22].As a measure of X c ,we employed the intensity of the crystalline plane (001).The (001)dif-fraction is related to the lamellar thickness,since the c -axis is nearly perpendicular to the lamellar crystal surface [23].The (001)intensity is shown in Table 4.The inten-sities of PBT,blends II,IV,and V increased by anneal-ing.However,those of other systems (blends I and III)decreased.It is quite dif?cult to provide adequate inter-pretation of the change with https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html,pared the results in Tables 4and 2showing the E b change with
TABLE 2.Tensile properties of as-mold and annealed specimens of PBT and PBT blends.
Sample code Type of yielding a
Modulus (GPa)Yield stress (MPa)Elongation (%)Ultimate stress (MPa)as-mold annealed as-mold annealed as-mold annealed as-mold annealed PBT A 2.61 2.9654.062.113313.737.455.4I A 1.70 1.8130.632.419652.334.032.0II B 1.29 1.32——14785.630.530.9III B 1.20 1.30——27.831.123.325.7IV A 1.38 1.4530.233.319014831.330.4V
B
1.26
1.30
—
—
201
151
33.1
31.8
a
see Fig.
1.
FIG.3.DSC thermograms of PBT and the blend V for as-mold and annealed samples.
TABLE 3.Thermal parameters of PBT and PBT blends.
Sample code T PET m (8C)
T PE m (8C)
X PBT c (%)
as-mold annealed PBT 224.5—41.343.9I 224.2—41.040.9II 224.2—37.736.7III 223.6111.344.139.8IV 223.9111.641.539.9V
223.5111.0
40.1
38.2
DOI 10.1002/pen POLYMER ENGINEERING AND SCIENCE—-20081209
annealing,one can say that for neat PBT and blend II the increase in X c may leads to the serious decrease in the E b. For the blends I and III,the slight decrease in X c results in the small E b.For the blends IV and V,the retention of E b is fairly good even after a slight increase in the X c.
In Table5,the crystallite size(L)estimated by the Scherrer equation is summarized.The L was estimated using the(010)refraction(b direction)which is parallel to the lamellar growth direction[24].The L values are the order of10nm.Small changes in L by the annealing are seen in Table5.However,one cannot?nd a correla-tion between the results in Tables5and2showing the E b change with annealing.It may be caused a complexity in L;e.g.,the L value decreases by the formation of second-ary lamellar stacks.
Figure5shows TEM micrographs of the as-mold sam-ples observed at different magni?cations.Left micro-graphs are at low magni?cation,while right ones at high magni?cation.In the nonreactive system of the blend I (PBT/SEBS?80/20)as shown in Fig.5a and a0,there are sub-l m SEBS particles and their agglomerates of a few l m.In the dispersed particles,the domain structure of SEBS is seen.There is no essential difference in the morphology between the blends before and after anneal-ing.In the blend II(PBT/SEBS/EGMA?70/20/10)as shown in Fig.5b and b0,the particle size is smaller in this reactive system.Carboxyl chain end of PBT is expected to react with epoxy group of EGMA to form PBT-g-EGMA copolymer.The in situ-formed graft copolymer would play a role of emulsi?er to prevent coalescence then to render the small particles.Also,in this reactive
system,there is no essential change in the morphology
with the annealing.In the blend III(PBT/SEBS/LLDPE ?70/20/10)as shown in Fig.5c and c0,huge particles with irregular shape are seen.The dispersed particles con-
sist of SEBS and LLDPE.Again,there is no change in
the morphology with the annealing.In the blend IV
(PBT/LLDPE/EGMA?70/25/5)as shown in Fig.5d and
d0,one can say in this highly immiscible pair,PBT/
LLDPE,having high viscosity minor component,the par-
ticle size is well reduced below1l m.It may suggest a
nice emulsifying effect of the in situ-formed PBT-g-
EGMA copolymer.Also in this system,the change in the
morphology with annealing is hardly seen.In the blend V
(PBT/SEBS/LLDPE/EGMA?70/20/5/5)as shown in5e
and e0,the size of hybrid particles is much smaller,com-
pared with the corresponding nonreactive system(blend II
in Fig.5c and c0).Also in this four component system,
there is no change in morphology with annealing.
Now,on the basis of TEM observation,one should dis-
cuss the mechanical property.As shown in Fig.2and
Table2,the blend III(both as-mold and annealed)
showed very poor mechanical property.It may be caused
by the presence of the huge particles which act as the
defects.Other blends before annealing showed nice duc-
tility.The blend I changed to a brittle material with the
annealing.The ductility was maintained after the anneal-
ing only for the blends IV and V.There is no obvious dif-
ference in the particle size between the blend II(embrit-
tled by the annealing)and the blends IV and V(no seri-
ous deterioration with annealing).Then,one can conclude
that LLDPE is a necessary constituent to maintain the
ductility even after the annealing.
However,we have not discussed on a very naive ques-
tion:why and how the ductility of PBT can be enhanced
by blending with LLDPE and SEBS.The answer cannot
be provided by the DSC,WAXD and TEM results.
Figure6shows the results of DMA in terms of the
dynamic loss(tan d)as a function of temperature.A tan d
peak around608C is assigned to the T g of PBT.Another
peak for neat PBT at low temperature(around2848C)
should be associated with T b:so-called b-relaxation tem-
perature at which local segmental motion starts up.The
tan d peak at T b is clearly seen for neat PBT;however,it
disappears for all blends.It may suggest that the local
motion of PBT segments can take place even below T b.
In other words,the local segmental motion in the blends
is highly elevated at room temperature(tensile test tem-
perature),compared with neat PBT.Hence,the PBT ma-
trix of the blends could be more ductile.
TABLE 4.WAXD intensity of(001)diffraction as a measure of crystallinity.
Sample PBT I II III IV V as-mold17310591.658.279.165.5 annealed19893.310450.297.869.9
TABLE5.Crystallite size L(nm)estimated by the Scherrer equation. Sample PBT I II III IV V as-mold8.659.919.249.3411.139.34 annealed10.169.6810.428.569.56
9.56 FIG.4.WAXD patterns of PBT,LLDPE and the blend V for as-mold
and annealed samples.
1210POLYMER ENGINEERING AND SCIENCE—-2008DOI10.1002/pen
Then,to be discussed is why the T b is decreased by blending LLDPE and SEBS.The answer may be given by a shift of tan d peak for T g of EB (ethylene-co -butylene block of SEBS)at around 2408C.By the blending,it shifts to lower temperature;i.e.,the T g depression is observed.The T g depression has been observed in rubber-toughened plastics,e.g.,HIPS (high-impact polystyrene)and ABS (acrylonitrile-butadiene-styrene copolymer)[25,26],the blend of styrene-butadiene-styrene block copoly-mer with corresponding homopolymers [27],and aramid-butadiene multiblock copolymer [28,29].The depression of T g is explained by the negative pressure imposed on the dispersed (closed)rubber phase,resulting from differ-ential contraction due to the thermal shrinkage mismatch upon cooling from liquid state.The negative pressure in the dispersed particles,in turn,would cause a dilational effect for the matrix ligament between the particles.The
dilation would lead to a loose segment–segment aggrega-tion which may be favorable for the local segmental motions.This may be why the tan d peak around T b shifted to lower temperatures,broadened at the lower temperature region,and then became indistinct in the blends.The indistinct tan d peak at T b means that the PBT matrix in the blends turns to be more ductile at the higher temperatures,e.g.,at room temperature.
