微型注塑PA6/石墨烯復(fù)合材料的結(jié)晶與力學(xué)性能

楊超男，陳英紅，何雪薇，姜向升

(1.高分子材料工程國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(四川大學(xué))，成都 610065； 2.四川大學(xué) 高分子研究所，成都 610065)

隨著現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的快速發(fā)展，聚合物微型制品廣泛應(yīng)用于電子、機(jī)械、醫(yī)用設(shè)備等領(lǐng)域[1].與傳統(tǒng)成型方法尤其是傳統(tǒng)注塑技術(shù)相比，一方面，微型注塑成型具有成型工藝簡單、生成周期短、易于自動(dòng)化和批量生產(chǎn)等優(yōu)點(diǎn)[2]；另一方面，微型注塑模具型腔顯著減小，因此，在微型注塑過程中表現(xiàn)為高剪切速率(106s-1)、高注射壓力和高注射速率(最高可達(dá)1 200 mm/s)[3].可以預(yù)見，微型注塑加工條件對(duì)制品的結(jié)構(gòu)和性能有重要影響.

作為一種半結(jié)晶聚合物，尼龍6(PA6)具有良好的加工性能、耐磨性能、力學(xué)性能和耐化學(xué)腐蝕性，在制備機(jī)械傳動(dòng)結(jié)構(gòu)件如自潤滑齒輪、軸承、家用電器零部件、汽車零部件、紡織品等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用[4].石墨烯是一種具有二維平面結(jié)構(gòu)的碳納米材料，具有極高的力學(xué)性能、優(yōu)異的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性、高的比表面積等，是制備高性能聚合物基納米復(fù)合材料的理想納米分散相[5-7].顯然，將石墨烯與PA6復(fù)合可充分發(fā)揮二者優(yōu)勢(shì)，賦予PA6/石墨烯復(fù)合材料良好的尺寸穩(wěn)定性、導(dǎo)電性能、自潤滑耐磨性能等，制備抗靜電耐磨的微型齒輪.傳統(tǒng)制備PA6/石墨烯復(fù)合材料的方法主要包括熔融共混法[8-9]、溶液共混法[10]和原位聚合法[11]，其挑戰(zhàn)在于石墨烯在PA6基體中的分散和剝離問題較難解決.固相剪切碾磨(S3M)[12]是高分子材料工程國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(四川大學(xué))基于中國傳統(tǒng)石磨的結(jié)構(gòu)特點(diǎn)而發(fā)明的新技術(shù)，在磨盤碾磨過程中可施加強(qiáng)大的三維剪切力場(chǎng)，具有強(qiáng)大的粉碎、分散、混合等多重功能.

在前期工作基礎(chǔ)上[13]，本文采用S3M技術(shù)并結(jié)合熔融共混,在沒有對(duì)石墨烯進(jìn)行任何改性的情況下,制備了力學(xué)性能良好的PA6/石墨烯納米復(fù)合材料，其中剝離的石墨烯片層分散良好.首次實(shí)現(xiàn)了上述PA6/石墨烯納米復(fù)合材料的微型注塑，研究了模具溫度、注射速率等微型注塑加工條件對(duì)其微型制品微觀形貌、結(jié)晶行為和力學(xué)性能的影響，為制備綜合性能優(yōu)良的尼龍6/石墨烯復(fù)合材料微型齒輪等微型傳動(dòng)制件奠定基礎(chǔ).

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 原 料

聚酰胺6(PA6)，牌號(hào)TP4208，集盛實(shí)業(yè)股份有限公司.增強(qiáng)石墨烯(Gr)，粒徑D50<10 μm，常州第六元素材料科技有限公司.

1.2 儀器與設(shè)備

磨盤形力化學(xué)反應(yīng)器：自制，具有獨(dú)特的三維剪結(jié)構(gòu)和粉碎、分散、混合等多重功能；微型注塑機(jī)：MicroPower 5，奧地利Wittman Battenfeld 公司；轉(zhuǎn)矩密煉儀：RM-200C，哈爾濱哈普電氣技術(shù)有限責(zé)任公司；掃描電子顯微鏡：Inspect F，美國FEI公司；偏光顯微鏡：DM2500P，德國Leica公司；差示掃描量熱儀：Q20，美國TA公司；二維廣角X射線衍射儀：D8 Discover，德國Bruker公司；萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)：5569型，美國Instron公司.

