| 简介： |
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李忠明* 权慧 杨鸣波* 黄锐（四川大学高分子科学与工程学院， 高分子材料工程国家重点实验室，四川成都，610065） *通讯联系人：E-mail: zm_li@263.net.cn、yangmb@scu.edu.cn.。国家自然科学基金项目(50103007, 29934070)、四川省应用基础项目、四川大学青年科技基金项目、四川省杰出青年基金项目(04ZQ026-037)资助.
摘 要：本文对热塑性聚合物（TP）/热塑性聚合物（TP）原位微纤化共混物（in-situ microfibrillar reinforced blend, MRB）的国内外研究进展进行了综述，介绍了原位微纤化共混物的产生、制备方法，并着重讨论了原位成纤的机理、影响微纤化共混物材料特性（形态、流变性、结晶性、力学性能等）的因素，最后，对该材料的发展进行了展望。关 键 词：原位微纤化共混物；结晶；力学性能；流变 以热塑性聚合物（TP）为基体，玻璃纤维（GF）、碳纤维（CF）、芳纶（Kevlar）纤维等为增强剂的复合材料已获得广泛应用。在聚合物基体中加入纤维可获得高强度、高模量的复合材料，但会使材料的加工粘度急剧增大，同时增加对加工机械的磨耗。自上世纪八十年代以来，一种被称为“原位复合”的增强方式引起广泛关注。 1987年，Kiss [1] 对热致性液晶聚合物（TLCP）/热塑性树脂体系进行研究，首次提出了“原位复合材料（in-situ composite）”的概念。此后，许多学者 [2, 3] 展开了对TLCP/TP原位复合材料的研究工作。原位复合材料是通过对聚合物熔体进行挤塑、注塑等加工手段，促使形成分散相的组分在基体中就地形成微纤。微纤的直径比宏观纤维小很多，分布更均匀。 TLCP具有高强度、高模量、优良的热稳定性和尺寸稳定性、低的热膨胀系数和相对密度等优点，且其分子链刚性很大，在与热塑性聚合物树脂熔融共混时，液晶微区可沿熔体剪切流动方向取向成纤并分散于基体中，所形成的微纤不易松弛、回缩，纤维形态容易保持，可起到增强增韧的作用。与宏观纤维增强材料相比，TLCP微纤长径比大，与基体界面结合力强，可降低基体聚合物的流动性，不会磨损加工设备，不需要预先纺丝以及纤维表面进行偶联剂处理，复合体系表现出优良性能，因此引起广泛重视。但由于TLCP自身的一些缺点，如单体价格高、合成步骤复杂、合成条件苛刻、熔点较高、难以与加工温度较低的通用树脂复合以及可进行原位成纤复合的聚合物品种少等，使该技术在实际应用中受到很大限制。 共混合金化改性方法是达到通用塑料高性能化的重要途径。然而共混物各组分在热力学上不相容，工程上也不相容，因此在成型加工过程中分散相由于可以变形，在共混物中可形成多种形态，如球状、椭球状、棒状、微纤状、盘状、共连续相和复合分散相等。共混物分散相尺寸和形态在很大程度上决定了共混物的性能，通过将两种不相容的共混物共混，制备成分散相呈微纤的原位微纤化共混物（in-situ microfibrillar reinforced blend, MRB）是一种获得高性能材料的较好途径。一些具有柔性链的普通热塑性树脂，如尼龙（PA） [4～6] 、聚对苯二甲酸乙二醇酯（PET） [7～11] 、聚碳酸酯（PC） [12, 13] 等，在适当的条件下可与一些通用热塑性树脂，如聚丙烯（PP） [14～16] 、聚乙烯（PE） [17～19] 、PA [20] 等，形成TP/TP原位微纤化共混物。图1即为典型PET/iPP原位微纤化共混物的形态 [15] 。
