采用SEPS@HDPE核壳结构的聚丙烯复合材料的脆-韧转变温度调控、相形态演化与流变响应研究

沈佳豪; 张志毅; 余雯雯; 王佳怡; 王维萱; 上官勇刚; 郑强

doi:10.1016/j.eng.2024.04.027

工程（英文） ›› 2025, Vol. 50 ›› Issue (7) : 128 -135. DOI: 10.1016/j.eng.2024.04.027

研究论文

采用SEPS@HDPE核壳结构的聚丙烯复合材料的脆-韧转变温度调控、相形态演化与流变响应研究

沈佳豪 ^a ,
张志毅 ^a^,^* ,
余雯雯 ^a^,^* ,
王佳怡 ^a ,
王维萱 ^a ,
上官勇刚 ^b ,
郑强 ^a^,^b^,^*

作者信息 +

Phase Morphology Evolution and Rheological Behavior of Toughened Polypropylene Composite with Controllable Brittle–Ductile Transition Temperature Using SEPS@HDPE Core–Shell Structure

Jiahao Shen ^a ,
Zhiyi Zhang ^a^,^* ,
Wenwen Yu ^a^,^* ,
Jiayi Wang ^a ,
Weixuan Wang ^a ,
Yonggang Shangguan ^b ,
Qiang Zheng ^a^,^b^,^*

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摘要

通过在热塑性聚合物聚丙烯（polypropylene, PP）中添加弹性体增韧剂可以改善其韧性，且弹性体增韧剂的相形态对PP的力学性能影响很大。本研究通过在PP与聚苯乙烯-乙烯-丙烯-苯乙烯嵌段共聚物（styrene-ethylene-propylene-styrene, SEPS）的共混体系中引入高密度聚乙烯（high-density polyethylene, HDPE），构建一种以SEPS为核、HDPE为壳层的独特核壳结构（SEPS@HDPE），提升了PP复合材料的低温韧性。微观形貌与流变行为分析表明，通过引入HDPE使SEPS分散相尺寸减小，并促进了核壳结构粒子在PP基体中均匀分散。PP复合材料的增韧机制随壳层HDPE含量增加，从分散相空化主导逐渐转变为基体剪切屈服主导，核壳粒子间距的减小诱导了基体剪切屈服，从而提升PP复合材料韧性。值得注意的是，模量适中的HDPE壳层有效分散了应力，使复合材料在保持拉伸强度未降低的同时实现韧性显著提升。该研究结果有助于推动低温高韧性PP制品的开发。

Abstract

The toughness of thermoplastic polymers such as polypropylene (PP) can be improved by adding elastomers-based toughening agents, and the phase morphology of these toughening agents is very important for the strength and toughness of PP. The low-temperature toughness of PP was improved by inserting high-density polyethylene (HDPE) between PP and polystyrene-b-ethylene-co-propylene-b-polystyrene (SEPS) to form an unusual SEPS@HDPE core–shell structure, with SEPS as the core and HDPE as the shell. Based on the microtopography and rheological behavior characterization, HDPE in PP/SEPS/HDPE composites was found to serve as an emulsifier, decrease the size of SEPS particles, and promote the homogeneous dispersion of dispersed phase particles in the matrix. An increase in the HDPE content shifted the toughening mechanism of PP composites from cavitation to matrix shear yielding. The reduction in the distance between the dispersed core–shell structure particles promoted shear yielding in the PP composites, leading to increased toughness. The creation of an intermediate HDPE layer with a moderate modulus was crucial for dispersing stress concentrations and significantly improving toughness without compromising the tensile strength. These findings will facilitate the fabrication of high-toughness PP products at low temperatures.

