CN106967252B - 界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种能够通过聚丙烯基分子界面自组装，构筑两相或两相以上互锁界面，改善多相高分子体系界面强度的聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，是将一种或多种除聚丙烯外的塑料类高分子材料与可“熔融‑自组装”成核剂进行熔融预共混挤出，然后再与聚丙烯预混后，依次通过一段多相熔融共混，二段控温至成核剂自组装温度段内至少2s的自组装后处理即得。本发明大幅提高了聚丙烯基高分子共混复合材料的综合性能，为弱界面多相高分子体系的界面设计和优化提供新方法，且具有较广的适用范围，适于推广。

Description

界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法
技术领域
本发明属于高分子材料加工技术领域，尤其涉及一种界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法。
背景技术
聚丙烯是最重要的高分子材料，其年产量超过1000万吨。实现其高性能化是拓展聚丙烯应用的重要方向。其中，高分子共混是实现高分子材料高性能、多功能化的重要途径。高分子共混复合材料具有多相、多组分的特点，在各组成相间存在与本体性质不同的界面。这种独特的界面可将各组分材料连成一体，各组分间可通过界面有效传递载荷。共混复合材料性能不仅依赖于各组分自身的性质，还强烈依赖于其界面的微观结构与性能。只有具有较强界面相互作用的材料才能充分发挥各组分材料的性能，实现材料的高性能化。但对于大部分多相高分子材料而言，各组分间常常是不相容的，导致界面强度低，严重影响其实际应用。因此，界面设计和优化一直是多相高分子共混材料研究的一个重要方向。世界各国均投入大量人力、物力，研究其界面性质，发展新型的界面改性技术。如，引入与共混组分相同或相容的共聚物，包括马来酸酐接枝聚丙烯、丙烯酸接枝聚丙烯、环氧接枝聚丙烯，是广泛采用的改善不相容高分子共混物界面相互作用的有效方法。根据热力学最优原则，共聚物将处于两相界面，类似乳化剂作用，分别与各组分高分子缠结，减少界面滑移，改善两相界面作用和材料的性能。此外，采用反应性增容，在两相界面反应，形成共聚物，也可增强界面作用。
但上述界面改性技术主要是通过改变两相界面张力，实现界面增容，一般需要引入大量低分子量共聚高分子材料以覆盖两相界面，常常影响共混复合材料力学性能。如伍玉娇等采用马来酸酐接枝物来实现聚丙烯/尼龙6共混物界面增容，随着接枝物含量的增加，界面相互作用增强，但其共混复合材料的拉伸强度显著降低了(伍玉娇，王珏，杨红军，骆丁胜，丁兴，工程塑料应用，2007，11：8-11)。Xu等在研究乙烯-甲基丙烯酸缩水甘油酯-甲基丙烯酸三嵌段共聚物界面改性聚乳酸/聚丙烯共混复合材料过程中也发现当增容剂含量为5％时，共混物的模量会从2GPa降低到1.6GPa(Xu Y.；Loi J.；Delgado P.；TopolkaraevV.；McEneany R.J.；Macosko C.W.；Hillmyer M.A.,Industrial&Engineering ChemistryResearch 2015；54,(23):6108-6114.)。与此同时，相容剂的增容作用针对的体系具有单一性，例如采用酸酐接枝聚丙烯(PP-g-MAH)和马来酸酐接枝乙烯/辛烯共聚物(POE-g-MAH)只能增容聚丙烯(PP)/聚对苯二甲酸乙二酯(PET)共混物(周红军,肖炜彬,王安琪,等.马来酸酐化增容剂对PP/PET共混物性能的影响[J].合成纤维工业,2014,37(5):11-14.)。因此，目前还没有一种增容剂可以适用于所有聚丙烯基共混体系的。
发明内容
