甘蔗纤维增强再生高密度聚乙烯（HDPE）瓶盖复合材料的性能关系研究

《Journal of Magnetism and Magnetic Materials》：Property Relationships Study of Sugar Palm Fiber-Reinforced Recycled HDPE Bottle-Cap Composites

　　拉赫马特·多尼·维多多（Rahmat Doni Widodo）| 穆罕默德·伊尔凡·努里亚anta（Muhammad Irfan Nuryanta）| 普里玛·阿斯图蒂·汉达亚尼（Prima Astuti Handayani）| 里兹基·伊赫万（Rizky Ichwan）| 埃迪·萨姆斯·扎伊努丁（Edi Syams Zainudin）| 穆罕默德·阿克辛·穆夫利胡恩（Muhammad Akhsin Muflikhun
印度尼西亚三宝垄国立大学（Universitas Negeri Semarang）机械工程系

**摘要**
消费后的高密度聚乙烯（rHDPE）瓶盖是一种丰富的废弃物，具有在半结构复合材料中应用的潜力，尽管其机械性能仍然有限。本研究探讨了在rHDPE瓶盖复合材料中添加碱处理的糖棕（Arenga pinnata）纤维的可行性，纤维添加量分别为0%、10%、15%和20%。这些复合材料通过手动熔融混合后进行热压成型，并从密度、24小时水分吸收率、拉伸强度、弯曲强度（干态和湿态）以及夏比冲击强度等方面进行了评估。同时，还利用FTIR、DSC和SEM技术对其进行了表征分析。随着纤维含量的增加，复合材料的密度从0.949克/立方厘米上升至0.983克/立方厘米；拉伸强度也从纯rHDPE的11.52兆帕提高到了添加20%纤维时的20.92兆帕。水分吸收率随着纤维含量的增加而从0.00%上升至1.16%。冲击强度在添加15%纤维时达到最大值（15.75千焦/平方米），在添加20%纤维时有所下降，表明存在最佳的纤维含量以获得良好的韧性。在湿态弯曲测试中，添加10-15%纤维的复合材料比纯rHDPE的强度保留率更高（分别为63.25%和63.35%），而添加20%纤维时强度保留率降低。FTIR证实复合材料中存在木质纤维素成分，而DSC显示熔化温度仅有轻微变化，说明材料的机械性能主要受增强效果和微观结构特征的影响。总体而言，添加10-15%的碱处理糖棕纤维能够在冲击强度和湿态强度保留率之间取得最佳平衡，为将回收的rHDPE瓶盖升级为轻质工程复合材料提供了可行的途径。

**1. 引言**
消费后的塑料废弃物正在以惊人的速度积累，其中高密度聚乙烯（HDPE），尤其是来自瓶盖等包装部件的HDPE，是主要组成部分。因此，将HDPE废弃物转化为高附加值材料已成为应对可持续性挑战的重要策略[1]、[2]、[3]。在这方面，由于HDPE具有良好的化学耐受性和易于加工的特性，它通常被用作复合基体。然而，由于其先前的热机械降解、污染以及反复加工过程中的链断裂，其机械性能往往不如原生聚合物[4]。这一限制阻碍了其在工程和半结构部件中的应用[5]、[6]、[7]，因此需要有效的增强策略，同时不损害环境效益。

天然纤维作为增强剂在回收热塑性塑料中受到了广泛关注，因为它们具有低密度、可再生性和成本效益等优势[4]、[8]、[9]、[10]。多项研究表明，加入木质纤维素纤维可以改善聚合物复合材料的刚度和特定机械性能[9]、[11]。然而，仍存在两个关键问题：首先，亲水性天然纤维与疏水性聚烯烃基体之间的极性不匹配会导致界面粘附力较弱[12]；其次，天然纤维吸收水分的倾向会进一步恶化纤维-基体界面并加速材料的机械降解[13]。这些问题在回收聚合物系统中更为严重，因为材料的不均匀性会加剧界面缺陷[14]。

糖棕纤维（Arenga pinnata）是热带地区丰富的自然资源，具有优良的耐久性和抗生物降解性等特性[15]、[16]。尽管如此，其作为增强剂的应用尚未得到充分探索。与其他木质纤维素纤维类似，糖棕纤维中的羟基富集官能团限制了其与疏水性基体（如HDPE）的相容性，可能导致应力传递不良和过早失效[17]。在本研究中，基于互补性考虑将回收HDPE和糖棕纤维结合在一起。从经济角度来看，这两种材料成本较低且易于获取：HDPE来源于消费后的瓶盖废弃物，而糖棕纤维则是热带地区的农业副产品[10]、[15]。从材料角度来看，虽然回收HDPE保持了良好的化学耐受性和加工性能，但其较低的机械强度需要增强。糖棕纤维因其低密度、固有的耐久性和相对较强的抗生物攻击性而成为合适的增强原料[15]、[16]。从应用角度来看，将回收聚合物与可再生天然纤维结合符合循环经济原则，为开发适用于半结构应用的轻质高附加值复合材料提供了可持续途径[5]、[8]。通常需要对纤维和基体进行表面改性，以增强界面相互作用，从而提高载荷传递效率和整体复合材料性能[3]、[18]。

