氧化石墨烯/苯甲酸钠复合成核剂协同改性PA6纳米复合材料的性能

电子元器件的小型化和高集成化,不仅要求材料具有高强度和高韧性,还须具有优异的热扩散和热管理性能 目前使用的金属或陶瓷材料虽然散热性能良好,但是成本较高、韧性差且加工成型困难 与传统的金属和陶瓷材料相比,聚合物基纳米复合材料具有显著的优势 尼龙6(PA6)[-HN-(CH2)5-CO-]n是一种重要的热塑性工程高分子材料,具有优异的强度、韧性和低温稳定性,在包装材料、航空航天、汽车及各种电子元器件等领域得到了广泛的应用[1] 但是, PA6的导热系数极低,限制了其在电子电器领域的应用 因此,开发具有优异力学性能和导热性能的PA6纳米复合材料极为迫切

PA6的结晶速率低、结晶形态和尺寸难以控制,且其产品尺寸的稳定性较低 加入成核剂,可提高PA6的结晶速率 与均相成核相比,异相成核在高分子工业中的应用最为广泛[2~5] 在PA6中引入成核剂,可提高PA6的性能[6] 目前,无机成核剂、有机成核剂和复合成核剂已经用于PA6的加工 无机成核剂,包括粘土类(如：蒙脱石[7]、高岭土[8]和滑石[9])、无机氧化物类(如：纳米SiO2[10]、ZnO晶须[11]、BN[12])、碳纳米材料类(如碳纳米管[13])和无机盐类(如Ca3(Si3O9)[14]) 无机成核剂的成本较低,但是与PA6的相容性差,难以在PA6基体中均匀分散而使成核效率较低 有机成核剂,包括聚碳酸酯[15]、聚芳砜[16]、碳纤维[17] 有机成核剂与PA6的相容性较好,但是价格较高 将无机成核剂与有机成核剂复配制备的复合成核剂(如：滑石粉/GF)[18]、MgO/g-C3N4[19]),具有优异的协同效应 Kodal等[20]以滑石粉/硅灰石为复合成核剂制备了PA6/滑石粉/硅灰石复合材料,与纯PA6相比其熔体粘度、力学性能和热变形温度都明显提高 Zhang等[21]分别以玻璃纤维-多壁碳纳米管(GF-MWNTs)和玻璃纤维-多壁碳纳米管(GF-MWNTs)为复合成核剂制备了PA6/GF-SiO2和PA6/GF-MWNTs复合材料,其结晶温度和力学性能都有所提高 郭等[22]用海泡石和苯甲酸钠复合成核剂对PA6进行改性,发现这种复合成核剂对PA6的性能有显著的影响 在PA6中引入碳纳米管[23~26]和石墨烯[27~31]等纳米碳材料,可制备出力学和热性能优异的PA6基纳米复合材料 作为石墨烯的衍生物,氧化石墨烯(GO)与PA6之间有良好的相容性,尽管制备出的PA6/GO纳米复合材料的力学强度有所提高,但是其冲击韧性有所降低,且GO在PA6基体中发生团聚[32~37] 文献[38,39]分别采用原位聚合法和熔融共混法制备PA6/GO和PA6/Al2O3/GO纳米复合材料,实现了纳米填料的均匀分散 填料间的有效接触促进了导热网络的形成,从而使其热导率提高

本文使用氧化石墨烯(GO)为功能性纳米填料、苯甲酸钠(Sb)为有机成核剂,先用水热法合成GO-Sb复合成核剂,然后用熔融共混法制备不同GO-Sb含量的PA6/GO-Sb纳米复合材料,研究GO-Sb复合成核剂对其形态、力学和热性能的影响

1 实验方法1.1 实验用原料

尼龙6(PA6)；天然石墨粉(NGP),纯度高于99%,直径5 um；抗氧剂1098、合成氧化石墨烯(GO)所需的化学试剂以及苯甲酸钠

1.2 PA6/GO-Sb纳米复合材料的制备1.2.1 GO-Sb复合成核剂的制备

先用改进的Hummers法[40]合成GO,然后将其超声分散得到GO胶体 使用GO胶体和苯甲酸钠(Sb)用水热法制备GO-Sb复合成核剂：先将适量的Sb加入到GO胶体中,搅拌1 h后超声2 h生成GO-Sb溶液 使GO-Sb溶液在70℃水热反应24 h,过滤后将产物在80℃真空干燥24 h,得到GO-Sb复合成核剂 复合成核剂中GO与Sb的质量比,分别为5∶1、2∶1、1∶1、1∶2和1∶5