1.3 樣品制備

將PA6與Gr按質(zhì)量比95∶5在高速混合器中預(yù)混合，然后于磨盤形力化學(xué)反應(yīng)器中碾磨30次后得到PA6/Gr復(fù)合粉體.將上述復(fù)合粉體用純PA6稀釋成Gr質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%，并于轉(zhuǎn)矩密煉儀中熔融擠出，經(jīng)造粒、干燥后于微型注塑機(jī)中注塑成微型拉伸樣品(樣品尺寸如圖1所示).

為對(duì)比方便，將相同質(zhì)量比的PA6和Gr于高速混合器中混合后在相同碾磨條件下碾磨所得的純PA6粉體直接于轉(zhuǎn)矩密煉儀熔融擠出，經(jīng)造粒、干燥后于微型注塑機(jī)中注塑成相同尺寸的微型樣品.本文采用的微型注塑條件為注射速率200～600 mm/s，模具溫度40～120 ℃，保壓壓力150 MPa，冷卻時(shí)間6 s.

圖1 本文采用的微型拉伸樣品的尺寸示意圖

1.4 性能測(cè)試與表征

偏光顯微鏡(PLM)分析：采用超薄切片機(jī)將PA6/Gr微型注塑樣品沿流動(dòng)方向切成12 μm厚的薄片，然后采用偏光顯微鏡觀察微型注塑樣品的結(jié)晶形貌.

掃描電鏡(SEM)分析：將PA6/Gr微型注塑樣品在液氮中沿流動(dòng)方向淬斷，淬斷面經(jīng)噴金后采用掃描電鏡觀察樣品的微觀形貌，加速電壓20 kV.

透射電鏡(TEM)分析：首先，采用Leica EM FC6型切片機(jī)對(duì)微型注塑樣品在液氮中進(jìn)行低溫冷凍超薄切片，制成80～100 nm厚的薄片；然后，采用美國FEI公司Tecnai G2 F20型透射電子顯微鏡觀察Gr在PA6基體中的分散形貌，加速電壓200 kV.

差示掃描量熱儀(DSC)分析：從PA6/Gr微型注塑樣品的中部取6～8 mg樣品于鋁制坩堝中，在差示掃描量熱儀中以10 ℃/min的速率從40 ℃升溫至250 ℃，于該溫度保溫2 min以消除熱歷史，然后以10 ℃/min的速率從250 ℃降溫至40 ℃，記錄樣品的升降溫曲線.樣品中PA6的結(jié)晶度可通過式(1)進(jìn)行計(jì)算：

(1)

式中：Xc為樣品中PA6組分的結(jié)晶度；△Hf為實(shí)測(cè)PA6組分的熔融焓；△Hf0為PA6在100%結(jié)晶時(shí)的熔融焓(190 J/g)[14].

力學(xué)性能：采用美國Instron公司的5569型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)于室溫下測(cè)試微型注塑樣品的拉伸性能，微注塑樣品的拉伸速度為2 mm/min，每組樣品測(cè)試5個(gè)平行樣取其平均值.

2 結(jié)果與討論

2.1 形貌分析

圖2為不同模具溫度下制備的微型注塑樣品沿熔體流動(dòng)方向的偏光顯微鏡(PLM)照片.由圖2可以看出，純PA6和PA6/Gr樣品均呈現(xiàn)典型的“皮-芯”結(jié)構(gòu).由于在微型注塑過程中，當(dāng)熔體進(jìn)入模腔與溫度較低的模腔壁接觸時(shí)會(huì)立即形成一層固化層，即皮層[15].緊挨皮層的是剪切層，由于靠近模腔壁,故在注塑過程中受到比芯層大得多的剪切和冷卻作用，因此,剪切層是由高度取向的結(jié)晶結(jié)構(gòu)構(gòu)成.相比而言，芯層受到的剪切力較小，冷卻速率更慢，分子鏈更易發(fā)生松弛，從而造成了皮層與芯層結(jié)構(gòu)的差異.對(duì)比相同注塑條件下純PA6和PA6/Gr樣品的偏光顯微形貌可知，兩者皮層厚度相似，但前者剪切層厚度要大于后者剪切層厚度，而前者芯層厚度小于后者芯層厚度.這可能是因?yàn)镻A6/Gr樣品中Gr的存在改善了熔體的傳熱性能，使得熔體在靠近模腔壁的剪切力場(chǎng)作用下的凝固時(shí)間縮短，導(dǎo)致剪切層厚度減小，而相應(yīng)芯層厚度增加.

