固相拉伸对CNTs/PP 复合材料力学及电磁屏蔽性能的影响

闫宗莹，贾仕奎*，朱 艳，赵武学，张 军，梁文俊，赵中国

（1 陕西理工大学 材料科学与工程学院 矿渣综合利用环保技术国家地方联合工程实验室，陕西 汉中 723000；2 陕西煤业化工技术研究院有限责任公司，西安 710100）

聚丙烯（PP）作为通用型热塑性塑料，具有良好的加工性能、较好的拉伸强度和耐热性，被广泛应用于各个领域，同时，PP 制品也存在易形成较大球晶和易收缩等缺陷［1］。为了满足人们的生产生活需要，在PP 中加入填料以改变其力学、结晶及电学性能已成为当今热点研究方向［2-4］。碳纳米管（CNTs）具有诸多优异的性能和独特的一维管状结构，决定了其特殊的物理化学性质［5-7］。随着CNTs 材料的不断发展，CNTs/聚合物复合材料得到了广泛应用，开辟了纳米材料研究的新领域［8-9］。

Ajayan 等［9］将碳纳米管添加到了环氧树脂基体中，也就是这次研究，使得首个碳纳米管/聚合物复合材料问世，是聚合物研究历史中的一大进展。此后，国内外学者展开了碳纳米管/聚合物复合材料的研究。在聚合物中加入CNTs 制备聚合物基复合材料，可以达到优化材料的目的，并且现阶段的相关领域研究工作大多注重于材料的改性及优化，了解其微观结构变化与连续成型加工、后处理等工艺参数之间的关系对于以后相关领域的研究也十分重要［8-12］。近年来，利用熔融共混法连续制备碳系材料改性聚合物，以期开发高强度、高模量、抗静电和电磁屏蔽等聚合物基复合材料得到了极大关注和广泛研究［12-16］。Liu等［13］利用聚丙烯接枝马来酸酐（PP-g-MAH）作为相容剂，通过熔融共混法制备了一系列的CNTs/PP 复合材料，发现CNTs 的添加可以降低PP 的晶粒尺度并提高拉伸强度和模量。Al-Saleh［16］创新性地利用了CNTs 与石墨烯纳米片（GNPs）的杂化，再将CNTs：GNPs 杂化粒子与聚乙烯（PE）通过熔融混合加入到PP 基体中，结果发现，CNTs：GNPs 粒子与PE 有更好的热力学相容性，且CNTs 较GNPs 更易在PE/PP 基体中形成导电网络，同时低含量的杂化粒子可以提高PE/PP 复合材料的拉伸强度。

CNTs/PP 复合材料的聚集态结构决定其最终制品的综合性能，一般都是通过各类助剂和加工流场作用来调整聚集态结构，以达到优化材料的目的。针对聚合物基复合材料后处理方面，如退火、固相拉伸等，使复合材料微观结构发生演变，同时结构与性能关系的研究还需要深入，特别是后处理工艺参数与PP 基复合材料的电磁屏蔽性能的关系研究。因此，本工作利用熔融共混法制备了不同含量CNTs 改性PP 复合材料，考察不同固相拉伸速率和CNTs 含量对PP 基复合材料的微观形态、结晶、力学与电磁屏蔽性能的影响，具有重要的理论意义和实际应用价值。

1 实验材料与方法

1.1 原材料

聚丙烯（PP）：T30S，密度0.91 g/cm3，熔体流动指数（MFR）为2.5～3.5 g/10 min（230 ℃，2.16 kg），大庆石化公司；多壁碳纳米管（CNTs）：HQNANOCNTs-010，L=10～30 μm，苏州碳峰石墨烯科技有限公司；无水乙醇：AR，天津市天力化学试剂有限公司；冰乙酸：AR，天津市耀华化学试剂有限责任公司；丙酮：AR，成都市科隆化学品有限公司。

1.2 试样的制备/实验过程

将粒料在烘箱中于65 ℃下干燥2 h，根据表1 的配方称量粒料，将CNTs 分散在少量乙醇溶液中，再与PP 粒料混合以达到提高CNTs 在复合材料中分散性的目的，再使用HAAKE POLYLAB*QC 型转矩流变仪熔融共混均匀，取出混料剪碎后于烘箱65 ℃下干燥5 h，再置于平板硫化机中以10 MPa，180 ℃预热3 min，持续加压5 min，泄压15 s，重复3 次后待其冷却到室温，即完成CNTs /PP 复合材料试样的制备。为了研究固相拉伸对复合材料的影响，将不同组分比的模压样条经过固相拉伸仪进行拉伸速率为30，80 mm/min的拉伸处理，并与未拉伸的复合材料进行对比。CNTs/PP熔融共混物的组成及其固相拉伸参数如表1 所示。

