何郁嵩,黃亞江,李光憲

(四川大學(xué)高分子科學(xué)與工程學(xué)院,高分子材料工程國家重點(diǎn)實驗室,四川成都610065)

流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)的研究進(jìn)展

何郁嵩,黃亞江＊,李光憲

(四川大學(xué)高分子科學(xué)與工程學(xué)院,高分子材料工程國家重點(diǎn)實驗室,四川成都610065)

介紹了流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)及演變研究進(jìn)展,并指出這是獲得性能優(yōu)異共混材料的關(guān)鍵。在流場下,不相容共混物分散相尺寸由破碎和凝聚等動力學(xué)過程決定。鑒于模型的理想化,早期研究主要針對牛頓流體,且分散相的變形、破碎和凝聚等理論均發(fā)源于此。對于聚合物共混物,其在本質(zhì)上與牛頓流體有很多相似之處,然而,獨(dú)特黏彈性質(zhì)卻是影響其相形態(tài)的重要因素。最后,對一些預(yù)測分散相尺寸的理論模型進(jìn)行了總結(jié),并重點(diǎn)討論了分散相濃度、聚合物彈性、增容和填料等因素對流場下分散相形態(tài)的影響。

聚合物;共混物;流場;不相容;分散相;形態(tài);破碎;凝聚

0 前言

多相不相容聚合物材料的性能不僅取決于各組分的性質(zhì),很大程度上還受到共混物相形態(tài)的影響[1]。分散結(jié)構(gòu)(海島結(jié)構(gòu))是最常見的相形態(tài)。當(dāng)一定配比的2種聚合物共混時,分散相會在流場下發(fā)生變形、破碎和凝聚,最終以液滴和纖維等形式分散在基體相中[2]。這些液滴和纖維的形狀、尺寸以及尺寸分布都會直接影響共混材料的性能。因此,研究流場對不相容聚合物共混物分散相形態(tài)的影響成為研發(fā)新型聚合物共混材料不可缺少的理論環(huán)節(jié)。本文將對流場下不相容聚合物共混物分散相的變形、破碎和凝聚等理論研究進(jìn)展以及實驗現(xiàn)象進(jìn)行簡要綜述,并重點(diǎn)討論了一些影響流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)的因素。

1 分散相的變形與破碎

給定一個流動場,分散相會在流場條件下發(fā)生變形和破碎。對于剪切流場下的牛頓流體,通常用毛細(xì)數(shù)(Ca)來表征它的穩(wěn)定性[3-4],如式(1)所示。

ηm——基體相黏度,Pa·s

γ12——兩相間的界面張力,N/m

R——分散相(液滴)的平均半徑,μm

剪應(yīng)力(ηm˙γ)是使分散相(液滴)發(fā)生變形的力;界面回縮張力(γ12/R)是驅(qū)使變形液滴回縮的力。用 D來定義簡單剪切場下液滴的變形度,如式(2)所示。

式中 L——液滴的長軸長度,μm

B——液滴短軸長度(寬度),μm

Taylor的小變形理論認(rèn)為 D由Ca和黏度比(p)決定,如式(3)所示。

當(dāng) p值為0.1～1,變形度 D=Cac≈0.5～0.6時,液滴就會發(fā)生破碎;但當(dāng) p超過2.5時,液滴將維持近球形,在強(qiáng)大的外界扭矩下發(fā)生剛性旋轉(zhuǎn),并且不發(fā)生破碎。Grace[5]通過大量實驗數(shù)據(jù)擬合出剪切場下分散相(液滴)發(fā)生破碎的最大黏度比為3.8,并指出在拉伸流場下,分散相(液滴)的破碎不受黏度比的限制。由此可知,流場條件是影響分散相變形與破碎的重要因素,并且在剪切流場下,黏度比直接決定了臨界毛細(xì)數(shù)(Cac)的大小。De Bruijn結(jié)合實驗擬合了簡單剪切場下牛頓流體液滴破碎的 Cac,結(jié)果表明Cac值僅與黏度比有關(guān):

以上理論模型為流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)的進(jìn)一步研究奠定了基礎(chǔ),但卻忽略了聚合物常見的剪切變稀和彈性效應(yīng)的影響。在剪切場下,通常將聚合物熔體的黏度處理成隨剪切速率變化的函數(shù)η(˙γ),而彈性則用隨剪切速率變化的第一法向應(yīng)力差N1(˙γ)或儲能模量G′(˙γ)來表示。由于各種聚合物熔體的黏度和彈性隨剪切的響應(yīng)不同,聚合物共混物黏度比和彈性比將隨剪切速率發(fā)生變化,從而影響分散相在流場下的微觀形態(tài)。