TP/TP原位微纤化共混物克服了宏观纤维增强TP的一些缺点（如加工性能差等），同时较TLCP/TP原位复合材料有以下优点：1）工程塑料（GEP）较TLCP价格便宜很多，微纤化共混物的成本很低，且可选用回收GEP材料，从而提供一种新型聚合物回收方法 [12, 21] ；2）用做微纤相的GEP较TLCP的来源更广泛，品种更多，选择余地大；3）GEP的加工普遍比TLCP低，因此原位微纤化共混物的制备更容易，且在制备过程中产生的热降解更少；4）GEP微纤比TLCP柔软，受后期加工中因设备剪切、摩擦等引起微纤性能降低的影响较小；5）GEP微纤中填充功能粒子后，微纤具有导电、导磁、导热等功能，可得到功能性原位微纤化共混物。基于这些优点，近来TP/TP原位微纤化共混物受到重视，已在原位微纤化共混物的制备方法、原位成纤机理、微纤化共混物的特性及其影响因素等方面开展了深入细致的工作。本文介绍了近期在这些方面TP/TP原位微纤化共混物研究取得的成果。1 原位微纤化共混物的制备 TP/TP原位微纤化共混物是由两种具有明显加工温度差的热塑性塑料组成，其中，高加工温度高的组分在加工过程中形成纤维。目前国内外大致采用以下两种方法制备微纤化共混物： 1）“熔融挤出-固相拉伸-退火”方法 [20, 21] ，即将两种具有不同熔融温度的不相容聚合物挤出共混，然后对挤出物进行冷拉，使两相取向，最后在两组分熔点间的温度进行退火，使作为基体的低熔点组分分子链解取向，而作为分散相的高熔点组分的取向态结构得到保持。 2）“熔融挤出-热拉伸-淬火”方法 [4～6] ，即将两种聚合物熔融挤出，在未固化前对熔体进行热拉伸，使高熔点组分形成纤维，最后淬冷使纤维保持下来。 第一种方法过程较复杂、效率低，而第二种方法则不需再加热来进行固相拉伸和后处理，其工艺连续，易于控制且相对简单，生产效率高，容易得到实际应用。得到的微纤化材料在加工时，温度应设定在两聚合物加工温度之间，使微纤得以保持。2 原位成纤的机理 原位微纤化共混物的制备过程就是使分散相粒子（液滴）在熔融加工过程中原位成纤，其实质是使液滴产生较大变形并将此变形保持下来。 流场中聚合物共混体系为多相多组分的流变体系，相间有质量和热量的传递，同时可能伴随有化学反应。其多相本质、结构多样性和粘弹性造成其流场的复杂性。从流变学角度来看，是由两种聚合物构成的悬浮体系，其成型加工过程就是分散相在连续相通过界面传递的应力作用下，发生形变、破裂、凝聚和冻结的过程 [22] 。 当一种流体分散到另一流体中时，流体中的液滴会发生变形和破裂，一些学者对此进行了大量的研究，其中Taylor [23] 对初始形状为球形的牛顿液滴分散至另一牛顿流体中这一最简单的体系的变形情况进行了最早研究。当悬浮在另一牛顿体系中初始形状为球形的牛顿液滴受到剪切或拉伸作用时，将发生形变并随后破裂成更小的液滴。在流体中，液滴受到粘性力和界面张力的作用，前者使液滴发生沿流动方向的变形，而后者则倾向于阻止液滴变形而保持其初始的球形平衡状态。在稳定的剪切流动场，液滴的变形依赖于两个无因次参数：粘度比p和毛细作用数Ca （或称Weber数）。p=nd/nm，其中nd 、nm 分别为分散相和基体的粘度; ，其中 为剪切速率，D为液滴初始直径， 为界面张力。 粘度比、剪切应力、粒子直径、表面张力以及流动形式是控制流体中粒子变形和破裂的关键因素。尽管以上所考虑的为牛顿流体，且忽略了分散相粒子的凝聚作用，但相容性有限的两种聚合物熔融共混时，情况与小分子所形成的悬浮液具有一定的相似性，即静止时分散相会保持球形粒子的形态，而在承受了剪切、拉伸等作用发生流动时，分散相粒子就会发生变形取向，且拉伸流动场在使粒子变形（破裂和分散）比剪切流动场更有效，且限定的粘度比范围比单一剪切流动的更宽 [23] 。 由于聚合物具有独特的粘弹特性，长链大分子结构易于相互缠结，因此粘弹体系中，分散相液滴的形状不仅决定于粘性力，还受到由弹性引起的液滴周围压力分布的影响。虽然有些研究 [25] 表明组分弹性比在液滴变形成纤维过程中的作用可以忽略，但也有一些研究者（如Tsebrenbo [26] ）发现具有粘弹性的液滴更难变形。