1.3 测试与表征

（1）偏光显微镜（POM）测试

剪取适量各组分试样放在载玻片上，置于烘箱中以180 ℃加热熔融20 min，施加适当压力将其压为薄片，再迅速降温至90 ℃进行等温结晶30 min 后取出，在Scope AL 偏光显微镜上进行结晶观察球晶形貌，并拍照记录保存。

（2）广角X 射线衍射（WAXD）测试

裁剪纯PP 和不同含量CNTs 改性PP 模压试样以及经过不同固相拉伸处理后的CNTs /PP 薄片，待测试样长宽为10 mm×10 mm，厚度低于2 mm。测试条件：Cu 靶Kα 射线，λ=0.154 nm，扫描范围为5°～80°，扫描步进为8 （°）/min。

（3）2D-WAXD 测试

未固相拉伸的0.5%（质量分数，下同）CNTs /PP薄片试样及不同固相拉伸速率下的0.5%CNTs /PP试样薄膜，试样长宽为25 mm×7 mm，厚度低于2 mm。采用透射模式，测试角度范围5°～60°。

（4）小角X 射线散射（SAXS）测试

未固相拉伸的0.5%CNTs /PP 薄片试样及不同固相拉伸速率下的0.5%CNTs /PP 试样薄膜，试样尺寸为10 mm×10 mm×1 mm，X 散射矢量范围q= 0～2.0 nm-1。

（5）差示扫描量热（DSC）测试

使用1/500 型差示扫描量热仪对复合材料的结晶性能进行测试，试样质量为5～10 mg，氮气流速为50mL/min，升温速率10 ℃/min，升温范围为30～220 ℃。根据熔融焓计算结晶度（Xc）见式（1）。

式中： ΔHm为熔融焓值；Δ表示PP 完全结晶时的熔融焓值，为209 J/g［5］；w%为碳纳米管在复合材料中的质量分数。

（6）扫描电子显微镜（SEM）测试

使用Phenom G2 pure 型台式扫描电子显微镜对复合材料断面的形貌进行观察，使用液氮脆断后对断面进行喷金处理，观察复合材料断面的形貌。

（7）力学性能测试

参照GB/T 1040—2006 将复合材料压制成哑铃型样条，利用LDS 20 kN 万能试验机对CNTs/PP 复合材料样条进行拉伸性能测试，试样的尺寸参数为64 mm×10 mm×4 mm，试样的标距参数为30 mm，拉伸速率为50 mm/min，每组试样测试3 个样条，求得平均值。

（8）电磁屏蔽性能测试

利用材料可以吸收X 波段电磁波的能力，用PX16功率计接10 倍的同轴小功率探头先测输入功率，后将材料覆盖在法兰端口上再测输出功率，最后得到电磁屏蔽相关参数［13］。待测试样尺寸为23 mm×10 mm×2 mm，采用波导法测试，测试频率8.2～12.4 GHz。

2 结果与分析

2.1 结晶性能分析

2.1.1 CNTs 对PP 基复合材料晶体形貌的影响

图1 展示了不同含量的CNTs 改性PP 复合材料的晶体形貌。纯PP 球晶尺寸较大，结构完整，边界较为清晰，如图1（a）所示。随着CNTs 的加入，PP基复合材料晶体尺寸减小，同时随着CNTs 含量的增加，晶核数量明显增加，而球晶尺寸进一步减小，完整性被破坏，边界变得模糊，如图1（b），（c）所示。这是由于CNTs 的加入起到了异相成核作用；同时，随着CNTs 含量的增加，CNTs 在PP 基体中出现轻微的团聚，这些均一分散的CNTs 与少量的团聚体在结晶过程中充当晶核，随着异相晶核数目的增加，大量成核后的晶粒易相互触碰而停止生长，从而细化了晶粒，使晶界和晶面更好完善［14-16］。

