天然甲壳素脱乙酰基得到的 (1, 4) -2-氨基-2-脱氧-β-D-葡萄糖 (化学结构见图1) , 即壳聚糖, 因其分子结构中含有大量羟基和氨基而具有抗菌、生物相容、自然降解等特性.尤其在酸性介质中的凝胶、成膜和成纤性, 在医疗功能材料领域已有特殊的应用[1,2,3].近年来壳聚糖与其它功能高分子共混材料 (纤维、膜、凝胶等) 的研究与开发十分活跃, 成功生产出了医用载体膜、透析膜、可吸收缝合线、手术床单衣服和软骨组织工程材料等, 在食品、农业、纺织、日用化工和环境废水处理等行业也得到应用[4,5,6].但在制备壳聚糖及其共混膜材或线材过程中, 涉及酸性介质[7,8], 不同环境温度、不同环境湿度和不同酸碱度环境, 甚至在变动载荷与频率下使用, 其力学性行为都深受影响.为探明酸性介质对以壳聚糖为基础的单相或多相共混膜材结构、分子松弛和动态力学行为造成的影响, 本文分析了壳聚糖膜H+质子化前后晶体结构、分子结构和显微结构的变化, 用动态机械热分析仪 (DMTA) 测试了H+质子化前后壳聚糖膜材于-100～345 ℃区间储能模量、损耗模量和损耗因子的温度谱和频率谱, 并结合热重 (TG) -差热 (DSC) 分析获得了材料制备与应用过程有关的特征参数, 希望对在酸性环境中开发和应用壳聚糖及其共混的生物医用材料有所裨益.

主原料壳聚糖 (CS) :80目粉粒, 脱乙酰度95.54%, 粘度55 mPa·S, 水分3.67%, 产自浙江玉环县海洋生物化学有限公司;辅助试剂:分析纯醋酸 HAc和NaOH, 产自广州化学试剂厂.

25 ℃室温下, 在质量分数为 2%的醋酸水溶液里搅拌定量的壳聚糖粉体使其完全溶解, 制成壳聚糖质量分数约 3%的粘稠溶液, 过滤脱泡后涂在清洁玻璃板 (45 mm×70 mm) 上流延制膜, 湿态厚度约控制在1 mm.湿膜板自然风干后揭膜, 一份用蒸馏水漂洗表面多余醋酸, 另一份则浸入质量分数为 4%的NaOH水溶液, 中和反应30 min, 再用去离子水漂至中性, 在真空烘箱中60 ℃恒温干燥12 h, 即分别制得厚度约0.1 mm 的无色透明的H+质子化壳聚糖膜材 (CS-H) 和逆质子化中性壳聚糖膜材 (CS-N) .手动揉搓初步表明, CS-N的柔韧性优于CS-H.

PHILIPS X′Pert MPD X射线衍射仪产自荷兰Panalytical (帕纳科) 分析仪器公司.测试条件:石墨单色器Cu Kα辐射线 (λ= 0.154 06 nm) , 靶电压40 kV, 靶电流40 mA, 扫描角度2θ= 5～ 50 (°) , 扫描速度2 (°) ·min-1.

Nicolet 380傅里叶变换红外光谱仪:美国热电公司, 采用衰减全反射法 (ATR) 测4 000 ～ 400 cm-1范围的吸收谱.

膜材于液氮中脆断、喷金后, 在荷兰FEI公司PHILIPS XL30 ESEM 场发射扫描电子显微镜上观察CS-H和CS-N膜材自由表面与拉伸断口形态.

用瑞士Mettler-Toledo公司成品的TGA/SDTA851e和DSC822e仪器, 分别进行热重TG和差热DSC测定.测试条件:升温速率10 ℃·min-1, 氮气流速200 mL·min-1, 温度范围30～650 ℃.

用深圳市新三思材料检测有限公司出品的CMT4104型万能电子试验机, 按GB13022-1991标准中薄膜拉伸性能试验方法, 在25 ℃室温, 10 mm·min-1加载速率下测定质子化前后壳聚糖膜材的弹性模量、断裂伸长率和拉伸断裂强度等静态力学性能指标.

在美国流变仪科学有限公司DMTA-Ⅳ型动态力学热分析仪上, 以拉伸模式测定膜材的动态储能模量E′、动态损耗模量E″和力学损耗角tan δ等动态力学性能温度谱. 其中, 自然空气环境下温度谱测试温度范围为-100～345 ℃, 升温速率2 ℃·min-1, 测试频率1 Hz, 频率谱测试温度范围为28～280 ℃, 升温递增间隔20 ℃, 频率扫描范围为0.1～200 Hz.