1.2.2 PA6/GO-Sb纳米复合材料的制备

用直接熔融共混法制备PA6/GO-Sb纳米复合材料(以下简称P-G-Sb) 参考文献[39]的结果,GO-Sb的总质量分数为0.3,抗氧剂1098的质量分数为0.5 为了提高GO-Sb的分散性,在实施熔融共混前将表1中的所有原料与PA6预混 在HL-200型混炼机中进行熔融共混,温度为250℃,共混时间为15 min,转子转速为50 r/min 将得到的共混物热压成板材,然后裁成哑铃和矩形试样

Table 1

表1

表1PA6/GO-Sb纳米复合材料的DSC熔融-结晶参数

Table 1DSC melt-crystallization parameters of PA6/GO-Sb nanocomposites

Samples	Tco/℃	Tcp/℃	Tce/℃	Tmo/℃	Tmp/℃	Tme/℃	ΔHm/J·g-1	Xc/%	ΔT/℃
P-G-Sb(100/0/0)	155.5	164.7	177.2	209.4	223.3	229.5	50.91	22.13	58.6
P-G-Sb(100/0.3/0)	178.5	185.6	189.9	210.2	218.6	230.6	53.91	23.51	33.0
P-G-Sb(100/0.25/0.05)	177.8	184.6	188.9	207.5	221.4	227.7	65.39	28.52	36.8
P-G-Sb(100/0.15/0.15)	177.0	184.3	188.8	207.2	221.3	228.0	57.67	25.15	37.0
P-G-Sb(100/0.05/0.25)	178.5	184.8	189.2	207.5	220.8	226.5	52.37	22.84	36.0

1.3 结构和性能表征

用型号为Nicolet 380的傅利叶红外光谱仪测试试样的红外光谱(FTIR) 填料经KBr压片后测试,PA6和PA6纳米复合材料直接利用热压的板材测试 用 Rigaku/max-1200X型衍射(XRD)分析仪分析样品的结构,测试条件：管电压为30 kV,电流为20 mA,Kα射线,扫描的温度为室温,扫描范围为0~50° 用NETZSCH-200PC型微分扫描量热仪进行差示扫描量热分析(DSC),在氮气保护下先将样品从室温以10℃/min升温至250℃,保温5 min,再以10℃/min降温至室温,恒温5 min后最后以10℃/min升温至250℃ 进行第二次升温得到熔融参数,在降温过程中得到结晶参数 结晶度为

οxc%=ΔHm1-φΔHmο×100%

(1)

其中 οΔHmο为100%结晶PA6的熔融焓,其值为230 J/g,φ为填料在复合材料中的质量分数

用JSM-6510LV型场发射扫描电子显微镜(FESEM)观察样品的断面形貌,测试前对样品的断面喷金处理,喷金时间为30 s 用电子万能(拉力)试验机(CMT6104型)测试试样的室温拉伸性能,拉伸速度为50 mm/min,测试标准为 GB13022-1991,每个配比测试5个试样取结果的平均值 用GT-7045-MDL型冲击试验机测试冲击性能,试样为V型缺口,缺口深度2 mm

用耐驰CHLFA-457型激光热导率分析仪(Nexus)测试热导率,根据采集的热扩散率(Dp)和比热容(Cp)数据计算样品的导热系数

k=ρDpCp

(2)

其中ρ为样品的密度

用ZWK1302-A型电子万能试验机测试维卡软化温度(VST),负荷重量为10 N,加热速率为120℃/h,测试标准为GB/1633-2000

2 结果和讨论2.1 材料设计

PA6分子链中的酰胺键能形成强烈的分子内和分子间氢键,还有柔韧性良好的亚甲基链,使PA6具有优异的机械强度和柔韧性 但是PA6的结晶速度低且结晶形态和尺寸难以控制,加工过程中的尺寸稳定性差,使实际应用中的导热系数不高 PA6的物理和化学性质,在很大程度上取决于加工过程中的结晶控制 同时,GO具有优异的物理化学性质[41, 42],包括高模量、超高比表面积、可调的表面物理化学特性和良好的导热性

如图1所示,各种含氧基团的引入为进一步功能修饰提供了条件 在GO与Sb的杂化过程中,羧基(-COOH)中的羰基氧(HO-C(=O δ- ))与Sb中的正钠离子(Na δ+ )形成了强烈的静电相互作用 此外,基于本文的策略还建立了GO苯环与Sb之间的π-π相互作用 因此,GO和Sb都能均匀分散在聚合物基体中