2.1.2 CNTs 与固相拉伸对PP 基复合材料晶体形态的影响

未固相拉伸的纯PP 以及固相拉伸前后的CNTs/PP 复合材料的WAXD 如图2 所示。从图中可以看出，CNTs 的加入没有改变PP 的结晶结构，4 个典型的衍射峰对应的2θ值为14.0°，17.0°，18.6°和21.2°，分别对应PP 的α 晶型的（110），（040），（130）和（131）晶面，加入CNTs 后复合材料的结晶峰更加尖锐，表明CNTs 的加入改善了材料的结晶程度，完善了PP 结晶度，也证明了碳纳米管在复合材料中的异相成核作用，与图1 结果一致。固相拉伸后的CNTs/PP 复合材料在2θ值为25.6°，26.9°和28.4°处出现了新的结晶峰，对应着PP 的α 晶型的（051），（200）和（012）晶面［17-18］。除此之外的衍射峰均与α 晶型吻合，表明固相拉伸和加入CNTs 没有改变纯PP 的晶型和诱导β晶生成，但诱导并促进了α 晶生长。固相拉伸后复合材料的结晶峰尤为尖锐，复合材料的结晶程度得到完善，由于固相拉伸处理增加了复合材料内分子取向度，产生了诱导结晶效果，从而增加了结晶程度［19］。随着拉伸速率的增高，结晶峰尖锐程度降低，但2θ值没有变化，这归因于高速的固相拉伸使复合材料内部发生部分的断链，且快速拉伸阻碍了分子链的规整，且拉伸后分子构象能力受阻，从而影响分子链的结晶能力。

图2 固相拉伸前后CNTs/PP 复合材料的广角X 射线衍射图Fig.2 WAXD of CNTs/PP composites before and after solid-phase drawing

图3 清晰地呈现了0.5%CNTs/PP 复合材料固相拉伸前及其不同固相拉伸速率后的SAXS 和2DWAXD 图。从SAXS 图中可以看出，未固相拉伸的0.5%CNTs 改性PP 复合材料（图3（a-1））展示出规则的圆形光斑，然而对其进行30 mm/min 的固相拉伸后（图3（b-1）），其光斑呈现了明显的拉伸取向性，进一步提高拉伸速率达到80 mm/min 后（图3（c-1）），其光斑的拉伸取向度增加。这些结果表明，0.5%CNTs/PP 复合材料被固相拉伸后呈现出明显的取向形态，且固相拉伸速率对取向度有着明显的影响。从2DWAXD 图中还可以看出，未固相拉伸的0.5%CNTs改性PP 复合材料（图3（a-2））给出了清晰的各向同性的衍射环，从内到外分别代表着PP 的α 晶型的（110），（040），（130），（111），（131）晶面，表明这些α 晶体呈现无规非取向性分布［18］。当0.5%CNTs 改性PP 复合材料被30 mm/min 的拉伸速率拉伸后（图3（b-2）），从内到外呈现出清晰的弧形光斑，分别对应着PP 的α 晶型的（110），（040），（130），（111），（051），（012）晶面，这种现象归因于在固相拉伸作用下，诱导了PP 出现取向片晶结构。当进一步提高固相拉伸速率，其相应0.5%CNTs 改性PP 复合材料（图3（c-2））的各弧形光斑有所减弱，这意味着晶体的取向性降低，与SAXS 结果一致。

图3 固相拉伸前后复合材料的小角X 射线散射（1）和2D 广角X 射线（2）衍射图 （a）2#；（b）4#；（c）5#Fig.3 SAXS（1） and 2D-WAXD（2） of composite before and after solid-phase drawing （a）2#；（b）4#；（c）5#

2.1.3 CNTs 与固相拉伸对PP 基复合材料结晶热性能参数的影响

固相拉伸处理前后的CNTs/PP 复合材料的升温曲线与结晶性能参数如图4 和表2 所示。为了分析固相拉伸对结晶热性能参数的影响规律，可以针对第一次升温曲线进行分析。从图4 中可以发现，纯PP 在157～175 ℃内出现熔融峰，加入CNTs 后熔融峰温度降低，随着CNTs 含量的增加，熔点继续降低，这归因于CNTs 的加入起到了异相成核作用，细化了晶粒并降低了晶体的完善度，从而导致熔融温度降低。结合表2 可以看出，加入0.5%CNTs 后复合材料结晶度相比纯PP（31.96%）提高到43.28%，当CNTs 含量增加到1.5% 后，其复合材料结晶度提高到45.15%，进一步印证少量碳纳米管的异相成核作用，使复合材料的结晶温度提高，加快了结晶速率，并完善了结晶，提高了复合材料结晶度［17-20］。