与CS-N膜材相似, CS-H膜材表面也是光滑致密且透明, 如图2 (a) 光学OP图像;电镜观测其表面同样呈现粗糙且多孔, 如图2 (b) .电镜扫描观测其断面则显示, H+质子化膜材由短纤维取向聚集而成的片层近乎平行地叠加构成, 片层间存在缝隙, 但孔径或层隙比中性壳聚糖膜材小[9], 约1 μm 以下, 如图2 (c) .

比较图3 XRD谱图不难看出, CS-H膜材在10.1 (°) 附近的水合结晶衍射峰的近乎消失与15 (°) 附近的无水结晶衍射峰[10] 的出现表明质子化阻止了水合结晶结构的形成, 从而有助于形成无水结晶结构, 22.2 (°) 附近的结晶强衍射峰的分裂扁平化说明CS-H膜材结晶度下降.这可能是CS氨基质子化导致分子内和分子间大量氢键遭到破坏的结果, 并因此扰乱CS分子链的规整性, 从而降低了CS-H膜材结晶度.H+质子化导致的CS-H膜材含水量减少和氢键体系削弱将对其强度、韧性和热稳定性造成不利影响.相比之下, CS-N膜材XRD特征峰接近CS, 表明碱中和的逆质子化和随之水分子与CS亲合作用有助于壳聚糖在水润体系中重新调整分子链构象, 重建CS原有的氢键体系以便在聚集态结构中晶区的形成[11], 并恢复壳聚糖形成水合结晶结构.

对图4 IR谱图进一步分析表明, 两种膜都有α-壳聚糖粉体所具有的特征吸收峰.膜材与原料谱峰差别主要在3 450～3 360 cm-1的ν (OH) 伸缩振动吸收峰和ν (NH) 伸展振动吸收峰的叠加宽谱带的吸收峰强度都明显降低, 说明两种膜材含水量比原料低, 质子化还导致CS膜材水含量的进一步下降.壳聚糖结构中能与水分子结合的点是其OH和NH2两种极性基团, 氨基质子化后导致吸附水和结合水数量的减少, 以至于造成OH振动吸收波带强度低于1 600～1 555 cm-1 附近的ν (CN) 与δ (NH) 酰胺Ⅱ弯曲振动带的叠加谱带的吸收峰和1 328 cm-1 附近的ν (CN) 与δ (NH) 酰胺Ⅲ的振动吸收峰.此外, 氨基质子化还导致1 600～1 555 cm-1 附近的酰胺Ⅱ弯曲振动带峰位向低位移动, 这也意味C (2) NHOC (7) 分子之间氢键有所减弱[12].1 650 cm-1 附近的ν (CO) 酰胺I伸展振动吸收峰加强和1 050 cm-1处出现分裂峰, 说明CS在本实验条件下成膜前后结构有所改变, 可能与醋酸制膜环境下CS形成交联结构有关[13].

表1拉伸试验数据和图5 拉伸载荷F-拉伸伸长位移L的F-L曲线表明, 壳聚糖膜材H+质子化后断裂伸长率、拉伸断裂强度和弹性模量等静态力学性能显著下降, 质子化确实导致了原本室温下强韧的中性壳聚糖膜材的脆化.

如图6 (a) 所示, 表征弹性和体现刚度的E′与表征粘性和体现韧性的E″在-100～345 ℃区间随温度升高总体都呈下降趋势.但H+质子化导致E′多个相对平台的下跌温度点向低温迁移 (如:-36→-50 ℃, 60→54 ℃, 155→130 ℃, 275→220 ℃) , 并使E′随温度的变化起伏幅度增大, 低温和高温两个相对平稳的温度段缩短 (-100～-36 ℃→-100 ～-50 ℃和120～270 ℃→120 ～220 ℃) .H+质子化也导致E″的6个阻尼峰位相继向低温迁移 (-18→-28 ℃, 25→16 ℃, 65→53 ℃, 100→87 ℃, 170→137 ℃, 284→252 ℃) .可见, H+质子化使CS的E′有所提高, 却导致其刚度和韧性的热稳定性下降, 其聚集态结构也更容易热降解.

