本文以聚丙烯（PP）为基体，尼龙6（PA6）为分散相，采用不同方法制备了一系列含β—成核剂的PP/PA6合金（简称β—PP/PA6合金），及以聚丙烯接枝马来酸酐（PP—g—MA）、乙烯—辛烯共聚物接枝马来酸酐（POE—g—MA）、乙烯—醋酸乙烯共聚物接枝马来酸酐（EVA—g—MA）和聚丙烯接枝甲基丙烯酸缩水甘油酯（PP—g—GMA）为相容剂的增容β—PP/PA6合金。用差示扫描量热仪（DSC）、广角X射线衍射（WAXD）、偏光显微镜（POM）、扫描电镜（SEM）等研究了PA6用量、相容剂及其含量、熔融温度以及降温速率等对β—成核PP/PA6合金中PP的非等温结晶行为、结晶形态、熔融特性、β—晶含量和相形态等的影响，首次提出了高含量β—PP/PA6合金的制备方法；并首次通过实验验证了成核剂在PP/PA6合金中的分散性问题。主要研究结果如下： 1.在制备β—PP/PA6合金时，合金中PP的熔融行为和β—晶含量取决于合金组分的加料顺序、加入成核剂时熔体温度及加工时间等。研究首次发现PP和PA6先熔融后再冷却至190℃以下加入成核剂（方法E4），成核剂主要分散在PP相或PP/PA6两相界面，可得到高β—晶含量的β—PP/PA6合金。先制备β—PP再与PA6熔融共混（方法B），制备的合金中β—晶含量较方法E4低，但仍然含有一定量的β—晶。 2.采用方法E4制备的β—PP/PA6合金中，PA6含量对合金中PP的结晶温度和β—晶含量影响不大，合金β—晶含量均在95％以上。PP—g—MA、POE—g—MA和EVA—g—MA不仅使PA6更好地分散在PP中，而且对合金中β—晶含量影响不大。PP—g—MA用量增加，合金中PP的结晶温度降低，但β—晶含量变化不明显。方法E4制备的合金中不同熔融温度下合金中β—晶熔融峰强度高于α—晶的，提高熔融温度有利于合金形成更多的β—晶。非等温结晶动力学表明，方法E4制备的合金中PP结晶较快，结晶速率从高到低为：方法E4制备的β—PP/PA6合金>方法B制备的β—PP/PA6合金>β—PP。POM观察的结晶形态也表明方法E4有利于合金中形成高含量的β—晶PP。 3.方法B制备的未增容β—PP/PA6合金中，随着PA6含量增加，PP结晶温度变化不明显，合金中β—晶含量逐步降低。PP—g—MA、EVA—g—MA和PP—g—GMA增容均可使合金中β—晶含量提高，尤其PP—g—MA和EVA—g—MA作用更加明显，PP—g—GMA提高幅度较小；而POE—g—MA增容却使合金中的β—晶含量降低。这主要归结于PA6/相容剂界面作用和β—PP/相容剂界面作用的影响。PA6/相容剂界面作用强有利于形成β—晶α—晶，β—PP/相容剂界面作用强有利于形成α—晶；合金中β—晶含量的高低取决于两者的共同作用，这与β—成核剂在两相中的分散有关。β—PP/相容剂界面作用强有利于成核剂分散在PP相，则合金中更有利于形成β—晶。非等温结晶动力学表明，结晶速率从高到低为：β—PP/PA6合金>β—PP>β—PP/PA6/PP—g—MA合金。 4.相容剂PP—g—MA，不仅提高PP与PA6相容性降低PA6分散相尺寸，而且减少β—成核剂向PA6相的分散，从而导致PP—g—MA增容合金中PP有利于形成β—晶；且随着PP—g—MA用量的增加，合金中的β—晶含量也逐步增加。EVA—g—MA增容有利于β—PP/PA6合金形成更多的β—晶，且随着EVA—g—MA用量的增加，合金中β—晶含量也逐步增加；归结于EVA—g—MA加入使得PA6/相容剂界面粘结作用增加，成核剂更好地分散在PP相，对PP结晶起β—成核作用；同时降低PA6的结晶能力和α—成核作用。 5.方法B制备的β—PP/EVA—g—MA和EVA—g—MA增容β—PP/PA6合金中均出现β—晶的熔融双峰，归结于结晶熔融重结晶造成。β—PP/PA6合金中PP的β—晶含量与熔融温度有关，熔融温度高有利于形成更多的β—晶。 6.硫酸刻蚀样品的DSC和形态SEM观察表明：PP和PA6先熔融后再冷却至190℃以下温度加入成核剂，成核剂主要分散在PP相或两相界面，可得到高β—晶含量的β—PP/PA6合金；先制备β—PP再与PA6在240℃熔融共混过程中，成核剂因为极性作用而迁移至PA6相或者PP/PA6两相界面而被PA6包覆失去对PP的β—成核作用，制备的β—PP/PA6合金中β—晶含量较低。断口形态SEM观察表明：β—PP/PA6合金界面粘结不良，PA6分散相粒子较大。不同相容剂增容β—PP/PA6合金，PA6分散相粒子尺寸明显变小。相容剂与PA6强的相互作用和PA6粒子变小导致成核剂有利于在PP中分散，有利于合金形成高含量的β—晶。