在各种表面改性技术中，使用氢氧化钠（NaOH）进行碱处理是应用最广泛的方法之一，因为该方法简单有效。这种处理可以去除表面杂质并部分溶解非纤维素成分（如蜡、半纤维素和木质素[13]、[20]），同时增加表面粗糙度并暴露纤维素微纤维[21]。这些改性通常会改善机械互锁性和界面粘附力，从而提升整体复合材料性能[22]。然而，碱处理的效果高度依赖于多种因素，包括纤维类型[23]、处理参数和纤维含量。此外，碱处理后的糖棕纤维（尤其是来自消费后瓶盖的纤维）在回收HDPE基体中的增强行为尚未完全明确[24]。

近年来，可持续材料的发展越来越注重天然纤维增强的聚合物复合材料，这得益于它们的低密度和良好的环境性能[8]、[10]、[25]。尽管针对用天然纤维增强的回收聚烯烃复合材料的研究正在增加，但专门关注用碱处理后的短糖棕纤维增强的回收HDPE瓶盖复合材料的系统研究仍然有限。目前还缺乏将机械性能、水分吸收率、密度、热行为、化学特性和断裂形态之间的关联进行综合分析的研究。此外，在干态和湿态下评估机械性能对于评估材料的应用相关性至关重要，尤其是考虑到木质纤维素复合材料的固有水分敏感性[15]、[26]、[27]。

为了进一步强调本研究的新颖性，表1总结了有关HDPE基天然纤维复合材料的最新研究。虽然以往的研究主要集中在原生聚合物或广义上的回收塑料上，但对于使用相对简单和低剪切加工路线对消费后rHDPE瓶盖进行升级处理的关注较少。此外，在糖棕纤维增强复合材料体系中，通过湿态机械测试引起的水分降解现象也鲜有报道。

**表1. 相关研究的总结及存在的问题**
| 参考文献 | 基体 + 增强剂 | 方法 | 关键发现 | 存在的问题 |
| --- | --- | --- | --- | --- |
| [1] | 原生HDPE + 椰子仁壳颗粒 | 熔融混合和压缩 | 研究了使用农业固体废弃物提升机械性能的方法；未涉及消费后塑料废弃物的升级处理 |
| [28] | 回收PET（瓶子）+ 回收HDPE（瓶盖） | 碎裂、清洗、表征和直接熔融颗粒/熔融颗粒 | 3D打印技术可行，可能降低成本，但翘曲和分层问题依然存在；关注混合废弃物3D打印而非天然纤维增强复合材料；未研究湿态下的机械性能保持率或结构-性能关系 |
| [29] | 回收HDPE + 天然纤维 + 废轮胎橡胶 | 注射成型 vs. 压缩成型 | 比较了不同成型技术下的机械性能差异；未侧重于水分敏感性和湿态下的性能保持率 |
| [30] | 瓶盖混合物（PE/PP）+ 香蕉假茎和叶柄纤维 | 混合、注塑成型、碱处理以及成本、机械和热分析 | 瓶盖混合物可能替代HDPE，含有≥30%纤维的复合材料表现出更好的机械性能和成本竞争力；仅关注香蕉纤维的添加量，未评估水分吸收率和湿态弯曲性能保持率 |

**2. 材料与方法**
2.1. 材料
消费后的HDPE瓶盖（Le Minerale）来自印度尼西亚三宝垄的城市废弃物（图1a）。首先手动分选去除非HDPE材料，然后用洗涤剂溶液清洗，再用自来水冲洗，最后用蒸馏水彻底清洗。清洗后的瓶盖在60°C下烘干25分钟，符合以往回收HDPE原料的制备条件。烘干后，使用撕碎机将瓶盖切成小块，制成几何形状不规则的颗粒或薄片。处理后的材料存放在密封容器中以备进一步加工。

2.2. 方法
2.2.1. 糖棕纤维的碱处理
碱处理旨在通过去除表面杂质和部分溶解非纤维素成分来提高纤维-基体的相容性[30]。将清洗干燥的糖棕纤维浸入5% NaOH水溶液中，室温下搅拌6小时[31]。选择室温处理是因为先前的研究表明这种条件可以有效去除杂质和非纤维素成分，同时避免纤维素微纤维在高温下的热降解[20]。纤维与溶液的比例为1:25（重量/体积），以确保在整个处理过程中均匀且完全浸没[5]。处理后，将纤维从溶液中取出并用蒸馏水冲洗三次以去除残留的NaOH[32]。随后在室温下沥干24小时（图1c,d），再在60°C下烘干3小时以去除多余的水分[23]。处理后的纤维存放在密封容器中以备复合材料制备使用[15]。

尽管本研究中未对处理后的纤维进行FTIR或XRD等直接化学表征，但选定的碱处理参数（包括NaOH浓度和浸泡时间）是基于现有研究制定的[17]、[20]、[33]。这些碱处理方法已被证明能有效破坏氢键，去除半纤维素和木质素等非结晶成分，并提高纤维素的结晶度。这些结构变化有助于改善纤维在基体中的机械互锁性。