從圖2還可看出，當(dāng)模溫從40 ℃升高到120 ℃時(shí)，PA6/Gr微注樣品皮層的厚度逐漸下降，剪切層厚度增加.可能的原因?yàn)?在較高的模溫下位于模腔壁附近的聚合物熔體達(dá)到凝固點(diǎn)所需的時(shí)間延長，導(dǎo)致皮層的厚度減小.另一方面，微型注塑加工條件下聚合物分子鏈?zhǔn)艿降募羟辛?chǎng)作用顯著增強(qiáng)，故分子鏈沿剪切力場(chǎng)方向的取向伸展水平更高，其抵抗解取向的能力也更強(qiáng)，因此冷卻速率雖然下降，但對(duì)分子鏈松弛的影響不大.皮層厚度的減小會(huì)使聚合物熔體的充模時(shí)間增加，這顯然會(huì)延長熔體中聚合物分子鏈?zhǔn)艿搅鲃?dòng)誘導(dǎo)的剪切應(yīng)力作用時(shí)間，增加分子鏈發(fā)生應(yīng)力誘導(dǎo)取向的可能性，從而導(dǎo)致剪切層變厚.

圖3為不同注射速率條件下制備的微型注塑樣品沿熔體流動(dòng)方向的PLM照片，可以看出，皮層、剪切層和芯層隨注射速率的增加呈現(xiàn)顯著的差異.隨著注射速率從200 mm/s增至600 mm/s，微型制品的皮層厚度減小，剪切層厚度顯著增加.注射速率較低(如200 mm/s)時(shí)，相應(yīng)充填時(shí)間增加，熔體充模較慢，在熔體流動(dòng)前沿接觸模腔壁后，因冷卻、凝固過程中熱量損失較多，故形成的皮層較厚.增加注射速率使得靠近皮層區(qū)域的剪切熱作用明顯，充模時(shí)間縮短，故在增強(qiáng)的剪切場(chǎng)和溫度場(chǎng)作用下在皮層附近的熔體形成的剪切層厚度增加.

綜上所述，皮層厚度是由充模時(shí)間和冷卻速率決定，而剪切層厚度是由靠近皮層的熔體受到的剪切力場(chǎng)和溫度場(chǎng)共同決定，一般注射速率越高，剪切層厚度越大.

圖2 不同模具溫度制備的微型注塑樣品的PLM照片(注射速率400 mm/s)

圖3 不同注射速率制備的PA6/Gr微型注塑樣品的偏光顯微鏡照片(模具溫度80 ℃)

圖4為微型注塑樣品沿熔體流動(dòng)方向淬斷面的SEM照片，圖中亮點(diǎn)部分為石墨烯分布區(qū)域.可見，相對(duì)簡單熔融共混制備的復(fù)合材料樣品(圖4(a)，低倍數(shù)照片)，PA6基體中Gr有較多團(tuán)聚體存在，與基體的相互作用較差，淬斷面不平整.S3M制備的復(fù)合材料樣品(圖4(b)，高倍數(shù)照片)淬斷面平整，石墨烯在PA6基體中分散良好，絕大部分被基體樹脂包覆，界面相容性改善.

圖4 PA6/Gr微型注塑樣品淬斷面的SEM照片

Fig.4 SEM images of the fractured surfaces of PA6/Gr microparts: (a) conventionally prepared sample; (b) S3M sample

圖5(a)、(b)和(c)分別為傳統(tǒng)熔融共混法和400 mm/s、S3M法和400 mm/s以及S3M法和700 mm/s條件下制備的微注樣品沿熔體流動(dòng)方向的TEM照片.