-100～-50 ℃低温段CS-H膜材中各分子链段、各种结合形式水分子和醋酸分子处于冻结状态, 其E′处于最高平台, 该温度段CS-H膜材脆性高而韧性差.从力学性能安全考虑, H+质子化CS及其共混材料最低使用温度不宜小于-50 ℃, 比CS-N膜材 (-36 ℃) 低14 ℃.两者差异与它们含水量不同有关, 结晶水多的CS-N膜材需要更高的解冻温度.温度从-50 ℃升至约37 ℃, CS-H膜材的E′有接近一个数量级降幅, 与CS-N膜材相当, 这是热能导致CS-H膜材分子主链上糖残基开始沿糖苷键旋转和侧基开始扰动所致, 而在-25 ℃和25 ℃附近相继产生的E″损耗峰则有助于开始改善膜材韧性.从30 ℃升至100 ℃, CS-H膜材的E′值随温度递升仅小幅度下跌, 而CS-N膜材却有半个数量级的下跌.可见, CS-N膜材中较多的吸附水、氢键结合水和结晶水在该温度段相继扰动、挥发更易导致其分子构象不断变形、调整, 并因此产生的3个E″损耗峰对膜材的润滑增韧作用比CS-H膜材中醋酸的作用来得强烈.进入120～250 ℃温度段, 水的影响结束 (见图7 (b) ) , CS-N膜材的E′保持相对稳定, 而CS-H膜材中强结合醋酸分子仍在进一步热散失 (见图7 (a) ) , 并因此导致其E′持续下降.CS-H膜材在130 ℃附近E′的下降和137 ℃附近E″的宽峰表明其非晶态区线性分子形成的螺旋链吸取的热能在动态拉伸载荷作用下可以沿着受力方向做进一步的伸展和旋转而开始进入高弹性变形阶段, 比CS-N膜材进入相同高弹阶段的温度分别低了25 ℃和33 ℃.CS-H膜材E′最后一次快速下降温度和相应E″损耗峰位也分别由275 ℃和284 ℃降到220 ℃和252 ℃, 这是处于热空气中CS-H膜材开始进入氧化和热降解阶段所致.因此, H+质子化CS及其共混材料的最高使用温度不宜超过220 ℃.高于271 ℃, 随着CS-H膜材分子侧基上氢、碳和氮等元素的氧化和主链碳化降解不断进行, 其分子链柔韧性逐渐下降, 脆性不断升高, 导致E′再次回升, 这也比CS-N膜材 (311 ℃) 提前了40 ℃.E′温度谱所展示的规律同TG-DSC热分析结果是一致的, 如图7所示.

壳聚糖分子结构中小分子侧基与大分子主链运动状态随温度由低温升至高温将相继生产次级转变 (β松弛) 和主级转变 (α松弛) .这些转变会在DMTA的tan δ温度谱上出现相对应的峰.从-100 ～345 ℃, CS-H膜材tan δ温度谱中相继出现了8个峰, 如图6 (b) 所示, 其属性如表2所示.H+质子化除造成CS-N膜材原本在-10, 33, 68, 98 ℃附近的β松弛, 174 ℃附近的α松弛, 303 ℃附近的热氧化降解损耗峰td明显向低温迁移外, 在103 ℃和113 ℃附近还出现了H+质子化所导致的新β松弛.

-16 ℃的β松弛是CS-H膜材分子中小体积侧基 (OH, NH2) 和糖苷键 (O) 首先因热解冻而进入有限的局域扰动所形成的.低于该温度, 具有高E′与低E″的CS-H膜材处于低温脆性状态.高于该温度, 因该β松弛导致E′下降和E″上升使原本脆性膜材开始呈现出一定的韧性.因此, -16 ℃可以认为是CS-H膜材力学上的脆性转变温度, 它比CS-N膜材低了约6 ℃.26 ℃附近的β松弛则是其分子结构中更大体积侧基 (CH2OH) 上OH扰动造成的, 比CS-N膜材低了约7 ℃.CS-N膜材原本在68 ℃和98 ℃附近因不同结合形式与强度的水分子相继热运动所导致的2个湿态β松弛[14], H+质子化后也向低温迁移并弱化, 这可能是室温下CS-H膜材比 CS-N脆硬的原因.随着温度从室温升高至玻璃化转变温度, H+质子化导致了在103 ℃和113 ℃附近出现了2个新β松弛, 水和醋酸分子的热运动与热散失进一步造成储能模量E′约半个数量级降幅, 但H+质子化引发的多个β松弛却因此让原本不易变形的刚硬分子链构像有了可重新调整的可塑空间, CS-H膜材在此环境温度区间仍然有较为强韧与稳定的力学行为.