图1



图1GO-Sb复合成核剂的制备及其反应原理

Fig.1Preparation and reaction principle of GO-Sb composite nucleating agent

如图2a所示,由于PA6分子内和分子间氢键的相互作用,在纯PA6的聚集态中存在结晶区(有序区),使PA6具有较高的强度 但是,柔性亚甲基链也使PA6产生大量的非晶区域,使PA6具有较高的柔韧性 如图2b所示,层状GO的加入使PA6具有更为有序的结构,其中GO作为“非均相成核剂”加速PA6的结晶过程 基于这一策略,使PA6/GO纳米复合材料的性能提高 但是,GO的团聚削弱了这种效应 协同添加GO/Sb复合成核剂,如图2c所示,GO与Sb之间的强界面作用(包括静电作用和π-π相互作用)可提高GO/Sb复合成核剂的分散性,产生多点异相成核提高结晶速率而使晶粒细化 同时,GO/Sb复合成核剂的含氧基团与PA6的酰胺基[-HN-(CH2)5-CO-]之间的强氢键作用,可提高PA6与GO/Sb复合成核剂的界面相互作用 复合材料热导率的提高,取决于界面热阻的降低和结晶面积的增加(热导率路径)[42, 43] 本文填充GO-Sb复合成核剂不仅可提高不同晶体中声子传导效率,还能降低填料之间的界面热阻

图2



图2材料的设计示意图

Fig.2Schematic illustration of materials design (a) The aggregation state of pure PA6. (b) The increasing ordered area in PA6/GO nanocomposites due to the “heterogeneous nucleating effects” of GO. (c) The mechanism of the increasing ordered area and thermal conductivity paths of TPU/GO-Sb nanocomposites due to the better interfacial interactions and dispersion of GO-Sb compounding nucleator in the PA6 matrix

2.2 纳米填料和PA6纳米复合材料的红外光谱

NGP和GO的FTIR谱,如图3所示 图3a中1720 cm-1处的特征吸收峰,可归属于GO中羧基C=O的伸缩振动；1240 cm-1和1110 cm-1处的吸收峰分别与C-O-H和C-O-C基团中的C-O键有关,这些结果表明,已经出GO 由图3b可见,与P-G-Sb(100/0.3/0)纳米复合材料相比,2179 cm-1处出现的峰是P-G-Sb(100/0.15/0.15)纳米复合材料N=C=O基团的特征吸收峰 在P-G-Sb(100/0.05/0.25)的FTIR谱中该吸收峰位移到2176 cm-1,可归因于Sb与GO之间的静电相互作用和π-π共轭 同时,Sb的加入量越大相应的吸收峰越强,表明纳米复合材料中的-N=C=O-基团越多 P-G-Sb纳米复合材料中的超分子界面相互作用,可提高材料的结晶性能、热性能和力学性能 GO-Sb复合纳米填料的相互作用机理,如图1所示

图3



图3填料和PA6/GO-S纳米复合材料的红外光谱

Fig.3Infrared spectrum of filler (a) and PA6/GO-Sb nanocomposite (b)

2.3 PA6纳米复合材料的微观结构和形貌

图4给出了纯PA6和PA6/GO-Sb纳米复合材料的XRD谱 图4中2θ=20.1°和23.4°处的衍射峰分别归属为PA6典型的α和γ晶型的衍射峰,为(200)和(002,220)晶面的衍射 对于P-G-Sb(100/0.25/0.05)和P-G-Sb(100/0.15/0.15)纳米复合材料,在2θ=20°~25°范围内没有明显的结晶峰,而在2θ=10°~13°范围内观察到GO(010)面上的尖锐特征峰,表明Sb对PA6的晶型有重要影响 对于P-G-Sb(100/0.1/0.2)和P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料,随着Sb含量的提高α晶型和γ晶型的衍射峰分别从2θ=20.1°和23.4°右移到21.6°和23.6° 同时,与纯PA6、P-G-Sb(100/0.25/0.05)和P-G-Sb(100/0.15/0.15)纳米复合材料相比,2θ=23.6°处的衍射峰强度增加 此外,对于P-G-Sb(100/0.1/0.2)和P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料,在2θ=22°处出现了一个较强的γ晶型衍射峰,表明Sb的加入使PA6更容易形成γ晶型,且γ晶型衍射峰的强度对Sb的加入量有明显的依赖性 对于P-G-Sb(100/0.1/0.05)和P-G-Sb(100/0.05/0.15)纳米复合材料,2θ=22°处γ晶型衍射峰不明显,可能与加入的Sb过少有关 在2θ=9°~11°处,GO的衍射峰强度明显减弱 其原因,一方面是GO的含量在下降；另一方面,GO-Sb与PA6的相互作用促进其分散 PA6中γ晶分子链平行排列使分子在PA6晶体中的紧密堆积程度降低、分子间距增大,在外力作用下分子链易于滑移 这些能滑动的分子链引发银纹和剪切带,便于材料在外力作用下传递能量 因此,PA6的力学性能随着γ晶型的增加而提高