针对背景技术中的上述缺陷和问题，本发明的目的是提供一种能够通过聚丙烯基分子界面自组装，构筑两相或两相以上互锁界面，改善多相高分子体系界面强度的聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法。该方法可大幅提高聚丙烯基高分子共混复合材料的综合性能，为弱界面多相高分子体系的界面设计和优化提供一种新方法，且具有较广的适用范围，适于推广。
为了达到上述目的，本发明提供如下技术解决方案：
界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，该方法是先将一种或多种除聚丙烯外的塑料类高分子材料与可“熔融-自组装”成核剂进行熔融预共混挤出，然后再与聚丙烯预混后，依次通过一段多相熔融共混，二段控温至成核剂自组装温度段内至少2s的自组装后处理即可，
所述可“熔融-自组装”成核剂为分子间存在络合作用或氢键作用，能在聚丙烯熔体内熔融-自组装的化合物，成核剂添加量以聚丙烯和除聚丙烯外的塑料类高分子材料的总重量计不低于0.1％，且自组装温度段的温度比多相熔融共混段温度至少低10℃，根据工艺进行优选，至少低30℃；
当采用一种或多种除聚丙烯外的塑料类高分子材料时，聚丙烯添加量以聚丙烯和除聚丙烯外的塑料类高分子材料的总重量计占比不低于40％。
优选地，所述聚丙烯为均聚聚丙烯、嵌段共聚聚丙烯和无规共聚聚丙烯中的至少一种。
优选地，所述除聚丙烯外的塑料类高分子材料为熔融温度在100℃到300℃之间的塑料类高分子材料，具体优选为聚乙烯、尼龙、聚酯、聚丁二烯、聚苯乙烯、聚乙烯醇、聚甲醛、聚砜、聚碳酸酯、聚苯硫醚、聚乳酸、聚己内酯、聚氨酯和聚酰亚胺。
进一步优选地，所述除聚丙烯外的塑料类高分子材料为尼龙或聚苯乙烯。
优选地，所述可“熔融-自组装”成核剂，包含二亚苄基山梨醇类成核剂，取代芳基杂环磷酸盐类成核剂，有机羧酸盐类成核剂，稀土化合物类β晶型成核剂和芳香族二酰胺类成核剂中一种或多种。
进一步地，所述二亚苄基山梨醇类成核剂为二苄叉山梨醇(DBS)、二(对甲基苯亚甲基)山梨醇(P-Me-DBS)、二(对乙基苯亚甲基)山梨醇(P-Et-DBS)、二(3,4二甲基苯亚甲基)山梨醇(DMDBS)；所述取代芳基杂环磷酸盐类成核剂为对(4-叔丁基苯氧基)磷酸盐(NA-10)、甲基双(2,4-二叔丁基苯氧基)磷酸盐(NA-11)；所述有机羧酸盐类成核剂为双(对叔丁基苯甲酸)羟基铝盐(Al-PTBBA)、六氢化邻苯二甲酸盐(HHPA)；所述稀土化合物类β晶型成核剂为WBG系列；所述芳香族二酰胺类成核剂为TM系列。
进一步优选地，所述成核剂为二苄叉山梨醇(DBS)、WBG-II和TMB-5中的一种或多种。
进一步地，所述一段多相熔融共混，二段控温至成核剂自组装温度段内至少2s的自组装后处理，是通过挤出机多相熔融共混，并设置挤出机口模温度以及挤出速度，其挤出速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在挤出前控温至成核剂自组装温度段内至少2s；
或是通过注塑机多相熔融共混，并设置注塑机口模温度以及挤出速度，其注塑速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在注塑前控温至成核剂自组装温度段内至少2s；
或是通过硫化机多相熔融后，移至另一硫化机内控温至成核剂自组装温度段内至少60s；
或是通过发泡机多相熔融共混，并设置发泡机口模温度以及挤出速度，其挤出速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在挤出前控温至成核剂自组装温度段内至少2s；
或是通过纺丝机多相熔融共混，并设置纺丝机喷丝头温度以及挤出速度，其挤出速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在喷丝前控温至成核剂自组装温度段内至少2s。
优选地，所述一段多相熔融共混的温度高于复合材料各相态的熔融温度，低于复合材料中各相态的分解温度。
例如，使用聚对苯二甲酸乙二酯和聚丙烯共混体系，一段多相熔融共混温度设置范围为240℃到300℃；使用尼龙和聚丙烯共混体系，一段多相熔融共混温度设置范围为200℃到280℃；使用聚苯乙烯和聚丙烯共混体系，一段多相熔融共混温度设置范围为230℃到290℃。二段控温至成核剂自组装温度段的范围均为160℃到200℃。