关键词

Key words

Core–shell structure / Low-temperature toughness / Phase morphology evolution / Rheological behavior

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沈佳豪,张志毅,余雯雯,王佳怡,王维萱,上官勇刚,郑强. 采用SEPS@HDPE核壳结构的聚丙烯复合材料的脆-韧转变温度调控、相形态演化与流变响应研究[J]. 工程（英文）, 2025, 50(7): 128-135 DOI:10.1016/j.eng.2024.04.027

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1 引言

聚丙烯（polypropylene, PP）作为典型热塑性聚合物，不仅具有耐热性优异、化学稳定性良好、熔点较高及密度低等特性，而且具有可重复加工的优势。PP作为准韧性材料，其屈服应力低于裂纹萌生应力，表现出先于裂纹扩展发生屈服的特性[1]。无缺口PP试样呈韧性断裂特征，可发生大范围剪切屈服；而缺口PP试样是脆性的，抗裂纹扩展能力较弱。PP有明显的缺口会引发应力集中而加速裂纹萌生，严重制约PP制件的工程应用范围。热塑性聚合物的韧性具有显著的温度依赖性，且韧性随着环境温度的下降而变差，这种韧性变化被称为脆-韧转变。

脆-韧转变温度（brittle-ductile transition temperature, T_bd）是表征材料低温韧性的关键参数，定义为材料从脆性转变为韧性的起始温度[2]。对于PP等准韧性聚合物，其韧性随环境温度变化而急剧改变[1]。因此，降低T_bd对提升PP低温韧性至关重要，常用热塑性聚合物的增韧方法是引入弹性体颗粒[3‒6]。

提高橡胶相含量虽有显著增韧效果，却不可避免地导致强度与模量下降。近期研究表明，通过精确调控多相体系相形态可实现强-韧平衡优化，Chen等[7‒8]在PP、高密度聚乙烯（high-density polyethylene, HDPE）、乙丙橡胶（ethylene-propylene rubber, EPR）共混体系中，成功构筑以HDPE为核、EPR为壳的核壳分散相结构，其中，HDPE核可有效提升有效橡胶相体积分数而不增加实际用量。Du等[9]通过调控马来酸酐接枝HDPE/EPR/聚酰胺复合体系相形态，发现含多HDPE核的橡胶相复合材料的室温冲击性能最优，而小尺寸HDPE核体系次之。虽然这类硬核-软壳结构（HDPE核/橡胶壳）能有效增韧PP，但尚未明确其核壳结构形成机制。目前，软核-硬壳结构（橡胶核/HDPE壳）对PP强韧化的研究仍属空白。因此，揭示相形态调控规律及其对力学性能的影响机制具有重要科学意义。

本研究通过熔融共混法制备了PP/HDPE/SEPS复合材料，获得了以SEPS为核、HDPE为壳的核壳结构（SEPS@HDPE）分散于PP基体中，该核壳结构在不改变橡胶含量的条件下，实现了显著提升低温韧性与减小刚性损失之间的平衡。本研究设计质量比为70∶30的PP/SEPS为PPM，通过引入HDPE进行增韧改性，系统研究了复合材料的脆-韧转变温度演变规律、流变特性及HDPE@SEPS核壳结构形态演化过程，建立了HDPE@SEPS核壳粒子形貌-流变行为的构效关系，并解释了该PP复合材料的增韧机理。

2 材料与方法

2.1 材料

本研究中使用的所有材料均为市售产品。PP [T300；熔体流动速率（MFR）：3.0 g/10 min（ISO 1133）；等规度：>96%，抗拉强度：32.9 MPa；杨氏模量：1452 MPa；断裂伸长率：69%]购自中国石化上海石油化工股份有限公司。SEPS [YH4053；数均分子量（Mn）：约1.55×10⁵；加氢度：≥98%；理论苯乙烯含量：30%]购自中国石化集团巴陵石油化工有限责任公司。HDPE（5000S；MFR：0.9 g/10 min）购自大庆石化有限公司。抗氧化剂Irganox [山梨醇-3-（3，5-二叔丁基-4-羟基苯基丙酸酯）] 1010购自巴斯夫（德国）有限公司。