因次级结构非晶态分子主链发生α松弛的玻璃化转变温度 (tg) 是聚合物从玻璃态向高弹性态转变的重要技术参数, 也因此决定了该材料可安全使用的环境温度和应用领域.CS-H膜材tg值约156 ℃, 比CS-N膜材 (tg约174 ℃) 低了18 ℃, 实际始于127 ℃, 止于188 ℃.从tan δ温度谱看, 温度高于188 ℃后CS-H膜材也未出现粘流态tan δ峰.269 ℃附近最强tan δ峰位则比CS-N膜材的303 ℃低了34 ℃.观察DMTA测定到269 ℃前后膜材试样颜色的变化, 发现已由无色透明转为棕黑色, 而且膜材也由强韧转为硬脆, 判定269 ℃最强峰是CS发生热氧化降解引发的, 热重差热分析结果已证明CS-H膜材在230 ℃后和276 ℃确实分别出现了快速氧化降解失重和明显的放热峰, 如图7所示.但因测试条件不同, 自然空气和动态载荷共同作用下DMTA所测定的玻璃化转变温度tg和物理化学转变温度td 值稍小于惰性气氛和静态下TG/DSC所测定的值.H+质子化导致CS-N膜材热重和差热曲线发生较大变化, 不仅拓宽了CS-H膜材物理质量热损失 (不同结合形式的醋酸和水分子) 的温度区间, 由30→105→140 ℃延长至30→105→140→230 ℃, 而且提高了失重速率.不同的失重现象也说明两种膜材内在本质不同, H+在壳聚糖分子内的质子化成键使CS的热降解机理发生了变化, 并导致CS热稳定性变差.可见, H+质子化后各级松弛转变温度和热降解氧化温度向低温迁移的现象与H+质子取代水分子 (尤其结晶水分子) 导致壳聚糖聚集态结构中氢键体系弱化、结晶度下降有关.此外, 实验还发现H+质子化壳聚糖膜材在室温开放环境下放置一段时间后 (约28 d) 开始变黄, 色度和脆性也随时间延长逐步加深和提高.时间对质子化壳聚糖膜材力学性能的影响也有待进一步深入研究.

在28～280 ℃范围内测定的CS-H膜材频率谱 (图8) 表明, H+质子化壳聚糖膜材的动态储能模量E′均随加载频率升高 (0.1～100 Hz) 而稳步走高, 动态损耗模量E″和力学损耗tan δ则总体均随加载频率升高而逐步走低.与中性壳聚糖膜材相似[9], 在该频率段质子化壳聚糖膜材也表现出随载荷频率升高逐步脆硬化的特点, H+质子化壳聚糖膜材的载荷工作频率也不宜超过100 Hz.

(1) 酸溶流延法制备的H+质子化壳聚糖膜材为多孔叠层状构造, H+质子化导致壳聚糖吸附水和结合水数量减少, 阻止壳聚糖水合结晶结构的形成而有助于形成无水结晶结构, 同时H+质子化过程也降低壳聚糖结晶度.

(2) 动态热机械分析表明, 在-100～345 ℃环境温度内H+质子化导致壳聚糖膜材储能模量E′多个相对平台的下跌温度点、损耗模量E″峰位相继向低温迁移, 并使壳聚糖膜材的E′和E″随温度的变化起伏幅度增大, 刚度和韧性的热稳定性下降.H+质子化壳聚糖膜材在-16, 26, 50, 90 ℃附近出现6个β松弛, 除了明显向低温迁移外还在103 ℃和113 ℃附近出现了H+质子化所导致的β松弛.此外, H+质子化膜材在156 ℃附近就出现α松弛, 269 ℃附近就出现因热降解氧化的力学损耗峰, 比逆H+质子化中性膜材分别提前了近18 ℃和34 ℃, 这表明质子化导致壳聚糖膜材聚集态结构的热稳定性下降, 更易热化学降解.

(3) H+质子化壳聚糖为构架的单相或共混材料在-16～200 ℃温度环境呈现较强韧的力学性能, 但其最低工作环境温度不宜低于-50 ℃, 最高工作环境温度不宜高于220 ℃, 动态载荷工作频率不宜超过100 Hz.