Bruijn [27] 观察到在剪切时有些液滴只是被拉长而不破裂，粘弹性起到了稳定液滴的作用，使得高分子液滴形变可以发展的很大，易于形成长径比大得多的微纤，对原位成纤有积极作用。 总之，聚合物共混物在成型加工过程中的流动和变形十分复杂，但普遍认为拉伸流动场和较小的粘度比（ ＜1）是有利于共混物分散相粒子成纤的[28] 。其控制作用的因素有两方面：分散相和连续相树脂的选择，包括双方的表面张力、极性、粘度、分子构型和构象、分子量及其分布、熔体粘度、组成比等；加工成型参数，包括温度、剪切速率、拉伸速度、冷却速率等。3 TP/TP原位微纤化共混物的影响因素 TP/TP原位微纤化共混物具有特殊的热塑性聚合物微纤形态，这些微纤的形成对材料的流变性、结晶性、力学性能等均有重要影响，而微纤的生成又依赖于组分的特性和成型工艺条件等控制。其中，最重要的即为分散相与基体的粘度比、共混物的组成、相容性、拉伸比及口模结构、成型温度等。下面将分别对其进行讨论。3.1 粘度比 共混物分散相粒子在熔融加工中成纤，粘度比、剪切应力、粒子直径、表面张力以及流动形式是控制流体中粒子变形和破裂的重要参数。通常，拉伸流动场和较小的粘度比（小于1）特别有利于共混物分散相粒子成纤。 作者等通过“熔融挤出-热拉伸-淬冷”的方法分别制备PET、PA6、PC与PP、PE微纤化共混物 [4, 12, 13] ，对于PET/PO（聚烯烃）和PA/PO体系，其粘度比均小于1，有利于成纤，实验观察到PET、PA也分别形成了很好的微纤结构；然而对于PC/PO体系，其粘度比大于1，但该体系中也有很好的PC微纤生成。3.2 共混物组成 组成是决定共混物形态的重要因素。调节组成可获得各种不同的形态结构。增大分散相含量，粒子与粒子凝聚作用更强，分散相尺寸更大。在纤维形成过程中，粒子凝聚作用同样起重要作用，分散相浓度过大、过小，对纤维的形成都不利。 作者等对PET/iPP [14] 、PET/PE [4, 10, 17, 18, 29, 30] 、PA6/PE [4] 、PC/PE [12, 13] 等微纤化共混物的研究中发现，微纤含量对材料的形态和性能有很大影响。对PET/PE体系 [4, 10, 17, 18, 29, 30] ，拉伸比（HSR）一定时，微纤的尺寸及其分布主要决定于PET的含量。含量增加，微纤的直径增加，其最大直径和平均直径变大，即分布变宽，同时最小直径保持不变，为0.5μm，最小直径就是在采用的加工条件下恰好足够稳定，不会破裂成更小粒子或凝聚成更大粒子的纤维直径。PET纤维有较大的长径比，且随着微纤含量的增加而下降。Pesneau [6] 对PA/PP体系的结果与此类似，但黎学东等 [31] 发现在其所考察的含量范围（0～40wt%），随分散相含量的增加，所形成的微纤数目增加，纤维间距离变小，但其直径并无明显增加。 微纤具有明显的增强效果，微纤化共混物的拉伸模量和强度较普通共混物有显著提高，但太低或太高PET含量，增强效果有所减弱。这与Pesneau [6] 、沈经纬 [11] 等的结果一致。这是由于含量低时，粒子变形成纤维困难，纤维数目少；而含量太高，则粒子易于凝聚成直径更大的纤维或粒子，甚至形成共连续相，也会降低材料性能；只有含量适中时，PET在拉伸流动场容易形成微纤，纤维的数目也在增加，因此增强效果比较好。PET含量低时，纤维含量较少，拉伸过程中不足以阻止基体变形，纤维可能先于基体断裂而从基体中被拔出，此时材料具有相当高的伸长率和断裂韧性；而含量较高时，纤维直径小，表面积较大，纤维与基体有很大的界面接触，拉伸过程中，基体对纤维施加压应力，纤维表面产生很高的摩擦力，从而阻止了基体变形，最终，试样具有很低的断裂伸长率，表现出脆性断裂，因此随着含量的提高，微纤化材料经历了从韧性拉伸断裂到脆性拉伸断裂的转变。作者采用基本断裂功方法评价微纤化材料的断裂韧性，研究发现 [30] ，随着含量的增加，比基本断裂功（）先升高，然后迅速下降，在PET含量为15wt％时有最大值。