在实际工业化生产中，还可以在熔融预共混及一段多相熔融共混过程中添加其它现有技术公知的抗氧剂、稳定剂、增塑剂等其它加工助剂，以及其它一些有助于材料性能改善的填料，如玻璃纤维、碳纤、蒙脱土、石墨烯。但前提是，这些加工助剂对本发明的目的实现以及对本发明优良效果的取得不得造成不利影响。
本发明具有如下优点：
1.由于本发明提供的方法是先将除聚丙烯外的塑料类高分子材料与成核剂进行熔融预共混，然后再与聚丙烯进行一段多相熔融共混时，可以使相对较小的成核剂分子在热力学作用的条件下，自发从高浓度向低浓度迁移并运动到除聚丙烯外的塑料类高分子材料的表面，以位于除聚丙烯外的塑料类高分子材料与聚丙烯界面之间，再随后在控制的二段自组装温度段的处理下，该“熔融-自组装”成核剂很快在多相高分子体系内聚丙烯基界面处进行聚集和自组装，因而就可很快形成聚丙烯基界面处互锁结构，实现界面增强。是有别于常规通过调控界面张力改善界面相容性的新方法。
2.由于本发明提供的方法中采用的具有“熔融-自组装”功能的成核剂的添加量少，且不用形成相容性界面，因而在有效的改善共混复合材料的界面性能的同时，提高了其力学强度。
3.由于本发明提供的方法中采用的具有“熔融-自组装”功能的成核剂能够在预熔融共混、一段多相熔融共混和二段控温工艺的配合下，通过自组装，有效的形成界面互锁结构，因而不仅可有效改善聚丙烯基高分子共混复合材料界面性能，提高其力学强度，且还为弱界面多相高分子体系的界面设计和优化提供一种新方法，具有较广的适用范围，适于推广。
4.由于本发明提供的方法在制备过程不需增加额外的设备，因而符合工业化大规模生产的要求，且适用体系广泛，有效的解决了现有采用增容剂来改善界面相容时，应用体系相对单一的问题。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的含成核剂(TMB-5)的均聚聚丙烯/尼龙66共混复合材料界面形貌的照片。从照片中可以观察到在聚丙烯和尼龙66之间的界面上出现了十分清晰的界面互锁结构。
图2为未添加成核剂的均聚聚丙烯/尼龙66共混复合材料界面形貌的偏光显微镜照片。从照片中可以清晰的观察到在聚丙烯和尼龙66之间的界面上未出现界面互锁结构。
图3为添加有成核剂，但是未经熔融预混合而是直接将成核剂(TMB-5)/均聚聚丙烯(T30S)/尼龙66在270℃熔融共混后，再降温至180℃下静止10s，最终挤出所得的均聚聚丙烯/尼龙66共混复合材料的偏光显微镜照片。从照片中可以清晰的观察到在聚丙烯和尼龙66之间的界面上也未出现界面互锁结构。
具体实施方式
下面将结合本发明的实施例，对本发明的技术方案进行进一步清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
本实施例的原料为芳香族类β成核剂(TMB-5)、均聚聚丙烯(T30S)和尼龙66(PA66)，其质量比0.1：95：5。
先将TMB-5和尼龙66于270℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为270℃)，二段(即口模段)自组装温度为180℃，挤出速度为100r/min，所制备的均聚聚丙烯/尼龙66复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMB-5可在均聚聚丙烯与尼龙66界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/尼龙66共混复合材料分别提高了至少40％和57％。
实施例2
本实施例的原料为山梨醇类α成核剂(DBS)、嵌段共聚聚丙烯(EPS30R)和聚乳酸(PLA)，其质量比0.5：60：40。
