Tab.1 Material names and proportions （%）
材料名称IPCPOPPOESEBS抗氧剂 IPC99.700.3 70IPC/30POP69.7929.910.3 70IPC/30POE69.7929.910.3 70IPC/30SEBS69.7929.910.3
摘要 为兼顾聚丙烯（PP）的低温韧性与高压直流（HVDC）的绝缘性能需求，该文以抗冲共聚聚丙烯（IPC）为基体，系统地对比了等质量分数的聚烯烃塑性体（POP）、聚烯烃弹性体（POE）及苯乙烯-乙烯/丁二烯-苯乙烯嵌段共聚物（SEBS）对IPC力学性能与直流电气特性的影响，并且深入地揭示了微观相态结构、结晶行为与电荷输运特性对界面陷阱介导的电-力耦合关联机制，阐明了界面相容性、相态形貌、陷阱分布、电荷输运、力学响应的跨尺度物理过程。研究结果表明，POP与POE因与IPC相容性较差，其共混体系中弹性体相与基体间界面清晰分明，两相界面结合薄弱。这种界面缺陷状态在受力时易引发应力集中，从而导致共混体系力学性能显著降低。热刺激去极化电流（TSDC）测试进一步表明，POP与POE共混体系中引入了大量且明显的浅陷阱，严重诱发了空间电荷积聚与局部电场畸变，进而致使材料的电气性能劣化。相比之下，SEBS与IPC展现出最优的相容性，分散相尺寸最小且界面致密无缺陷，共混体系结晶度最高，兼具最低的弯曲模量与最大的断裂伸长率，韧性表现最佳。尤为重要的是，SEBS分子链中的苯环结构引入深能级陷阱，并在电极‑材料界面处形成极性屏蔽层，有效抑制了电极载流子注入，使体系电导电流最低，高温（80℃）下空间电荷积聚量最少，直流击穿场强虽略低于纯IPC，但仍显著优于POP/IPC、POE/IPC体系。综合电-力学协同性能与绝缘可靠性考量，SEBS是高压直流电缆用可回收PP基绝缘材料的首选增韧改性剂。
关键词：高压直流（HVDC） 聚丙烯 弹性体增韧 界面陷阱
全球能源转型与可持续电力传输需求的日益增长，对高压直流（High Voltage Direct Current, HVDC）电缆系统中高性能、环境友好型绝缘材料提出了迫切需求[1-10]。交联聚乙烯（Cross-Linked Polyethylene, XLPE）凭借其优异的介电性能和机械可靠性，数十年来一直占据电缆绝缘材料的主导地位[11-13]。然而，XLPE的过氧化物交联反应使其形成热固性网络结构，导致材料在寿命终结时难以回收再利用。同时，为提升绝缘材料的空间电荷分布特性，需进行长时间、高温的交联副产物脱除处理[14-22]。聚丙烯（Polypropylene, PP）具有高熔点（约160℃）、优异的电气绝缘性能，以及热塑性材料特有的完全可回收性等显著优势[9-10]，且在制造过程中无需交联，因此不存在交联副产物，大幅降低了空间电荷积聚风险，同时省去了脱气工序，使其在直流电场下具有更优的绝缘可靠性，作为下一代HVDC电缆绝缘展现出巨大潜力[23]。2003年，日本三菱电线工业株式会社与大阪大学合作研发22 kV聚丙烯绝缘电缆并开展示范运行；2015—2016年，意大利普睿司曼先后成功研制±320 kV、±525 kV和±600 kV聚丙烯高压直流电缆并通过出厂试验[2]。目前，我国已成功研制并投运110 kV高电压等级的接枝改性聚丙烯绝缘环保电缆，并逐步向更高电压等级进军。然而，随着研究的深入与长期运行经验的积累，PP在HVDC电缆中的实际应用仍面临长期热稳定性不足、空间电荷抑制困难等关键挑战。例如，高温下氧化降解导致的击穿场强下降、直流电场下空间电荷积聚引起的电场畸变，以及耐电树性能差、界面相容性不足等问题[24]。这些挑战正是当前学术界与工业界亟待突破的核心问题，也是新型聚丙烯绝缘改性与性能优化的主要研究方向。因此，开发HVDC电缆用高性能聚丙烯绝缘材料，对我国热塑性绝缘电缆的大规模应用和发展具有重大意义[25]。
抗冲共聚聚丙烯（Impact Polypropylene Copolymer, IPC）多采用气相法合成工艺，通过在多孔的等规聚丙烯基体中引入乙丙橡胶（Ethylene Propylene Rubber, EPR）相所形成。该材料有效地弥补了传统PP冲击强度不足的缺陷，但是材料本身较高的弯曲模量仍易导致电缆在弯曲和温度循环过程中产生裂纹并扩展，从而危及绝缘完整性[26-28]。将PP与弹性体共混是提升其机械柔韧性使用最为广泛的改性策略。聚烯烃弹性体（Polyolefin Elastomer, POE）、乙丙橡胶（EPR）以及苯乙烯-乙烯/丁二烯-苯乙烯嵌段共聚物（Styrene-Ethylene/ Butylene- Styrene, SEBS）等材料已被研究用作增韧改性剂[29-30]。其中，POE通过形成橡胶相畴有效耗散机械能，展现出良好的增韧效果。然而，其较低的熔点使得在高温下链段运动能力增强，导致POE/PP共混物的电气性能显著劣化[31]。此外，POE与PP较差的相容性往往形成粗大的相畴形貌并伴随界面空洞，这些缺陷会成为电荷陷阱位点，加剧直流电场下的空间电荷积聚[32]。EPR与PP结构相似、相容性好，能有效引发银纹并终止其扩展，显著提升低温韧性，但会降低刚性、耐热性和长期热老化性能，且高温下橡胶链段运动加剧导致介质损耗增大。SEBS因其独特的分子结构——刚性聚苯乙烯端嵌段与柔性氢化聚丁二烯中嵌段相结合，作为PP电缆绝缘的增韧改性剂受到广泛关注[33]。SEBS的饱和分子结构赋予其优异的热稳定性和抗氧化性，而其热塑性本质则保证了材料的可回收性[34-35]。然而，将SEBS引入PP体系后会呈现复杂的电-力学性能权衡关系，并且对其内在机制尚缺乏深入理解。