另一方面，PET含量较低时，比非基本断裂功（）略上升，但PET含量超过10wt%， 则明显下降。黎学东等 [31] 认为微纤还有明显的增韧效果，材料的缺口冲击强度随含量的增加而增加，但无缺口冲击强度有一个最小值。 PET/iPP微纤化共混物中微纤的生成对于材料的结晶性能产生重要影响 [14, 16] 。PET微纤与其它宏观纤维一样具有较强的诱导iPP结晶的能力，PET的含量增加，结晶速度变快，但对起始和最大结晶温度影响不大。在130℃等温结晶时，PET微纤是iPP排核生成的中心，可诱导iPP横晶的生成，这与其他许多学者的研究一致 [9, 11, 32] ，且Fakirov等发现微纤不仅可诱导横晶的生成，还能引起基体分子链的再取向,只是对于不同体系，取向方向有所不同 [32] 。同时，作者发现微纤化共混物中有β-iPP晶体生成，其含量随PET含量的增加而降低。 作者提出了图2的模型来描述PET/iPP微纤化共混物的晶体形态和结构：PET微纤沿拉伸方向排列，其分子链沿拉伸方向有一定取向；PET表面为“shish-kebab”晶体，在其表面为大量的片晶，片晶生长方向与 图2 PET/iPP原位微纤化共混物的晶体形态示意图 Fig. 2 Schematics of crystalline morphology in PET/iPP in-situ microfibrillar reinforced blend “shish-kebab”晶体中“shish”主轴成一定角度，片晶中分子链段排列与“shish”主轴平行。Hisao等 [33] 在对UHMWPE纤维增强的iPP体系的剪切诱导结晶的研究中也发现了这种“shish-kebab”形态，UHMWPE明显加快了iPP结晶，且促使最初形成的“shish-kebab”结构最终成为圆锥形形态。他们认为在剪切条件下，PE和iPP间界面摩擦作用阻碍了阻碍了iPP链的松弛，使得iPP链发生排列形成“shish-kebab”结构，在iPP“shish”上成核产生折叠链晶片（“kebab”），并垂直于iPP/PE的界面方向生长。 对于高粘度比的PC/HDPE微纤化共混物 [12] ，作者发现由于表面附近的剪切速率高于中心区域，PC微纤在垂直于拉伸方向上存在梯度分布，中心处的微纤分布较密且直径较粗，由中心层至表层，纤维数逐渐减少，直径变细至无微纤生成。随PC含量增加，微纤直径变得不均匀，纤维数目增加，但最小直径不变，这与PET/PE、PA/PE等体系的结果一致。对微纤化共混物的流变性研究发现，随着PC含量（＜20wt%）增加，由于PC微纤可在基体中扭曲缠结逐渐形成网络，因此体系的熔体流动指数（MFR）线性急剧下降，但当PC含量大于20wt％时，则MFR几乎不变，说明在20wt％时微纤网络基本形成。在相同的剪切速率时，材料的表观粘度随着含量的增加而增加。 作者在前期热塑性塑料原位成纤的基础上，尝试用原位成纤的方法来制备炭黑（CB）/PET/HDPE原位导电微纤网络复合材料 [34～36] 。CB的含量影响CB/PET母料的熔融粘度，从而影响母料在PE中的成纤性能，CB含量太大不能成纤。在复合材料中，CB选择性分布在PET相中，生成的微纤表面较粗糙，且粗糙程度随CB含量的增加而增大。由于体系中微纤相互搭接形成三维网络结构，分散在PET微纤中的炭黑粒子可作为导电通路，降低了材料的逾渗值，电性能良好。有趣的是，具有原位导电微纤网络结构的CB/PET/PE复合材料的PTC强度较高，基本无NTC效应。 此外，作者还通过类似的方法制备了碳纳米管（CNTs）/PC/PE原位微纤化共混物 [37] ：首先将CNTs与PC通过溶剂溶解使CNTs在PC中很好的分散，再将二者进行熔融共混得到母料，将母料与PE熔融挤出，并热拉伸使之原位成纤，得到三元原位微纤化共混物。CNT/PC在PE基体中形成了很好的微纤结构，且CNT基本上都选择性地分布于PC中。