先将DBS和聚乳酸于190℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与嵌段共聚聚丙烯混合后放入注塑机中通过控制的一段多相熔融共混注塑加工工艺(注塑机熔融段的温度为230℃)，二段(即口模段)自组装温度为170℃，注塑速度为80r/min，所制备的嵌段共聚聚丙烯/聚乳酸共混复合材料不仅具有界面互锁结构，且因DBS可在嵌段共聚聚丙烯与聚乳酸界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的嵌段共聚聚丙烯/聚乳酸共混复合材料分别提高了至少33％和45％。
实施例3
本实施例的原料为稀土类β成核剂(WBG-II)、无规共聚聚丙烯(R200P)和聚对苯二甲酸乙二酯(FR515)，其质量比1：90：10。
先将WBG-II和聚对苯二甲酸乙二酯于260℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与无规共聚丙烯混合后放入硫化机中通过控制的一段多相熔融共混模压加工工艺(硫化机的温度为260℃，保压5mins)，移入二段(即另一硫化机)，另一硫化机设置的自组装温度为160℃，保压5mins。所制备的无规共聚聚丙烯/聚对苯二甲酸乙二酯共混复合材料不仅具有界面互锁结构，且因WBG-II可在无规共聚聚丙烯与聚对苯二甲酸乙二酯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的嵌段共聚聚丙烯/聚乳酸共混复合材料分别提高了至少24％和67％.
实施例4
本实施例的原料为芳香族类β成核剂(TMB-5)、均聚聚丙烯(T30S)和聚苯乙烯(PS)，其质量比2：85：15。
先将TMB-5和聚苯乙烯于230℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入发泡机中通过控制的一段多相熔融共混挤出发泡加工工艺(发泡机熔融段的温度为230℃)，二段(即口模段)自组装温度为175℃，挤出速度为150r/min，所制备的均聚聚丙烯/聚苯乙烯复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMB-5可在均聚聚丙烯与聚苯乙烯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/聚苯乙烯共混复合材料分别提高了至少50％.
实施例5
本实施例的原料为羧酸盐类成核剂(HHPA)、嵌段共聚聚丙烯(EPS30R)和聚丁二烯(PB)，其质量比3：50：50。
先将HHPA和聚丁二烯于200℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与嵌段共聚聚丙烯混合后放入纺丝机中通过控制的一段多相熔融共混挤出纺丝加工工艺(纺丝机熔融段的温度为210℃)，二段(即喷丝头段)自组装温度为165℃，挤出速度为30r/min，所制备的嵌段共聚聚丙烯/聚丁二烯复合材料不仅具有界面互锁结构，且因HHPA可在嵌段共聚聚丙烯与聚丁二烯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度，较不含成核剂的嵌段共聚聚丙烯/聚丁二烯共混复合材料分别提高了至少70％.
实施例6
本实施例的原料为山梨醇类成核剂山梨醇(DMDBS)、无规共聚聚丙烯(R200P)和聚乙烯(PE)，其质量比5：45：55。
先将DMDBS和聚乙烯于160℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与无规共聚聚丙烯混合后放入硫化机中通过控制的一段多相熔融共混模压加工工艺(硫化机的温度为210℃，保压5mins)，移入二段(即另一硫化机)，另一硫化机设置的自组装温度为170℃，保压10mins。所制备的无规共聚聚丙烯/聚乙烯共混复合材料不仅具有界面互锁结构，且因DMDBS可在无规共聚聚丙烯与聚乙烯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的嵌段共聚聚丙烯/聚乙烯共混复合材料分别提高了至少25％和55％.