关于弹性体增韧PP的研究虽已有众多报道，但体系中微观相态结构、结晶行为与电荷输运特性之间的关键关联亟待系统阐明，以指导HVDC应用的材料设计。目前，大多数已有研究只聚焦于单一弹性体体系或特定性能优化，例如，Cao Dan等[36]的研究表明，当POE质量分数仅为20%时，PP/POE的弹性模量仍较高（约1 000 MPa），机械柔性改善有限，难以满足电缆制造对韧性的要求。而当POE质量分数过高（如50%、60%）时，虽然柔韧性显著提升，但电气性能急剧劣化：50%和60%POE复合材料的击穿强度较纯PP分别下降约20%和23%，且内部积累大量异极性空间电荷，导致电场严重畸变，步进应力下的总老化寿命也显著缩短。相比之下，30%POE复合材料的击穿强度虽较纯PP下降约15%，但其异极性电荷积累较少，且在低电场下老化寿命优于纯PP及20%、50%、60%POE复合材料，是平衡机械柔性与电气绝缘性能的优选配比之一[36]。然而，该研究仅针对POE一种弹性体，缺乏不同弹性体在相同比例下的横向对比，且弹性体-PP相容性对界面完整性、陷阱分布及绝缘可靠性的影响仍未得到深入探索。
为此，本文以抗冲共聚聚丙烯（IPC）为基体，系统性对比三种不同弹性体体系——聚烯烃塑性体（Polyolefin Plastomer, POP）、聚烯烃弹性体（POE）和苯乙烯-乙烯/丁二烯-苯乙烯嵌段共聚物（SEBS）的增韧改性效果，以揭示相容性对界面陷阱与绝缘可靠性的调控机理。采用相同的加工工艺以实现等强度的混炼效果，并在保持等质量分数添加量的条件下（固定IPC/弹性体比例为70%/30%），建立了微观相态结构、结晶行为与机械韧性及直流电气性能之间的构效关系。研究发现，SEBS凭借最优的界面相容性、致密的相态形貌和深陷阱工程，实现了卓越的电-力学协同效应，是PP基可回收HVDC绝缘材料的首选增韧改性剂。
需要说明的是，本文探讨的“电-力耦合机制”特指材料微观相态结构（力学承载单元）与电荷输运特性（电场响应单元）通过界面陷阱介导的相互关联和协同调控效应。具体而言，弹性体-PP界面的相容性决定了相态形貌与界面缺陷密度（力学因素），而界面缺陷又作为电荷陷阱影响载流子的注入、迁移与积聚行为（电学因素），在界面电荷积聚形成的极性屏蔽层或局部电场畸变又会改变界面区域的应力状态与分子链运动能力，进而影响力学性能的温度依赖性和长期稳定性。
基础树脂选用购自燕山石化的IPC（型号为K8003），乙烯质量分数约为16%，熔融指数为2.2 g/ (10 min)。POE选用LG化工公司生产的乙烯-辛烯共聚物LC170，密度为0.870 g/cm3，熔融温度为58℃。POP选用DOW化学公司生产的乙烯-丙烯共聚物VERSIFY系列2200，密度为0.876 g/cm3，熔融温度为82℃。SEBS选用美国科腾化学公司生产的苯乙烯-乙烯/丁二烯-苯乙烯嵌段共聚物G1650，密度为0.910 g/cm3。抗氧剂采用巴斯夫公司生产的工业级产品Irganox 1010，有效成分含量≥98%，密度为1.15 g/cm3。
按表1所示的材料配比（质量比），将材料置于哈尔滨哈普电气有限公司生产的转矩流变仪（RM-200C）中进行混炼，在温度180℃、转速60 r/min下共混10 min以保证材料均匀分散。依据所需试验要求的试样尺寸，将混合均匀的材料置于平板硫化机中，设定温度为180℃，采用阶梯升压工艺，初始压力为0 MPa，之后每5 min升压5 MPa，依次升至 5 MPa、10 MPa，最终达到15 MPa。定型结束后，保持在15 MPa下水冷将试样冷却，完成平板试样的制备。
表1 材料名称与配比
Tab.1 Material names and proportions （%）
材料名称IPCPOPPOESEBS抗氧剂 IPC99.700.3 70IPC/30POP69.7929.910.3 70IPC/30POE69.7929.910.3 70IPC/30SEBS69.7929.910.3
1.2.1 结晶结构分析
利用Empyrean型X射线衍射仪（X-Ray Diffraction, XRD）（荷兰帕纳科公司）解析IPC及其复合材料的晶体结构。辐射源为Cu Kα靶（波长λ= 0.154 06 nm），管电压为40 kV，管电流为30 mA，扫描范围2θ=10°～45°，步长为0.05°，扫描速率为2°/min。试样经热压成型为200 μm厚的薄膜，测试前于60℃真空退火24 h以消除热历史。基于特征衍射峰的位置、相对强度及半峰宽，通过分峰拟合确定α/β晶型的相对含量，揭示晶型的演化规律。
1.2.2 相态形貌观测