2.2 样品制备

采用一步法制备工艺，将PP、SEPS和HDPE在HAAKE PolyLab QC（美国赛默飞世尔科技公司）中以50 r∙min^-1的搅拌速度于195 ℃混合20 min。PP/SEPS/HDPE复合材料的质量比用xPPM/yHDPE表示，其中，x和y分别代表PPM和HDPE的质量，其比值在各图中均有显示。本文中提到的所有复合材料均按此命名规则命名。为进行比较，还制备了PP/HDPE和PP/SEPS复合材料，其质量比为PP/HDPE=80/20和PP/SEPS=70/30。为防止聚合物老化，所有样品均用2%（质量比）的抗氧化剂Irganox 1010处理。采用注射成型机（BP-8180-A，中国宝品精密仪器有限公司）在205 ℃、5 MPa的注射成型压力和15 s的保压时间下制备标准试样，以确保完全填充模具腔。

2.3 夏比缺口冲击强度试验

测量前，将带有45° V形缺口的样品在预定温度的培养箱（GDWJS-100C，上海苏盈测试仪器有限公司）中保存5 h。缺口冲击试验机[XJJUD-5.5（5），厦门崇达智能科技有限公司]按照ISO179-1:2000和ISO179-2:20 97标准进行缺口冲击试验。报告的结果是至少五个样本的平均值。

2.4 拉伸性能测试

在室温（25 ℃±3 ℃）下，使用计算机控制的万能试验机（5969，美国英斯特朗公司）对哑铃形试样进行标准拉伸试验，按照ISO 527-1:2012和ISO 527-2:2012标准进行，试验速度为50 mm∙min^-1。报告的结果为至少五个样品的平均值。

2.5 接触角测量

为了确定复合材料所有组分的表面张力，使用接触角测量系统（DSA100，德国克吕士公司）测量聚合物表面与两种测试液体（去离子水和二碘甲烷）之间的接触角。使用至少5滴（5 mL）两种液体来测量接触角。使用OWRK（Owens-Wendt-Rabel-Kaelble）方法计算表面张力[10‒11]。

2.6 扫描电子显微镜

使用扫描电子显微镜（SEM）观察分散相的形态，特别是橡胶组分的分布情况。首先将样品在液氮中进行低温破碎，然后在50 ℃的正己烷中对冷裂表面进行刻蚀4 h。之后，将样品在60 ℃的真空烘箱中干燥12 h，然后在扫描电子显微镜（GeminiSEM 360，德国卡尔蔡司股份公司）下以5 kV的工作电压进行观察。

2.7 透射电子显微镜

透射电子显微镜（TEM）可以进一步确认分散相的核壳微相结构。使用超薄切片机（EMUC7，日本徕卡显微系统株式会社）在液氮温度（-100 ℃）下制备厚度约为60 nm的超薄切片。在加速电压为200 kV的透射电子显微镜（JEM-1230，日本电子株式会社）下观察切片。

2.8 流变学性质的测量

使用旋转流变仪（ARES-G2, TA Instruments, USA）测量复合材料的流变性能。使用直径为25 mm的平行板，样品直径为25 mm，厚度为2 mm。在195 ℃下，通过以5％的应变幅度在0.01~100 rad∙s^-1的振荡频率范围内扫频，测试样品的动态流变学行为。还实验观察了样品在195 ℃下的应力松弛行为。

2.9 原子力显微镜

使用Asylum Research原子力显微镜（AFM，型号为MFP-3D，英国牛津仪器公司）通过振幅调制（AM）-频率调制（FM）模式来研究HDPE的层间模量，扫描速率为1 Hz，扫描尺寸为3 µm。所有AFM操作均在室温和常压下进行。

2.10 动态机械分析

采用德国NETZSCH公司生产的动态机械分析仪（DMA 242 E），在单悬臂模式下获取复合材料的动态机械性能。将样品从-120 ℃加热至50 ℃，振荡频率为1 Hz，加热速率为3 ℃·min^-1。

2.11 裂纹演化过程监测

通过部分冲击试验来监测裂纹的演化过程。该试验使用冲击试验机（CEAST 9050, Instron, USA）进行，试样在-10 ℃下放置5 h。将摆锤从垂直固定的试样上以30°、50°和150°的角度提升，然后释放撞击试样。PPM/HDPE试样内部的裂纹扩展停止。