The negative pressure effect and the dilation of PBT matrix are expected to be bigger for the LLDPE contain-ing blends (IV and V),because LLDPE has very low T g (about 21138C)and it can shrink at wide temperature
range after freezing of PBT matrix at T PBT
g
.Another important point in Fig.6is that the T g depres-sion is not affected by the annealing.Then,the PBT ma-trix should be kept ductile even after the annealing.In Fig.6,the tan d peak near 608C is assigned to T g of
PBT.
FIG.5.TEM micrographs of the as-mold samples observed at different magni?cations:(a)(a’)blend I;(b)(b’)blend II;(c)(c’)blend III;(d)(d’)blend IV;(e)(e’)blend V.
DOI 10.1002/pen
POLYMER ENGINEERING AND SCIENCE—-20081211
The peak intensity decreased with the annealing.It hap-pens for all specimens,neat PBT and the blends I–V.It should be by the decrease of amount of amorphous PBT regions.The most plausible explanation is by the crystal-lization during the annealing.However,the results in Fig.6are not consistent with the results by WAXD analysis in Fig.4and Table 4,where X c increased for some sys-tems and decreased for others.A conceivable interpreta-tion may be the amorphous chains partly turned to be less mobile near the crystallite surface but they could not be
incorporated to the crystallites during the annealing.Any-how,the decrease of amorphous region would make the material more brittle.
Now,one may conclude that the high retention of E b after the annealing for the blends IV and V is due to the ductility of PBT matrix caused by the negative pressure in the LLDPE containing blends compatibilized by EGMA.The annealing may impose the decrease in the amount of amorphous chains.It may also lead to chemi-cal deterioration,e.g.,chain scission.The chain scission or the reduction of molecular weight usually leads to the embrittlement;the reduction of E b .However,when the PBT matrix is well dilated by the negative pressure effect,the high ductility would be maintained even after the physical and chemical deterioration by the annealing.
CONCLUSION
Thus we successfully developed the super-ductile PBT alloys,consisting of LLDPE as a necessary component and the reactive compatibilizer EGMA.The ductile nature can be maintained fairly well even after annealing at high temperature for long time (at 1508C for 96h).The ductil-ity seems to come from the negative pressure effect of rubber particles,which dilates the PBT matrix to enhance the local segmental motions.The reactive compatibiliza-tion may be required to reduce the particle size and to establish a strong interfacial adhesion which is required
to
FIG.5.(Continued
)
a stress transfer from the negative-pressure particle to the matrix to be dilated.The enhanced ductility seems to be so high that the physical and chemical damages by the annealing do not result in fatal deterioration. REFERENCES