借助SU8020型冷场发射扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope, SEM）（日本日立公司）观测弹性体在IPC基体中的分散形貌与界面特征。加速电压为10 kV，工作距离为8 mm。先对样品进行液氮低温脆断：①氧化刻蚀法，刻蚀液组成为浓硫酸+磷酸+高锰酸钾（质量比为63.5:31.7: 4.8），刻蚀8 h；②正庚烷刻蚀法，以正庚烷为刻蚀剂，在50℃的环境温度下超声处理20 min。刻蚀后的试样均经去离子水超声清洗60 min，自然干燥后真空喷金120 s。
1.2.3 热转变行为分析
依托Q2000型差示扫描量热仪（Differential Scanning Calorimetry, DSC）（美国TA仪器公司）追踪材料的结晶-熔融过程与相变行为。测试全程采用氮气保护，流速为50 mL/min，试样质量为5～10 mg，以铝坩埚密封。以10℃/min的速率从30℃升温至195℃，恒温5 min消除热历史，继而以相同速率降温至30℃，记录结晶曲线，然后再次升温至195℃，获取熔融曲线。由热流-温度曲线提取结晶温度（Tc）、熔融温度（Tm）、结晶焓（ΔHc）与熔融焓（ΔHm），并计算结晶度（Xc），表达式为
（1）
式中，φ为填料组分在复合样品中的质量分数；ΔH100为100%完美结晶纯PP的理论极限熔融焓，ΔH100= 209 J/g。
1.3.1 静态力学性能
利用CMT6104型电子万能试验机（美特斯工业系统公司）开展单向拉伸试验，表征材料的应力-应变行为。试样依据标准GB/T 1040.3—2006制备成1BA型哑铃状，标称厚度为1 mm。测试环境为室温(23±2)℃，相对湿度为50%±5%。拉伸速率设定为50 mm/min，夹具间距为20 mm。
1.3.2 动态热机械性能
基于Q800型动态热机械分析仪（Dynamic Mechanical Analysis, DMA）（美国TA仪器公司）实施温度扫描测试，获取储能模量与损耗因子（tanδ）的温度依赖性。试样尺寸为15 mm×8 mm× 4 mm，测试模式为单悬臂弯曲。振动频率为1 Hz，振幅为10 μm，动态力为0.3 N，静态力为0.375 N。测试时，首先用液氮降温至-80℃，恒温5 min消除热松弛后以3℃/min的速率升温至140℃。由tanδ峰值确定玻璃化转变温度（Tg），并追踪高弹-黏流转变特征。
采用MTS Exceed E44.104型电子万能试验机（美国MTS公司，配高低温环境箱）进行蠕变‑回复测试。试样为哑铃形，尺寸为75 mm×4 mm× 1 mm，夹具间距为20 mm。测试温度设定为90℃，施加 2 MPa恒定应力，保持1 800 s，记录应变随时间的变化。撤去应力，继续记录应变回复过程1 800 s，以评估材料的蠕变行为及形变回复能力。
1.4.1 空间电荷分布
借助电声脉冲（Pulsed Electro-Acoustic, PEA）空间电荷测试系统，测试空间电荷的时空演化规律。试样为直径30 mm、厚度250 μm的圆片，表面真空蒸镀铝电极（直径20 mm）。测试分别在30℃和80℃条件下进行，先在3 kV/mm电场强度下进行5 min参考测量以校准系统，继而施加40 kV/mm极化电场，持续1 800 s，极化结束后短路，监测1 800 s退极化过程中的电荷消散行为。声信号经反卷积算法处理，重构空间电荷密度ρ(x, t)与内部电场强度E(x, t)的分布。
1.4.2 电导电流特性
运用三电极系统配合Huace-111A静电电荷测量仪（北京华测试验仪器有限公司）表征直流电导行为。试样直径为50 mm、厚度为200 μm，主电极直径为25 mm，保护环间隙为2 mm。整个电极装置置于金属屏蔽箱内，通过鼓风循环系统控温。测试温度分别设定为30℃和80℃。电场扫描范围为5～40 kV/mm，步长为5 kV/mm，每级电场极化时间为60 min，取末30 min电流均值作为稳态值，绘制电流密度-电场强度（J-E）特征曲线。
1.4.3 直流击穿场强
通过HCDJC-50kV型直流耐压测试系统（北京华测试验仪器有限公司）执行逐级升压击穿试验。试样直径为40 mm、厚度为50 μm，上下电极为抛光铜圆柱（高压电极直径为25 mm，接地电极直径为75 mm，边缘倒角0.5 mm）。测试介质为硅油，温度由循环热泵控制在(30±1)℃或(80±1)℃，试样恒温10 min以消除热梯度。升压速率为1 kV/s，击穿场强Eb计算式为
（2）
式中，Ub为击穿电压；d为试样实测厚度。每组有效试样不少于15个，数据以双参数威布尔分布拟合，提取特征击穿场强与形状参数。
1.4.4 陷阱能级分布
依托热刺激去极化电流（Thermally Stimulated Depolarization Current, TSDC）测试系统解析电荷陷阱能级分布特征。极化条件为温度80℃，电场强度40 kV/mm，时间30 min。到达极化时间后，进行液氮淬冷至-40℃并撤除电场，短路5 min以消除表面电荷，继而以3℃/min的速率升温至140℃，记录退极化电流随温度变化的函数I(T)。
2.1.1 晶型演化机制