3 结果与讨论

3.1 PPM/HDPE复合材料的脆韧性转变行为

图1（a）对比了纯PP、PP/HDPE二元复合体系及不同HDPE含量的PPM/HDPE复合材料的冲击强度随温度的变化关系。研究显示，PP/HDPE体系的冲击强度虽然随温度升高而增大，但在0~40 ℃范围内始终低于6 kJ·m^-2，与纯PP的韧性相当，这表明仅通过添加HDPE无法有效提升PP的韧性。然而，当在PP/SEPS体系中引入HDPE形成PPM/HDPE复合材料时，材料在-15~10 ℃区间表现出明显的脆-韧转变行为。如图1（b）所示，PPM/HDPE复合材料的初始脆-韧转变温度（T_bd）随HDPE含量增加呈现规律性变化：当HDPE含量增至10%时，T_bd达到最低值，此后趋于稳定。值得注意的是，当HDPE含量超过15%时（对应PPM/HDPE质量比为90∶10、85∶15、80∶20），复合材料在-10 ℃下的冲击强度出现小幅下降，其值分别为38.0 kJ·m^-2、38.8 kJ·m^-2、33.8 kJ·m^-2。与PPM基准体系相比，添加10%~20% HDPE可使复合材料在-10 ℃下的冲击强度提升100%以上。此外，PP/HDPE二元体系在低温下表现出的低韧性特征，与PPM/HDPE体系形成鲜明对比，这一结果有力地证实了HDPE与SEPS组分在PPM/HDPE体系中存在显著的协同增韧效应。

附录A图S1中的动态力学分析（DMA）结果表明，PPM及PPM/HDPE复合材料在低温至高温区域均呈现两个明显的阻尼峰[图S1（b）]，分别对应于SEPS（玻璃化转变温度T_g ≈ ‒60 ℃）与PP的玻璃化转变过程。值得注意的是，尽管HDPE含量在PPM/HDPE体系中发生变化，但SEPS的T_g值始终保持稳定，这表明该体系中的脆-韧转变温度与SEPS的玻璃化转变行为并没有直接的关联。

拉伸性能测试（附录A中的图S2）结果表明，与纯PP相比，PPM的屈服强度和拉伸强度有所下降，但断裂伸长率显著提升。所有PPM/HDPE复合材料均表现出优异的综合性能：其断裂伸长率在大于500%的同时保持拉伸强度大于25 MPa。如图1（c）所示，随着HDPE含量的增加，PPM/HDPE复合材料的拉伸屈服强度变化不明显，仅屈服应变出现轻微减少，这证实了HDPE在作为增韧成分的同时能有效维持材料强度。复合材料的杨氏模量随HDPE的添加呈缓慢下降趋势[图1（d）]，这可能归因于PP组分比例降低所致的刚性损失。尽管如此，模量下降的幅度仍处于可接受范围，表明HDPE的引入成功实现了材料刚-韧性能的优化平衡。现有研究通过引入刚性填料[12‒14]或构建核壳结构[8,15]等策略，证实了橡胶增韧体系的强-韧平衡可通过界面黏结优化与分散相形貌调控来实现[1]。为深入解释上述力学性能变化的内在机制，本研究进一步系统考察了不同HDPE含量PPM/HDPE复合材料的橡胶相微观结构及其界面特性的变化规律。

3.2 PPM/HDPE复合材料的相形态演变

图2展示了PPM/HDPE复合材料的SEM微观形貌特征。经刻蚀处理后，可以观察到SEPS相区经选择性去除后形成的不规则多孔结构。相较理想的球形分散相结构，这种不规则的相形貌具有更大的界面面积[12]。采用下述方法对相形貌的尺寸变化进行了计算。