实施例7
本实施例的原料为芳香族类成核剂(TMC-306)、无规共聚聚丙烯(R200P)和聚氨酯(PU)，质量比4：40：60。
先将TMC-306和聚氨酯于215℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与无规共聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为215℃)，二段(即口模段)自组装温度为160℃，挤出速度为10r/min，所制备的无规共聚聚丙烯/聚氨酯复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMC-306可在无规共聚聚丙烯与聚氨酯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的无规共聚聚丙烯/聚氨酯共混复合材料分别提高了至少50％和70％。
实施例8
本实施例的原料为磷酸盐类成核剂(NA-11)、均聚聚丙烯(T30S)和聚碳酸酯(PC)，质量比5：95：5。
先将NA-11和聚碳酸酯于280℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入注塑机中通过控制的一段多相熔融共混注塑加工工艺(注塑机熔融段的温度为280℃)，二段(即口模段)自组装温度为200℃，注塑速度为100r/min，所制备的均聚聚丙烯/聚碳酸酯共混复合材料不仅具有界面互锁结构，且因NA-11可在均聚聚丙烯与聚碳酸酯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/聚碳酸酯共混复合材料分别提高了至少55％和30％。
实施例9
本实施例的原料为山梨醇类成核剂山梨醇(DMDBS)、无规共聚聚丙烯(R200P)和聚己内酯(PLC)，质量比5：45：55。
先将DMDBS和聚己内酯于100℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与无规共聚聚丙烯混合后放入硫化机中通过控制的一段多相熔融共混模压加工工艺(硫化机的温度为200℃，保压5mins)，移入二段(即另一硫化机)，另一硫化机设置的自组装温度为160℃，保压10mins。所制备的无规共聚聚丙烯/聚己内酯共混复合材料不仅具有界面互锁结构，且因DMDBS可在无规共聚聚丙烯与聚己内酯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的无规共聚聚丙烯/聚己内酯复合材料分别提高了至少45％和35％。
实施例10
本实施例的原料为芳香族类成核剂(TMB-5)、均聚聚丙烯(T30S)和聚甲醛(POM)，质量比5：50：50。
先将TMB-5和聚甲醛于190℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为210℃)，二段(即口模段)自组装温度为170℃，挤出速度为60r/min，所制备的均聚聚丙烯/聚甲醛复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMB-5可在均聚聚丙烯与聚甲醛界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/聚甲醛共混复合材料分别提高了至少57％和20％。
实施例11
本实施例的原料为稀土类β成核剂(WBG-II)、无规共聚聚丙烯(R200P)和聚酰亚胺，质量比5：95：5。
先将WBG-II和聚酰亚胺于300℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与无规共聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为300℃)，二段(即口模段)自组装温度为180℃，挤出速度为50r/min，所制备的无规共聚聚丙烯/聚酰亚胺复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMB-5可在无规共聚聚丙烯与聚酰亚胺界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的无规共聚聚丙烯/聚酰亚胺共混复合材料分别提高了至少33％和23％。
实施例12
本实施例的原料为磷酸盐类成核剂(NA-10)、均聚聚丙烯(T30S)和聚乙烯醇(PVA)，质量比5：60：40。