拉伸性能测试发现CNT微纤化材料的拉伸强度、模量和断裂伸长率与PC/PE二元微纤化共混物相比有明显提高，且前者的后屈服应力也比后者大大增加。实验还发现CNT微纤化材料的横向和纵向的力学性能几乎相等，说明该三元微纤化材料是各向同性的。3.3 拉伸比 为了使分散相形成良好的微纤结构，通常给予聚合物熔体一定的拉伸作用。热拉伸的大小通常用拉伸比（HSR）来评价，其定义有两种，一是拉伸速率与挤出速率之比；另一是口模横截面积与经过热拉伸后的挤出物横截面积之比，作者所采用的即为第二种定义。 作者研究了拉伸比对PET/PE [19, 29, 38] 、PET/PP [8, 15, 16] 、PC/PE [12] 等原位微纤化共混物的影响。对于PET/PE微纤化共混物，当拉伸比从1（无拉伸）逐渐增加到47.62，PET粒子由球形粒子逐渐变形成椭圆形、棒状粒子，最后成为微纤。微纤的最大直径和平均直径随HSR的增加而逐渐下降，但最小直径保持不变。Pesneau [6] 、沈经纬 [5] 等对于PA/PP微纤化共混物的研究得到类似的结果。 同时，作者 [38] 发现PET/PE微纤化材料的拉伸模量和强度随HSR的增加而明显增加，伸长率则随HSR的增加而降低。改变热拉伸比，即改变分散相粒子长径比，共混物出现明显的韧-脆转变行现象。HSR低时，材料呈韧性；HSR较高时，材料呈脆性。在对材料基本断裂韧性的研究中发现， 随HSR的增加而增加，当HSR为25.4时， 有最大值。另一方面，较低的HSR值会使 稍稍增加，但当HSR超过6.4，则 显著降低，表明PET微纤对于微纤化共混物的断裂行为起决定作用。 HSR对微纤化共混物材料的结晶性也有重要影响 [8] ，作者研究了PET/iPP微纤化共混物的等温和非等温结晶，发现：HSR越高，结晶速度越快，但当HSR达到某值时，对起始和最大结晶温度几乎没有影响；微纤化共混物中除横晶外，还有β-iPP晶体生成，其含量随HSR的增加而增加，表明PET微纤对β-iPP晶体的生成有促进作用。 对于PC/HDPE微纤化共混物 [12] ，HSR对微纤形态有相似影响。HSR小于8.8时，体系MFR几乎不变，但当HSR大于8.8，体系的MFR迅速升高。HSR增大会使分散相粒子发生更大的变形，形成微纤的长径比增加，因而微纤的缠结点增多，会使MFR降低，但微纤直径较小时，其变形阻力越小，因此易发生变形、缠结和沿流动方向的取向，对HDPE的流动阻力下降。但不同的HSR的微纤化共混物的表观粘度无明显差别。3.4 相容剂 TP/TP原位微纤化共混物的力学性能与其相结构直接相关，为了提高原位微纤化共混物的力学性能，一方面要求分散相微纤具有大的长径比和良好的力学性能，另一方面要求微纤与基体间有良好的界面相互作用。然而工程塑料作为微纤的微纤化共混物，微纤与基体之间都是不相容或弱相容的，因而加入相容剂是改善微纤与基体界面性能的一个方法。 作者在PET/PE原位微纤化共混物中加入EVA增容剂 [39, 40] 。未增容前，共混物的界面光滑，纤维与界面作用弱；增容后，界面得到改善。增容后的试样的断裂强度，特别是断裂伸长率，与未增容试样相比有显著提高，但屈服强度和模量有所下降。采用 和 来评价EVA的增容效果，发现加入少量增容剂和催化剂的微纤化共混物的 和 较未增容时显著增加，证明EVA的增韧效果较好。 Pesneau [6] 、沈经纬等 [5] 、黎学东 [41] 等采用马来酸酐接枝聚丙烯（gPP）来增容PA/iPP微纤化共混物。沈经纬的研究发现增容剂含量对PA66成纤和材料力学性能有显著影响。gPP含量增加不利于成纤，基体中分散相粒子与微纤的比例随gPP含量的增加而增加，且微纤长度变短，同时纤维与粒子发生粘合，改变了界面特性，其实质是在界面生成了一种新的接枝共聚物，即PA66-g-gPP。材料的拉伸强度随gPP含量的增加而增加，同时缺口冲击强度则随之下降。