基于SEM图像分析（图2），我们对PPM/HDPE复合材料的橡胶相粒径、分布特征及基体层厚度进行了计算。采用Wu [16]提出并经Liu等[17]改进的计算方法，获得了橡胶相平均直径（d_w, μm）与基体层厚度（粒子间距，l，μm），方法如下。

d w = ∑ i = 1 N n i d i 2 ∑ i = 1 N n i d i

l n σ = ∑ i = 1 N n i l n d i - l n d w 2 ∑ i = 1 N n i

(1)

l = d w π 6 φ 13 e x p 1.5 l n 2 σ - e x p 0.5 l n 2 σ

式中，d_i 、n_i 、φ、σ分别表示SEPS粒子的直径、直径为d_i 的SEPS粒子的数量、SEPS的体积分数和SEPS粒子的直径分布参数。为凸显差异性，选取特定配比PP复合材料的d_w和l值进行分析，同时不规则相区的d_w的定义为两最远端间距。实验结果表明，随HDPE含量的增加，分散相尺寸呈现显著减小的趋势：当HDPE添加量达10%时，d_w和l的值分别减少46%和76.0% [图2（c）]，同时粒径分布系数σ相应减小，这证实了HDPE能够有效促进SEPS相的均匀分散。然而，当HDPE添加量超过一定阈值（10%）时，l值不再进一步降低，该现象可能与SEPS组分体积分数的减少有关。值得注意的是，仅添加少量HDPE即可有效提升PP韧性，且其d_w、σ和l值与PPM基准体系相比只有较小的差异[图2（a）及附录A中的图S3]。高倍率SEM观察显示[图2（d）~（f）]，随着HDPE含量从0增至20%，相界面逐渐形成褶皱状突起形貌，这一演化过程表明HDPE含量对界面结构具有显著影响。

TEM分析结果（图3）进一步揭示了PPM/HDPE复合材料的相界面特征。其中，SEPS相在PP基体中呈现暗色衬度，其内部聚苯乙烯（PS）链段相分离形成黑色微区。图3（f）~（h）中与PP基体形成明显衬度差异的灰色区域被确认为HDPE相，从而清晰区分PP、SEPS和HDPE三相结构。观察结果显示，当HDPE含量低于10%时，材料呈现粘连相结构；80/20样品[图3（h）]显示出完整HDPE壳层包覆SEPS核的结构，90/10样品[图3（g）]则呈现较薄的壳层包覆。既往研究表明，在PP/EPR体系中引入HDPE可使橡胶核壳结构尺寸增至约2 μm并减小粒子间距，从而在不增加橡胶含量的前提下提升韧性[6]。本研究通过在PP/SEPS体系中引入HDPE，成功构建了以SEPS为核、HDPE为壳的新型SEPS@HDPE核壳结构，使SEPS粒径降至1 μm以下[图3（i）]，这一结果证实了相形态和核壳结构对PP增韧行为的决定性调控作用。

PPM/HDPE复合材料的相结构演化过程可通过组分扩散系数理论解释[18‒20]。扩散系数的计算基于PP/HDPE、PP/SEPS及HDPE/SEPS体系的表面/界面张力测量数据（测试方法见附录A中的表S1和表S2），计算得到PP、SEPS和HDPE的扩散系数分别为-0.68、-0.83和-0.17。根据扩散系数理论，可通过这些数值预测复合材料的相形态特征[18]：如附录A中的图S4所示，HDPE和SEPS均未表现出向PP/另一相界面处扩散的倾向，同时PP也没有向HDPE/SEPS界面扩散的倾向，该结果对应PP基体中形成典型的粘连相结构。

扩散系数理论很好地解释了当HDPE含量小于或等于10%时，HDPE和SEPS在PP基体中形成粘连相结构的现象[图3（b）、（c）] [19]。但当HDPE含量增至10%以上（如80/20样品），SEPS/HDPE分散相的形貌发生了明显的变化，呈现出HDPE包裹SEPS的核壳结构[图3（d）]。这种PPM/HDPE体系从粘连相结构向核壳结构的转变过程，很可能受组分间黏度比的调控作用：低黏度组分往往倾向于包覆高黏度组分[21]。

