聚酰胺6(PA6)作为一种广泛使用的工程塑料,其本身具有耐磨、耐油、力学性能优良、自润滑、绝缘、易成型加工等优良的综合性能,但PA6对缺口较为敏感,低温冲击强度低,使其在汽车、电子、机械等行业的应用受到了一定限制。具有刚性内核和薄层橡胶外壳的核壳粒子是得到好刚韧平衡橡胶增韧体系的有效途径。我们课题组之前的工作中,将马来酸酐化低分子量橡胶(MLPB)熔融接枝到聚乙烯(PE)、聚丙烯(PP)分子链上再与PA6熔融共混,成功制备了以PE、PP为核,低分子量橡胶聚丁二烯(PB)为壳的核壳粒子增韧的PA6合金。分析这两种核壳增韧体系的性能我们发现,当PE为内核时,体系增韧效果较PP为核的好(甚至高于纯橡胶增韧的体系),但其屈服强度较纯橡胶增韧体系几乎没有提高,比PP为核的体系低很多。比较两种核壳增韧体系的冲击断面发现,当以PE为内核时,PE内核在材料断裂过程中会发生很大的形变,从而使预先空穴化的橡胶层形成的橡胶纤维在整个断裂过程中稳定存在;然而当内核为PP时,PP内核在冲击过程中形变量很小,空穴化后形成的橡胶纤维大多发生了断裂。我们得出初步结论:在硬核软壳的核壳粒子增韧体系中,要取得高韧性,必须保证壳层橡胶空穴化后形成的纤维在冲击断裂过程中能稳定存在。而刚性内核在冲击过程中(高应变速率)发生形变,是橡胶纤维稳定存在的前提条件。通过分析核壳增韧体系单轴拉伸(低应变速率)断裂面形貌可以观察到PP内核粒子在慢速应变条件下也可以发生很大形变。因此我们认为刚性内核自身的强度决定了核壳增韧体系的强度,而刚性内核在高应变速率下能否形变是高冲击韧性的保证。根据时温等效原理,内核材料的玻璃化温度Tg是决定其在高速应变情况下形变能力的关键因素。因此我们推断,在硬核软壳核壳增韧体系中,具有高强度和低玻璃化转变温度的内核材料将是获得良好刚韧平衡增韧材料的关键。聚偏氟乙烯(PVDF)相比于PP具有更高的强度(50 MPa)和更低的玻璃化转变温度(-35 ℃),因此以PVDF替代PP通过熔融共混来制备以PVDF为有机刚性核,PB为壳的核壳增韧体系对PA6进行增韧,有可能得到更高的刚韧平衡的共混合金体系。在这一思路的引导下,本论文采用辐照接枝的方法制备了以PVDF为内核材料、以PB为壳层橡胶、PA6为基体树脂的核壳增韧体系。并与PVDF/PA6、PVDF-g-MAH/PA6及PVDF/SEBS-g-MAH/PA6合金的性能进行了对比。比较四种增韧体系的力学性能我们发现,在粒子增韧聚合物体系中,增韧粒子自身的性能及其与基体树脂之间的界面粘合对增韧体系最终性能有很大影响。当增韧粒子为有机刚性粒子时(PVDF和PVDF-g-MAH),PVDF-g-MAH由于刚性粒子与基体树脂之间有良好的界面粘合,PVDF-g-MAH/PA6合金的力学性能较PVDF/PA6合金高。当增韧剂含量都为30 wt%时,PVDF-g-MAH/PA6合金的拉伸强度可达49 MPa,冲击强度可达19 kJ/m2;而PVDF/PA6合金的拉伸强度仅为44.6 MPa,冲击强度为4.0 kJ/m2。此时,如果保持增韧剂含量不变,而用与基体树脂PA6有良好界面粘合的橡胶SEBS-g-MAH代替部分PVDF,制得以PVDF为内核,SEBS-g-MAH橡胶层为外壳的核壳增韧体系。虽然橡胶层与PA6之间的界面粘合很好,但其与PVDF内核之间界面很弱,增韧体系的力学性能仍然没有很大提高。当用30 wt%的SEBS-g-MAH代替PVDF时,冲击强度只能提高到6.9 kJ/m2,但拉伸强度却由于橡胶的加入而下降到只有42.5 MPa。当我们通过电子束预辐照接枝的方法将MLPB接枝到PVDF分子链上,然后再与PA6熔融共混,制备得到以PVDF为内核,薄层MLPB橡胶为外壳的核壳增韧体系。此时橡胶层MLPB与内核PVDF和基体树脂PA6之间均有良好的界面粘合。当辐照剂量为25kGy,MLPB加入量为5wt%,增韧剂含量为30 wt%时,体系的拉伸强度可保持在50.7 MPa,冲击强度可达到23 kJ/m2以上,远远高于其它增韧体系。通过冲击断面的SEM图片分析表明,PVDF/PA6和PVDF/SEBS-g-MAH/PA6体系中由于PVDF与基体及橡胶相之间的界面粘合差,粒子在冲击过程中过早脱粘,PVDF粒子在材料断裂过程中基本没有发生形变,既不能承担应力传递的作用,以保持增韧体系的拉伸强度,又不能有效改变粒子周围基体树脂应力状态以促进基体树脂发生屈服,从而达到提高冲击韧性的目的;而在PVDF-g-MLPB/PA6核壳增韧体系中,MLPB与PVDF和PA6之间均有良好的界面粘合,PVDF粒子在冲击过程中发生较大形变,不仅有利于稳定空穴化后的MLPB橡胶纤维,促进基体树脂的剪切屈服,得到较好的增韧效果,同时也可以有效承载材料中的应力,使增韧体系的拉伸强度得以较好保持。