黎学东等则采用不同的共混顺序使PA6和gPP之间发生不同程度的反应，使PP与PA6之间的相容程度及界面状态产生差异，发现当反应程度较高时，PA6在PP基体中以球形粒子状态分布，拉伸强度比不加增容剂时高，而冲击强度则较低；反应程度较低时，PA6能在基体中变形成纤，冲击强度较高，但拉伸性能较差；分多次加入增容剂时，PA6既能形成微纤，又有较好的界面粘结，冲击强度较高，且拉伸强度下降不大。但Pesneau却发现虽然随gPP含量增加，微纤平均尺寸降低，长径比显著增加，但gPP对材料的力学性能无明显作用。 Fakirov等 [9] 采用“熔融挤出-固相拉伸-退火”的方法来制备微纤化共混物。他们采用甲基丙烯酸缩水甘油乙烯（E-GMA）来增容PET/PP微纤化共混物，发现经熔融挤出并冷拉后，PET形成高度取向、高长径比且直径较小的微纤，在此后的模压和注塑成型加工过程中纤维得到保持。E-GMA的加入在PET球形粒子周围形成了一个外壳导致粒子无法产生聚集，从而使生成的微纤变粗。注塑试样中纤维无规分布，其弯曲强度和模量比纯PP和普通共混物高60％～70％；而不含增容剂的压缩试样有各向异性的横晶生成，横晶层中PP晶体沿与纤维方向呈40°的方向再取向，相容剂的加入阻碍了PET诱导结晶，其弯曲强度和模量比注塑试样甚至是GF/PP试样都高，则随着E-GMA含量的增加而增加；注塑试样的冲击能随相容剂含量的增加而增加，而压缩试样的冲击能则是纯PP的3～4倍。在PET/PA6微纤化体系 [42] ，他们也发现注塑试样的弹性模量和强度比纯PA6分别提高了2.5和1.7倍；压缩试样的弹性模量和强度则比纯PA6高4倍。他们认为 [43, 44] 这是由于在长时间的退火处理过程中，除了结晶和松弛，在PET和PA6的界面处还发生了化学反应，生成了PET-PA6嵌段共聚物，该共聚物能起到相容剂的作用，大大改善了界面粘合。若部分无定形的PET与全部无定形的PA6进一步反应，则PA6在嵌段共聚物中的含量增加，最终会使PET/PA6微纤化共混物转变为PET/PA6共聚物。对于PET/PA6/PA66 [20] 和PET/PBT/PA6 [45] 三元微纤化共混物体系，在其界面处也有类似的共聚物生成。3.5 其它影响因素 作者研究发现口模结构对于成纤有重要影响 [13] 。对于PET/PE共混物原位成纤，分别采用窄缝状、片状和棒状口模，发现矩形窄缝口模挤出共混物的纤维结构最好，性能也最佳。同时，发现物料从窄缝状口模挤出被热拉伸成薄片的过程中，料片厚薄均匀、不易断裂，而物料经另两种口模挤出并热拉伸，得到的料片（条）较易断裂，且厚薄（直径）均匀性较差。 黎学东等 [46] 研究了加工成型温度及螺杆转速对PA6/PP微纤化共混物的影响，发现螺杆转速越高、加工温度越低，分散的PA6纤维尺寸越小，复合材料的冲击强度明显提高，但拉伸强度基本不变。4 结束语 TP/TP原位微纤化共混物是新近发展以来的一种具有很大发展潜力的材料，与宏观纤维增强的热塑性塑料以及TLCP/TP原位复合材料相比均具有较明显的优势，是通用塑料高性能化的一种新的途径，同时也为热塑性塑料的回收提供了一种新的思路，具有广泛的应用前景。 TP/TP微纤化共混物的制备工艺相对简单，原料来源广泛，材料的形态和性能受共混物组成、拉伸比和相容剂等的影响较大。对于这种特殊的纤维增强聚合物共混物，微纤的生成同样可诱导基体结晶，生成横晶形态，这也是国内外研究的热点[33]。 目前，国内外对于TP/TP原位微纤化共混物的研究尚处于初始阶段，对组分的选择、成纤机理、设备和加工条件对成纤的影响、纤维增强机理、材料形态表征、形态结构与性能的关系等多方面研究还不充分、不系统。因此，有必要在较宽的范围内对选择材料，选择加工设备，提高材料性能或赋予材料新的性能，对材料性能和结构的全面表征等方面进行深入系统的研究。参考文献： 1. 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