图4



图4PA6/GO-Sb纳米复合材料的XRD谱

Fig.4XRD traces of PA6/GO-Sb nanocomposites

图5给出了纯PA6和PA6/GO-Sb纳米复合材料的FESEM图像 纯PA6的断形貌是光滑的(图5a),而PA6/GO纳米复合材料的断面形貌出现了大量褶皱 同时,由图5b中PA6/GO的放大图像可以看出,表面粗糙且有一定的GO团聚；从图5c和图5d可观察到GO-Sb均匀地分布在PA6基体中 GO层由于其强大的范德华力和π-π堆积而容易团聚 较大的比表面积和表面附着的大量极性基团,有利于GO-Sb的分散 同时,GO-Sb填料与PA6基体间的界面结合力也有利于GO-Sb的均匀分散

图5



图5纳米复合材料样品断面的FESEM照片

Fig.5The FESEM images of pure PA6 and PA6/GO-Sb nanocomposites containing different nanofillers (a) P-G-Sb (100/0/0) nanocomposites, (b) P-G-Sb (100/0.3/0) nanocomposites, (c) P-G-Sb (100/0.25/0.05) nanocomposites, (d) P-G-Sb (100/0.05/0.25) nanocomposites

2.4 热性能

图6给出了PA6和PA6/GO-Sb纳米复合材料的DSC曲线,表1列出了DSC数据 在图6a中164.7℃出现了明显的放热峰,与PA6的结晶有关 与纯PA6相比,PA6/GO-Sb纳米复合材料的结晶峰向高温移动,过冷度(△T)减小 此外,P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料的结晶温度(Tc)随着GO-Sb的加入而从纯PA6的164.7℃提高到184.8℃,表明P-G-Sb纳米复合材料的热性能有所提高 另外,结晶峰半峰宽较PA6变窄,表明GO-Sb的加入提高了PA6的结晶速率 GO-Sb复合成核剂在结晶过程中起 “异相相成核剂”作用,促进了结晶过程,提高了结晶度 图6b给出了纯PA6和P-G-Sb纳米复合材料的DSC熔融曲线 图6b中220℃左右出现的吸热峰,与PA6的晶体熔融有关 加入GO-Sb后使P-G-Sb纳米复合材料的熔融峰较PA6的熔化峰窄,说明GO-Sb促进了PA6的成核,发生了异相成核并降低了PA6/GO-Sb纳米复合材料的过冷度△T,使其在较高温度发生结晶 如表2所示,GO-Sb的加入也提高了材料的结晶度,有利于提高PA6纳米复合材料的机械强度和导热性能

图6



图6PA6/GO-Sb纳米复合材料的DSC曲线

Fig.6DSC curves of PA6/GO-Sb nanocomposites (a)-crystallization curves, (b)-melting curves

Table 2

表2

表2PA6/GO-Sb纳米复合材料的维卡软化温度

Table 2VST of pure PA6 and PA6/GO-Sb nanocomposites

Samples	P-G-Sb (100/0/0)	P-G-Sb (100/0.3/0)	P-G-Sb (100/0.25/0.05)	P-G-Sb (100/0.2/0.1)	P-G-Sb (100/0.15/0.15)	P-G-Sb (100/0.1/0.2)	P-G-Sb (100/0.05/0.25)
VST/℃	204.6	211.3	209.0	208.6	208.5	208.0	208.3

用VST测定了纯PA6和PA6/GO-Sb纳米复合材料的耐热性 结果表明,VST越高材料的耐热尺寸稳定性越好 表2列出了VST测试结果 可以看出,纯PA6的VST为204.6℃,而PA6/GO-Sb纳米复合材料的VST随Sb含量的提高而增大 PA6/GO(100/0.3)和PA6/GO-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料的VST分别提高到211.3℃和208.3℃ 复合材料的VST与Xc有关,Sb的含量的提高使Xc增大,进而提高了纳米复合材料的耐热性