2 分散相的凝聚

凝聚是指2個或多個分散相(液滴)碰撞并且結(jié)合形成1個液滴的過程[6]。凝聚會導(dǎo)致分散相尺寸增大,尺寸分布變寬。掌握凝聚動力學(xué)過程有助于控制加工過程中凝聚對分散相形態(tài)的影響。一般來說,凝聚過程分為液滴碰撞、排膜和薄膜破碎3個步驟。

早期理論認(rèn)為分散相(液滴)之間的凝聚是它們簡單碰撞的結(jié)果。后來,Zeichner等[7]考慮了液滴之間的流體力學(xué)相互作用和液滴的尺寸分布對碰撞過程的影響,提出碰撞軌跡理論,原有碰撞軌跡由直線變?yōu)榍€,使液滴發(fā)生碰撞的運(yùn)動區(qū)域縮小,凝聚速率隨之減小。近年來,Ro ther等[8-9]將液滴小變形融入碰撞軌跡理論,并預(yù)測隨剪切速率增加凝聚效率減小。但他們預(yù)測凝聚效率會隨黏度比單調(diào)遞增的結(jié)果與實際情況相反。這也說明凝聚過程并不只是液滴的碰撞。Chesters[10]最早提出排膜理論,認(rèn)為當(dāng)2個液滴接近至一定程度時開始變形,并在其內(nèi)部形成回流,同時在2個液滴之間擠出一層基體相薄膜(薄膜的流動方向與粒子的運(yùn)動方向垂直)。當(dāng)薄膜的厚度小于1個臨界值hc便會發(fā)生凝聚過程的第3個步驟——薄膜破碎。排摸理論認(rèn)為凝聚效率會隨著 Ca、p、液滴平均半徑和臨界膜厚之比(D/hc)的增大而增大,同樣錯誤地預(yù)測了凝聚效率和黏度比的關(guān)系,主要原因歸結(jié)為其忽略了分散相的尺寸分布和碰撞軌跡。近年來,Lyu等[11]結(jié)合早期碰撞理論、碰撞軌跡理論和排摸理論,提出了完整動力學(xué)公式,并預(yù)測出液滴凝聚使整個體系液滴體積平均半徑的增長快于數(shù)量平均半徑的增加。這一預(yù)測與聚苯乙烯/高密度聚乙烯(PS/PE-HD)共混物在不同的分散相體積分?jǐn)?shù)、剪切速率和黏度比條件下的實驗結(jié)果都是一致的。

在實驗方面,研究者們通?？疾煲旱纬叽珉S應(yīng)變的變化來確定凝聚的發(fā)生以及計算凝聚效率。Lyu[6]分析了剪切流場下PE-HD分散相在PS連續(xù)相中的粒徑變化,發(fā)現(xiàn)經(jīng)歷一定的剪切時間后,液滴的體積平均半徑隨應(yīng)變會有一個急劇的增加,表明液滴開始凝聚。剪切速率和體系黏度比越大、體積分?jǐn)?shù)越小,液滴凝聚就發(fā)生的越晚。Ziegler等[12]還發(fā)現(xiàn)在剪切誘導(dǎo)液滴凝聚的早期,在一定條件下液滴的粒徑呈現(xiàn)雙峰分布,并且這2個峰都滿足高斯分布。Perilla等[13]通過實驗和理論模型考察了聚合物在混沌混合器中共混時分散相的凝聚。結(jié)果表明,當(dāng)大部分流體進(jìn)入混沌混合階段時,凝聚呈減緩趨勢。另外,剪切速率和體系黏度比增加,凝聚也會受到抑制。

3 形態(tài)遲滯現(xiàn)象

流場下分散相的最終尺寸是液滴破碎和凝聚過程相互競爭的結(jié)果[14]。但是一些研究者發(fā)現(xiàn),在臨界的剪切速率下,分散相的平衡尺寸卻由其初始形態(tài)決定[15-16]。Elmendorp[15]最早討論了由分散相破碎和凝聚得到分散相尺寸和剪切速率的關(guān)系,如圖1所示。