2.2.2. 复合材料的制备
复合材料制备时使用了4种不同的纤维含量（0%、10%、15%和20%），相应的配方代码和名义成分见表2。制备前，rHDPE薄片在60°C下烘干25分钟；碱处理的纤维则按照2.2.1节的步骤进行干燥，包括24小时的沥干和60°C下的烘干3小时。这一预干燥步骤有助于减少加工过程中的水分引起的空洞形成。回收高密度聚乙烯/糖棕榈纤维复合材料的配方代码和名义组成（纤维含量0–20 wt%）。
代码 | 糖棕榈纤维含量（wt%） | rHDPE（wt%） | rHDPE–糖棕榈
001 | 100 | 0 | 100
101 | 10 | 90 | 10
151 | 15 | 85 | 15
201 | 15 | 80 | 20

所选的纤维含量（0、10、15和20 wt%）并非基于严格的设计实验方法得出，而是根据以往关于短天然纤维增强热塑性复合材料研究的报告范围[34][35]进行选择的。这一范围被认为能够较好地捕捉从无增强到中等增强状态的变化，同时避免了高纤维含量可能导致的扩散不良、基体润湿不完全以及批次生产中的空洞形成问题（这些通常与手工预混合/热压条件有关）。

对于每种配方，根据目标质量分数称量所需的rHDPE和短纤维，并通过手工预混，直到在rHDPE原料中达到视觉上的均匀纤维分布。纤维含量是相对于复合材料的总质量来定义的。预混料在180°C的烤箱中预热30分钟，以软化rHDPE并便于后续成型。15分钟后，取出混合物，用铲子手工揉捏2分钟，然后再次放入烤箱中加热15分钟，直到基体足够软化，可以进行成型（如图2所示）。这种间歇性的揉捏步骤有助于改善纤维分散，同时限制连续的热暴露。

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**图2. 复合材料制备和试样制备：**
(a) 烤箱预热15分钟后的第一次揉捏；
(b) 第二次揉捏后；
(c) 使用的手动热压设备；
(d) 热压后的复合板材；
(e) 弯曲试样；
(f) 拉伸试样；
(g) 夏比冲击试样。

软化后的材料被转移到预热好的钢模具中，并在180°C下通过压缩成型（热压）约10分钟进行固化[36]。复合板材的名义厚度为4毫米，然后在压力下冷却至室温，以减少翘曲和内部空洞的形成[37]。根据相关标准，从成型板材中制备了用于拉伸、弯曲（干态和湿态）、冲击和硬度测试的标准试样。本研究采用的标准和试样尺寸见表3。

**表3. 测试标准和试样尺寸**
| 测试类型 | 标准 | 尺寸（mm） | 每种配方的试样数量（n） | 参考文献 |
| --- | --- | --- | --- | --- |
| 拉伸 | ASTM D638 (Type IV) | dog-bone（标准尺寸），t = 3.5 mm3 | [40] |
| 弯曲（干态） | ASTM D790 | 122 × 13.2 × 3.53 | [41] |
| 弯曲（湿态） | ASTM D790 | 122 × 13.2 × 3.53 | [41] |
| 冲击 | ASTM D6110 | 夏比（标准缺口几何形状），t = 3.5 mm3 | [42] |
| 硬度 | ASTM D2240 | 62.5 × 13 × 3.53 | [43] |

**2.2. 密度测量**
复合材料的密度根据ASTM D792 [38]采用阿基米德法进行测量，使用蒸馏水作为浸没介质，温度为23 ± 2°C。必要时施加载荷以确保试样完全浸没。每种配方至少测试五个试样，结果以平均值±标准差的形式报告。

**2.2.4. 吸水性**
吸水性通过改编自ASTM D570 [39]的简单程序进行评估，以支持在湿态条件下的柔韧性评估。试样在60°C下干燥至质量恒定，然后在密闭容器中冷却至室温以减少水分吸收，使用分辨率为0.001 g的分析天平称重。随后将试样浸入23 ± 2°C的蒸馏水中24小时。浸没后取出试样，轻轻擦去表面水分，并立即使用相同的天平记录其质量。吸水性通过与初始干质量的相对质量增加来计算。

**2.2.5. 拉伸测试**
拉伸测试使用万能试验机（UTM）根据ASTM D638进行。从成型复合板材中制备Type IV dog-bone试样，并在测试前将其置于室温下调节。测试以2 mm/min的恒定十字头速度进行。拉伸强度从测试过程中记录的最大应力确定，应力-应变响应直接从载荷-位移数据中获得[17]。

**2.2.6. 干态和湿态下的弯曲测试**
三点弯曲测试根据ASTM D790进行。从成型板材中制备尺寸约为120 mm × 13 mm × 3.5 mm（长×宽×厚）的矩形试样。支撑跨度设置为试样厚度的16倍，测试速度根据ASTM D790标准确定。弯曲强度和弯曲模量从载荷-位移曲线中获得。
对于湿态弯曲测试，试样在23 ± 2°C的蒸馏水中浸渍24小时。浸渍后取出试样，轻轻擦去表面水分，并立即在相同的测试配置下进行弯曲测试[12]。