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玻璃纤维增强塑料成型工艺
玻璃纤维增强塑料成型工艺 ----------------------- 第一章绪论 FRP（ Fiberglass Rei nforced Plastic S 或GRP（ GlassRei nforced PlasticS 或GFRP （Glass fibre reinforced plastics 。玻璃钢是玻璃纤维增强塑料的习惯叫法，是一种新型工程材料。它是以玻璃纤维及其制品作为增强材料，以合成树脂作基体材料，通过一定的成型工艺而制成的一种复合材料。三十年代在美国出现后，到二 次世界大战期间由于战争的需要才发展起来。战后逐渐转到了民用工业方面，并 获得了迅速发展。由于玻璃钢具有许多特殊优良的性能（如机械强度高、比重 小、耐化学腐蚀、绝缘性能好等等）。因此被普遍应用于火箭、导弹、航空、造船、汽车、化工、电器、铁路以及一般民用等工农业部门中。目前世界各国都非常重视研究和发展玻璃钢材料，迄今为止，人们不但研究试制成功各种各样有特殊性能的玻璃钢材料产品，而且研究成功各种各样的成型工艺。 第二章玻璃钢基础知识 1、玻璃钢的发展历史 1940年，美国一家实验室的技术人员不小心将加有催化剂的不饱和聚酯树脂倾倒在玻璃布上，第二天发现固化后的这种复合材料强度很高，玻璃钢遂应运 而生。1942年第一艘玻璃钢渔船问世；玻璃钢管试制成功并投入使用。二战其间，美国以手工接触成型与抽真空固化工艺，制造了收音机雷达罩与副油箱；利 用胶接技术制作了玻璃钢夹芯结构的收音机机翼。 1946年发明了以纤维缠绕法生产压力容器的方法。 1949年预混料DMC（BMC ）模压玻璃钢面试。 1950年真空袋与压力袋成型工艺研究成功；手糊环氧玻璃钢直升收音机旋翼面市。 20世纪50年代末，前苏联成功将玻璃钢用于炮弹引信体等军品及化工器材的生产。 1961年德国率先开发片状模塑料（SMC ）及其模压技术。 1963年玻璃钢波形瓦开始机械化生产，美、法、日先后有高生产率的边疆生产线投生。 1972年美国研究成功干法生产的热塑性片状模塑料。 20世纪80年代，开发了湿法生产的热塑性片大辩论模塑料。瑞士、奥地利离心法成型玻璃钢管得到发展；意大利工业化纤维缠绕玻璃钢管生产线技术成熟，产品大量使用于石化、轻工、轮船等领域。 1956年，时任重工业部副部长、后任建材工业部长的赖际发同志赴前苏联考察玻璃钢。俄文称玻璃钢为“玻璃塑料” （CTEKJIOIIJIACTHHK ），当时中文里没有相应的词。想到材料内有玻璃，强度又高，就叫“玻璃钢”。这就是“玻璃钢” 一词的由来。
玻璃纤维增强塑料的基础知识
玻璃纤维增强塑料（ＦＲP)基础知识 一.什么是复合材料 指一种材料不能满足使用要求，需要由两种或两种以上的才料，通过某种技术方法结合组成另一种能够满足人们需求的新材料,叫做复合材料。 二．什么是玻璃纤维增强塑料( Fiｂer Reiｎfｏrcｅd Plas ｔics） 指用玻璃纤维增强，不饱和聚酯树脂（或环氧树脂;酚醛树脂)为基体的复合材料，称为玻璃纤维增强塑料。简称FＲＰ由于其强度相当于钢材,又含有玻璃纤维且具有玻璃那样的色泽;形体和耐腐蚀;电绝缘；隔热等性能，在我国被俗称为“玻璃钢”。这个名称是原中国建筑材料工业部部长赖际发在1958年提出的一直延用至今。? 三.ＦRＰ的基本构成 基体（树脂）+ 增强材料+助剂+颜料+填料 １.基体（树脂)：环氧树脂；酚醛树脂;乙烯基树脂；不饱和聚酯树脂;双酚Ａ等 2．增强材料（纤维):玻璃纤维；碳纤维；硼纤维;芳纶纤维；
氧化铝纤维；碳化硅纤维;玄武岩纤维等。 3．助剂:引发剂(固化剂);促进剂；消泡剂；分散剂；基材润湿剂；阻聚剂;触边剂;阻燃剂等。 4．颜料:氧化铁红;大红粉;炭黑；酞青兰；酞青绿等。 多数为色浆状态。 5．填料:重钙；轻钙;滑石粉(4００目以上);水泥等。 ＰVC：聚氯乙烯,硬PVC和软PVC,硬ＰVC有毒。 PPR：聚丙烯。 PUR:泡沫。 ＰＲE：聚苯醚。 尼龙:聚酰胺纤维。 FＲP的发展过程：无法确定发明人。 四．FRＰ材料的特点: 1．优点: （１）质轻高强：FRＰ的相对密度在1.５~2.0之间，只有碳钢的1/４~１／5但是拉伸强度却接近甚至超过碳素钢,而强度可以与高级合金钢相比,被广泛的应用于航空航天;高压容器以及其他需要减轻自重的制品中。 (2) 耐腐蚀性好:FRP是良好的耐腐蚀材料，对于大气;水和一般浓度的酸碱;盐及多种油类和溶剂都有较好的抵抗力，已经被广泛应用于化工防腐的各个方面。正在取代碳钢;不锈钢;木材;有色金属等材料。
玻璃纤维增强塑料的基础知识
玻璃纤维增强塑料（FRP）基础知识一．什么是复合材料 指一种材料不能满足使用要求，需要由两种或两种以上的才料，通过某种技术方法结合组成另一种能够满足人们需求的新材料，叫做复合材料。 二．什么是玻璃纤维增强塑料（Fiber Reinforced Plastics）指用玻璃纤维增强，不饱和聚酯树脂（或环氧树脂；酚醛树脂）为基体的复合材料，称为玻璃纤维增强塑料。简称FRP 由于其强度相当于钢材，又含有玻璃纤维且具有玻璃那样的色泽;形体和耐腐蚀；电绝缘；隔热等性能，在我国被俗称为“玻璃钢”。这个名称是原中国建筑材料工业部部长赖际发在1958年提出的一直延用至今。 三．FRP的基本构成 基体（树脂）+ 增强材料+助剂+颜料+填料 1．基体（树脂）：环氧树脂；酚醛树脂；乙烯基树脂；不饱和聚酯树脂；双酚A等 2．增强材料（纤维）：玻璃纤维；碳纤维；硼纤维；芳纶纤维；氧化铝纤维；碳化硅纤维；玄武岩纤维等。
3．助剂：引发剂（固化剂）；促进剂；消泡剂；分散剂；基材润湿剂；阻聚剂；触边剂；阻燃剂等。 4．颜料：氧化铁红；大红粉；炭黑；酞青兰；酞青绿等。多数为色浆状态。 5. 填料：重钙；轻钙；滑石粉（400目以上）；水泥等。PVC：聚氯乙烯，硬PVC和软PVC，硬PVC有毒。PPR：聚丙烯。 PUR：泡沫。 PRE：聚苯醚。 尼龙：聚酰胺纤维。 FRP的发展过程：无法确定发明人。 四．FRP材料的特点： 1．优点： （1）质轻高强：FRP的相对密度在1.5~2.0之间，只有碳钢的1/4~1/5但是拉伸强度却接近甚至超过碳素钢，而强度可以与高级合金钢相比，被广泛的应用于航空航天；高压容器以及其他需要减轻自重的制品中。 （2）耐腐蚀性好：FRP是良好的耐腐蚀材料，对于大气；水和一般浓度的酸碱；盐及多种油类和溶剂都有较好的抵抗力，已经被广泛应用于化工防腐的各个方面。正在取代碳钢;不锈钢;木材；有色金属等材料。 （3）电性能好：FRP是优良的绝缘材料，用于制造绝缘体，