图4 CNTs/PP 复合材料DSC 熔融曲线Fig.4 DSC melting curves of CNTs/PP composites

表2 CNTs /PP 复合材料相关结晶参数Table 2 Crystallization parameters of CNTs/PP composites

经过固相拉伸后的0.5%CNTs/PP 复合材料（2#）在150～175 ℃范围内出现熔融峰，熔点相比拉伸前略有降低，说明PP 内部球晶形态发生变化，大球晶被破坏，导致熔融峰向低温移动。对比表2 发现固相拉伸使复合材料结晶度轻微提高，随着固相拉伸速率的提高，其复合材料相应的结晶度分别提高至45.44%和44.99%，这是由于固相拉伸改变了分子取向，经过固相拉伸的复合材料分子取向度提高，球晶受拉伸的影响变为串晶，结晶度提高，随着固相拉伸速率的升高，串晶数量进一步增加，并伴随着拉伸过程中少部分球晶破碎导致结晶度下降［21-24］。

2.2 断面形貌分析

图5 为固相拉伸处理前后的CNTs/PP 复合材料的脆断面形貌。从图5（a），（b）可以看出，纯PP 的脆断面粗糙，表现出一定的韧性；当复合材料内CNTs 含量较少时，CNTs 可以均匀分散在PP 中，脆断面相对光滑平整［22］。而随着CNTs 含量的增加，PP 基复合材料脆断面形貌图中出现部分亮点，表明CNTs 在PP 中发生轻微团聚，如图5（c）所示。图5（d），（e）为0.5%CNTs /PP 复合材料固相拉伸后的脆断面形貌图，可以看出，无论是30 mm/min 还是80 mm/min 的固相拉伸速率，拉伸后其复合材料的断面呈现出明显的取向连续长纤维结构，并且随着拉伸速率的提高，复合材料内长纤维结构更为显著，表明在115 ℃的固相拉伸处理下，PP 基体发生了明显的塑性形变，随着拉伸速率的提高，PP 链不断伸展取向，这种取向过程也诱导了PP 更强的α 晶体生成。

图5 CNTs/PP 复合材料脆断面形貌 （a）1#；（b）2#；（c）3#；（d）4#；（e）5#Fig.5 CNTs crisp section topography of CNTs/PP composites （a）1#；（b）2#；（c）3#；（d）4#；（e）5#

2.3 力学性能分析

2.3.1 应力-应变分析

图6 为固相拉伸处理前后的CNTs/PP 复合材料的应力-应变曲线。可以发现，纯PP 的拉伸强度为29.95 MPa，随着CNTs 含量的增加复合材料的拉伸强度有一定程度上升，添加0.5%CNTs /PP 复合材料（2#）的拉伸强度为32.79 MPa 左右，较纯PP 的分别提高了9.48%；当CNTs 含量增加至1.5%时，复合材料的拉伸强度为33.1 MPa 左右，相比于纯PP 的提升了10.52%，这是由于少量的CNTs 分散在PP 基体中，发挥了有效的异相成核作用，提高了复合材料的结晶度和细化了晶粒，从而增加了复合材料的拉伸强度。同时，从图中可知，纯PP 的断裂伸长率为24.8%，随着CNTs含量的增加复合材料的断裂伸长率降低，CNTs含量为0.5%时断裂伸长率为16.73%，当CNTs含量增加至1.5%时，复合材料的断裂伸长率仅为14.36%，这是由于CNTs与PP 之间界面结合较差，导致团聚体易在PP 基体内形成缺陷，而这些缺陷在基体中作为裂纹的引发点即应力集中点降低了复合材料的断裂伸长率。

图6 固相拉伸处理前后的CNTs/PP 复合材料的应力-应变曲线Fig.6 Stress-strain curves of CNTs /PP composites before and after solid-phase drawing