圖5 PA6/Gr微型注塑樣品的TEM照片

Fig.5 TEM images of the fractured surfaces of PA6/Gr microparts: (a) conventionally prepared sample (microinjection speed: 400 mm/s); (b) S3M sample (microinjection speed: 400 mm/s); (c) S3M sample (microinjection speed: 700 mm/s)

從圖5(a)可知，簡單熔融共混制備的PA6/Gr微注樣品，Gr團(tuán)聚體尺寸較大，呈現(xiàn)較厚的片層結(jié)構(gòu)，說明簡單機(jī)械混合難以實(shí)現(xiàn)其剝離.經(jīng)固相剪切碾磨后(圖5(b))，Gr尺寸明顯減小，厚度明顯降低，說明經(jīng)磨盤碾磨后Gr層狀結(jié)構(gòu)被破壞，層數(shù)明顯減少.Gr在磨盤碾磨產(chǎn)生的強(qiáng)大剪切、環(huán)向拉伸等應(yīng)力場(chǎng)作用下，層與層之間被剝離開，因此可通過固相剪切碾磨等物理方法實(shí)現(xiàn)Gr剝離[16].對(duì)比圖5(a)與(b)可知，Gr在注射速率700 mm/s下較400 mm/s下的層數(shù)更少，分散更均勻，說明微型注塑強(qiáng)大的剪切力場(chǎng)作用有利于Gr在基體中的分散，實(shí)現(xiàn)Gr的有效剝層.

2.2 DSC分析

圖6為PA6/Gr微型樣品在不同模溫條件下的DSC升溫曲線，相應(yīng)的DSC參數(shù)如表1所示.

圖6不同模具溫度制備的PA6/Gr微型樣品的DSC升溫曲線(注射速率400mm/s)

Fig.6 DSC heating curves of PA6/Gr micropart at different mold temperatures (microinjection speed: 400 mm/s)

表1不同模具溫度制備的PA6/Gr微型樣品的DSC數(shù)據(jù)

Table 1 DSC parameters of PA6/Gr micropart at different mold temperatures

Mold temperature/℃△Hm/(J·g-1)Xc/%tm/℃4076.740.4222.08080.542.4222.412077.040.5222.2

△Hm,Xcandtmare melting enthalpy, crystallinity and melting point, respectively

可以看出，不同模溫制備的微型樣品均在222 ℃左右出現(xiàn)了熔融峰，且不同樣品的熔點(diǎn)差異不大，說明模具溫度對(duì)微型樣品的熔點(diǎn)(tm)影響較小.根據(jù)文獻(xiàn)[10]，上述熔融峰是由晶熔融引起.還注意到，對(duì)模溫為40 ℃樣品的DSC曲線，其在220.9 ℃出現(xiàn)了一微弱的肩峰，此肩峰歸因于PA6 γ晶的熔融[17].一般而言，PA6的γ晶可在高速紡絲或熔體快速冷卻過程中形成[18].相對(duì)于傳統(tǒng)注塑成型加工，微型注塑存在成倍增加的冷卻溫度梯度和冷卻速率，故微型注塑有利于PA6 γ晶的形成.隨著模溫的增加，肩峰消失，說明高模溫條件不利于γ晶型的形成.這是因?yàn)樵黾幽亟档土死鋮s速率，更有利于晶型的形成.從圖6還可以看出，隨模溫增加，結(jié)晶度Xc呈現(xiàn)了先略微增加后下降的趨勢(shì).這是因?yàn)殡S模溫的增加，成核速度略有下降，但由于熔體溫度較高，分子鏈有足夠時(shí)間排入晶格，結(jié)晶也相對(duì)較為完善，故微型樣品具有較高的結(jié)晶度.但過高的溫度不利于聚合物分子鏈的取向和結(jié)晶，因此進(jìn)一步增加模具溫度會(huì)導(dǎo)致樣品結(jié)晶度呈下降趨勢(shì).

圖7為PA6/Gr微型樣品在不同注射速率下的DSC升溫曲線(為方便對(duì)比，也列出了純PA6的DSC結(jié)果)，相應(yīng)的DSC參數(shù)如表2所示.可以看出，在不同注射速率樣品的DSC的曲線中均出現(xiàn)了α晶和γ晶的雙熔融峰，并且隨注射速率的增加出現(xiàn)了γ晶熔融峰強(qiáng)度增加而α晶熔融峰強(qiáng)度下降的現(xiàn)象(γ晶由肩峰變主峰，α晶由主峰變肩峰)，此外γ晶熔點(diǎn)逐漸下降.上述結(jié)果說明，微型注塑條件下增加注射速率有利于γ晶的形成，而不利于熱穩(wěn)定的α晶的形成.