玻纤增强PP的特性
玻纤增强PP的特性 PP加玻纤，通常，PP材料的拉伸强度在20M~30MPa之间，弯曲强度在25M~50MPa之间，弯曲模量在800M~1500MPa之间。如果要想 把PP用在工程结构件上，就必须使用玻璃纤维进行增强。 PP加玻纤，通过玻璃纤维增强的PP产品的机械性能能够得到成倍甚至数倍的提高。具体来说，拉伸强度达到了65MPa~90MPa，弯曲强度达到了70MPa~120MPa，弯曲模量达到了3000MPa~4500MPa，这样的机械强度完全可以与ABS及增强ABS产品相媲美，并且更耐热。 PP加玻纤，一般ABS和增强ABS的耐热温度在80℃~98℃之间，而玻璃纤维增强的PP材料的耐热温度可以达到135℃~145℃。 增强改性PP所用的玻璃纤维，要求长度为0．4～0．6ram，若长度小于0．04mm，玻璃纤维只起填充作用而无增强效果，发达国家都在开发长丝增强注射材料。玻璃纤维含量在40％(质量分数)含量内，玻 璃纤维含量越高，PPR弹性模量、抗张、抗弯强度也越高。但一般不能超过40％，否则流动量下降，失去补强作用，一般在10％～30％。 PP填充改性，在PP中加入一定量的无机矿物，如滑石粉、碳酸钙、二氧化钛、云母等，可提高刚性，改善耐热性与光泽性；填加碳 纤维、硼纤维、玻璃纤维等可提高抗张强度；填加阻燃剂可提高阻燃性能； 填加抗静电剂、着色剂、分散剂等可分别提高抗静电性、着色性及流动性等；填加成核剂，可加快结晶速度，提高结晶温度，形成更多更小的球晶 体，从而提高透明性和冲击强度。因此，填充剂对提高塑料制品的性能、改善塑料的成型加工性、降低成本有显著的效果。 玻纤增强PP的应用 PP作为四大通用塑料材料之一，具有优良的综合性能、良好的化学稳定性、较好的成型加工性能和相对低廉的价格；但是它也存 在着强度、模量、硬度低，耐低温冲击强度差，成型收缩大，易老化等缺 点。因此，必须对其进行改性，以使其能够适应产品的需求。对PP材料 的改性一般是通过添加矿物质增强增韧、耐候改性、玻璃纤维增强、阻燃改性和超韧改性等几个途径，每一种改性PP在家用电器领域都有着大量 应用。 PP加玻纤材料，可以被用来制作冰箱、空调等制冷机器中的轴流风扇和贯流风扇。此外，它也可以用于制造高转速洗衣机的内桶、波轮、皮带轮以适应其对机械性能的高要求，用于电饭煲底座和提手、电子微波烤炉等对耐温要求较高的场所。
玻璃纤维增强塑料成型工艺
玻璃纤维增强塑料成型工艺 第一章绪论 FRP（Fiberglass Reinforced Plastics）或GRP（GlassReinforced Plastics）或GFRP（Glass fibre reinforced plastics）。玻璃钢是玻璃纤维增强塑料的习惯叫法，是一种新型工程材料。它是以玻璃纤维及其制品作为增强材料，以合成树脂作基体材料，通过一定的成型工艺而制成的一种复合材料。三十年代在美国出现后，到二次世界大战期间由于战争的需要才发展起来。战后逐渐转到了民用工业方面，并获得了迅速发展。由于玻璃钢具有许多特殊优良的性能（如机械强度高、比重小、耐化学腐蚀、绝缘性能好等等）。因此被普遍应用于火箭、导弹、航空、造船、汽车、化工、电器、铁路以及一般民用等工农业部门中。目前世界各国都非常重视研究和发展玻璃钢材料，迄今为止，人们不但研究试制成功各种各样有特殊性能的玻璃钢材料产品，而且研究成功各种各样的成型工艺。 第二章玻璃钢基础知识 1、玻璃钢的发展历史 1940年，美国一家实验室的技术人员不小心将加有催化剂的不饱和聚酯树脂倾倒在玻璃布上，第二天发现固化后的这种复合材料强度很高，玻璃钢遂应运而生。 1942年第一艘玻璃钢渔船问世；玻璃钢管试制成功并投入使用。二战其间，美国以手工接触成型与抽真空固化工艺，制造了收音机雷达罩与副油箱；利用胶接技术制作了玻璃钢夹芯结构的收音机机翼。 1946年发明了以纤维缠绕法生产压力容器的方法。 1949年预混料DMC（BMC）模压玻璃钢面试。 1950年真空袋与压力袋成型工艺研究成功；手糊环氧玻璃钢直升收音机旋翼面市。 20世纪50年代末，前苏联成功将玻璃钢用于炮弹引信体等军品及化工器材的生产。 1961年德国率先开发片状模塑料（SMC）及其模压技术。 1963年玻璃钢波形瓦开始机械化生产，美、法、日先后有高生产率的边疆生产线投生。 1972年美国研究成功干法生产的热塑性片状模塑料。 20世纪80年代，开发了湿法生产的热塑性片大辩论模塑料。瑞士、奥地利离心法成型玻璃钢管得到发展；意大利工业化纤维缠绕玻璃钢管生产线技术成熟，产品大量使用于石化、轻工、轮船等领域。 1956年，时任重工业部副部长、后任建材工业部长的赖际发同志赴前苏联考察玻璃钢。俄文称玻璃钢为“玻璃塑料”（CTEKJIOIIJIACTHHK），当时中文里没有相应的词。想到材料内有玻璃，强度又高，就叫“玻璃钢”。这就是“玻璃钢”一词的由来。
玻纤增强塑料的优缺点
本文摘自再生资源回收-变宝网（https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html,） 玻纤增强塑料的优缺点 玻纤增强塑料是在原有纯塑料的基础上，加入玻璃纤维和其它助剂，从而提高材料的使用范围。一般的来说，大部分的玻纤增强材料多用在产品的结构零件上，是一种结构工程材料；如：PP，ABS，PA66，PA6，PC，POM，PPO，PET，PBT，PPS。 优点： 1、玻纤增强以后，增强塑料不会应力开裂，同时，塑料的抗冲性能提高很多； 2、玻纤增强以后，玻纤是耐高温材料，因此，增强塑料的耐热温度比不加玻纤以前提高很多，尤其是尼龙类塑料； 3、玻纤增强以后，玻纤是高强度材料，从而也大提了塑料的强度，如：拉伸强度，压缩强度，弯曲强度，提高很多； 4、玻纤增强以后，由于玻纤和其它助剂的加入，增强塑料的燃烧性能下降很多，大部分材料不能点燃，是一种阻燃材料；