**2.2.7. 冲击测试**
冲击韧性使用ASTM D6110中的夏比冲击测试进行，采用符合标准的缺口试样（包括规定的缺口半径）。冲击强度从吸收的冲击能量计算得出，并以kJ/m2为单位报告。

**2.2.8. 硬度测试**
硬度使用Shore D硬度计根据ASTM D2240进行测量。在每个试样的多个位置进行压痕测量，确保足够的间距以避免交互效应，并报告每种配方的平均Shore D值。

**2.2.9. 差示扫描量热法（DSC）**
在氮气气氛下，使用差示扫描量热法（DSC）研究纯rHDPE和rHDPE/糖棕榈纤维复合材料的熱熔行为。在25–200°C的温度范围内进行加热扫描，加热速率为10 °C/min。样品质量分别为5.80 mg（rHDPE）、6.40 mg（10 wt%）、5.60 mg（15 wt%）和5.50 mg（20 wt%）。熔化峰值温度（Tm）从熔化吸热峰的最大值确定。熔化焓以表观熔化焓（ΔHm,app）表示，通过对所有样品的熔化吸热峰进行积分并采用一致的基线方法得到，用于不同配方间的比较。

**2.2.10. 傅里叶变换红外光谱（FTIR）**
进行FTIR光谱分析，研究糖棕榈纤维含量对rHDPE复合材料化学性质的影响。使用FTIR光谱仪在红外中波段获取光谱，采用仪器的默认设置。比较了纯rHDPE（0%纤维）和含有10%、15%和20%糖棕榈纤维的复合材料的光谱，以识别与木质纤维素纤维存在及其含量增加相关的特征吸收带的变化。

**2.2.11. 扫描电子显微镜（SEM）**
使用扫描电子显微镜（SEM）观察测试试样的断裂表面，提供与断裂行为和复合材料微观结构相关的形态信息。从拉伸和弯曲试样的断裂区域取出碎片。对于经过水处理的试样（湿态弯曲测试），在观察前将断裂碎片在60°C下干燥以去除残余水分。样品使用导电碳带固定在铝制探头上，并喷涂5 μm的金层以减少成像过程中的电荷积累。SEM显微图用于定性评估纤维分布、基体撕裂、纤维拔出或界面脱粘以及空洞或缺陷的存在。

**3. 结果与讨论**
**3.1. rHDPE/糖棕榈纤维复合材料的密度**
图3a展示了纯rHDPE和添加了碱处理短糖棕榈纤维的rHDPE复合材料的密度。随着纤维含量的增加，密度逐渐增加。纯rHDPE（0 wt%纤维）的密度为0.94936 ± 0.01008 g/cm3，而复合材料的密度分别为0.96774 ± 0.00974 g/cm3（10 wt%）、0.98212 ± 0.00483 g/cm3（15 wt%）和0.98324 ± 0.00644 g/cm3（20 wt%）。总体而言，从0 wt%到20 wt%纤维，密度增加了3.58%。这一趋势与部分聚合物相被密度大于HDPE的木质纤维素增强材料替代有关，这也可能影响热压过程中的固化效果。

图3b显示了不同纤维含量下糖棕榈纤维增强回收高密度聚乙烯瓶盖复合材料的物理和拉伸性能：(a) 密度；(b) 浸泡24小时后的吸水性；(c) 拉伸强度。密度值的散布也随纤维含量的增加而变化。15 wt%时的标准偏差比0 wt%和10 wt%时减小，表明该含量下的试样密度更加一致；而20 wt%复合材料的变异性略高于15 wt%复合材料。由于复合材料是通过手工预混合后热压制备的，因此不能完全排除纤维分散的微小变化和局部空洞的存在。因此，应将密度结果与水分相关行为以及断裂和形态观察结果结合起来解释[9]。尽管如此，观察到的密度单调增加表明糖棕榈纤维有效地融入了rHDPE基体，为不同配方间的机械性能比较提供了可靠的物理基础。

**3.2. 浸泡24小时后的吸水性**
浸泡24小时后，纯rHDPE（0 wt%纤维）的吸水性可忽略不计（0.000 ± 0.000%），而所有添加了纤维的复合材料均显示出可测量的吸水量：10 wt%为0.397 ± 0.066%，15 wt%为1.053 ± 0.132%，20 wt%为1.164 ± 0.085%。添加10 wt%糖棕榈纤维使吸水性增加到0.397%。纤维含量从10 wt%增加到15 wt%导致吸水性显著上升了0.656个百分点（从0.397%增加到1.053%），相对于10 wt%复合材料增加了165%。相比之下，纤维含量从15 wt%增加到20 wt%仅增加了0.111个百分点（从1.053%增加到1.164%），相当于相对于15 wt%复合材料的10.5%增加。这一趋势表明，在本研究的24小时浸泡条件下，吸水性对纤维含量的敏感性随着纤维含量的增加而降低。相应的吸水性行为见图3b。测量结果的散布相对于平均值较小，表明三次实验的一致性良好。变异系数分别为16.6%（10 wt%）、12.5%（15 wt%）和7.3%（20 wt%），表明重复性可接受。在较高纤维含量下相对变异性的减小与观测到的较大绝对质量变化一致，这些变化在使用分辨率为0.001 g的天平时提高了测量灵敏度。