固相拉伸后复合材料的拉伸强度大幅提高，拉伸速率为30 mm/min 时（4#）复合材料的拉伸强度达到122.36 MPa 左右，相比拉伸前提高了273.16%，这表明固相拉伸可以有效提高复合材料的拉伸性能；当拉伸速率增加至80 mm/min 时（5#），复合材料的拉伸强度为135.18 MPa 左右，相比于未进行固相拉伸提高了312.26%，展现出了固相拉伸后试样优异的拉伸性能。这是由于固相拉伸能改善晶体的取向度，分子链有效伸展且取向排布，更加密集并形成伸直纤维结构，减小晶体间距，外力更易在晶体中传递，更利于抵抗外力变形，达到提升拉伸强度的作用［12，25-27］。此外，0.5%CNTs /PP 复合材料的固相拉伸速率从30 mm/min 提高到80 mm/min，其复合材料的断裂伸长率由10.32% 降低至5.89%，且相比于拉伸前的0.5%CNTs /PP 复合材料分别降低了6.41% 和10.84%，这表明固相拉伸使复合材料的脆性增强，延展性变差，归因于固相拉伸处理提高了复合材料的结晶度，使聚合物内部分子链段高度取向，降低材料韧性，从而降低断裂伸长率［28］。

2.3.2 动态力学分析

不同含量CNTs 改性PP 复合材料以及相应固相拉伸处理后的损耗因子（tanδ）随温度变化的曲线如图7（a）所示。借助tanδ，可以反映出黏弹性材料在高温中因外力发生形变时，损耗能量（E′）与储能模量（E′）的比值，非晶态高分子材料由玻璃态转变为高弹态的温度为玻璃化转变温度（Tg），对应于tanδ的峰值温度［29］。从图中可以观察到，加入CNTs 后复合材料的Tg相对于纯PP 增加，这是由于在温度和周期的外力加载下，聚合物基体与CNTs 之间产生了能量耗散，促使损耗模量提高，从而提升了复合材料的Tg。随着CNTs 含量的增加，进一步阻碍分子链的热运动，相应复合材料的玻璃化转变温度提高，即Tg的峰值温度提高［30］。另一方面，也归因于固相拉伸破坏了PP 大分子结构，改变了分子取向，使大分子球晶转变为长纤维状串晶，同时分子链间自由体积下降，最终提高了Tg［31］。提高固相拉伸速率后复合材料的tanδ峰值强度降低，这是由于随着拉伸速率的提高复合材料的取向度进一步增强，结晶度提高，无定形区降低，从而表现出峰值强度减弱。

图7 固相拉伸前后CNTs/PP 复合材料的DMA 曲线 （a）tanδ 曲线；（b）储能模量曲线Fig.7 DMA curves of CNTs/PP composites before and after solid-phase drawing （a）tanδ curves；（b）storage modulus curves

图7（b）为不同含量CNTs 改性PP 复合材料以及相应固相拉伸处理后的储能模量随温度变化曲线。在25℃时，纯PP 的储能模量为1537.42 MPa，2#的储能模量为1733.99 MPa，3#的储能模量为1913.86 MPa。这些结果表明CNTs 的加入有效提高了复合材料的储能模量，随着温度的升高，储能模量降低，说明CNTs 的添加改善了PP 基复合材料的刚性。对2#进行固相拉伸处理后发现，25 ℃时，固相拉伸速率为30 mm/min，其储能模量达到了3308.97 MPa，且当固相拉伸速率提高到80 mm/min时，复合材料的储能模量为2184 MPa，这是因为固相拉伸改变了复合材料分子取向，提高了材料的刚性，而随着固相拉伸速率的提高，复合材料内可能发生部分分子链的断链，导致材料储能模量的降低。

2.4 电磁屏蔽性能分析

不同含量CNTs 改性PP 复合材料的X 波段频率与电磁屏蔽系数的关系如图8（a）所示。纯PP（1#）的总电磁屏蔽效能为2.7 dB 左右，当0.5%CNTs 加入后，其PP 基复合材料的总电磁屏蔽效能上升到13.5 dB 左右，而进一步增加CNTs 的含量，其复合材料的总电磁屏蔽效能达到22.3 dB。上述结果表明，CNTs的加入会使总电磁屏蔽系数增加，这与碳纳米材料的特殊螺旋结构和其手性特征、高导电性及其密度小的特点有关［32］。同时，由于CNTs 在复合材料中起到异相成核作用，增加了复合材料内部的小界面，当电磁波射入时，电磁波会与材料内部的小界面发生碰撞，发生多重散射，以达到吸收电磁波的结果［33-35］，当CNTs 含量增加时，复合材料结晶度提高，材料内部小界面增多，提高了电磁波的碰撞频率，从而提高复合材料的电磁屏蔽性能。

图8 固相拉伸前后的CNTs/PP 复合材料的电磁屏蔽效能曲线（a）不同含量CNTs/PP 复合材料；（b）不同固相拉伸速率的CNTs/PP 复合材料Fig.8 Electromagnetic shielding coefficient curves of CNTs/PP composites before and after solid-phase drawing（a）CNTs/PP composites with different content of CNTs；（b）CNTs/PP composites under different solid-phase drawing rate