广角X射线衍射（Wide-Angle X-ray Diffraction, WAXD）分析揭示了弹性体对IPC基体晶型结构的差异化调控机制。XRD衍射谱如图1a所示，纯IPC在2θ为13.95°、16.65°、18.45°、21.15°与21.65°处呈现尖锐的α晶型特征衍射峰，分别对应(110)、(040)、(130)、(111)与(041)晶面，15.95°处的(300)衍射峰表明存在少量β晶型[37]。α晶型和β晶型的相对含量占比如图1b所示。引入POP与POE后，β(300)晶面相对含量显著衰减：POP使其从4.51%降至1.01%，POE使其从4.51%降至2.22%；而α(040)晶面相对含量相对增强：POP使其从0.97%升至0.98%（变化极小），POE则使其从0.97%升至1.98%。这表明两种弹性体均诱导α晶成核，并促使部分亚稳态β晶向热力学稳定的α晶转化。其中，POP因乙烯-丙烯链段与IPC分子链结构相似，在α(111)晶面产生择优取向，导致该晶面相对含量额外增高，从1.23%升至10.74%。
图1 IPC及其复合材料的XRD表征
Fig.1 XRD characterization of IPC and its composites
与之形成鲜明对比的是，SEBS的引入呈现相反的晶型演化趋势。SEBS中聚苯丙烯（Polystyrene, PS）硬段微区具有较高表面能，为IPC分子链提供异相成核位点，诱导其优先形成β晶核；同时PS硬段的空间位阻效应抑制α晶片径向生长，导致β(300)晶面相对含量反而从4.51%升至6.19%，而α(040)晶面相对含量相对削弱，从0.97%降至0.54%。
2.1.2 相态形貌与界面相容性
SEM观测揭示了三种共混体系截然不同的相态结构特征，IPC及其复合材料横截面SEM图像如图2所示。其中，左侧图像采用氧化刻蚀法处理，右侧图像则采用正庚烷刻蚀法处理。经选择性刻蚀后，复合材料断面呈现典型的“海岛”结构，其中连续相为PP基体，分散相弹性体被刻蚀后形成独立的“岛相”结构。“岛相”尺寸与分布直接反映弹性体的分散状态，而界面清晰度则表征两相相容性的优劣[38]。
图2 IPC及其复合材料横截面SEM图像
Fig.2 Cross-sectional SEM images of IPC and its composites
微观形貌分析表明，三种弹性体与IPC的相容性呈现显著梯度差异。IPC/SEBS体系相界面最为模糊，弹性体分散相尺寸最小且分布均匀，IPC/POP体系界面相对模糊但“岛相”尺寸较大，相容性中等；IPC/POE体系则呈现清晰的两相界面，且存在大量大尺寸独立“岛相”，相容性最差。这种相容性差异源于弹性体分子结构的本质区别：POP中丙烯质量分数低于20%，与IPC形成共晶结构；POE中辛烯质量分数高于20%，长链支化结构使其被排斥至非晶区，产生明显相分离。而SEBS中的极性苯乙烯嵌段在非晶区形成物理交联点，强化分子间相互作用，有效抑制了自由体积的形成，促进了两相界面相容。
2.1.3 结晶熔融行为与相转变特性
差示扫描量热分析进一步印证了微观结构对热转变行为的影响，结果如图3及表2所示。三种共混体系的熔融温度均高于纯IPC，而结晶温度略低、结晶度下降。熔融温度的提升归因于弹性体引入后形成的界面物理交联点强化了分子间相互作用，限制了链段运动，结晶温度降低则源于弹性体无规排列破坏了IPC分子链的规整性，阻碍其有序折叠进入晶格。
图3 IPC与复合材料的结晶/熔融DSC温谱
Fig.3 DSC temperature spectra of IPC and its composites
表2 IPC及其复合材料的结晶熔融特征参数
Tab.2 Crystallization/melting characteristic parameters of IPC and its composites
材料结晶温度/℃熔融温度/℃结晶度(%) IPC119.67166.1640.97 70IPC/30POP116.16167.3332.40 70IPC/30POE115.53169.8223.49 70IPC/30SEBS117.21168.3133.94
由表2可知，70IPC/30POE结晶度仅为23.49%，显著低于纯IPC及另外两种共混体系，意味着晶区提供的物理交联点严重不足。无定形区域比例大幅升高后，高温下分子链段运动加剧，长期热老化后强度保持率劣化更为突出。POP与POE在测试温区内发生了明显的高弹-黏流转变，70IPC/30POP在102.31℃出现显著的吸热峰，对应弹性体由高弹态向黏流态转变。70IPC/30POE在35.33℃处呈现微弱的转变峰。二者峰值差异源于POP的乙烯-丙烯共聚结构使其具有部分结晶能力，而POE为完全无定形态。
相比之下，70IPC/30SEBS在测试范围内未观察到相转变，表明其在电缆运行温度范围内能保持稳定的弹性体特征，这对维持高温下的力学与电气性能至关重要。此外，POE在73.16℃处出现微小的结晶放热峰，这是乙烯-辛烯无规共聚物在PP晶体前沿应力场诱导下局部取向成核的结果，POP在88.31℃处的结晶峰则源于其自身的结晶行为。而SEBS/IPC体系仅呈现PP的结晶特征，进一步证实了SEBS与PP的高度相容性。
