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TPV的性能決定TPV材料的應(yīng)用領(lǐng)域。其中力學(xué)性能最為基本。首先了解一下TPV拉伸過(guò)程中的機(jī)理。TPV拉伸試驗(yàn)中的FEM分析表明，在固態(tài)變形期間，PP相僅部分產(chǎn)生形變。薄PP層在赤道區(qū)域（垂直于施加的負(fù)載）產(chǎn)生形變，PP相的其余部分不受影響。酚醛樹脂交聯(lián)PP/EPDM-TPV的變形機(jī)理，在PP/EPDM-TPV拉伸過(guò)程中，大多數(shù)PP作為EPDM顆粒之間的粘合點(diǎn)發(fā)生形變。在拉伸回復(fù)期間，部分PP被彈性EPDM拉回，小部分PP發(fā)生不可逆形變。TPV動(dòng)態(tài)形變和回復(fù)示意圖，如圖1-1所示。Oderkerk等利用原子力顯微鏡（AFM）和透射電鏡（TEM）證明了尼龍6/EPDM-TPV的微觀力學(xué)形變和應(yīng)變恢復(fù)過(guò)程中，塑性變形在橡膠顆粒之間的最薄區(qū)域開始。

圖1-1熱塑性硫化膠形變和回復(fù)過(guò)程。

Fig.1-1 Sketch illustrating the deformation and recovery of dynamically vulcanized blends.

TPV的力學(xué)性能及影響因素

TPV的力學(xué)性能是最重要的性能之一。其力學(xué)性能通常用拉伸曲線來(lái)表示。與傳統(tǒng)橡塑共混物相比，TPV材料通過(guò)動(dòng)態(tài)硫化，橡膠高度交聯(lián)及破碎，導(dǎo)致相反轉(zhuǎn)，形成以橡膠為分散相，塑料為連續(xù)相的“海-島”結(jié)構(gòu)，并最終使得橡塑共混物具有較高的力學(xué)性能和彈性性能。最常見的PP/EPDM-TPV材料，由于橡膠發(fā)生交聯(lián)形成網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)使得共混物具有更好的橡膠彈性性能，包括彈性模量大、永久變形（拉伸或壓縮變形）小。

TPV力學(xué)性能主要取決于橡膠相的交聯(lián)程度、橡膠/塑料（R/P）組成比、橡膠顆粒的尺寸和尺寸分布、交聯(lián)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)、塑料基質(zhì)的厚度、塑料相與橡膠相的相容性、TPV中的添加劑和動(dòng)態(tài)硫化（DV）條件等。

一、橡膠相交聯(lián)程度對(duì)力學(xué)性能的影響。

在交聯(lián)劑含量較低時(shí)，共混物的拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率隨著橡膠相交聯(lián)程度增加而增加，當(dāng)?shù)竭_(dá)一定量時(shí)，共混物的拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率不再隨著交聯(lián)劑的增加而改變，進(jìn)一步增加交聯(lián)劑用量，導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率降低。研究表明在過(guò)氧化物交聯(lián)體系用量較低時(shí)，EOC/PP-TPV材料的拉伸強(qiáng)度、斷裂伸長(zhǎng)率和撕裂強(qiáng)度隨著過(guò)氧化物交聯(lián)體系用量的增加而提高。達(dá)到最大值后，繼續(xù)增加過(guò)氧化物交聯(lián)體系的用量導(dǎo)致EOC/PP-TPV材料的拉伸強(qiáng)度、斷裂伸長(zhǎng)率和撕裂強(qiáng)度下降如圖1-2所示。這是由于少量的過(guò)氧化物下，交聯(lián)緩慢，有利于交聯(lián)EOC顆粒的形成及均勻分散，在大量過(guò)氧化物下，交聯(lián)速率和交聯(lián)程度提高，形成粗交聯(lián)的EOC顆粒，導(dǎo)致EOC/PP-TPV材料的斷裂伸長(zhǎng)率小。

圖1-2不同過(guò)氧化物含量的EOC/PP-TPV拉伸強(qiáng)度、斷裂伸長(zhǎng)率和撕裂強(qiáng)度。

Fig.1-2 Tensile strength, elongation at break and tear strength as a function of theperoxide concentration for phase mixed EOC/PP-TPV.

二、橡膠顆粒尺寸（dn）和塑料基質(zhì)厚度（IDpoly）對(duì)力學(xué)性能的影響。

TPV的拉伸強(qiáng)度隨著dn和IDpoly的減少而增加。L'bee等制備不同橡膠顆粒尺寸的TPV，其范圍為1-70 μm，隨著dn減少TPV的拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率增加，但是彈性模量減小，彈性模量的減小是由于聚丙烯中β晶體比例的增加以及界面出晶體的排列和取向造成的。結(jié)果表明， EPDM/PP-TPV的拉伸強(qiáng)度、斷裂伸長(zhǎng)率和彈性模量均隨著dn的減小而增加，如圖1-3所示。

圖1-3（a）不同dn的EPDM/PP-TPV樣品A-D的AFM相圖像（較淺和較暗的區(qū)域分別代表PP相和EPDM相）；（b）應(yīng)力-應(yīng)變曲線和（c）不同dn的EPDM/PP-TPV樣品A-D的彈性模量。

Fig.1-3 (a) AFM phase images of EPDM/PP-TPVs samples A–D with different dn. (The lighter and darker regions represent the PP and EPDM phases, respectively); (b) stress-strain curves and (c) elastic modulus of EPDM/PP-TPV samples A–D with different dn。