2.5 PA6纳米复合材料的力学性能

图7给出了纯PA6和PA6/GO-Sb纳米复合材料的力学性能数据,包括应力-应变曲线、拉伸强度、弹性模量和冲击强度 可以看出,GO-Sb复合成核剂的加入提高了纳米复合材料的力学性能 P-G-Sb(100/0.3/0)纳米复合材料的拉伸强度由纯PA6的71.4MPa提高到106.8MPa,提高了49.6% 与纯PA6相比,P-G-Sb(100/0.3/0)纳米复合材料的冲击强度和弹性模量随着GO的加入而降低,其原因是GO的团聚(如FESEM图像所示) 但是,Sb的加入使纳米复合材料的力学性能显著提高 与纯PA6相比,P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料的拉伸强度和冲击强度分别提高了121.3MPa和20.62kJ/m2,分别提高了69.9%和157.1% 与P-G-Sb(100/0.3/0)纳米复合材料相比,P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料的拉伸强度、冲击强度和弹性模量分别提高了13.6%、186.4%和52.6%,表明GO与Sb的协同作用有利于提高纳米复合材料的力学性能 首先,GO-Sb复合成核剂在改善GO在纳米复合材料中的分散性方面表现出良好的协同效应 其次,GO表面羧基与PA6酰胺基中氮原子之间的氢键加强了PA6与填料的界面结合 第三,GO-Sb复合成核剂的加入促进了基体的结晶,使结晶度提高和晶粒细化,有利于纳米复合材料力学性能的提高 此外,使用GO-Sb复合成核剂达到了增强和增韧的双重效果 这与GO-Sb复合成核剂与PA6基体界面作用增强、成核剂的均匀分散以及结晶度的变化有关

图7



图7纯PA6和PA6/GO-Sb 纳米复合材料的力学性能

Fig.7Mechanical properties of pure PA6 and PA6/GO-Sb nanocomposites (a) Stress-strain curves, (b) Tensile strength, (c) Elastic modulus, (d) Impact strength

2.6 PA6纳米复合材料的导热性能

复合材料的热导率(k)主要取决于导热网络 对于含有纳米填料的复合材料,如果填料之间不能有效地接触,则难以形成导热网络,k值难以提高 图8给出了纯PA6和PA6纳米复合材料的k 样品的编号在图7a中给出 可以看出,随着纳米填料的加入PA6纳米复合材料的k值增大 虽然单独添加GO或Sb也有利于热导网络的形成而使纳米复合材料的k值增大,但是P-G-Sb纳米复合材料的k值高于PA6/GO和PA6/Sb纳米复合材料,表明GO与Sb的协同使用有利于纳米复合材料k值的增大 与纯PA6(k=0.238 W/m·k)相比,P-G-Sb(100/0.3/0)纳米复合材料(k=0.536 W/m·k)和P-G-Sb(100/0/0.3)纳米复合材料(k=0.355 W/m·k)的k值分别提高了125.2%和49.2%,P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料(k=0.854 W/m·k)的k值提高了258.8% G-Sb的加入促进了纳米填料的分散,增强了纳米填料与PA6大分子的接触 此外,PA6基体与填料界面的改善也是纳米复合材料的k值增大(图2)

图8



图8纯PA6和PA6/GO-Sb纳米复合材料的热导率

Fig.8Thermal conductivity of PA6 and PA6/GO-Sb nanocomposites

3 结论

(1) 使用GO-Sb复合成核剂用熔融共混可制备力学性能和导热性能优异的PA6纳米复合材料 GO-Sb作为异相成核剂促进了PA6/GO纳米复合材料的结晶,提高了复合材料的结晶温度、结晶度和维卡软化温度

(2) GO-Sb复合成核剂促进了PA6中γ晶的形成 GO-Sb在纳米复合材料中均匀分散,使PA6纳米复合材料的拉伸强度和冲击强度提高

(3) 纳米填料的分散和界面的强相互作用形成了连续的导热网络,使纳米复合材料的导热性能提高 与纯PA6相比,P-G-Sb(100/0.3/0)纳米复合材料的热导率提高了125.2%,P-G-Sb(100/0.05/0.25)纳米复合材料的热导率提高了258.8%

参考文献

View Option 原文顺序文献年度倒序文中引用次数倒序被引期刊影响因子

[1]

O'Neill A, Bakirtzis D, Dixon D.