从结构-性能的角度来看，10 wt%到15 wt%之间吸水性的显著增加表明，当纤维含量超过10 wt%时，吸水性越来越受亲水纤维位点和扩展的纤维-基体界面区域的影响。除了木质纤维素纤维本身的吸湿性外，纤维含量的增加还增加了界面微间隙和扩散途径的可能性，特别是在通过手工预混合和热压制备的复合材料中。这些特征可能导致水分更容易进入复合材料结构[56][57][58]。15 wt%到20 wt%之间相对较小的吸水性增加表明，在24小时浸泡期间，大部分可访问的亲水位点和扩散途径可能已经活跃，因此进一步添加纤维的效应较小。这一现象本质上与木质纤维素材料的亲水性有关。正如最近的研究[56][58]所强调的，纤维素和半纤维素中的羟基（–OH）丰富促进了与水分子的氢键作用，使得在较高纤维含量下吸水不可避免。这种效应可能因微结构缺陷（如手工加工过程中形成的界面间隙）而进一步放大，这些缺陷为水分扩散提供了连续的途径。这些发现也为湿态下的弯曲性能提供了重要背景，因为在湿态下水分暴露可能导致纤维膨胀和界面结合减弱，从而降低载荷传递效率。

**3.3. 拉伸测试**
图3c展示了纯rHDPE和添加了短糖棕榈纤维的rHDPE复合材料的拉伸强度。随着纤维含量的增加，拉伸强度逐渐增强。纯净的rHDPE（0 wt%纤维）表现出11.52 MPa的拉伸强度，当纤维含量增加到10 wt%时，强度提升至13.91 MPa；增加到15 wt%时为17.80 MPa；增加到20 wt%时达到20.92 MPa。引入10 wt%的糖棕榈纤维后，其拉伸强度相对于纯净rHDPE增加了2.38 MPa（增加了20.7%）。当纤维含量从10 wt%增加到15 wt%时，强度增幅最大，相比10 wt%的复合材料增加了3.90 MPa（增加了28.0%）；而当纤维含量从15 wt%进一步增加到20 wt%时，强度又增加了3.12 MPa（相比15 wt%增加了17.5%）。总体而言，从0 wt%到20 wt%，拉伸强度增加了9.40 MPa，总增幅达到了81.5%。

为了进一步说明纤维含量对拉伸变形行为的影响，图4展示了每种配方的相应应力-应变曲线。

**图4.** 不同纤维含量下糖棕榈纤维增强型再生高密度聚乙烯瓶盖复合材料的代表性拉伸应力-应变曲线：(a) 0 wt%，(b) 10 wt%，(c) 15 wt%，以及 (d) 20 wt%。

添加糖棕榈纤维后，材料的拉伸承载能力有所提高，同时变形和断裂模式也发生了变化，这些变化主要受到微观结构异质性的影响[44], [45], [46]。从定量数据上看，拉伸强度从11.52 MPa（0 wt%）提升至13.91 MPa（10 wt%），再到17.80 MPa（15 wt%），最后达到20.92 MPa（20 wt%）。这种增强效果主要归因于纤维的分布和嵌入机制，即分布均匀且嵌入良好的纤维能够分担载荷，并促进应力从rHDPE基体传递到纤维相。这种载荷分担机制的有效性很大程度上归因于糖棕榈纤维的碱性改性处理。与先前的研究结果一致[20]，NaOH处理成功地去除了表面杂质、蜡分和部分半纤维素，显著提高了纤维的表面粗糙度，从而增强了纤维与疏水性rHDPE基体之间的机械互锁性和界面应力传递效果。然而，应力-应变曲线显示，纤维复合材料在断裂前的应力水平较高，但断裂应变较小，这表明纤维对基体塑性变形产生了约束作用；不同配方之间的S1–S3曲线差异也暗示了局部变化（如纤维分散/取向、微孔/空隙），这些因素可能导致某些样品提前失效[46]。通过扫描电子显微镜（SEM）观察发现，不含纤维的rHDPE具有相对光滑的断裂表面，而含纤维的复合材料表面较为粗糙且不均匀，这表明裂纹路径更为复杂，并涉及纤维相关的机制，如基体在纤维周围的撕裂、裂纹偏转以及可能的局部脱粘和拉出[47]。拉伸强度的提升主要归功于纤维的增强作用，而曲线形状和断裂形态的变化则证实了拉伸响应仍然受到rHDPE–棕榈纤维复合材料中纤维分散/界面质量和微观结构非均匀性的影响[48]。

**3.4. 干湿条件下的弯曲测试**
在干燥条件下，纯净的rHDPE（0 wt%纤维）的弯曲强度为45.09 ± 1.32 MPa。加入10 wt%的糖棕榈纤维后，弯曲强度降低至40.80 ± 0.97 MPa，相比纯净rHDPE减少了4.29 MPa（减少了9.51%）。当纤维含量增加到15 wt%时，弯曲强度进一步降低至37.56 ± 5.64 MPa，比0 wt%的配方低7.53 MPa（减少了16.70%）。相比之下，含有20 wt%纤维的复合材料表现出更高的平均弯曲强度，为56.87 ± 12.37 MPa，相比纯净rHDPE增加了11.78 MPa（增加了26.13%）。为了评估水分对弯曲性能的影响，分析了干湿条件下的弯曲强度及其保持率/损失率，见图5。