圖1 液滴直徑與剪切速率的關(guān)系Fig.1 Relationship between drop let diameter and shear rate

從圖1可以看出,破碎線上方為破碎區(qū),凝聚線下方為凝聚區(qū)。給定一個恒定的剪切速率,分散相(液滴)在破碎區(qū)和凝聚區(qū)內(nèi)分別只經(jīng)歷破碎過程和凝聚過程,尺寸到達(dá)破碎線或凝聚線的對應(yīng)值時達(dá)到穩(wěn)態(tài)。凝聚線和破碎線的交點(diǎn)對應(yīng)的橫坐標(biāo)為臨界剪切速率(˙γcrit)。當(dāng)˙γ>˙γcrit時,分散相的穩(wěn)態(tài)尺寸取決于液滴的破碎和凝聚的競爭,是剪切速率的單一函數(shù),與剪切歷史無關(guān);當(dāng)˙γ<˙γcrit時,分散相的穩(wěn)態(tài)尺寸將取決于體系的初始形態(tài),并且存在一個以破碎線和凝聚線為邊界的形態(tài)遲滯區(qū)。在該區(qū)域內(nèi),分散相尺寸對破碎過程來說太小,但對凝聚過程來說在一定時間范圍內(nèi)又太大,分散相尺寸幾乎不隨剪切速率發(fā)生改變。

一些研究者用形態(tài)遲滯對一些理論和實驗現(xiàn)象進(jìn)行了驗證和解釋。M inale等[1]用形態(tài)遲滯現(xiàn)象結(jié)合實驗驗證了3種界面理論的適用黏度比范圍。Ziegler等[17]則用形態(tài)遲滯現(xiàn)象解釋了剪切誘導(dǎo)分散相凝聚早期出現(xiàn)的尺寸雙峰分布。此外,形態(tài)遲滯現(xiàn)象可望用于實際加工過程中,用于控制共混材料的微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能。通過一些技術(shù)手段控制˙γcrit的大小或形態(tài)遲滯區(qū)的范圍,可以抑制加工過程中剪切速率減小導(dǎo)致的分散相凝聚,并且避免剪切速率不均帶來的局部分散相凝聚,進(jìn)而達(dá)到穩(wěn)定分散相尺寸和尺寸分布的目的。

4 預(yù)測流場下分散相尺寸的理論模型

預(yù)測流場下分散相尺寸的理論模型大多建立在2個平衡的基礎(chǔ)上:單個分散相(液滴)的受力平衡;分散相(液滴)破碎和凝聚的動態(tài)平衡。以Taylor為代表的部分研究者僅考慮了液滴的受力平衡,也就是說忽略了液滴凝聚的影響,即要求共混物分散相濃度無限小。由 Taylor的小變形理論(一般假設(shè) D≈0.5)可以推導(dǎo)出預(yù)測分散相尺寸的公式,如式(5)所示。

式(5)能夠預(yù)測出牛頓流體分散相的尺寸,但由于其推導(dǎo)過程的高度理想化,因此不能很好地運(yùn)用于實際加工過程。Wu[18]在加工流場下擬合的預(yù)測分散相粒徑的公式運(yùn)用較廣泛,且不受黏度比的限制,如式(6)所示。

當(dāng) p>1時,使用正號;當(dāng) p<1時,使用負(fù)號。式(6)在推導(dǎo)過程中采用分散相質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%的體系,共混時有效剪切速率均為100 s-1,且忽略了聚合物的彈性和其他加工條件等因素的影響,因此也有一定的局限性。

Sundararaj等[19]考慮了不相容聚合物共混物分散相彈性對分散相尺寸的影響,把分散相彈性作為促使變形分散相(液滴)回復(fù)的力,因而液滴發(fā)生破碎的條件為:

在較低的剪切速率下:

式中 N1——第一法向應(yīng)力差,Pa

G′d——分散相的儲能模量,Pa

式(9)忽略了基體相彈性對分散相尺寸的影響。Ghodgaonkar等[20]重新建立了力的平衡,并認(rèn)為剪應(yīng)力和基體相的第一法向應(yīng)力是使分散相(液滴)變形的力,界面回縮張力和分散相的第一法向應(yīng)力是使變形液滴回復(fù)的力:

式中 G′m——基體相的儲能模量,Pa

公式(11)能定性預(yù)測出某些體系分散相尺寸隨剪切速率的變化,但由于其并未考慮黏度比、彈性比和各種力的方向的影響,因此不能進(jìn)行定量的預(yù)測。