Polyamide 6/graphene composites: the effect of in situ polymerization on the structure and properties of graphene oxide and reduced graphene oxide

[J]. European Polymer Journal, 2014, 59(1): 353

DOIURL [本文引用: 1]

[2]

Pant H R, Pant B, Park C H, et al.

RGO/Nylon-6 composite mat with unique structural features and electrical properties obtained from electrospinning and hrdrothermal process

[J]. Fibers and Polymers, 2013, 14(6): 970

DOIURL [本文引用: 1]

[3]

Binsbergen F L, Delange B G M.

Heterogeneous nucleation in the crystallization of Polyolefin's: Part 2. Kineties of crystallization of nucleated Polypropylene

[J]. Polymer, 1970, 11(4): 309

DOIURL

[4]

Beck H N, Ledbetter H D.

DTA study of heterogeneous nucleation of crystallization in Polypropylene

[J]. Journal of Applied Polymer Science, 1965, 9(6): 2131

DOIURL

[5]

Beek H N.

Heterogeneous nucleating agents for Polypropylene crystallization

[J]. Journal of Applied Polymer Science, 1967, 11(5): 673

DOIURL [本文引用: 1]

[6]

Lu L Y, Zhu C S, H S Q.

Research progress on the effect of nucleating agent on the structure and properties of nylon

[J]. Application of Engineering Plastics, 2003, 31(5): 69

[本文引用: 1]

吕励耘, 朱诚身, 何素芹.

成核剂对尼龙结构与性能影响的研究进展

[J]. 工程塑料应用, 2003(05): 69

[本文引用: 1]

[7]

Lai D W, Li D X, Yang J, et al.

Preparation and characterization of hyperbranched polyamide 6 modified by organic montmorillonite

[J]. Journal of Composite Materials, 2016, 33 (8): 1663

[本文引用: 1]

[8]

Huang Z G, Zou X Y, Fang L C.

Study on non isothermal crystallization behavior of nylon 6/kaolin composite

[J]. Modern Plastic Processing and Application, 2010, 22(5): 40

[本文引用: 1]

黄兆阁, 邹晓燕, 方立翠.

尼龙6/高岭土复合材料的非等温结晶行为研究

[J]. 现代塑料加工应用, 2010, 22(05): 40

[本文引用: 1]

[9]

Chen X D, Chen G W.

Effect of components on PA6/PP/Talcum Powder ternary composite

[J]. Application of Engineering Plastics, 2018, 46(5): 33

[本文引用: 1]

陈晓东, 陈光伟.

组分对PA6/PP/滑石粉三元复合材料的影响

[J]. 工程塑料应用, 2018, 46(05): 33

[本文引用: 1]

[10]

Xu Q J, Wang S B, Chen F F, et al.

Studies on the interfacial effect between nano-SiO2 and nylon 6 in nylon 6/SiO2 nanocomposites

[J]. Nanomaterials and Nanotechnology, 2016, 6(1): 1

DOIURL [本文引用: 1]

[11]

Dural Erem A, Ozcan G, Skrifvars M.

Antibacterial activity of PA6/ZnO nanocomposite fibers

[J]. Textile Research Journal, 2011, 81(16): 1638

DOIURL [本文引用: 1]

[12]

Wu X F, Zhao Y K, Li X J, et al.

Isothermal Crystallization Properties of Polyamide 6/Hexagonal Boron Nitride Nanocomposites

[J]. Journal of Macromolecular Science Part B, 2018: 1

[本文引用: 1]

[13]

Zhang X X, Yu S C, Liu H H, et al.

Preparation and characterization of conductive MWCNTs/PA6 composites

[J]. Journal of Tianjin University of Technology, 2017, 036(003): 11

[本文引用: 1]

张兴祥, 于思聪, 刘海辉, 等.

导电性MWCNTs/PA6复合材料制备与性能表征

[J]. 天津工业大学学报, 2017, 36(03): 11

[本文引用: 1]

[14]

Hu X Y, Zheng Q, Gu T, et al.

The effect of Ca3(Si3O9) content on the structure and properties of nylon 6

[J]. Polymer Materials Science and Engineering, 2017(2): 44

[本文引用: 1]

胡孝迎, 郑强, 辜婷, 等.

Ca3(Si3O9)的含量对尼龙6结构与性能的影响

[J]. 高分子材料科学与工程, 2017, 33(02): 44

[本文引用: 1]

[15]

Song X Y, Wu S Z, Lu J R, et al.