2.2.1 应力-应变响应与增韧机制
拉伸性能测试揭示了弹性体改性对IPC力学行为的差异化影响，IPC及其复合材料的应力-应变特性如图4所示。三种共混体系的屈服强度均低于纯IPC，表明弹性体的引入有效地提升了材料韧性[39]。然而，IPC/POP与IPC/POE体系的断裂应力和断裂伸长率显著降低，仅IPC/SEBS体系保持了与纯IPC相当的断裂性能。这种性能差异可从微观结构与相态形貌的协同作用予以阐释。一方面，弹性体的引入破坏了IPC的规整结晶结构，导致结晶度下降，承载能力减弱；另一方面，弹性体的分散状态与界面质量直接影响应力传递效率。
IPC/POP与IPC/POE体系因相容性欠佳，独立“岛相”尺寸粗大且分布不均，导致拉伸过程中弹性体相与基体间的界面脱粘，形成应力集中，裂纹优先于缺陷处萌生并快速扩展，导致过早断裂。相比之下，IPC/SEBS体系优异的相容性确保了均匀的相态分布和强界面结合，应力可从IPC基体有效地传递至弹性体分散相，通过弹性体相的形变耗散能量，从而实现增韧与强度的协同保持。
图4 IPC及其复合材料的应力-应变特性
Fig.4 Stress-strain characteristics of IPC and its composites
2.2.2 动态热机械性能与温度适应性
动态热机械分析揭示了共混体系的黏弹响应特征，IPC与复合材料的DMA温谱如图5所示。储能模量（E′）结果显示，引入弹性体后IPC复合材料的刚性显著降低，其顺序为IPC＞70IPC/30POP＞70IPC/30POE＞70IPC/30SEBS。IPC/SEBS体系储能模量最低，表明其增韧效果最为显著。
四种材料的损耗因子曲线均呈现两个特征松弛峰。低温峰对应于IPC中乙烯-丙烯橡胶组分的玻璃化转变；高温峰则对应于聚丙烯分子链段的玻璃化转变。与纯IPC相比，弹性体的引入增加了橡胶相含量，使低温峰向更低温度移动。在更高温度区，IPC/POP与IPC/POE体系的损耗因子急剧上升。这是由于发生了高弹‑黏流转变，表明链段运动向整链滑移过渡，内摩擦与生热量骤增。这种温度依赖性会对电缆在高温运行条件下的力学稳定性构成潜在风险。
图5 IPC与复合材料的DMA温谱
Fig.5 DMA thermograms of IPC and its composites
图6展示了IPC与复合材料在90℃、2 MPa恒定应力下的蠕变‑回复曲线。加载阶段（0～1 800 s），IPC的应变始终小于弹性体改性体系，且持续缓慢增长；弹性体改性体系在加载瞬间产生较大的瞬时应变，此后应变增长极为缓慢，未见蠕变加速或塑性流动现象。卸载阶段（1 800～3 600 s），IPC应变仅部分回复，残余应变较大；而三种弹性体改性体系的应变几乎完全回复，弹性恢复优异。上述结果表明，2 MPa应力低于各材料的蠕变阈值，各体系均呈现稳定蠕变。弹性体改性体系在远高于实际工况的应力下仍能有效抑制不可逆形变，而实际电缆绝缘层所受压力远低于该应力水平，因此该改性体系在真实工况下具备充分的长期力学稳定性。
图6 IPC与复合材料蠕变行为
Fig.6 Creep behavior of IPC and its composites
2.3.1 电导机制与载流子输运
电流密度-电场强度（J-E）特性揭示了不同弹性体对IPC电导行为的差异化调控机制，30℃及80℃下IPC与复合材料电导特性J-E曲线如图7所示。在30℃下，四种材料在低电场强度区（＜10 kV/mm）呈现欧姆导电特征，高电场强度区转变为陷阱限制空间电荷限制电流（Space Charge Limited Current, SCLC）机制，并逐步过渡到陷阱填充限制电流（Charge Trap Limited Current, CTLC）区。图7中，k1、k2、k3分别为欧姆区、SCLC区与CTLC区内J-E曲线的拟合斜率，用以表征各电场区间电流密度随电场强度的增长速率。与纯IPC和IPC/SEBS体系相比，IPC/POP与IPC/POE体系在低电场区即具有更高的起始电流密度，且其增长斜率k1略高于纯IPC，表明其载流子在较低电场下更易被激发输运[40]。
图7 30℃及80℃下IPC与复合材料电导特性J-E曲线
Fig.7 Electrical conduction characteristics (J-E profile) of IPC and its composites at 30℃ and 80℃
当温度升至80℃时，所有材料均呈现SCLC- CTLC转变，电流随电场强度升高而陡增。但无论是常温还是高温，IPC/SEBS在整个电场区间均维持最低电导电流，且在高电场下展现出更强的电流抑制能力。这一优异特性源于SEBS中极性苯乙烯基团的独特作用，苯环大π键可捕获电荷并吸收电场能量，同时引入深陷阱能级，形成极性电荷屏蔽层，有效抑制载流子的注入与迁移。相比之下，POP与POE对IPC结晶结构的干扰较大，分子链段松弛运动降低了载流子迁移势垒，高温进一步加剧热运动，导致电导电流显著增大。
2.3.2 空间电荷动力学与电场分布