一些研究者綜合考慮了流場誘導(dǎo)分散相破碎和凝聚對分散相尺寸的影響。其中最具代表性的是 Toki-ta[14]提出的理論模型,如式(12)所示。

式中 Pr——有效碰撞幾率

EDK——分散相粒子的宏觀破碎能,J

φ——分散相含量,%

但是一些研究者卻認(rèn)為式(12)過高地預(yù)測了 EDK對粒子破碎過程的影響,結(jié)果與實驗值并不相符[20-21]。

雖然目前預(yù)測流場下不相容聚合物共混物分散相尺寸的理論模型都有一定的局限性,但已經(jīng)能夠定性地預(yù)測出分散相尺寸隨剪切速率的變化趨勢。下一步需要對已有理論模型進(jìn)行修正,擴(kuò)展其適用范圍,并最終達(dá)到定量預(yù)測分散相尺寸的目的。

5 影響流場下分散相形態(tài)的其他因素

流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)主要由分散相的變形、破碎和凝聚等動力學(xué)過程決定。這些過程除了受到外界流場的影響,還受到很多其他因素的影響,如共混物各組分特性、組分間界面性質(zhì)、共混組成、工藝參數(shù)、增容和填料等。下面將對近年來的一些研究熱點(diǎn)進(jìn)行討論,主要包括:分散相含量、聚合物彈性、增容和填料的影響。

5.1 分散相含量

由公式(12)可以預(yù)測出分散相尺寸會隨著含量的增加而變大。其根本原因在于分散相含量的增加導(dǎo)致分散相(液滴)碰撞幾率增加,這使得液滴發(fā)生凝聚的可能性增加。Sundararaj等[19]通過實驗證實了這一點(diǎn),他們發(fā)現(xiàn)在聚丙烯(PP)/PS體系中隨著分散相 PS含量的增加,分散相尺寸增大,尺寸分布變寬。Zeng等[21]考察了加工過程中不相容聚合物共混物分散相含量對分散相尺寸的影響。結(jié)果表明,分散相含量小于1%時,分散相的平均尺寸不隨含量增加而變化;而當(dāng)分散相含量在1%～20%之間時,分散相的平均尺寸與含量的0.4次方成正比。通過理論分析可以推測:含量小于1%的體系,其粒徑的大小主要取決于分散相(液滴)的破碎過程,而剪切誘導(dǎo)凝聚的影響非常小;當(dāng)含量進(jìn)一步增大時,剪切誘導(dǎo)凝聚的影響增大,使得分散相尺寸增大。許多研究還表明,在分散相含量很高的條件下,分散相可能在特定條件下形成纖維結(jié)構(gòu)[22-23]。由此可以看出,不相容共混體系分散相含量直接決定了分散相的形狀、尺寸以及尺寸分布。

5.2 彈性

聚合物的特殊黏彈性表現(xiàn)為黏流態(tài)下儲能模量和第一法向應(yīng)力隨剪切速率增大而增大。這使得彈性成為影響流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)的重要因素。一般認(rèn)為,不相容聚合物共混物基體相彈性可以提高分散相(液滴)的變形和破碎的能力,而分散相彈性則削弱液滴的變形和破碎的能力[24-25]?；谶@樣的考慮,由式(9)和(11)可以預(yù)測出:隨著剪切速率的增加,分散相尺寸在處出現(xiàn)一個臨界最小值,當(dāng)<時,分散相的平均尺寸隨著剪切速率的增大而減小;當(dāng)時,分散相的平均尺寸隨剪切速率的增大而呈現(xiàn)增大的趨勢。式(10)引入了基體相彈性因子,其結(jié)果與PS/PP體系的實驗值更加相符。由此說明基體相彈性的影響是不可忽略的,這與Mechbal[24]認(rèn)為的基體相彈性對液滴變形的影響遠(yuǎn)小于分散相彈性的影響有一定的出入,可能是因為選擇體系的不同。還有研究者發(fā)現(xiàn)基體相彈性阻礙了液滴的破碎[25-26]。此外,M ighri等[27-28]通過顯微鏡直接觀察了等黏度彈性流體單個液滴的變形和破碎過程。他們用松弛時間比(λd/λm)來表征共混體系的彈性比 (k′),如式 (13)和(14)所示。