先将NA-10和聚乙烯醇于230℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入发泡机中通过控制的一段多相熔融共混挤出发泡加工工艺(发泡机熔融段的温度为220℃)，二段(即口模段)自组装温度为175℃，挤出速度为75r/min，所制备的均聚聚丙烯/聚乙烯醇复合材料不仅具有界面互锁结构，且因NA-10可在均聚聚丙烯与聚乙烯醇界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/聚乙烯醇共混复合材料分别提高了至少30％
实施例13
本实施例的原料为芳香族类β成核剂(TMB-5)、均聚聚丙烯(T30S)、尼龙6、尼龙11，质量比5：50：25：25。
先将TMB-5、尼龙6和尼龙11于215℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为215℃)，二段(即口模段)自组装温度为180℃，挤出速度为85r/min，所制备的均聚聚丙烯/尼龙6/尼龙11复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMB-5可在聚丙烯与尼龙6或尼龙11界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/尼龙6/尼龙11共混复合材料分别提高了至少44％和38％。
实施例14
本实施例的原料为稀土类β成核剂(WBG-II)、无规共聚聚丙烯(R200P)、尼龙12、尼龙1010，质量比3：60：20：20。
先将WBG-II、尼龙12和尼龙1010于240℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与无规共聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为240℃)，二段(即口模段)自组装温度为185℃，挤出速度为90r/min，所制备的无规共聚聚丙烯/尼龙12/尼龙1010复合材料不仅具有界面互锁结构，且因WBG-II可在无规共聚聚丙烯与尼龙12或尼龙1010界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的无规共聚聚丙烯/尼龙12/尼龙1010共混复合材料分别提高了至少34％和42％。
实施例15
本实施例的原料为芳香族类成核剂(TMB-5)、均聚聚丙烯(T30S)、聚苯乙烯(PS)和聚丁二烯(PB)，质量比2：60：15：25。
先将TMB-5、聚苯乙烯和聚丁二烯于230℃下熔融预混合挤出，然后将预混料与均聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为230℃)，二段(即口模段)自组装温度为175℃，挤出速度为120r/min，所制备的均聚聚丙烯/聚苯乙烯/聚丁二烯复合材料不仅具有界面互锁结构，且因TMB-5可在均聚聚丙烯与聚苯乙烯或聚丁二烯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的均聚聚丙烯/聚苯乙烯/聚丁二烯共混复合材料分别提高了至少52％和24％。
实施例16
本实施例的原料为稀土类β成核剂(WBG-II)、无规共聚聚丙烯(R200P)、均聚聚丙烯(T30S)和尼龙12，质量比5：40：40：20。
先将WBG-II和尼龙12于215℃下熔融预混合挤出，然后将预混料、无规共聚聚丙烯和均聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为215℃)，二段(即口模段)自组装温度为185℃，挤出速度为150r/min，所制备的无规共聚聚丙烯/均聚聚丙烯/尼龙12复合材料不仅具有界面互锁结构，且因WBG-II可在无规共聚聚丙烯、均聚聚丙烯与尼龙12界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的无规共聚聚丙烯/均聚聚丙烯/尼龙12共混复合材料分别提高了至少39％和33％。
实施例17
本实施例的原料为山梨醇类α成核剂(DBS)、无规共聚聚丙烯(R200P)、嵌段共聚聚丙烯(EPS30R)和聚丁二烯(PB)，质量比5：30：30：40。
先将DBS和聚丁二烯于220℃下熔融预混合挤出，然后将预混料、无规共聚聚丙烯和嵌段共聚聚丙烯混合后放入螺杆挤出机中通过控制的一段多相熔融共混挤出加工工艺(挤出机熔融段的温度为220℃)，二段(即口模段)自组装温度为178℃，挤出速度为50r/min，所制备的无规共聚聚丙烯/嵌段共聚聚丙烯/聚丁二烯复合材料不仅具有界面互锁结构，且因DBS可在无规共聚聚丙烯、嵌段共聚聚丙烯与聚丁二烯界面处进行自组装，形成不相容界面的互锁结构，故其力学性能测试结果表明，界面互锁结构使复合材料的拉伸强度和冲击强度，较不含成核剂的无规共聚聚丙烯/嵌段共聚聚丙烯/聚丁二烯共混复合材料分别提高了至少46％和57％.