空间电荷分布测试揭示了不同弹性体对电荷输运与积聚行为的深刻影响，30℃和80℃下空间电荷特性分别如图8和图9所示。30℃下，IPC/POP与IPC/POE体系均在电极近区出现显著电荷注入，IPC/POP体系呈现异极性电荷分布，IPC/POE体系为同极性分布，IPC/SEBS体系表现出极其微弱的异极性电荷分布。三种体系材料中的电荷不随加压时间向材料内部迁移，退极化后峰值均极低且消散相对较快。
图8 30℃下空间电荷特性
Fig.8 Space charge characteristics at 30℃
图9 80℃下空间电荷特性
Fig.9 Space charge characteristics at 80℃
这种差异源于界面陷阱特性的不同，IPC/POP与IPC/POE体系由于POP、POE引入大量浅陷阱，电荷在界面处快速捕获与脱陷。而在IPC/SEBS体系中，SEBS引入的深陷阱可稳定捕获电荷，形成极性屏蔽层，有效抑制了载流子的进一步注入。
80℃下，IPC/POP体系与IPC/POE体系的电荷注入显著加剧，两极出现同极性电荷并向内部迁移，IPC/SEBS体系仅阳极侧存在少量异极性电荷，注入缓慢且峰值低。退极化阶段，IPC/SEBS体系消散最快且全程保持低水平，残余峰值仅为0.63 C/m3，高温空间电荷性能最优，电场畸变更为轻微。
2.3.3 直流击穿场强与失效机制
直流击穿测试揭示了弹性体对IPC耐电强度的差异化影响及其温度依赖性，IPC及其复合材料的直流击穿场强双参数威布尔分布如图10所示。30℃时，IPC/POP与IPC/POE体系的击穿场强较纯IPC分别降低4.32%和7.28%，而IPC/SEBS体系提高2.23%，威布尔形状参数增至16.78，数据分散度显著降低，可靠性提升。
图10 IPC及其复合材料的直流击穿场强双参数威布尔分布
Fig.10 Weibull 2-parameter statistics on DC breakdown field strength of IPC and its composites
80℃下，IPC/POP与IPC/POE体系的击穿场强骤降约21%，归因于高弹-黏流相态转变导致电场应力集中于相界面，链段运动加剧使自由体积显著增大，界面结合薄弱区域成为结构上的薄弱环节，载流子在该区域优先积聚并强化局部电场，最终导致击穿通道快速形成。IPC/SEBS虽然击穿场强低于纯IPC，但仍显著高于POP与POE体系，这得益于苯环结构引入的深陷阱可有效捕获载流子。然而，SEBS作为无定形弹性体，其本征击穿场强远低于结晶性PP，橡胶相的插入破坏了PP分子链的规整排列，降低了结晶度，导致电子平均自由程延长，载流子更易获得能量而引发碰撞电离，使得击穿场强低于纯IPC。其次，深陷阱捕获的电子在屏蔽层中持续积聚，当高能载流子冲击分子链时，内能损耗累积且难以消散，最终可能以突发形式释放，造成击穿场强相对纯IPC进一步下降。
2.3.4 陷阱能级分布与电荷束缚特性
热刺激去极化电流（TSDC）谱揭示了弹性体对IPC陷阱结构的调控机制。IPC及其复合材料的TSDC温度谱如图11a所示；同时，本文根据改进的TSDC与陷阱分布理论对TSDC曲线进行计算，得到四种材料的陷阱分布特性如图11b所示。纯IPC在约79.4℃处出现释放峰，对应晶区-非晶区界面本征缺陷所捕获的陷阱电荷陷阱能级约为1.00 eV，引入弹性体后，界面结构重构导致陷阱特性显著改变。
图11 TSDC测试结果与陷阱能级分布
Fig.11 TSDC results and trap level distribute
IPC/POP与IPC/POE体系的电荷释放峰温度均降至62.9℃，陷阱能级均约为0.95 eV。其中，IPC/POE体系因相容性最差、“岛相”密集、界面缺陷最为严重，导致峰幅值大幅升高，浅陷阱密度显著增加至20.88×1021 eV-1·m-3。IPC/POP体系峰幅值升高幅度相对较小。随着温度升高，在外施电场作用下，电荷注入与脱陷的循环过程加剧，这一机制不仅导致J-E曲线在宽温区内发生TL-SCLC区的宽度变化，还使得该区间内的电流随电场强度升高而迅速上升，同时，空间电荷的极不均匀分布诱导局部电场强度集中与严重畸变，最终导致IPC/POE材料的击穿场强在高温条件下显著下降。相比之下，IPC/SEBS体系的峰值温度基本维持在IPC本征峰位附近，且幅值较纯IPC释放峰有所降低。
同时，在IPC/POP与IPC/SEBS体系中出现高温释放峰，其对应温度分别为88.5℃和102.2℃。根据TSDC测试原理，电荷释放峰温度与陷阱深度正相关，当电荷释放峰温度小于基体材料本征温度时，释放峰归属于浅陷阱；相反，则归属于深陷阱。分析认为，IPC/POP体系中88.5℃处的电荷释放峰主要源于其茂金属溶液聚合法工艺中残留的金属氧化物或络合物[41]。相比之下，IPC/SEBS体系引入了能级更深的陷阱，其陷阱能级达到了1.06 eV，主要来源于SEBS分子结构中的苯环基团。该陷阱机制能够稳定捕获电荷，形成极性屏蔽层，从而有效抑制电荷的进一步注入，使得该体系具有最低的电导电流和最优异的空间电荷特性，且这种抑制效应在高温条件下尤为显著。上述结果与电流密度-电场强度测试曲线及空间电荷分布性能相互印证。