**图5.**
(a) 干湿条件下的弯曲强度与糖棕榈纤维含量的关系；(b) 湿/干条件下弯曲强度的保持率与损失率与糖棕榈纤维含量的关系。

总体而言，干燥条件下的弯曲响应在不同纤维含量下呈现出非线性趋势。在20 wt%时观察到的较大分散性（表现为较高的标准差）表明在该负载下样品间的变异性较大。这种变异性可能与纤维分布不均、局部固化以及孔隙形成有关，这些因素是手动混合和热压过程中不可避免的[49]。因此，在20 wt%时观察到的强度改善应谨慎解释，并结合相应的载荷-位移行为以及断裂和形态学观察结果进行综合分析。只有这样才能判断这种改善是否在所有样品中都一致存在。表4列出了所有纤维含量下的rHDPE/sugar棕榈纤维复合材料在干湿条件下的弯曲强度结果，包括计算出的湿/干保持率和强度损失率。

**表4.** 不同纤维含量下rHDPE/sugar棕榈纤维复合材料的弯曲强度（干湿条件），包括湿/干保持率和强度损失率。
| 糖棕榈纤维含量（wt%） | 干燥态弯曲强度（MPa） | 湿润态弯曲强度（MPa） | 湿润/干保持率（%） | 强度损失率（%） |
|------------|-----------------|-----------------|---------------|-----------------|
| 0 | 45.09 ± 1.32 | 33.52 ± 3.84 | 52.16 | 47.84 |
| 10 | 40.80 ± 0.97 | 25.81 ± 4.02 | 63.25 | 36.75 |
| 15 | 37.56 ± 5.64 | 23.80 ± 1.97 | 63.35 | 36.65 |
| 20 | 56.87 ± 12.37 | 24.65 ± 2.22 | 56.65 | 43.35 |

在湿润条件下，弯曲强度值保持在相对狭窄的范围内：0 wt%时为23.52 ± 3.84 MPa，10 wt%时为25.80 ± 4.02 MPa，15 wt%时为23.80 ± 1.97 MPa，20 wt%时为24.65 ± 2.22 MPa。与干燥状态相比，所有配方的弯曲强度都有显著下降，降幅分别为47.84%（0 wt%），36.75%（10 wt%），36.65%（15 wt%），以及56.65%（20 wt%）。以湿/干保持率表示，相应数值分别为52.16%，63.25%，63.35%，以及43.35%。这些结果表明，在所施加的水分处理和测试条件下，含有10–15 wt%纤维的复合材料比0 wt%和20 wt%的配方保持了更高的弯曲强度。干态下的载荷-位移响应见图6。

**图6.** 不同纤维含量下rHDPE/sugar棕榈纤维复合材料的载荷-位移曲线（干态）：(a) 0 wt%，(b) 10 wt%，(c) 15 wt%，(d) 20 wt%。

这种行为可以与24小时吸水结果结合起来解释：随着纤维含量的增加，材料的吸湿量逐渐增加。已知水分会通过纤维膨胀和界面效率降低等方式降低弯曲性能，这种效应在界面面积较大或存在局部缺陷的复合材料中可能更为明显。然而，尽管所有配方的湿态弯曲强度相对接近，但干态强度却有显著差异，因此仅凭力学数据无法将这种保持率差异归因于单一因素[50]。需要额外的证据（如断裂表面形态或孔隙评估）来明确界面弱化、微孔和纤维分散在不同负载下的相对贡献。图7展示了复合材料在湿润条件下的载荷-位移曲线。

**3.5. 冲击测试**
Charpy冲击强度测试结果（图8a）显示，纯净的rHDPE（0 wt%纤维）的冲击强度为11.38 ± 1.11 kJ/m2。随着纤维含量的增加，冲击强度在10 wt%时提升至13.46 ± 3.00 kJ/m2，在15 wt%时达到最高值15.75 ± 1.31 kJ/m2，然后在20 wt%时降至9.02 ± 0.99 kJ/m2。

**图8.** 不同纤维含量下糖棕榈纤维增强型再生高密度聚乙烯瓶盖复合材料的冲击强度、硬度及热性能：(a) Charpy冲击强度，(b) Shore D硬度，(c) 差示扫描量热法加热曲线，(d) 熔化峰温度，(e) 聚合物相和复合材料的表观熔化焓。

从定量上看，纤维含量从0 wt%增加到10 wt%时冲击强度增加了2.08 kJ/m2（增加了18.27%），从10 wt%增加到15 wt%时又增加了2.29 kJ/m2（增加了17.02%）。总体而言，含有15 wt%纤维的复合材料的冲击强度相比纯净rHDPE增加了4.37 kJ/m2（增加了38.39%）。然而，当纤维含量进一步增加到20 wt%时，冲击强度显著下降至9.02 ± 0.99 kJ/m2，相比未增强基体降低了20.74%。

冲击强度在15 wt%之前的提升表明，适量的纤维含量能够提高复合材料吸收冲击能量的能力。在所研究的范围内，这一结果表明冲击载荷下的增强效果并非单调的，中等纤维含量提供了最有利的效果。而在20 wt%时冲击强度的下降可能表明，较高的纤维含量使得复合材料对加工过程中的变化更为敏感，尤其是当局部异质性和界面特征影响裂纹起始和能量吸收时[51], [52]。研究表明，纤维含量的增加会导致纤维在热压基体中的分布不均，从而在高密度区域产生空隙，这些空隙可能在冲击载荷下成为应力集中点，导致复合材料快速断裂。因此，冲击测试结果表明，含有15 wt%纤维的配方在冲击保护方面达到了理想的平衡[52], [53]。然而，要明确其背后的断裂机制，需要进行专门的断裂韧性测试和冲击特定的断口分析，这超出了本研究的范围。