不同固相拉伸速率下CNTs/PP 复合材料电磁屏蔽曲线如图8（b）所示。其中经过30 mm/min 和80 mm/min 固相拉伸处理后，2#的总电磁屏蔽效能分别为15.4 dB 和17.6 dB。与2#相比，固相拉伸后的总电磁屏蔽系数均有所提高，这是由于经过固相拉伸后，复合材料结晶度有所提升以及相应的晶界显著增加，提高了电磁波在材料内部的碰撞频率，进而消耗并反射掉电磁波，达到了电磁屏蔽的效果，展现了较好的电磁屏蔽性能。同时，固相拉伸也促使单位体积内CNTs 的分布，在交变电磁场的作用下，CNTs /PP 复合材料内部的电荷积聚，产生感应电流，造成导电性损失，导致电磁能量转化为热能，电磁波衰减［36］。但随着拉伸速率的增加，复合材料内大分子球晶被破坏导致结晶度降低，因此相应的晶界减少，削弱了电磁波在材料内部的碰撞频率，故电磁屏蔽系数也相对降低，从而削弱了电磁屏蔽性能。

2.5 固相拉伸对力学与电磁屏蔽性能的影响机理

图9 给出了CNTs /PP 复合材料固相拉伸前后的电磁屏蔽示意图。电磁屏蔽主要是利用屏蔽材料对电磁波的反射和吸收来削弱电磁波，在进行固相拉伸处理后，材料内部大分子球晶被破坏，转变为长纤维状串晶，这些小晶体颗粒使电磁波在材料内部进行多重反射，从而产生损耗，达到了电磁屏蔽的效果［35-38］。因此，相比于未固相拉伸处理，在固相拉伸处理作用下，PP 基复合材料中晶粒得到细化、晶界面明显增加，同时，拉伸取向也会促使CNTs 在基体中分散，进一步改善电子屏蔽效果。然而，当固相拉伸速率过高，会导致体系结晶度降低，且CNTs 的分散无法形成连通结构，最终复合材料的电子屏蔽系数降低。

图9 固相拉伸前后CNTs/PP 复合材料电磁屏蔽原理示意图Fig.9 Schematic diagram of electromagnetic shielding principle of CNTs/PP composites before and after solid-phase drawing

3 结论

（1）随着CNTs 含量增加，CNTs/PP 复合材料脆断面出现了部分的团聚；同时，固相拉伸处理使得CNTs/PP 复合材料呈现出明显的取向纤维结构。SAXS 和2D-WAXD 结果进一步表明固相拉伸促使CNTs /PP 复合材料出现取向结构且促使PP 的α 晶体的生长。

（2）与未固相拉伸纯PP 相比，添加了0.5% 和1.5%CNTs 改性PP 复合材料的结晶度分别提高到43.28%和45.15%，且CNTs 起到了明显的异相成核作用。与固相拉伸前的0.5%CNTs /PP 复合材料相比，经历拉伸速率为30 mm/min 和80 mm/min 处理后，其复合材料的结晶度分别提高到45.44% 和44.99%。同时，固相拉伸处理后，CNTs /PP 复合材料的储能模量和Tg均较未固相拉伸处理的高。

（3）未固相拉伸纯PP 的拉伸强度为29.95 MPa，添加了0.5%和1.5%的CNTs 改性PP 复合材料的拉伸强度增加到了32.79 MPa 和33.1 MPa 左右，较纯PP 分别提高了9.48% 和10.52%。与未固相拉伸0.5%CNTs 改性PP 复合材料相比，经过30 mm/min和80 mm/min 固相拉伸处理后，其复合材料的拉伸强度分别达到了122.36 MPa 和135.18 MPa 左右，分别提高了273.16%和312.26%。

（4）与未固相拉伸纯PP 的总电磁屏蔽效能（2.7dB）相比，添加了0.5%和1.5%的CNTs 改性PP 复合材料的总电磁屏蔽效能分别增加到13.5 dB 和22.3 dB；与未固相拉伸0.5%CNTs 改性PP 复合材料相比（13.5 dB），经过30 mm/min 和80 mm/min 的固相拉伸速率处理后，其复合材料的总电磁屏蔽效能分别增加到15.4 dB 和17.6 dB。