图4展示了分散相形态的演化过程：HDPE的引入不仅显著减小了SEPS粒径，还逐渐包覆SEPS形成核壳结构。根据界面能理论，当A/C界面张力低于A/B界面张力时，C相将作为界面改性剂增大界面面积（减小粒子尺寸）[22]。本体系中PP/SEPS与PP/HDPE的界面张力分别为0.76 mN·m^-1和0.43 mN·m^-1，因此SEPS包覆HDPE后，其与PP基体的界面作用力降低，导致复合分散相尺寸随HDPE含量的增加而减小。此外，复合分散相尺寸与分散相/基体黏度比呈负相关[23]。由于HDPE的黏度低于SEPS，其加入可能降低分散相整体黏度，从而细化SEPS相尺寸。在持续剪切作用下，破碎的SEPS分散相可能容易发生团聚，而HDPE在SEPS表面的包覆层可有效抑制该过程，最终实现SEPS相尺寸的显著降低。当橡胶体积分数保持恒定时，粒径减小伴随粒子间距降低（l₁>l₂≈l₃），这种结构特征可显著提升材料的低温韧性[16]。

3.3 PPM/HDPE复合材料的流变学行为

图5（a）呈现了PPM/HDPE复合材料动态模量的频率依赖特征。当HDPE含量低于3%时，储能模量（G'）随剪切频率降低表现出显著下降趋势。图5（b）揭示了粒子间距（l）与平均粒径（d_w）的关联，其中，

G 0.01'

表示频率ω=0.01 rad·s^-1条件下的储能模量。实验观察到，当HDPE含量处于3%~20%范围时，复合材料在低频区（ω<0.1 rad·s^-1）表现为类固态的二次模量平台特征[24‒25]，这是填充固体颗粒或橡胶改性聚合物熔体的典型流变学行为。图5（c）呈现了PPM及其HDPE复合材料的Han曲线（G' vs. G''）。随着HDPE的引入，可以观察到低频区G'随G''变化的斜率明显减小，且曲线转折点向高频方向移动。当G'-G''曲线的斜率偏离均质熔体的特征值2时，表明体系内部形成了微观异质结构[26]。应力松弛测试[图5（d）]结果进一步显示：当HDPE含量大于3%时出现明显的松弛平台，且平台模量随HDPE含量增加而逐步升高，直至含量达10%后趋于稳定。这种微观非均质性与松弛行为的关联性对应长时松弛单元的形成。当粒子浓度达到临界值时，粒子间相互作用或聚集体分散状态的变化[27‒28]将诱导形成粒子骨架网络结构。

研究表明，橡胶相直径与间距（基体带厚度）及其应力松弛行为存在相关性[29]。结合图5（b）所示的粒径（d_w）与间距（l）的统计分析发现：粒径分布细化或比表面积增大可促进粒子骨架或逾渗网络结构的形成[21,24,27]，而这可能是长时松弛单元的起源。具体而言，图5（b）显示较小d_w值对应更高的粒子密度，导致l值降低，即d_w与l呈现明显的负相关性。同时，低频区G'的斜率变化与剪切松弛模量平台提升[图5（c）（d）]均与基体层厚度（l）的减小密切相关，这表明粒子密度的增加有利于长时松弛行为的发生，这进一步支持了该逾渗网络结构主导长时松弛单元形成的结论。

值得注意的是，当HDPE含量为3%时，SEPS颗粒可能已形成逾渗网络。而当含量大于10%时，所有流变参数在测试范围内均呈现小幅下降，这可能归因于SEPS体积分数降低以及HDPE（低黏度组分）比例增加弱化了该逾渗网络[27]。此外，TEM分析[图3（d）]显示，仅当HDPE含量大于10%时才出现完整的核壳结构，且此时SEPS粒径趋于稳定。这一现象表明，核壳结构的演化并非影响复合材料长时松弛行为的主导因素。