式中 λd——共混體系分散相松弛時間

λm——基體相松弛時間

N1d、N1m——分別是分散相和基體相的第一法向應(yīng)力

結(jié)果表明,在拉伸流場下,當(dāng) k′<0.2時,基體相的彈性對液滴的變形貢獻(xiàn)更大;當(dāng) k′>0.2時,分散相的彈性對液滴的變形貢獻(xiàn)更大。在剪切流場下,k′<4時,Cac隨 k′的增大而增大,但是,當(dāng) k′>4時,Cac不隨的k′增加而變化。Lerdwijitjarud等[29]研究了黏度比在剪切場下恒為0.5、1和2的聚合物共混體系穩(wěn)態(tài)毛細(xì)數(shù)(Cass)隨 N1d/N1m的變化,N1d/N1m表示共混體系的彈性比。結(jié)果顯示,3種體系的Cass均隨N1d/N1m的增加而增加,并且呈指數(shù)關(guān)系,指數(shù)范圍在1.7～1.9之間。

5.3 增容

通過原位反應(yīng)和加入共聚物等增容方式能夠使分散相尺寸減小、尺寸分布變窄[30-31],從而改善共混物組分的機(jī)械相容性。研究發(fā)現(xiàn),增容劑通常分布在兩相界面處,通過降低界面張力[32]或阻止分散相(液滴)凝聚[33]兩種不同機(jī)理減小分散相尺寸。而這兩種機(jī)理并不一定同時發(fā)生作用,與分散相含量有關(guān)。Lepers等[34]認(rèn)為當(dāng)共混物分散相含量很小(小于1%)時,分散相尺寸減小的主要原因是由界面張力減小導(dǎo)致的;而分散相含量較高時,共混物分散相尺寸減小則是由界面張力減小和凝聚受到抑制共同作用的結(jié)果,而抑制分散相凝聚是主要因素。Lyu等[35]在 PS/PE-HD共混體系中加入二嵌段共聚物PS-b-PE,通過改變剪切速率和嵌段共聚物的含量、相對分子質(zhì)量以及兩段的尺寸比考察增容對分散相凝聚過程的影響。結(jié)果表明,即使加入很少量嵌段共聚物,PE-HD分散相的凝聚過程也明顯受到抑制。假設(shè)所有的嵌段共聚物均分布在兩相界面處,當(dāng)剪切速率和共聚物相對分子質(zhì)量為特定值時,能有效抑制液滴凝聚的嵌段共聚物的最小含量會隨著剪切速率和共聚物相對分子質(zhì)量的增加而減小。在實驗中還發(fā)現(xiàn),當(dāng)嵌段共聚物中PS段相對分子質(zhì)量較大時,能夠更有效地抑制PE-HD分散相的凝聚。Jeon等[36]發(fā)現(xiàn)增容 PS/PMM A共混體系中,PMMA分散相(液滴)在剪切作用下被高度拉伸,即使剪切應(yīng)變達(dá)到10也沒有回縮;而未加入增容劑的體系,液滴在被拉伸后一段時間會自動回縮。他們用熒光標(biāo)記法觀察到增容劑在變形的液滴表面并不是均勻分布的,而是集中分布在變形液滴高度彎曲表面的附近,并通過減小界面張力來阻止變形液滴發(fā)生回復(fù)。