圖7不同注射速率制備的純PA6和PA6/Gr微型樣品的DSC升溫曲線(模具溫度80℃)

Fig.7 DSC heating curves of pure PA6 and PA6/Gr micro-parts at different microinjection speeds (mold temperature: 80 ℃)

分析認(rèn)為，在同一模溫條件下冷卻速率相同，影響PA6/Gr微型樣品結(jié)晶行為的最主要因素是熔體充填模腔引起的剪切應(yīng)力場(chǎng)，更高注射速率引起的剪切應(yīng)力場(chǎng)相應(yīng)更強(qiáng)，因此,在增強(qiáng)的剪切應(yīng)力場(chǎng)作用下PA6分子鏈更易發(fā)生取向，而不易發(fā)生分子鏈松弛.結(jié)合前述高注射速率有利于形成γ晶的結(jié)果可知，γ晶的形成與PA6分子鏈松弛密切相關(guān).已知高冷卻速率亦有利于γ晶的形成，這是因?yàn)樵诟呃鋮s速率條件下PA6分子鏈的松弛也得到了極大的抑制，這與高注射速率條件下高剪切應(yīng)力場(chǎng)產(chǎn)生的效果是一樣的.此外，隨注射速率增加，γ晶的熔點(diǎn)和結(jié)晶度均呈下降趨勢(shì).對(duì)γ晶，可能增加注射速率導(dǎo)致了更多不完善γ晶的形成，使其熔點(diǎn)下降；對(duì)結(jié)晶度，這可能是因?yàn)殡S注射速率的增加，增強(qiáng)的剪切力場(chǎng)促進(jìn)了石墨烯片層的剝離(圖5)，呈良好分散的剝離石墨烯片層阻礙了PA6分子鏈的規(guī)則排列，從而導(dǎo)致樣品結(jié)晶度呈稍微的下降趨勢(shì).

對(duì)比相同微型注塑條件下制備的純PA6和PA6/Gr樣品(注射速度400 mm/s和模具溫度80 ℃)的DSC數(shù)據(jù)可知，兩種樣品的α晶熔點(diǎn)接近，但PA6/Gr樣品的γ晶熔點(diǎn)和峰強(qiáng)度均要高于純PA6樣品，說明Gr的加入有利于γ晶的形成及其晶體更加完善.

表2 不同注射速率制備的純PA6和PA6/Gr微型樣品的DSC數(shù)據(jù)

△Hm,Xcandtmare melting enthalpy, crystallinity and melting point, respectively

2.3 力學(xué)性能測(cè)試

圖8為微型拉伸樣品的力學(xué)性能.

圖8純PA6和PA6/Gr微型拉伸樣品的力學(xué)性能(注射速率400mm/s)

Fig.8 Mechanical performance of pure PA6 and PA6/Gr microparts: (a) pure PA6 and PA6/Gr microparts prepared at mold temperature 80 ℃ and microinjection speed 400 mm/s; (b) PA6/Gr micropart prepared at microinjection speed 400 mm/s at different mold temperatures

圖8(a)比較了相同微型注塑條件下制備的純PA6和PA6/Gr微型拉伸樣品的力學(xué)性能,可以看出，Gr的加入明顯改善了PA6的屈服強(qiáng)度，但降低了斷裂伸長率，這說明在磨盤碾磨及微型注塑強(qiáng)的剪切力場(chǎng)作用下呈良好分散的被剝離Gr片層對(duì)PA6有明顯的增強(qiáng)作用.圖8(b)比較了不同模溫制備的PA6/Gr微型樣品的力學(xué)性能,可以看出，模溫對(duì)微型樣品的力學(xué)性能有明顯影響，隨著模具溫度的增加，微型樣品的屈服強(qiáng)度明顯增加，斷裂伸長率降低.

一般而言，PA6中α晶的形成有利于屈服強(qiáng)度的提高，而γ晶的形成有利于PA6斷裂韌性的改善[19].結(jié)合前述實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，模溫增加促進(jìn)了α晶的形成,而對(duì)γ晶的形成有抑制作用，由此在一定程度上可解釋模溫對(duì)PA6/Gr微型拉伸樣品力學(xué)性能的影響.另一方面，在微型注塑過程中，模溫增加，芯層熔體在慢冷條件下形成的球晶尺寸亦增加，使得大尺寸的球晶界面成為薄弱點(diǎn)，從而也會(huì)導(dǎo)致斷裂伸長率的下降.