**3.6. 硬度测试**
随着糖棕榈纤维含量的增加，硬度（Shore D）也逐渐提高，从纯净rHDPE的53.70增加至10 wt%时的55.90，15 wt%时的59.10，以及20 wt%时的60.10。含有20 wt%纤维的复合材料硬度总体提高了6.40 Shore D单位，相比纯净rHDPE提高了11.92%。其中，10 wt%到15 wt%之间的硬度增幅最大（+3.20单位），而15 wt%到20 wt%之间的增幅相对较小（+1.00单位），表明在较高纤维含量下增強效果趋于减弱。图8b总结了不同纤维含量下rHDPE/sugar棕榈纤维复合材料的Shore D硬度值。

**图8b.** 不同纤维含量下rHDPE/sugar棕榈纤维复合材料的Shore D硬度值。

这种趋势与压痕过程中的约束效应一致：相对刚性的木质纤维素相限制了rHDPE基体的局部塑性变形，增强了材料对压头的抵抗力。由于Shore D硬度反映了近表面的变形情况，即使其他性质（尤其是对缺陷和裂纹起始敏感的性质）没有表现出同等程度的改善，硬度也可能提高。在本研究中，硬度和拉伸强度都随纤维含量的增加而提高，而冲击强度在中等纤维含量时达到最大值，然后在20 wt%时下降。这种差异反映了这些性质的敏感性不同：冲击性能受到应力集中点和微观结构异质性的显著影响，而硬度主要受局部抗压性能的支配。与此解释一致的是，较高纤维含量下的断裂表面显示出更加复杂的特征，这可能导致尽管硬度有所提高，但冲击阻力仍有所下降。

**3.7. DSC测试**
图8c展示了纯净rHDPE和rHDPE/sugar棕榈纤维复合材料的DSC加热曲线（25–200 °C）。相应的熔化峰温度（Tm）和表观熔化焓（ΔHm,app）见图8d,e。在不同配方中，熔化峰温度的变化较小，保持在136.19–137.59 °C的范围内。这表明，在所研究的纤维含量范围内（0–20 wt%），rHDPE相的熔化行为并未受到糖棕榈纤维添加的显著影响。因此，机械性能的差异更可能归因于复合材料相关的因素，如纤维的增强作用和微观结构的变化（纤维分散、孔隙和界面效率），而非基体熔化温度的显著变化[54]。为了便于不同配方之间的比较，熔化焓以表观熔化焓（ΔHm,app）的形式报告。当按复合材料的重量计算时，ΔHm,app随纤维含量的增加而降低，这是预期的，因为随着纤维含量的增加，聚合物的比例会减少。经过rHDPE质量分数归一化后，单位聚合物的ΔHm,app显示出在整个研究范围内的上升趋势，表明不同配方之间的单位聚合物积分熔化焓存在差异[55]。然而，由于当前分析基于加热扫描，而焓积分可能受到基线选择和热历史的影响，ΔHm,app值应被谨慎解释为比较性热指标，而不是確定的结晶度值。总体而言，DSC结果证实，加入纤维后rHDPE相的熔化转变温度保持稳定，而熔化焓的变化为配方依赖性差异提供了支持，但并未指出单一主导机制。

3.8. FTIR
在干燥条件下获得的FTIR光谱证实了复合材料中rHDPE基体和木质纤维素糖棕榈纤维的共存。纯rHDPE（0 wt%）的光谱主要由聚乙烯特征带组成，包括大约2915和2848 cm-1处的强C–H伸缩振动，以及较低波数区域的典型吸收带。随着糖棕榈纤维含量的增加（10–20 wt%），与木质纤维素成分相关的额外吸收带逐渐变得更加明显。3200–3600 cm-1区域的宽O–H伸缩带表明存在羟基。此外，约1730 cm-1处的吸收带归因于羰基（C=O）官能团，这通常与半纤维素相关。1600–1510 cm-1范围内观察到的带对应于芳香C=C振动，反映了木质素结构的存在。另外，1000–1150 cm-1区域内的C–O伸缩带证实了木质纤维素纤维中存在多糖骨架。图9显示了rHDPE/糖棕榈纤维复合材料的FTIR光谱，突出了与rHDPE基体和木质纤维素纤维相关的特征带。
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图9. 糖棕榈纤维增强回收高密度聚乙烯瓶盖复合材料的FTIR光谱
纤维含量的增加导致与纤维相关的带强度逐渐增强，这与复合材料中糖棕榈相比例的增加是一致的。然而，由于光谱主要代表了基体和纤维成分的叠加响应，FTIR结果更适于解释为组成变化的证据，而不是纤维-基体界面新形成的化学相互作用的确定证明。尽管FTIR测量是在干燥样品上进行的，但在较高纤维含量下逐渐明显的羟基和C–O相关带提供了关于水处理后水分敏感性的有用见解。吸水量从0.000%（0 wt%）增加到0.397%（10 wt%）、1.053%（15 wt%）和1.164%（20 wt%），这与富含羟基官能团的极性木质纤维素相的掺入是一致的。在弯曲载荷下，湿态强度保持在相对狭窄的范围内（23.52–25.80 MPa），而湿/干状态下的保持率从52.16%（0 wt%）增加到63.25–63.35%（10–15 wt%），然后在20 wt%时下降到43.35%。值得注意的是，15 wt%和20 wt%之间的吸水量差异较小（1.053%至1.164%），表明20 wt%时保持率的降低不能仅仅归因于总水分吸收。相反，它反映了在高纤维含量下水分与复合材料微观结构相互作用的方式，其中增加的界面面积和局部不均匀性可能会降低弯曲下的界面效率。