Study on the properties of polycarbonate/nylon 1010 solvent resistant alloy system

[J]. Plastics Industry, 2009(07): 12

[本文引用: 1]

宋湘怡, 吴水珠, 卢家荣, 等.

聚碳酸酯/尼龙1010耐溶剂合金体系的性能研究

[J]. 塑料工业, 2009, 37(07): 12

[本文引用: 1]

[16]

Yao H M, Lin Z Y, Xiao F Y, et al.

Preparation and characterization of PPEs/MC nylon 6 in situ composite

[J]. Plastics Industry, 2009, (01): 13

[本文引用: 1]

姚辉梅, 林志勇, 肖凤英, 等.

PPES/MC尼龙6原位复合材料的制备与表征

[J]. 塑料工业, 2009, 37(01): 13

[本文引用: 1]

[17]

Kobayashi D G, Hsieh Y T, Takahara A.

Interphase structure of carbon fiber reinforced polyamide 6 revealed by microbeam X-ray diffraction with synchrotron radiation

[J]. Polymer, 2016, 89: 54

[本文引用: 1]

[18]

Chen J, Hu J H, Zhang Y, et al.

Synergistic Reinforcing Effects of PA6 Composites Filled with Talc and Glass Fiber

[J]. Guangdong Chemical, 2018, 45(9): 33

[本文引用: 1]

陈 俊, 胡建华, 张译方 等.

滑石粉-玻纤协同增强尼龙复合材料

[J]. 广东化工, 2018, 45(09): 33

[本文引用: 1]

[19]

Zheng T, Xia W N, Guo J, et al.

Preparation of flame-retardant polyamide 6 by incorporating MgO combined with g-C3N4

[J]. Polymers for Advanced Technologies, 2020, 31: 1963

DOIURL [本文引用: 1]

[20]

Kodal M, Erturk S, Sanli S, et al.

Properties of talc/wollastonite/polyamide 6 hybrid composites

[J]. Polymer Composites, 2015, 36(4): 739

DOIURL [本文引用: 1]

[21]

Zhang L, Yang J, Feng C, et al.

Structure And Performance of Polyamide 6 Composites Reinforced By Glass Fiber Compounded With Nano-SiO2 or Carbon Nanotubes

[J]. Acta Polymerica Sinica, 2010, (11): 1333

[本文引用: 1]

张 玲, 杨建民, 冯超伟.

表面复合纳米SiO2和碳纳米管玻璃纤维增强尼龙6的结构与性能

[J]. 高分子学报, 2010, (11): 1333

[本文引用: 1]

[22]

Guo M, Liu Y Q, Li J Q.

Mechanical and crystallization properties of polyamide 6 modified with composite nucleating agents

[J]. Synthetic Resin and Plastics, 2014, 31(01): 1

[本文引用: 1]

郭 敏, 刘轶群, 李晋庆 等.

复合成核剂改性PA 6的力学性能和结晶行为

[J]. 合成树脂及塑料, 2014, 31(01): 1

[本文引用: 1]

[23]

Meng H, Sui G X, Xie G Y, et al.

Non-isothermal Crystallization Kinetics of Polyamide 6/Diamine modified MWNTs Nanocomposite

[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2009, 2: 3

[本文引用: 1]

[24]

Kazemi Y, Kakroodi A R, Park C B.

Effects of polymer-filler interactions on controlling the conductive network formation in polyamide 6/multi-Walled carbon nanotube composites

[J]. Polymer, 2019, 178: 121684

DOIURL

[25]

Ghane N, Mazinani S, Gharehaghaji A A.

Comparing the performance of electrospun and cast nanocomposite film of polyamide-6 reinforced with multi-wall carbon nanotubes

[J]. Journal of Plastic Film and Sheeting, 2018, 35(1): 45

DOIURL

[26]

Zhou S T, Hrymak A N, Kamal M R, et al.

Electrical, Morphological and Thermal Properties of Microinjection Molded Polypropylene/Multi-Walled Carbon Nanotubes Nanocomposites

[J]. Journal of the Polymer Processing Society, 2018, 33(4): 514

[本文引用: 1]

[27]

Song B.

Study on the properties of PA6 modified by multilayer graphene

[J]. Modern Plastics Processing Application, 2017, 29(4): 42

[本文引用: 1]

宋 波.

多层石墨烯对PA6改性的性能研究

[J]. 现代塑料加工应用, 2017, 29 (04): 42

[本文引用: 1]

[28]

Aidan O N, Bakirtzis D, Dixon D.