圖9為不同注射速率條件下制備的PA6/Gr微型樣品的力學(xué)性能.由圖9可見，注射速率對(duì)PA6/Gr微型樣品的力學(xué)性能有較明顯的影響.隨著注射速率的增加，相應(yīng)微型樣品的屈服強(qiáng)度增加.這與高注射速率條件下α晶形成較少、不利于屈服強(qiáng)度改善的預(yù)測(cè)結(jié)果不符.分析認(rèn)為，這可能與微型注塑條件下注射速率對(duì)PA6/Gr復(fù)合材料中石墨烯分散和剝離的影響有關(guān).根據(jù)圖5可知，增加注射速率有利于石墨烯片層的剝離和分散，因而將大大有利于微型拉伸樣品屈服強(qiáng)度的改善，并且其改善幅度要遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過因較少α晶的形成所引起的降低程度，總體表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度呈增加趨勢(shì).然而，微型樣品的斷裂伸長率隨著注射速率的增加卻呈現(xiàn)了先降低后增加的變化趨勢(shì).這可能與Gr在PA6基體中的兩種相互競爭作用有關(guān)，其一是增強(qiáng)作用，其二是界面可能存在的微小氣泡等缺陷所導(dǎo)致的材料斷裂作用，二者共同作用使得復(fù)合材料性能呈現(xiàn)較復(fù)雜的變化.

對(duì)比圖8和圖9可知，注射速率200 mm/s時(shí)制備的微型樣品強(qiáng)度和斷裂伸長率與純PA6樣品相似，據(jù)此可認(rèn)為這與Gr在基體中分散性有關(guān)，低注射速率條件下Gr分散性較差，故樣品性能更趨向于PA6基體，即強(qiáng)度較低而斷裂伸長率較高.隨著注射速率的增加，Gr分散性得到改善，增強(qiáng)作用更明顯，但界面可能存在的缺陷也增多，導(dǎo)致斷裂伸長率降低.當(dāng)注射速率進(jìn)一步增至600 mm/s時(shí)，Gr分散更均勻，增強(qiáng)效果更佳，與注射速率400 mm/s的樣品相比，較高注射速率下驅(qū)動(dòng)基體分子鏈運(yùn)動(dòng)的能量更高，因而更有利于對(duì)界面缺陷的修復(fù)；另一方面，如前所述，高注射速率的石墨烯/樹脂界面也有利于γ晶的形成:上述因素均導(dǎo)致微型樣品的斷裂伸長率不降反升.

圖9不同注射速率下制備的PA6/Gr微型拉伸樣品的力學(xué)性能(模具溫度80℃)

Fig.9 Mechanical performance of PA6/Gr microparts prepared at different microinjection speeds (mold temperature: 80 ℃)

3 結(jié) 論

1)純PA6和PA6/Gr微型樣品均呈典型的“皮-芯”結(jié)構(gòu)，但后者剪切層厚度更小.此外，隨著模具溫度和注射速度的增加，PA6/Gr微型樣品均呈皮層厚度減小而剪切層厚度增大的趨勢(shì).

2)固相剪切碾磨導(dǎo)致石墨烯尺寸明顯減小，片層厚度降低.在磨盤碾磨產(chǎn)生的強(qiáng)大剪切力場(chǎng)作用下，石墨烯在PA6基體中分散良好，無團(tuán)聚現(xiàn)象.此外，微型注塑條件下，增加注射速率有利于石墨烯片層的剝離.

3)Gr的加入和微型注塑有利于PA6 γ晶的形成.增加模具溫度不利于γ晶的形成，并且隨著模具溫度增加，結(jié)晶度先稍微增加然后下降，但熔點(diǎn)變化不明顯.此外，增加注射速率亦有利于γ晶的形成但抑制α晶的形成，同時(shí)會(huì)導(dǎo)致結(jié)晶度和熔點(diǎn)降低.

4)Gr的加入、增加模具溫度和提高注射速率均明顯提高了PA6/Gr微型樣品的屈服強(qiáng)度，但均在一定程度上降低了相應(yīng)的斷裂伸長率.