上述结果表明，三种弹性体对IPC的改性效果呈现显著的构效关系差异，其本质在于电-力耦合路径的不同。电-力学性能协同机理示意图如图12所示。IPC/POP与IPC/POE体系因相容性较差，形成了清晰的界面，两相界面清晰锐利、结合薄弱，弹性体呈“岛相”聚集。在力学上，这种不良界面状态会成为应力集中源，受载时易诱发界面脱粘与裂纹快速扩展，导致力学性能劣化。在电学上，界面区域的物理不连续性会引入浅陷阱，促进载流子脱陷与注入，且TSDC分析进一步揭示其电荷行为随弹性体种类而异，POP体系以杂质分解产生的异极性电荷积累为主，POE体系则表现为同极性电荷注入造成的电场畸变，高温下弹性体黏流转变又加剧了电气性能的衰减，二者通过同一微观结构（界面薄弱区域）产生耦合关联。
图12 电-力学性能协同机理示意图
Fig.12 Schematic diagram of the synergistic mechanism of electro-mechanical properties
相比之下，IPC/SEBS体系凭借良好的相容性形成了致密模糊的相界面，分散相尺寸细小且分布均匀，从根源上消除了应力集中源（力学优化）。同时，SEBS苯环结构引入的深陷阱能够稳定捕获电荷并形成极性屏蔽层，有效抑制载流子注入（电学优化）。此外，SEBS在宽温区内稳定的相态赋予了体系优异的温度不敏感性，确保电气性能的高温稳定性（电学稳定性），显著提升了绝缘可靠性。这种通过界面结构设计同步实现力学增韧与电荷抑制的机制，揭示了电‑力耦合的正向调控效应。
本文以抗冲共聚聚丙烯K8003为基体，系统地对比研究了POP、POE、SEBS三种弹性体对IPC微观相态、结晶行为、力学性能及直流电气性能的影响规律，揭示了“弹性体结构-相容性-陷阱特性-电学性能-力学性能”的内在关联机制，得出以下结论：
1）POE与IPC相容性最差，界面清晰锐利、结合薄弱，弹性体“岛相”尺寸粗大且分布不均。二者共混后促使β晶向α晶转化，POE在35.33℃即发生高弹-黏流转变。POE体系结晶度仅为23.49%，显著低于其他体系，更高的无定形含量带来更大的自由体积，加剧界面极化与空间电荷积累，导致介质损耗升高、击穿场强降低。TSDC检测显示POE体系以大量浅陷阱为主，电荷注入与脱陷循环剧烈，空间电荷分布极不均匀，局部电场畸变严重，80℃下击穿场强骤降约21%。
2）POP与IPC相容性中等，二者共混后同样促使β晶向α晶转化，POP在102.31℃发生高弹-黏流转变。POP/IPC体系因界面相容性一般，结合较弱，拉伸性能有所劣化。在电气性能方面，TSDC检测显示其同时存在浅陷阱与深陷阱，深陷阱能级为1.02 eV，但由杂质引入且分布不均匀，对载流子的束缚效果有限，空间电荷积聚与电场畸变程度介于SEBS和POE体系之间，击穿场强低于IPC/SEBS但高于IPC/POE。
3）SEBS与IPC相容性最优，形成致密均匀的相态结构，分散相尺寸最小，界面结合能最高。其PS硬段诱导PP相异相成核形成β晶并抑制α晶生长，实现适度β晶结晶度与界面优化。IPC/SEBS体系弯曲模量最低、断裂伸长率最大，韧性与强度协同最优。在直流电气性能方面，SEBS苯环结构引入深陷阱能级，形成极性电荷屏蔽层，有效抑制了载流子注入与迁移，使体系电导电流最低、空间电荷积聚量最少、电场畸变最轻微。30℃时击穿场强较纯IPC提高2.2%，80℃时虽略低于纯IPC，但仍显著优于POP和POE体系。SEBS黏流温度较高，高温稳定性优异。综合电-力学性能、高温稳定性与绝缘可靠性，SEBS是高压直流电缆用可回收聚丙烯绝缘材料的首选增韧改性剂。
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Abstract To address the dual requirements of low-temperature toughness and high-voltage direct current (HVDC) insulating performance of polypropylene, impact copolymer polypropylene (IPC) was used as the matrix, and 30% of polyolefin plastomer (POP), polyolefin elastomer (POE), and styrene-ethylene/butylene- styrene block copolymer (SEBS) were separately incorporated. A systematic comparison of their effects on microstructure, crystallization behavior, mechanical properties, and DC electrical characteristics was conducted, aiming to elucidate the electrical-mechanical coupling mechanism mediated by interfacial traps.