以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应所述以权利要求的保护范围为准。

Claims (8)

1.一种界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于将一种或多种除聚丙烯外的塑料类高分子材料与可“熔融-自组装”成核剂进行熔融预共混挤出，然后再与聚丙烯预混后，依次通过一段多相熔融共混，二段控温至成核剂自组装温度段内至少2s的自组装后处理即可，
所述可“熔融-自组装”成核剂为分子间存在络合作用或氢键作用，能在聚丙烯熔体内熔融-自组装的化合物，成核剂添加量以聚丙烯和除聚丙烯外的塑料类高分子材料的总重量计不低于0.1％，且自组装温度段比多相熔融共混段温度至少低于10℃；二段控温至成核剂自组装温度段的范围均为160℃到200℃；
当采用一种或多种除聚丙烯外的塑料类高分子材料时，聚丙烯添加量以聚丙烯和除聚丙烯外的塑料类高分子材料的总重量计占比不低于40％；
所述一段多相熔融共混，二段控温至成核剂自组装温度段内至少2s的自组装后处理，是通过挤出机多相熔融共混，并设置挤出机口模温度以及挤出速度，其挤出速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在挤出前控温至成核剂自组装温度段内至少2s；
或是通过注塑机多相熔融共混，并设置注塑喷嘴温度以及注塑速度，其注塑速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在注塑前控温至成核剂自组装温度段内至少2s；
或是通过发泡机多相熔融共混，并设置发泡口模温度以及挤出发泡速度，其挤出发泡速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在挤出发泡前控温至成核剂自组装温度段内至少2s；
或是通过纺丝机多相熔融共混，并设置纺丝机喷丝头温度以及纺丝速度，其纺丝速度范围为10r/min到150r/min，使得熔融共混后的复合材料在喷丝前控温至成核剂自组装温度段内至少2s。
2.根据权利要求1所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述聚丙烯为均聚聚丙烯、嵌段共聚聚丙烯和无规共聚聚丙烯中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述除聚丙烯外的塑料类高分子材料为熔融温度在100℃到300℃之间除聚丙烯外的塑料类高分子材料。
4.根据权利要求3所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述除聚丙烯外的塑料类高分子材料为聚乙烯、尼龙、聚丁二烯、聚苯乙烯、聚乙烯醇、聚甲醛、聚砜、聚碳酸酯、聚苯硫醚、聚乳酸、聚己内酯、聚氨酯和聚酰亚胺。
5.根据权利要求1或2所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述成核剂包含二亚苄基山梨醇类成核剂，取代芳基杂环磷酸盐类成核剂，有机羧酸盐类成核剂，稀土化合物类β晶型成核剂，芳香族二酰胺类成核剂中一种或多种。
6.根据权利要求4所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述成核剂包含二亚苄基山梨醇类成核剂，取代芳基杂环磷酸盐类成核剂，有机羧酸盐类成核剂，稀土化合物类β晶型成核剂，芳香族二酰胺类成核剂中一种或多种。
7.根据权利要求5所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述二亚苄基山梨醇类成核剂为二苄叉山梨醇、二(对甲基苯亚甲基)山梨醇、二(对乙基苯亚甲基)山梨醇、二(3,4二甲基苯亚甲基)山梨醇；
所述取代芳基杂环磷酸盐类成核剂为对(4-叔丁基苯氧基)磷酸盐、甲基双(2,4-二叔丁基苯氧基)磷酸盐；
所述有机羧酸盐类成核剂为双(对叔丁基苯甲酸)羟基铝盐、六氢化邻苯二甲酸盐；
所述稀土化合物类β晶型成核剂为WBG系列；
所述芳香族二酰胺类成核剂为TM系列。
8.根据权利要求6所述的界面互锁多相聚丙烯基高分子共混复合材料的制备方法，其特征在于：所述二亚苄基山梨醇类成核剂为二苄叉山梨醇、二(对甲基苯亚甲基)山梨醇、二(对乙基苯亚甲基)山梨醇、二(3,4二甲基苯亚甲基)山梨醇；
所述取代芳基杂环磷酸盐类成核剂为对(4-叔丁基苯氧基)磷酸盐、甲基双(2,4-二叔丁基苯氧基)磷酸盐；
所述有机羧酸盐类成核剂为双(对叔丁基苯甲酸)羟基铝盐、六氢化邻苯二甲酸盐；
所述稀土化合物类β晶型成核剂为WBG系列；
所述芳香族二酰胺类成核剂为TM系列。
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