5.4 填料

在高分子材料中加入填料能夠降低材料的成本,提高材料的強(qiáng)度。此外,填料粒子還會影響聚合物共混體系的微觀相結(jié)構(gòu)[37]。填料粒子的種類、含量、形狀、尺寸等都會對材料的微觀結(jié)構(gòu)以及宏觀性能產(chǎn)生較大的影響[38-39]。而填料與聚合物之間的相互作用的差異還會使其在不相容聚合物共混物中有選擇的分布[40]:(1)分布在分散相;(2)分布在基體相;(3)均勻分布在兩相;(4)分布在兩相界面處。前面3種情況都可能改變體系各組分的黏度、彈性和界面張力[41]等,從而影響共混體系最終相形態(tài);最后1種情況則可能在界面處形成粒子層,阻止分散相的凝聚[42]。除此之外,粒子分散在兩相界面處,還可能將分散相橋接起來,導(dǎo)致液滴發(fā)生聚集,使共混物表現(xiàn)出凝膠特性[43]。Elias等[44]在PP/PS共混物中加入親水性和疏水性的納米SiO2,發(fā)現(xiàn)2種粒子的加入都明顯減小了PS分散相的尺寸。透射電鏡分析表明,親水性SiO2多分布在PS相中,而疏水性SiO2則分布在PP相中或PP/PS界面處,并且還觀察到親水性SiO2從 PP相向 PS相遷移的現(xiàn)象。據(jù)此他們把 PS分散相尺寸減小的原因歸結(jié)為:(1)當(dāng)SiO2分布在兩相中時,體系黏度比發(fā)生變化,界面張力減小;(2)當(dāng)SiO2分布在界面處時,納米粒子會形成殼層包覆液滴,阻止液滴凝聚。Vermant等[45]發(fā)現(xiàn)在聚二甲基硅氧烷/聚異丁烯(PDM S/PIB)體系中加入納米硅土粒子能夠有效抑制分散相的凝聚。流變測試顯示納米硅土粒子的加入使共混物微觀結(jié)構(gòu)對剪切的響應(yīng)發(fā)生改變,通過考察混合情況、預(yù)剪切速率和納米粒子濃度對混合形態(tài)的影響,并用低溫掃描電鏡觀察納米粒子在共混物界面的堆積狀況,得出納米粒子的加入對共混物相形態(tài)的影響與所謂的 Pickering乳液相似,并提出可用納米粒子替代嵌段共聚物來穩(wěn)定共混體系分散相尺寸。

6 結(jié)語

通過對共混物相形態(tài)的研究來指導(dǎo)配方和工藝無疑是聚合物共混領(lǐng)域取得進(jìn)一步發(fā)展的捷徑。研究流場下不相容聚合物共混物的分散相形態(tài),必須從分散相的變形、破碎和凝聚與流場條件的關(guān)系入手,并且透徹掌握各種因素對分散相形態(tài)的影響機(jī)理,從而達(dá)到控制和預(yù)測分散相形態(tài)的目的。目前的研究顯示流場條件以簡單剪切為主,而分散相在實際復(fù)雜流場加工條件下的形態(tài)演化研究仍然是一個巨大的挑戰(zhàn)。聚合物的獨(dú)特黏彈性質(zhì)及其對剪切速率依賴性是影響分散相形態(tài)的重要因素,相關(guān)的基礎(chǔ)理論研究有待進(jìn)一步深化。此外,填料增強(qiáng)聚合物已得到廣泛運(yùn)用,但填料在共混物中的分布以及對分散相形態(tài)的影響還處于探索階段,還沒有獲得系統(tǒng)的規(guī)律性認(rèn)識。因此,對流場下不相容聚合物共混物分散相形態(tài)還需開展更加深入的研究工作,為聚合物材料共混領(lǐng)域的發(fā)展奠定堅實的理論基礎(chǔ)。

[1] M inale M,Moldenaers P,Mew is J.Effectof Shear History on the Morphology of Immiscible Polymer Blends[J].Macromolecules,1997,30(18):5470-5475.

[2] Tucker C L,Moldenaers P.M icrostructural Evolution in Polymer Blends[J].Annual Review of Fluid Mechanics,2002,34:177-210.

[3] Taylor G.The Viscosity of a Fluid Containing Small D rops of Another Fluid[J].Proceedings of the Royal Society of London:Series A,1932,A 138:41-48.

[4] Taylor G.The Formation of Emulsions in Definable Fields of Flow[J].Proceedingsof the Royal Society of London:Series A,1934,A 146:501-523.

[5] Grace H.Dispersion Phenomena in High Viscosity Immiscible Fluid System s and App lication of Static M ixers as Dispersion Devices in Such System s[J].Chemical Engineering Communications,1982,14(3):225-277.

[6] Lyu S,Bates F,Macosko C.Coalescence in Polymer Blends During Shearing[J].A IChE Journal,2000,46(2):229-238.

[7] Zeichner G,Schowalter W.Use of Trajecto ry Analysis to Study Stability of Colloidal Dispersions in Flow Fields[J].A IChE Journal,1977,23(3):243-254.

[8] Rother M,Davis R.The Effect of Slight Deformation on D rop let Coalescence in Linear Flow s[J]. Physics of Fluids,2001,13(5):1178-1190.

[9] Ro ther M,Zinchenko A,Davis R.Buoyancy-driven Coalescence of Slightly Deformable D rops[J].Journal of Fluid Mechanics,1997,346:117-148.