3.4 PPM/HDPE复合材料的增韧机理

通常来说，传统橡胶增韧聚合物材料的冲击性能主要受分散相含量、尺寸及分布的协同影响[1]。当分散相尺寸减至临界值时，材料断裂模式从大尺寸橡胶孔洞引发的局部开裂转变为小尺寸孔洞诱导的大范围剪切屈服，这一过程对应于材料的脆-韧转变[30]。

图6所示为‒10 ℃下冲击断面的形貌特征：在HDPE含量小于10%的样品中，基体仅存在空化孔洞，表现为典型的脆性断裂特征；而当HDPE含量大于或等于10%时，材料呈现明显的韧性断裂特征，基体沿冲击方向发生连续剪切屈服（80/20样品表现出相同行为）。这一现象表明，由于HDPE形成了特殊的软核-硬壳结构，PPM/HDPE复合材料的增韧机制从空化主导转变为剪切屈服主导。

值得注意的是，95/5与80/20样品虽具有相近分散相粒径，但其冲击性能与断口形貌存在显著差异，这说明HDPE通过影响分散相与基体的界面作用从而影响了增韧的效果。基于此，我们进一步研究了这种软核（SEPS）-硬壳（HDPE）结构引发的新型增韧机制。原子力显微镜（AFM）的分析结果如图7（a）、（b）所示，基于杨氏模量分布特征[图7（c）、（d）]可以发现，90/10样品界面区域存在两个明显的模量平台，呈现出SEPS（低模量区）、HDPE（中模量区）与PP（高模量区）组成的三相梯度模量分布特征。相比之下，PPM仅表现出从SEPS到PP的单一模量变化趋势。因此，HDPE中间层的引入有效构建了梯度模量结构，这种结构有利于实现应力良好传递，进而有效分散局部应力集中[31]。

缺口冲击试验结果（图8）表明，初始裂纹萌生于缺口尖端区域，并伴随明显的应力白化现象，该现象对应材料的内部空化和塑性变形的范围。与PPM相比，PPM/HDPE复合材料的应力白化区域半径显著增大，且裂纹扩展的长度明显缩短。此外，当摆锤角度为150°时，PPM/HDPE复合材料试样的裂纹止裂于试样内部，而PPM试样发生完全断裂破坏。这一结果证实，SEPS@HDPE核壳结构的引入能够有效促进应力分散，显著扩大裂纹尖端的塑性变形区范围，从而实现对裂纹扩展的有效抑制。

基于上述研究结果，我们提出了一种通过引入HDPE形成SEPS@HDPE核壳结构分散相的微观增韧机制。首先，HDPE通过界面张力调控PP/SEPS界面，同时抑制SEPS相的团聚，显著降低了SEPS相的尺寸。这种小尺寸、高密度的分散相分布不仅有利于减少空化孔体积，还有利于应力逾渗的发生。更重要的是，HDPE中间层的形成构建了梯度模量结构，进一步分散了应力集中并减少空化孔体积，从而促进基体发生大范围剪切屈服变形。得益于上述协同作用，PPM/HDPE复合材料展现出优异的抗冲击性能。

4 结论

本研究通过构建具有SEPS@HDPE核壳结构的PPM/HDPE复合材料，成功实现了体系T_bd的可控调节与低温韧性的显著提升。此外，该PPM/HDPE复合材料在提升低温韧性的同时，其拉伸强度与PP/SEPS复合材料体系保持相当水平，实现了强度-韧性的有效平衡。PPM/HDPE复合材料中分散相在低HDPE含量下形成粘连相结构，而在高HDPE含量下形成核壳结构的演变过程可通过扩散系数和界面张力理论解释。进一步地，我们证实了PPM/HDPE复合材料和软核-硬壳结构增韧PP的分散相演化与流变学行为之间的相关性。本研究证明，增韧剂的组成和相形态对PP复合材料的强度和韧性非常重要，基于软核-硬壳机制的低温增韧策略可用于其他热塑性塑料。

参考文献

原文顺序 | 出版日期 | 本文引用

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