5、玻纤增强以后，由于玻纤的加入，限制了塑料的高分子链间的相互移动，因此，增强塑料的收缩率下降很多，刚性也大大提高。 缺点： 1、玻纤增强以后，所有塑料的韧性降低，而脆性增加； 2、玻纤增强以后，由于玻纤的加入，不加玻纤前是透明，都会变成不透明的； 3、玻纤增强以后，由于玻纤的加入，所有材料的熔融粘度增大，流动性变差，注塑压力比不加玻纤的要增加很多； 4、玻纤增强以后，由于玻纤的加入，流动性差，为了正常注塑，所有增强塑料的注塑温度要比不加玻纤以前提高10℃-30℃； 5、玻纤增强以后，由于玻纤和助剂的加入，增强塑料的吸湿性能大加强，原来纯塑料不吸水的也会变得吸水，因此，注塑时都要进烘干 本文摘自变宝网-废金属_废塑料_废纸_废品回收_再生资源B2B交易平台网站； 变宝网官网：https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html,/?qx 买卖废品废料，再生料就上变宝网，什么废料都有！
玻纤增强塑料在成型中应注意的问题
玻璃纤维知识 玻纤增强塑料的成型加工可以采用挤出、注射、压制等方法，或其他其他特殊成型方法。对于热塑性玻纤增强塑料的粒料，采用单螺杆或双螺杆挤出，制造成品时，多数采用注射成型法。 成型时的主要问题是： *玻纤含量增大时，熔融粘度大，成型困难； *玻纤与树脂混合混炼不匀时，影响制品性能； *制品具有方向性； *制品表面光泽度降低，加大设备磨损。 *必须重视由于热分解造成的设备腐蚀和磨损。对于高填充聚氯乙烯，单螺杆的寿命只有一年多。 绝缘单梯的主要技术要求： （一）绝缘单梯外观、装配 1、绝缘梯外观：绝缘梯各部件外形不得有尖锐棱角，应倒圆弧。 2、绝缘梯装配：应符合YB3205之规定 （二）绝缘单梯一般要求 1、绝缘梯原材料应预选检验 2、绝缘梯使用的铝合金材料制件应做表面阳极氧化处理，轴类钢制件表面应有防护镀层；绝缘层压类材料制件加工表面应用绝缘漆进行处理。 3、绝缘梯金属部件表面粗糙度应≤6.3 绝缘梯各部件加工表面应规则、平整。绝缘部件表面应光滑、无气泡、皱纹或开裂，无明显的擦伤和过热痕迹，颜色应为本色（从浅黄绿到棕色） （三）绝缘单梯技术参数 产品别名：绝缘合梯,玻璃钢合梯,玻璃钢人字梯
产品材料: 绝缘玻璃钢 耐压等级: 220KV 产品规格：1.5米绝缘人字梯 同类产品规格: 2.0米绝缘人字梯、2.5米绝缘人字梯、3.0米绝缘人字梯、3.5米绝缘人字梯、4.0米绝缘人字梯、5.0米绝缘人字梯、6.0米绝缘人字梯。 绝缘单梯的主要技术要求： （一）绝缘单梯外观、装配 1、绝缘梯外观：绝缘梯各部件外形不得有尖锐棱角，应倒圆弧。 2、绝缘梯装配：应符合YB3205之规定 （二）绝缘单梯一般要求 1、绝缘梯原材料应预选检验 2、绝缘梯使用的铝合金材料制件应做表面阳极氧化处理，轴类钢制件表面应有防护镀层；绝缘层压类材料制件加工表面应用绝缘漆进行处理。 3、绝缘梯金属部件表面粗糙度应≤6.3 更多文章https://www.sodocs.net/doc/aa14229043.html, 玻璃纤维厂编辑：blxwwk 绝缘梯各部件加工表面应规则、平整。绝缘部件表面应光滑、无气泡、皱纹或开裂，无明显的擦伤和过热痕迹，颜色应为本色（从浅黄绿到棕色） （三）绝缘单梯技术参数 产品别名：绝缘合梯,玻璃钢合梯,玻璃钢人字梯 产品材料: 绝缘玻璃钢 耐压等级: 220KV 产品规格：1.5米绝缘人字梯 同类产品规格: 2.0米绝缘人字梯、2.5米绝缘人字梯、3.0米绝缘人字梯、3.5米绝缘人字梯、4.0米绝缘人字梯、5.0米
玻璃纤维增强塑料
玻璃纤维增强塑料(GRP)俗称玻璃钢 玻璃纤维增强塑料(GRP)俗称玻璃钢，是聚合物复合材料的主要品种。 它比普通塑料具有更强的耐冲击性；它质轻、机械强度高、耐腐蚀玻璃钢学名玻璃纤维增强塑料。它是以玻璃纤维及其制品（玻璃布、带、毡、纱等）作为增强材料，以合成树脂作基体材料的一种复合材料。复合材料的概念是指一种材料不能满足使用要求，需要由两种或两种以上的材料复合在一起，组成另一种能满足人们要求的材料，即复合材料。例如，单一种玻璃纤维，虽然强度很高，但纤维间是松散的，只能承受拉力，不能承受弯曲、剪切和压应力，还不易做成固定的几何形状，是松软体。如果用合成树脂把它们粘合在一起，可以做成各种具有固定形状的坚硬制品，既能承受拉应力，又可承受弯曲、压缩和剪切应力。这就组成了玻璃纤维增强的塑料基复合材料。由于其强度相当于钢材，又含有玻璃组分，也具有玻璃那样的色泽、形体、耐腐蚀、电绝缘、隔热等性能，象玻璃那样，历史上形成了这个通俗易懂的名称“玻璃钢”，这个名词是由原国家建筑材料工业部部长赖际发同志于!")# 年提出的，由建材系统扩至全国，现在还普遍地采用着。 由此可见，玻璃钢的含义就是指玻璃纤维作增强材料、合成树脂作粘结剂的增强塑料，国外称玻璃纤维增强塑料。 随着我国玻璃钢事业的发展，作为塑料基的增强材料，已由玻璃纤维扩大到碳纤维、硼纤维、芳纶纤维、氧化铝纤维和碳化硅纤维等，无疑地，这些新型纤维制成的增强塑料，是一些高性能的纤维增强复合材料，再用玻璃钢这个俗称就无法概括了。 考虑到历史的由来和发展，通常采用玻璃钢* 复合材料，这样一个名称就较全面了。 用途：玻璃钢作为一种新型的工程材料，由于它具有一些比较突出的优良性能，因此从尖端技术到国民经济各个部门，都有广阔的应用前景，而且随着生产技术发展的需要，玻璃钢的应用将越来越广泛。第二次世界大战期间，玻璃钢主要用于制造各种军需品和武器，如玻
常见塑料优缺点
常见塑料优缺点Last revision on 21 December 2020
常见塑料优缺点 优点耐酸碱，耐有机溶剂，电绝缘性优良，低温时，仍能保持一定的韧性。 缺点机械性能差，透气差，易变形，易老化，易发脆，易应力开裂，表面硬度低，易刮伤。难印刷，印刷时，需进行表面放电处理，不能电镀，表面无光泽 优点耐酸碱，耐有机溶剂，电绝缘性优良，低温时，仍能保持一定的韧性。表面硬度，拉伸强度，刚性等机械强度都高于LDPE，接近于PP，比PP韧，但表面光洁度不 如PP 缺点机械性能差，透气差，易变形，易老化，易发脆，脆性低于PP，易应力开裂，表面硬度低，易刮伤。难印刷，印刷时，需进行表面放电处理，不能电镀，表面无光泽 优点耐酸碱，耐有机溶剂，电绝缘性优良，低温时，仍能保持一定的韧性。表面硬度，拉伸强度，刚性等机械强度都高于LDPE，但低于HDPE；LLDPE的抗穿刺性是最好的，耐撕裂，特别适宜生产薄膜，生产出的薄膜比LDPE薄，但强度高。 缺点机械性能差，透气差，易变形，易老化，易发脆，脆性低于PP，易应力开裂，表面硬度低，易刮伤。难印刷，印刷时，需进行表面放电处理，不能电镀，表面无光泽 优点耐酸碱，不耐有机容剂，电绝缘性优良；有耐火自息性能，这对家电材料相当重 要，也比较耐磨，能消声减振； 硬质的PVC：表面硬度，拉伸强度，刚性等机械强度都高于PE，接近于ABS，可以做 工程材料。