这些与水分相关的趋势与机械响应大体一致。拉伸强度和肖氏D硬度随着纤维含量的增加而提高，反映了刚性的增强相被掺入到延展性的rHDPE基体中。相比之下，冲击强度在15 wt%之前有所提高，但在20 wt%时下降，表明冲击性能对促进裂纹 initiation 和不稳定断裂的微观结构特征更加敏感。20 wt%时的断口观察支持了这一解释，显示出更大的不均匀性，包括富含纤维的区域、拔出特征和类似空洞的腔体。这些特征强调了对我方20 wt%结果需要谨慎解释的必要性，特别是对于受界面载荷传递和抗断裂性能影响的属性。总体而言，FTIR结果主要表明随着纤维含量的增加，亲水性木质纤维素成分的贡献增加，而结合的水分吸收和湿态弯曲保持响应强调了在高载荷下水分和微观结构因素的日益增长的影响[56], [57]。

3.9. 扫描电子显微镜（SEM）
图10所示的SEM图像与测试样品的断裂表面相关。回收高密度聚乙烯的断裂表面看起来较为整齐（图10a,b）且相对紧凑，但由于回收聚合物基体的异质性，仍可以观察到局部粗糙度和微观不规则性。加入纤维后，含有20 wt%糖棕榈纤维的复合材料的拉伸断裂表面（图10c,d）变得非常不均匀。可以观察到暴露的纤维截面、部分嵌入的纤维以及附着在纤维表面的基体区域，表明纤维在失效前参与了载荷传递。同时，界面间隙和局部分离区域的存在表明某些区域的界面连续性不完全。

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图10. 回收HDPE/糖棕榈纤维复合材料的SEM断口显微图：(a,b) 纯rHDPE（0 wt%）的拉伸断裂表面；(c,d) 含有20 wt%纤维的复合材料的拉伸断裂表面；(e,f) 含有20 wt%纤维的复合材料的干态弯曲断裂表面；(g,h) 含有20 wt%纤维的复合材料在水处理后的弯曲断裂表面，分别以低倍率和高倍率显示。
20 wt%复合材料的弯曲断裂表面进一步揭示了载荷和处理环境的影响。在干态弯曲条件下（图10e,f），断裂表面显示断裂的纤维被塑性变形的基体区域包围，以及粗糙和不规则的地形。这种形态与纤维在断裂过程中的参与以及增强纤维周围的局部基体撕裂一致。相比之下，水处理后的弯曲断裂表面（图10g,h）表现出更明显的界面分离，纤维和基体之间的分离更清晰，类似空洞的区域更明显，周围的基体粘合性较低。这些特征表明水分暴露降低了纤维-基体相互作用的有效性，并加剧了界面破坏。总体而言，SEM观察结果通过显示纤维添加增加了断裂表面的不均匀性和纤维在失效中的参与，而水分处理加剧了界面破坏，这与湿态下弯曲强度保持率的降低是一致的。

3.10. 限制和未来研究的建议
尽管本研究展示了碱处理糖棕榈纤维在回收HDPE基体中的增强潜力，但仍应承认几个限制以指导未来的工作。复合材料是通过手动预混合后热压制备的，这本质上限制了工艺控制和重复性。因此，未来的研究应考虑更可控和可扩展的混料技术，并通过定量表征微观结构和孔隙率以及对配方和加工变量与机械性能进行关联的预测方法（如双螺杆挤出或注塑成型）来支持[59]。此外，包括断裂韧性测量将为阐明冲击和断裂过程中的能量耗散机制提供更严格的基础。此外，本研究中仅采用了碱处理作为纤维改性的唯一策略。为了进一步减少水分吸收并增强界面载荷传递，未来的研究应探索使用相容剂（如马来酸酐接枝聚乙烯（MAPE）并结合优化的加工条件。 such methods 预计可以改善湿态保持率并提高木质纤维素纤维增强复合材料的断裂相关性能。

4. 结论
结合短糖棕榈纤维为通过手动混合和热压制备的回收HDPE瓶盖复合材料提供了一种实用且可持续的方法。复合材料的性能受纤维含量和水分暴露的显著影响。总体而言，10–15 wt%范围内的碱处理糖棕榈纤维含量提供了冲击抗性和湿态弯曲保持率之间的最佳平衡。研究结果还表明了一种权衡。具体来说，增加纤维含量可以在材料干燥时改善某些机械性能，但也会使材料更容易受水分影响。因此，最佳纤维含量必须根据特定的操作环境和所需的性能属性来确定。

利益冲突
作者声明没有利益冲突。