三、R/P組成比對(duì)力學(xué)性能的影響。

研究表明，由于塑料相和橡膠相的內(nèi)在分子特性不同，塑性相組成的增加導(dǎo)致TPV的拉伸強(qiáng)度增加但斷裂伸長(zhǎng)率減少。近年來(lái)，關(guān)于組成比對(duì)TPV力學(xué)性能的影響的研究主要集中在新型TPV體系上，如生物基TPV，Kang等人研究了BPE含量對(duì)生物基聚酯彈性體（BPE）/PLA-TPV的拉伸強(qiáng)度和硬度的影響，研究表明，隨著BPE含量的增加BPE/PLA-TPV的拉伸強(qiáng)度和硬度下降。當(dāng)BPE含量增加到80 wt%時(shí)，由于高含量BPE顆粒在PLA基體中的分散不均勻，TPV的斷裂伸長(zhǎng)率值也隨降低。

四、添加增容劑或原位增容對(duì)力學(xué)性能的影響。

一般情況下，可以通過(guò)增加橡膠和塑料之間的界面相互作用，改善TPV的相容性，進(jìn)而減小橡膠顆粒的尺寸，最終改善TPV的拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率。趙等研究了不同SBS用量對(duì)高抗沖聚苯乙烯（HIPS）/高乙烯基聚丁二烯橡膠（HVPBR）TPV的機(jī)械性能影響。研究表明添加12 phr的SBS作為增容劑，高抗沖聚苯乙烯（HIPS）/高乙烯基聚丁二烯橡膠（HVPBR） TPV的拉伸強(qiáng)度、斷裂伸長(zhǎng)率和撕裂強(qiáng)度顯著改善，這是由于SBS的存在增強(qiáng)了橡膠和塑料之間的界面相互作用，并減少了橡膠顆粒的尺寸。段等報(bào)道了由DCP引起PLLA基體鏈纏結(jié)的增強(qiáng)，引發(fā)了PLLA的分支反應(yīng)，改善了PLLA與NBR的相容性，使得NBR/PLLA-TPV的韌性大幅度提高。然而，在某些情況下，因?yàn)樵鋈輨┑膹椥阅Ａ康陀赥PV，增容劑的加入會(huì)降低TPV的彈性模量。

五、添加填料對(duì)力學(xué)性能的影響。

由于填料對(duì)TPV的增強(qiáng)作用和改性填料與TPV之間良好的界面相互作用，TPV的拉伸強(qiáng)度和模量隨著改性填料的加入而增加。但TPV的斷裂伸長(zhǎng)率隨著剛性填料含量的增加而降低。研究表明隨著納米二氧化硅含量的增加，馬來(lái)酸亞甲基丙烯單體橡膠（EPM）/PP-TPV的拉伸強(qiáng)度、模量和沖擊強(qiáng)度都得到了顯著改善。這是由于納米二氧化硅對(duì)TPV的強(qiáng)烈增強(qiáng)作用，納米硅的存在導(dǎo)致聚合物-填料相互作用增強(qiáng)，使得分散的橡膠相尺寸減小。陳等報(bào)道，隨著ZDMA的加入，PP/EPDM-TPV的拉伸強(qiáng)度、硬度、撕裂強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率均增加。這是由于ZDMA與EPDM和PP反應(yīng)形成的一層厚厚的ZDMA納米顆粒。此外，ZDMA的加入減小了EPDM顆粒的尺寸。曹等報(bào)道，添加氫氧化鎂（MH）導(dǎo)致TPV模量增加和斷裂伸長(zhǎng)率急劇減少。然而，有機(jī)改性蒙脫土(o-MMT)取代少量MH后，TPV的拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率均顯著升高，且隨著o-MMT含量的增加，TPV的拉伸強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率值進(jìn)一步升高。

六、制備方法對(duì)力學(xué)性能的影響。

Babu等報(bào)道了相混合法制備的EOC/PP TPV比預(yù)混合或分批添加法制備的EOC/PP-TPV具有更細(xì)的橡膠結(jié)構(gòu)，因此具有更好的力學(xué)性能。通過(guò)控制FKM和SiR的交聯(lián)制備了三種PVDF/FKM/SiR-TPV，結(jié)果表明，交聯(lián)核/交聯(lián)殼TPV顯示出高于交聯(lián)核TPV、交聯(lián)殼TPV和PVDF/FKM/SiR物理共混物的拉伸強(qiáng)度，如圖1-4所示。主要原因是交聯(lián)FKM殼層包封在交聯(lián)SiR上形成的交聯(lián)核/交聯(lián)殼TPV能更有效地傳遞應(yīng)力。此外，交聯(lián)FKM殼層在外加應(yīng)力作用下可以作為有效的過(guò)渡層。

圖1-4（a）PVDF/SR/FKM-TPV的核-殼動(dòng)態(tài)硫化示意圖（b）具有交聯(lián)控制微結(jié)構(gòu)的PVDF/FKM/SR共混物的應(yīng)力-應(yīng)變曲線（c）PVDF/FKM/SR簡(jiǎn)單共混物中可能的應(yīng)力線分布模型（d）PVDF FKM/SR核/殼雙交聯(lián)TPV應(yīng)力線分布的模型。

Fig.1-4 (a) Schematic of core−shell dynamical vulcanization of PVDF/SR/FKM-TPV; (b) Stress−strain curves of PVDF/FKM/SR blends with crosslinking-controlled microstruc-tures, (c) possible model of stress line distribution in PVDF/FKM/SR simple blend, (d) possible model of stress line distribution in the PVDF/FKM/SR core/shell bicrosslinked TPV.