软质的PVC，相当柔软，有橡胶弹性，耐折迭 缺点硬质的PVC，会低温变脆；软质的PVC，会低温变硬。加工过程中，对热敏感，热稳定性差，受热时，引起不同的降解；对硬质PVC，对应变敏感，变形后不能完全复原；对软质PVC，还有增塑剂外迁之敝（增塑剂外迁，引起材料变硬）；因为在加工过程中，多多少少会少量分解HCL气体，它会对设备和模具形成较大的腐蚀，因 此，要注意防腐。 优点：聚丙烯机械性能，在常温下，比PE ABS PS好，特别是温度超过80℃时，它的机械性能不至于下降很多；低温时，机械性能变的很差，发脆。高温，变软，刚性不 足；低温，延性破裂，发脆。 聚丙烯的表面硬度比不上PS ABS；但比PE高并有优良的表面光泽；因此，它可以 做家电外壳等产品。 聚丙烯最大的特点是它有良好的耐弯曲疲劳性；聚丙烯生产的活络铰链，能经受几十万次的折迭弯曲而不损坏。因此，它叫百折胶。 聚丙烯优良性还在于它能耐沸水蒸煮，而不损坏，因此，适宜做医疗器械，和餐 具。 聚丙烯的纵横向的拉伸强度相差特别大，因此，有很好的成纤性，适宜做纤维和绳 索 聚丙烯耐酸碱，耐很多有机溶剂，电绝缘性能优良。 缺点聚丙烯的最大缺点是，高温刚性不足，而低温发脆；耐环境能力差，室外使用，易变黄变色发脆。抗拉强度的各向异性大，制品易变形，连续使用温度低，蠕变性能 大，不耐长期载荷；印刷性能差。
玻璃纤维应用与发展
自20世纪30年代末期玻璃纤维问世以来，世界各国均致力于开发具有更高性能的特种功能玻璃纤维。科研人员通过改变玻璃的化学组与性能关系、改变玻璃纤维的截面形状、采用新的纤维成型工艺和表面处理技术等，成功研制了各种性能优异的玻璃纤维，如高强玻璃纤维、低介电常数玻璃纤维、耐高温的高硅氧玻璃纤维等。这些玻璃纤维品种成为高性能复合材料的重要增强基材和功能材料。 玻璃纤维具有耐高温、抗腐蚀、强度高、吸湿性低及伸长率小等一系列优异特性，是国民经济中不可或缺的高新技术材料。高强玻璃纤维的玻璃化学组分为二氧化硅-三氧化二铝-氧化镁（SiO2-Al2O3-MgO）或SiO2-Al2O3-氧化钙（CaO）-MgO。该类化学组分的玻璃纤维具有
高强度、高模量、耐高温和抗腐蚀等特性，与E玻璃纤维对比，其拉伸强度可提高30%～40%，弹性模量可提高10%～20%。 高强玻璃纤维生产的关键技术是玻璃熔制和纤维成型。因 SiO2-Al2O3-MgO系统玻璃熔制和析晶上限温度高，析晶速度快，玻璃液粘度大，气泡难排除，给拉丝作业带来了较大的困难。 高强玻璃纤维的强度比E玻璃纤维的强度高30%～40%，弹性模量高16%～20%。在制品研发初期，仅有平纹布及商品纱2类，后来陆续开发了高强/碳纤维、高强/石英纤维混织布，以及高强纱织造的仿形编织套、多轴向织物、三维立体织物等系列产品。与碳纤维、芳纶纤维相比，高强玻璃纤维具有明显的性价比优势，已广泛应用于国防军工、航空、船舶、高压容器、化工管道及石油工业装备等领域。
在国防军工方面的应用。用高强玻璃纤维增强塑料制成的导弹弹翼筒及炮弹引信等主件和零部件共70多种，实战使用效果良好。同时，我国还研制成功了几种火箭发动机壳体，防热及隔热效果非常好，能确保发动机正常运转。另外，由高强玻璃纤维制成的玻璃钢头盔，其防弹率可达90%以上，得到军工部门的普遍赞赏。 芜湖白云玻纤有限公司是一家专业从事玻璃纤维及其制品研发、生产、销售的公司，主要生产高、中、无碱玻璃纤维及其制品，产品函盖中、无碱玻璃纤维无捻粗纱、短切原丝、短切毡、电子级玻纤纱和玻纤布、缠绕纱、拉挤纱、喷射纱、SMC、等各种规格不同种类的产品。其中特别注重对改性塑料增强产品的研发与升级。白云推行“品牌+服务”经营战略，内抓管理外塑形象，本着“细木实‘芯’，鹰冠精品”的经营理念，努力创造出更加辉煌的业绩，为顾客、社会作出更大的贡献。
增强玻纤的用途
增强玻纤又称玻璃纤维增强塑料（也称玻璃钢，国际公认的缩写符号为GFRP或FRP），是一种品种繁多，性能较好，用途广泛的复合材料。它是由合成树脂和玻璃纤维经复合工艺，制作而成的一种功能型的新型材料，在国民经济建设中发挥了重要的作用。 其主要成分为二氧化硅、氧化铝、氧化钙、氧化硼、氧化镁、氧化钠等，根据玻璃中碱含量的多少，可分为无碱玻璃纤维（氧化钠0%～2%，属铝硼硅酸盐玻璃）、中碱玻璃纤维（氧化钠8%～12%,属含硼或不含硼的钠钙硅酸盐玻璃）和高碱玻璃纤维（氧化钠13%以上，属钠钙硅酸盐玻璃）。 增强玻璃纤维的用途：
1.增强刚性和硬度，玻纤的增加可以提高塑料的强度和刚性，但是同样的塑料的韧性会下降。例子：弯曲模量； 2、提高耐热性和热变形温度；以尼龙为例，增加了玻纤的尼龙，热变形性温度至少提高两倍以上，一般的玻纤增强尼龙耐温都可以达到220度以上； 3、提高尺寸稳定性，降低收缩率； 4、减少翘曲变形； 5、减少蠕变； 6、对阻燃性能因为烛芯效应，会干扰阻燃体系，影响阻燃效果； 7、降低表面的光泽度； 8、增加吸湿性；
9、玻纤处理：玻纤的长短直接影响材料的脆性的。玻纤如果处理不好，短纤会降低冲击强度，长纤处理好会提高冲击强度。要使得材料脆性不至于下降很大，就要选择一定长度的玻纤。 增强玻纤虽然用途广泛，但是要获得好的冲击强度，玻纤的表面处理和玻纤的长度至关重要！产品的含纤量多少也是一个关键的问题。我国一般采取10%、15%、20%、25%、30%等整数含量，而国外则根据产品的用途来决定玻纤的含量。 芜湖白云玻纤有限公司是一家专业从事玻璃纤维及其制品研发、生产、销售的公司，主要生产高、中、无碱玻璃纤维及其制品，产品函盖中、无碱玻璃纤维无捻粗纱、短切原丝、短切毡、电子级玻纤纱和玻纤布、缠绕纱、拉挤纱、喷射纱、SMC、等各种规格不同种类的产品。其中特别注重对改性塑料增强产品的研发与升级。白云推行“品牌+服务”经营战略，内抓管理外塑形象，本着“细木实‘芯’，鹰冠精品”的经营理念，努力创造出更加辉煌的业绩，为顾客、社会作出更大的贡献。
常见塑料优缺点