[10] Chesters A.The Modelling of Coalescence Processes in Fluid-liquid Dispersions:A Review of Current Understanding[J].Chemical Engineering Research and Design,1991,69(2):259-270.

[11] Lyu S,Bates F,Macosko C.Modeling of Coalescence in Polymer Blends[J].A IChE Journal,2002,48(1):7-14.

[12] Ziegler V,Wolf B.Bimodal Drop Size Distributions During the Early Stages of Shear Induced Coalescence[J].Polymer,2005,46(22):9265-9273.

[13] Perilla J,Jana S.Coalescence of Immiscible Polymer Blends in Chaotic M ixers[J].A IChE Journal,2005,51(10):2675-2685.

[14] Tokita N.Analysis of Mo rphology Formation in Elastomer Blends[J].Rubber Chemistry and Technology,1977,50(2):292-300.

[15] Elmendo rp J.A Study on Polymer Blending M icrorheology[J].Polymer Engineering and Science,1986,26(6):418-426.

[16] M inale M,Mew is J,Moldenaers P.Study of the Morphological Hysteresis in Immiscible Polymer Blends[J].A IChE Journal,1998,44(4):943-950.

[17] Ziegler V,Wolf B.On the Role of D rop Break up for Coalescence Processes and Mo rphology Development in Polymer Blends under Shear[J].Macromolecules,2005,38(13):5826-5833.

[18] Wu S.Formation of Dispersed Phase in Incompatible Polymer Blends:Interfacial and Rheological Effects[J].Polymer Engineering and Science,1987,27(5):335-343.

[19] Sundararaj U,Macosko C.Drop Breakup and Coalescence in Polymer Blends:The Effects of Concentration and Compatibilization[J].Macromolecules,1995,28(8):2647-2657.

[20] Ghodgaonkar P G,Sundararaj U.Prediction of Dispersed Phase D rop Diameter in Polymer Blends:The Effect of Elasticity[J].Polymer EngineeringandScience,1996,36(12):1656-1665.

[21] Zeng J,Aoyama M,Takahashi H.Effect of the Composition on the Phase Size in Immiscible Blends with the Viscosity Ratio Close to Unity[J].Journal of App lied Polymer Science,2003,89(7):1791-1799.

[22] M igler K.String Fo rmation in Sheared Polymer Blends:Coalescence,Breakup,and Finite Size Effects[J].Physical Review Letters,2001,86(6):1023-1026.

[23] Pathak J,M igler K.Droplet String Deformation and Stability During M icroconfined Shear Flow[J].Langmuir,2003,19(21):8667-8674.

[24] Mechbal N,Bousmina M.In Situ Observations of Unusual D rop Deformation and Wobbling in Simp le Shear Flow[J].Rheologica Acta,2009,48(6):653-663.

[25] Lerdw ijitjarud W,Sirivat A,Larson R.Influenceof Dispersed-phase Elasticity on Steady-state Deformation and Breakup of Droplets in Simp le Shearing Flow of Immiscible Polymer Blends[J].Journal of Rheology,2004,48(4):843-862.

[26] Sibillo V,Simeone M,Guido S.Breakup of a Newtonian Drop in a Viscoelastic Matrix under Simp le Shear Flow[J].Rheologica Acta,2004,43(5):449-456.

[27] M ighri F,Ajji A,Carreau P.Influence of Elastic Properties on D rop Deformation in Elongational Flow[J].Journal of Rheology,1997,41(5):1183-1201.

[28] M ighri F,Carreau P,Ajji A.Influence of Elastic Properties on Drop Deformation and Breakup in Shear Flow[J].Journal of Rheology,1998,42(6):1477-1490.

[29] Lerdw ijitjarud W,Sirivat A,Larson R G.Influence of Elasticity on Dispersed-phase D rop let Size in Immiscible Polymer Blends in Simp le Shearing Flow[J].Polymer Engineering and Science,2002,42(4):798-809.

[30] Macosko CW,Guegan P,Khandpur A K,et al.Compatibilizers fo r Melt Blending:Premade Block Copolymers[J].Macromolecules,1996,29(17):5590-5598.

[31] Li H,Sundararaj U.Morphology Development of Polymer Blends in Extruder:The Effectsof Compatibilization and Rotation Rate[J].Macromolecular Chemistry and Physics,2009,210(10):852-863.