The results show that POP and POE exhibit poor compatibility with IPC, presenting a coarse phase-separated morphology with sharp and distinct interfaces that act as stress concentration sites, leading to significant decreases in elongation at break and tensile strength. Quantitative X-ray diffraction analysis reveals that both POP and POE promote the transformation from β-crystals to α-crystals: the crystallinity of the β(300) crystal plane decreases from 4.51% for pure IPC to 1.01% and 2.22%, respectively; correspondingly, the crystallinity determined by differential scanning calorimetry (DSC) drops from 40.97% to 32.40% (POP) and 23.49% (POE). The DSC curves further indicate that POP exhibits a viscous flow transition peak at 102.3℃, and POE at 35.3℃, implying insufficient thermodynamic stability. Thermally stimulated depolarization current (TSDC) measurements reveal that both blend systems introduce a large number of shallow traps with an energy level of approximately 0.95 eV at the interfaces. In particular, the IPC/POE system, owing to the highest interfacial defect concentration, exhibits a shallow trap density as high as 20.88×1021 eV-1·m-3. These shallow traps intensify carrier detrapping and charge injection, resulting in severe space charge accumulation and local electric field distortion, which ultimately cause a reduction of approximately 21% in the DC breakdown strength of both blends at 80℃ compared with pure IPC.
In striking contrast, SEBS demonstrates the best compatibility with IPC, featuring a dense and blurred interface, the smallest and most uniform dispersed phase domains. The polystyrene hard segments of SEBS act as heterogeneous nucleation agents, effectively inducing β-crystal formation and raising the β(300) crystallinity to 6.19%, while the DSC crystallinity remains at a relatively high level of 33.94%. No viscous flow transition is detected in this system. Dynamic mechanical analysis (DMA) confirms that the storage modulus decreases in the order of IPC＞POP＞POE＞SEBS, and no abnormal increase in the loss factor is observed in the high- temperature region. Mechanical tests show that the IPC/SEBS blend exhibits the lowest flexural modulus, an elongation at break comparable to that of pure IPC, and nearly complete elastic recovery with minimal residual deformation in creep-recovery tests at 90℃. With regard to electrical performance, the phenyl groups in the SEBS segments introduce deep electron traps with an energy level of approximately 1.06 eV, while simultaneously forming a polar shielding layer at the electrode-dielectric interface, which effectively suppresses carrier injection and bulk transport. This dual mechanism endows the IPC/SEBS system with the lowest conduction current density over the entire electric field range of 5～40 kV/mm at both 30℃ and 80℃, after polarization at 80℃, the residual space charge density is only 0.63 C/m3. the DC breakdown strength at 30℃ is 2.2% higher than that of pure IPC, and although a slight decrease occurs at 80℃, it still significantly outperforms the POP and POE systems.
The above results delineate an interfacial compatibility-mediated electrical–mechanical coupling mechanism: poor interfaces simultaneously act as mechanical stress concentrators and electrical shallow trap sources, synergistically degrading the toughness and insulating properties of the material; conversely, excellent interfacial bonding combined with intrinsic deep trap functionality can simultaneously achieve toughening and charge suppression. Therefore, SEBS can be considered a preferential toughening modifier for recyclable polypropylene-based insulating materials for HVDC cable applications.
keywords：High-voltage direct current (HVDC), polypropylene, elastomer toughening, interface traps
DOI: 10.19595/j.cnki.1000-6753.tces.260615
中图分类号：TM215.1
黑龙江省自然科学基金研究团队资助项目（TD2025E003）。
收稿日期 2026-04-26
改稿日期 2026-07-15
赵新东 男，1993年生，讲师，硕士生导师，研究方向为聚丙烯绝缘材料改性技术。E-mail：xindong_zhao@hrbust.edu.cn
杨佳明 男，1984年生，副教授，研究方向为介质理论及应用、聚丙烯电缆绝缘技术及应用、海缆技术。E-mail：jmyang@hrbust.edu.cn（通信作者）