常见塑料优缺点 1.LDPE 优点耐酸碱，耐有机溶剂，电绝缘性优良，低温时，仍能保持一定的韧性。 缺点机械性能差，透气差，易变形，易老化，易发脆，易应力开裂，表面硬度低，易刮伤。难印刷，印刷时，需进行表面放电处理，不能电镀，表面无光泽 2.HDPE 优点耐酸碱，耐有机溶剂，电绝缘性优良，低温时，仍能保持一定的韧性。表面硬度，拉伸强度，刚性等机械强度都高于LDPE，接近于PP，比PP韧，但表面光洁度不如PP 缺点机械性能差，透气差，易变形，易老化，易发脆，脆性低于PP，易应力开裂，表面硬度低，易刮伤。难印刷，印刷时，需进行表面放电处理，不能电镀，表面无光泽3.LLDPE 优点耐酸碱，耐有机溶剂，电绝缘性优良，低温时，仍能保持一定的韧性。表面硬度，拉伸强度，刚性等机械强度都高于LDPE，但低于HDPE；LLDPE的抗穿刺性是最好的，耐撕裂，特别适宜生产薄膜，生产出的薄膜比LDPE薄，但强度高。 缺点机械性能差，透气差，易变形，易老化，易发脆，脆性低于PP，易应力开裂，表面硬度低，易刮伤。难印刷，印刷时，需进行表面放电处理，不能电镀，表面无光泽 4.PVC 优点耐酸碱，不耐有机容剂，电绝缘性优良；有耐火自息性能，这对家电材料相当重要， 也比较耐磨，能消声减振； 硬质的PVC：表面硬度，拉伸强度，刚性等机械强度都高于PE，接近于ABS，可以做工程 材料。 软质的PVC，相当柔软，有橡胶弹性，耐折迭 缺点硬质的PVC，会低温变脆；软质的PVC，会低温变硬。加工过程中，对热敏感，热稳定性差，受热时，引起不同的降解；对硬质PVC，对应变敏感，变形后不能完全复原；对软质PVC，还有增塑剂外迁之敝（增塑剂外迁，引起材料变硬）；因为在加工过程中，多多少少会少量分解HCL气体，它会对设备和模具形成较大的腐蚀，因此，要注意防腐。 5.PP 优点：聚丙烯机械性能，在常温下，比PE ABS PS好，特别是温度超过80℃时，它的机械性能不至于下降很多；低温时，机械性能变的很差，发脆。高温，变软，刚性不足；低 温，延性破裂，发脆。
玻纤增强PP的优缺点和工艺
玻纤增强P P的优缺点和工 艺 -标准化文件发布号：（9456-EUATWK-MWUB-WUNN-INNUL-DDQTY-KII
玻纤增强聚丙烯的优缺点和工艺 玻纤增强PP是在原有纯PP的基础上，加入玻璃纤维和其它助剂，从而提高材料的使用范围。一般的来说，大部分的玻纤增强材料多用在产品的结构零件上，是一种结构工程材料。 优点： 1. 玻纤增强以后，玻纤是耐高温材料，因此，增强塑料的耐热温度比不加玻纤以前提高很多。 2. 玻纤增强以后，由于玻纤的加入，限制了塑料的高分子链间的相互移动，因此，增强塑料的收缩率下降很多，刚性也大大提高。 3. 玻纤增强以后，增强塑料不会应力开裂，同时，塑料的抗冲性能提高很多。 4. 玻纤增强以后，玻纤是高强度材料，从而也大提了塑料的强度，如：拉伸强度，压缩强度，弯曲强度，提高很多。 5.玻纤增强以后，由于玻纤和其它助剂的加入，增强塑料的燃烧性能下降很多，阻燃变得困难。 缺点： 1. 玻纤增强以后，由于玻纤的加入，不加玻纤前是透明，都会变成不透明的。 2 .玻纤增强以后，塑料的韧性降低，而脆性增加。 3 .玻纤增强以后，由于玻纤的加入，所有材料的熔融粘度增大，流动性变差，注塑压力比不加玻纤的要增加很多。
4 .玻纤增强以后，由于玻纤的加入，流动性差，增强塑料的注塑温度要比不加玻纤以前提高10℃-30℃。 5 .玻纤增强以后，由于玻纤和助剂的加入，增强塑料的吸湿性能大加强，原来纯塑料不吸水的也会变得吸水，因此，注塑时都要进烘干。 6. 玻纤增强以后，在注塑过程中，玻纤能进入塑料制品的表面，使得制品表面变得很粗糙，斑斑点点。为了取得较高的表面质量，最好注塑时使用模温机加热模具，使得塑料高分子进入制品表面，但不能达到纯塑料的外观质量。 7 .玻纤增强以后，玻纤是硬度很高的材料，助剂高温挥发后是腐蚀性很大的气体，对注塑机的螺杆和注塑模具的磨损和腐蚀很大，因此，生产使用这类材料的模具和注塑机时，要注意设备的表面防腐处理和表面硬度处理。 玻纤增强PP产品工艺 1. 从产品性能方面考虑，所有的玻纤增强产品均要求剪碎后的玻纤有一定的长度，一般在0.4-0.8mm之间，才能起到增强作用：玻纤过短，只有填充的作用，而浪费其增强性能；玻纤过长，玻纤与物料之间的界面结合不好，会影响其增强效果，会导致产品的表面过于粗糙，不够光滑，表面性能不好。 2. 影响玻纤剪切的条件： 物料在玻纤口处必须熔化了85%以上，否则将因玻纤与物料之间严重的摩檫使玻纤被剪切得过碎； 玻纤口处温度不能过低，必须在所生产物料的熔点以上，否则将因料过冷，摩擦过大使玻纤剪切过碎。一般工艺表上已经考虑到这问题，生产时需要注意是保证温度波动不大即可。 3.增强PP常见问题
玻纤增强PP的优缺点和工艺
玻纤增强聚丙烯的优缺点和工艺 玻纤增强PP是在原有纯PP的基础上，加入玻璃纤维和其它助剂，从而提高材料的使用范围。一般的来说，大部分的玻纤增强材料多用在产品的结构零件上，是一种结构工程材料。 优点： 1. 玻纤增强以后，玻纤是耐高温材料，因此，增强塑料的耐热温度比不加玻纤以前提高很多。 2. 玻纤增强以后，由于玻纤的加入，限制了塑料的高分子链间的相互移动，因此，增强塑料的收缩率下降很多，刚性也大大提高。 3. 玻纤增强以后，增强塑料不会应力开裂，同时，塑料的抗冲性能提高很多。 4. 玻纤增强以后，玻纤是高强度材料，从而也大提了塑料的强度，如：拉伸强度，压缩强度，弯曲强度，提高很多。 5.玻纤增强以后，由于玻纤和其它助剂的加入，增强塑料的燃烧性能下降很多，阻燃变得困难。 缺点： 1. 玻纤增强以后，由于玻纤的加入，不加玻纤前是透明，都会变成不透明的。 2 .玻纤增强以后，塑料的韧性降低，而脆性增加。 3 .玻纤增强以后，由于玻纤的加入，所有材料的熔融粘度增大，流动性变差，注塑压力比不加玻纤的要增加很多。 4 .玻纤增强以后，由于玻纤的加入，流动性差，增强塑料的注塑温度要比不加玻纤以前提高10℃-30℃。 5 .玻纤增强以后，由于玻纤和助剂的加入，增强塑料的吸湿性能大加强，原来纯塑料不吸水的也会变得吸水，因此，注塑时都要进烘干。 6. 玻纤增强以后，在注塑过程中，玻纤能进入塑料制品的表面，使得制品表面变得很粗糙，斑斑点点。为了取得较高的表面质量，最好注塑时使用模温机加热模具，使得塑料高分子进入制品表面，但不能达到纯塑料的外观质量。
7 .玻纤增强以后，玻纤是硬度很高的材料，助剂高温挥发后是腐蚀性很大的气体，对注塑机的螺杆和注塑模具的磨损和腐蚀很大，因此，生产使用这类材料的模具和注塑机时，要注意设备的表面防腐处理和表面硬度处理。 玻纤增强PP产品工艺 1. 从产品性能方面考虑，所有的玻纤增强产品均要求剪碎后的玻纤有一定的长度，一般在0.4-0.8mm之间，才能起到增强作用：玻纤过短，只有填充的作用，而浪费其增强性能；玻纤过长，玻纤与物料之间的界面结合不好，会影响其增强效果，会导致产品的表面过于粗糙，不够光滑，表面性能不好。 2. 影响玻纤剪切的条件： 物料在玻纤口处必须熔化了85%以上，否则将因玻纤与物料之间严重的摩檫使玻纤被剪切得过碎； 玻纤口处温度不能过低，必须在所生产物料的熔点以上，否则将因料过冷，摩擦过大使玻纤剪切过碎。一般工艺表上已经考虑到这问题，生产时需要注意是保证温度波动不大即可。 3.增强PP常见问题 生产增强PP产品时，玻纤很难剪断，并且与所用的玻纤有关。生产不顺时会出现这样的现象：因玻纤过长，常把模头模孔堵住，引起断条，判断方法：在模头模孔处可看到一团团的玻纤，成品的截面处可明显看到成团的玻纤或在粒子的表层有切不断的玻纤，料条软而不脆，料条不能完全拗断，拗后将有一层连皮。或从拗断的声音可判断出来：增强效果差的料条拗断时的声音较沉，增强效果好的料条拗断时的声音较脆。俗称“玻纤不熔”。若生产时断条严重，并且料条较软，则成品的性能一定会降低。 根据PP材料的上述特点，生产增强PP时从玻纤口后到机头段的螺杆剪切很强。要避免“玻纤不熔”的现象除了保证螺杆玻纤口后面剪切强之外，螺筒磨损大小对其也影响很大。当机台磨损过大时常常以降低玻纤口后温度，特别时玻纤口至真空口之间的温度，提高熔体粘度来提高剪切，避免“玻纤不熔”。但玻纤口后温度不可降低过大以免玻纤剪切过碎，性能降低。