[32] Jo rzik U,Wolf B.Reduction of the Interfacial Tension Between Poly(dimethylsiloxane)and Poly(ethylene oxide)by Block Copolymers:Effectsof Molecular A rchitecture and Chemical Composition[J].Macromolecules,1997,30(16):4713-4718.

[33] Hudson S,Jamieson A,Burkhart B.The Effect of Surfactant on the Efficiency of Shear-induced Drop Coalescence[J].Journal of Colloid and Interface Science,2003,265(2):409-421.

[34] Lepers J C,Favis B D,Tabar R J.The Relative Role of Coalescence and Interfacial Tension in Controlling Dispersed Phase Size Reduction During the Compatibilization of Polyethylene Terephthalate/Polypropylene Blends[J].Journal of Polymer Science Part B:Polymer Physics,1997,35(14):2271-2280.

[35] Lyu S,Jones T D,Bates F S,et al.Role of Block Copolymers on Suppression of Drop let Coalescence[J].Macromolecules,2002,35(20):7845-7855.

[36] Jeon H,Macosko C.Visualization of Block Copolymer Distribution on a Sheared Drop[J].Polymer,2003,44(18):5381-5386.

[37] Zhang B,Ding Y,Chen P,et al.Fibrillation of Thermotropic Liquid Crystalline Polymer Enhanced by Nano-clay in Nylon-6 Matrix[J].Polymer,2005,46(14):5385-5395.

[38] Chen N,Wan C,Zhang Y.Effect of Nano-CaCO3on Mechanical Properties of PVC and PVC/Blendex Blend[J].Polymer Testing,2004,23(2):169-174.

[39] Yang H,Zhang X,Qu C,et al.Largely Improved Toughness of PP/EPDM Blends by Adding Nano-SiO2Particles[J].Polymer,2007,48(3):860-869.

[40] Steinmann S,Gronski W,Friedrich C.Influence of Selective Filling on Rheological Properties and Phase Inversion of Two-phase Polymer Blends[J].Polymer,2002,43(16):4467-4477.

[41] Hong J.Interfacial Tension Reduction in PBT/PE/Clay Nanocomposite[J].Rheologica Acta,2007,46(4):469-478.

[42] Chen P,Chen J,He J.Suppressed Coalescence of Dispersed Viscous Poly(methyl methacrylate)Phase in Polystyrene Matrix by Glass Beads[J].Journal of Polymer Science Part B:Polymer Physics,2008,47(1):25-35.

[43] Thareja P,Velankar S.Particle-induced Bridging in ImmisciblePolymer Blends[J].Rheologica Acta,2007,46(3):405-412.

[44] Elias L,Fenouillot F,Majeste J C,et al.Mo rphology and Rheology of Immiscible Polymer Blends Filled with Silica Nanoparticles[J].Polymer,2007,48(20):6029-6040.

[45] Vermant J,Cioccolo G,Nair K G,et al.Coalescence Suppression in Model Immiscible Polymer Blends by Nano-sized Colloidal Particles[J]. Rheologica Acta,2004,43(5):529-538.

Research Progress in Morphology of Dispersed Phases in Imm iscible Polymer Blends under Flow Field

HE Yusong,HUANG Yajiang＊,L IGuangxian
(College of Polymer Science and Engineering,State Key Laboratory of Polymer Materials Engineering,Sichuan University,Chengdu 610065,China)

The morphology evolution during melt blending plays an important role in the final microstructure and performance of multiphase polymeric materials.The dispersed phase size of immiscible polymer blends under flow field is determined by the breakup and coalescence processes of droplets.The earlier studies are mainly limited to Newtonian systems.Much of the deformation,breakup and coalescence theories of droplets have originated from the Newtonian systems.In essence,polymer blends have many similarities with the Newtonian fluid.However,their unique viscoelastic properties play an important role that can not beneglectable during the morphological evolution.Recent experimental and theoretical progresses in the morphology of immiscible polymer blends with drop let structure under flow field were summarized.Several theoretical models in predicting the dispersed phase size were compared.The influences of various factors such as shear rate,composition,elasticity,compatibilizers and fillers on the morphology of dispersed phases were also discussed.

polymer;blend;flow field;immiscibility;dispersed phase;morphology;breakup;coalescence

TQ311

A

1001-9278(2010)10-0021-07

2010-06-24

國家青年科學(xué)基金資助項目(51003062)

＊聯(lián)系人,hyj@scu.edu.cn