Polyamide 6/Graphene composites: The effect of in situ polymerisation on the structure and properties of graphene oxide and reduced graphene oxide

[J]. European Polymer Journal, 2014, 59: 353

DOIURL

[29]

Li C, Xiang M, Ye L.

Intercalation structure and highly enhancing tribological performance of monomer casting nylon-6/graphene nano-composites

[J]. Composites Part A: Applied Science & Manufacturing, 2017, 95: 274

[30]

Ding P, Su S, Song N, et al.

Influence on thermal conductivity of polyamide-6 covalently-grafted graphene nanocomposites: varied grafting-structures by controllable macromolecular length

[J]. Rsc Advances, 2014, 4(36): 18782

DOIURL

[31]

Rao C N R, Biswas K, Subrahmanyam K S, et al.

Graphene, the new nanocarbon

[J]. Journal of Materials Chemistry, 2009, 19(17): 2457

DOIURL [本文引用: 1]

[32]

Zhao X R, Chen W, Han X, et al.

Enhancement of interlaminar fracture toughness in textile-reinforced epoxy composites with polyamide 6/graphene oxide interlaminar toughening tackifier

[J]. Composites Science and Technology, 2020, 191: 108094

DOIURL [本文引用: 1]

[33]

Madhad H V, Vasava D V.

Review on recent progress in synthesis of graphene-polyamide nanocomposites

[J]. Journal of Thermoplastic Composite Materials, 2019, 35: 570

DOIURL

[34]

Wang Z, Tong X, Yang J C, et al.

Improved strength and toughness of semi-aromatic polyamide 6T-co-6(PA6T/6)/GO composites via in situ polymerization

[J]. Composites Science and Technology, 2019, 175: 6

DOIURL

[35]

Zhao X, Li Y, Chen W, et al.

Improved fracture toughness of epoxy resin reinforced with polyamide 6/graphene oxide nanocomposites prepared via in situ polymerization

[J]. Composites Science and Technology, 2018, 171: 180

DOIURL

[36]

Pablo G M, Ernesto H H, Salvador F T, et al.

Exfoliation, reduction, hybridization and polymerization mechanisms in one-step microwave-assist synthesis of nanocomposite nylon-6/graphene

[J]. Polymer, 2018, 146: 73

DOIURL

[37]

Gong L, Yin B, Li L P, et al.

Nylon-6/gaphene composites modified through polymeric modification of gaphene

[J]. Composites: Part B, 2015, 73: 49

DOIURL [本文引用: 1]

[38]

Huang H, Chen Y Z, Guo Y, et al.

Structure and properties of PA6/GO nanocomposite by in-situ polymerization

[J], Chinese Journal of Materials Research, 2019, 33(8): 621

[本文引用: 1]

黄 欢, 陈 林, 郭 怡 等.

原位聚合法制备PA6/GO纳米复合材料的结构与性能研究

[J]. 材料研究学报, 2019, 33(8): 621

[本文引用: 1]

[39]

Huang H, Yan L, Guo Y, Lin H L, et al.

Morphological, mechanical and thermal properties of PA6 nanocomposites Co-Incorporated with Nano-Al2O3 and graphene oxide fillers

[J]. Polymer, 2020, 188: 122119

DOIURL [本文引用: 2]

[40]

Hummers J R W S.

Offeman R E. Preparation of graphitic oxide

[J]. Journal of the American Chemical Society, 1958, 80(6): 1339

DOIURL [本文引用: 1]

[41]

Li X, Shao L, Song N.

Enhanced thermal-conductive and anti-dripping properties of polyamide composites by 3D graphene structures at low filler content

[J]. Composites Part A: Applied Science & Manufacturing, 2016, 88: 305

[本文引用: 1]

[42]

Geon-Woong L, Min P, Junkyung K, al et,

Enhanced thermal conductivity of polymer composites filled with hybrid filler

[J]. Composites Part A: Applied Science & Manufacturing, 2005, 37: 727

[本文引用: 2]

[43]

Yu W, Xie H Q, Chen L F, et al.

Graphene Nanoplatelets/Nylon 6 Composites With High Thermal Conductivity

[J]. Journal of Engineering Thermophysics, 2013, 34(9): 1749

[本文引用: 1]

于 伟, 谢华清, 陈立飞 等.

高导热含石墨烯纳米片尼龙6复合材料

[J]. 工程热物理学报, 2013, 34(09): 1749

[本文引用: 1]

Polyamide 6/graphene composites: the effect of in situ polymerization on the structure and properties of graphene oxide and reduced graphene oxide

1

2014