玻纤增强PP的特性
PP加玻纤，通常，PP材料的拉伸强度在20M~30MPa之间，弯曲强度在25M~50MPa之间，弯曲模量在800M~1500MPa之间。如果要想 把PP用在工程结构件上，就必须使用玻璃纤维进行增强。 PP加玻纤，通过玻璃纤维增强的PP产品的机械性能能够得到成倍甚至数倍的提高。具体来说，拉伸强度达到了65MPa~90MPa，弯曲强度达到了70MPa~120MPa，弯曲模量达到了3000MPa~4500MPa，这样的机械强度完全可以与ABS及增强ABS产品相媲美，并且更耐热。 PP加玻纤，一般ABS和增强ABS的耐热温度在80℃~98℃之间，而玻璃纤维增强的PP材料的耐热温度可以达到135℃~145℃。 增强改性PP所用的玻璃纤维，要求长度为0．4～0．6ram，若长度小于0．04mm，玻璃纤维只起填充作用而无增强效果，发达国家都在开发长丝增强注射材料。玻璃纤维含量在40％(质量分数)含量内，玻 璃纤维含量越高，PPR弹性模量、抗张、抗弯强度也越高。但一般不能超过40％，否则流动量下降，失去补强作用，一般在10％～30％。 PP填充改性，在PP中加入一定量的无机矿物，如滑石粉、碳酸钙、二氧化钛、云母等，可提高刚性，改善耐热性与光泽性；填加碳 纤维、硼纤维、玻璃纤维等可提高抗张强度；填加阻燃剂可提高阻燃性能； 填加抗静电剂、着色剂、分散剂等可分别提高抗静电性、着色性及流动性等；填加成核剂，可加快结晶速度，提高结晶温度，形成更多更小的球晶 体，从而提高透明性和冲击强度。因此，填充剂对提高塑料制品的性能、改善塑料的成型加工性、降低成本有显著的效果。 玻纤增强PP的应用
PP作为四大通用塑料材料之一，具有优良的综合性能、良好的化学稳定性、较好的成型加工性能和相对低廉的价格；但是它也存在着强度、模量、硬度低，耐低温冲击强度差，成型收缩大，易老化等缺点。因此，必须对其进行改性，以使其能够适应产品的需求。对PP材料的改性一般是通过添加矿物质增强增韧、耐候改性、玻璃纤维增强、阻燃改性和超韧改性等几个途径，每一种改性PP在家用电器领域都有着大量应用。 PP加玻纤材料，可以被用来制作冰箱、空调等制冷机器中的轴流风扇和贯流风扇。此外，它也可以用于制造高转速洗衣机的内桶、波轮、皮带轮以适应其对机械性能的高要求，用于电饭煲底座和提手、电子微波烤炉等对耐温要求较高的场所。 PP加玻纤材料。普通的短玻纤增强PP，由于含有的玻纤短，易翘曲，冲击强度低，受热容易变形，长玻纤能够克服短玻纤的上述缺陷，且制品具有较好的表面、较高的使用温度、较高的冲击强度，可应用于冰箱以及耐热性比较高的厨用电器等。 编辑本段优缺点及生产工艺 玻纤增强PP是在原有纯PP的基础上，加入玻璃纤维和其它助剂，从而提高材料的使用范围。一般的来说，大部分的玻纤增强材料多用在产品的结构零件上，是一种结构工程材料。 优点 1. 玻纤增强以后，玻纤是耐高温材料，因此，增强塑料 的耐热温度比不加玻纤以前提高很多。
解密玻璃纤维增强塑料优缺点
解密玻璃纤维增强塑料优缺点 玻璃纤维增强塑料(FRP)俗称玻璃钢，是一种以玻璃纤维增强不饱和聚酯、环氧树脂与酚醛树脂为基体材料的复合塑料。作为复合材料的一种，玻璃钢因其独特的性能优势，在航空航天、铁道铁路、装饰建筑、家居家具、建材卫浴和环卫工程等等相关行业中得到了广泛应用。 根据所采用的纤维不同，玻璃纤维增强塑料分为玻璃纤维增强复合塑料(GFRP)、碳纤维增强复合塑料(CFRP)和硼纤维增强复合塑料等。它以玻璃纤维及其制品(玻璃布、带、毡、纱等)为增强材料，以合成树脂为基体材料。纤维增强复合材料是由增强纤维和基体组成的。纤维(或晶须)的直径很小，一般小于10微米，是脆性材料，易损伤、断裂和受腐蚀。基体具有黏弹性和弹塑性，是韧性材料。 玻璃纤维增强塑料的相对密度在1.5～2.0之间，只有碳钢的1/4～1/5，但拉伸强度却接近甚至超过碳素钢，强度可以与高级合金钢媲美。因此，玻璃纤维增强塑料在航空、火箭、宇宙飞行器、高压容器以及在其他需要减轻自重的制品中应用广泛。某些环氧玻璃钢的拉伸、弯曲和压缩强度甚至能达到400兆帕以上。 主要优点： 1.耐腐蚀性能好对大气、水和一般浓度的酸、碱、盐以及多种油类和溶剂都有较好的抵抗力，已被应用于化工防腐的各个方面，正在取代碳钢、不锈钢、木材、有色金属等。 2.介电性能好是优良的绝缘材料，可用来制造绝缘体。高频下仍能保持良好介电性。
3.热性能良好热导率低，室温下为1.25千焦/(米?时?开)～1.67千焦/(米?时?开)，只有金属的1/100～1/1000，是优良的绝热材料。在瞬时超高温情况下，是理想的热防护和耐烧蚀材料，能保护宇宙飞行器在2000℃以上承受高速气流的冲击。 4.可设计性强可充分选择多种材料来满足不同产品的特性，如可以设计成耐腐的、耐瞬时高温的、产品某方面有特别高强度的、介电性特别好的等各种类型。 5.工艺性优良可根据产品的形状、技术要求、用途及数量来灵活地选择成型工艺;工艺简单，可以一次成型，尤其是对形状复杂、不易成型、数量少的产品来说，其工艺更显优越。 主要缺点： 1.弹性模量小弹性模量比木材大两倍，但比钢小，因此产品刚性不足，容易变形。但可以做成薄壳结构或夹层结构，也可通过高模量纤维或做加强筋等形式来弥补。 2.长期耐温性差FRP一般不能在高温下长期使用，通用型聚酯FRP在50℃以上时强度就会明显下降，一般只在100℃以下使用;通用型环氧FRP在60℃以上时强度有明显下降。但可以选择耐高温树脂，使其长期工作温度保持在200℃～300℃之间。 3.层间剪切强度低层间剪切强度是靠树脂来承担的，所以很低。可以通过选择工艺、使用偶联剂等方法来增强层间黏结力，在产品设计时应尽量避免层间受损。