1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Журнал физической химии
  4. T. 95, № 5, 2021

Журнал физической химии, 2021, T. 95, № 5, стр. 678-685

Применение метода дифференциальной сканирующей калориметрии для изучения устойчивости композиционных материалов на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена к облучению электронным пучком

Т. Ю. Киселева a, *, С. А. Ковалева b, Т. Ф. Григорьева c, А. Б. Цепелев d, С. И. Жолудев e, С. В. Восмериков c, Е. Т. Девяткина c, И. П. Иваненко a, О. В. Костенко a, Е. В. Якута a, **, А. С. Илюшин a, Н. З. Ляхов c

a Московский государственный университет им. М.В. Ломоносова, Физический факультет
119991 Москва, Россия

b Национальная академия наук Беларуси, Объединенный институт машиностроения
220072 Минск, Беларусь

c Российская академия наук, Сибирское отделение, Институт химии твердого тела и механохимии
630128 Новосибирск, Россия

d Российская академия наук, Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова
119334 Москва, Россия

e Технологический институт сверхтвердых и новых углеродных материалов
108840 Троицк, Москва, Россия

* E-mail: Kiseleva.tyu@gmail.com
** E-mail: kipr@polly.phys.msu.ru

Поступила в редакцию 01.07.2020
После доработки 21.10.2020
Принята к публикации 21.10.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методом дифференциальной сканирующей калориметрии исследовано влияние электронного облучения на структурное состояние композиционного материала на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена (СВМПЭ) и частиц карбида бора B4C, являющегося прекурсором функциональных материалов радиационной защиты, синтезированного методом механической активации (МА) в условиях интенсивных ударно-сдвиговых деформаций. Проанализировано изменение степени кристалличности и кооперативных явлений в надмолекулярных структурах полимера в результате облучения. Структурные и морфологические характеристики композитных образцов, а также составляющих их компонентов исследованы методами сканирующей электронной микроскопии, рентгеновской дифракции и ИК-Фурье-спектроскопии. Установлено, что исследованный композиционный материал СВМПЭ/B4C является радиационно-стойким в условиях электронного облучения дозами до 8 × 1014 см–2.

Ключевые слова: дифференциальная сканирующая калориметрия, механическая активация, композиты, сверхвысокомолекулярный полиэтилен, электронное облучение

Использование полимеров в средствах защиты человека, электронной аппаратуры и приборов, применяемых в радиационной медицине, космической технике и др. делает актуальной проблему поиска материалов, устойчивых к агрессивным внешним воздействиям электромагнитных полей и излучений [1, 2]. Под воздействием ионизирующего излучения в полимерах могут протекать обратимые и необратимые радиационно-стимулированные процессы, изменяющие их морфологию и приводящие к деградации физико-механических свойств материала [3]. Существующие методы повышения радиационной стойкости полимерных материалов включают синтез композитов путем модифицирования полимерных матриц радиационно-стойкими или поглощающими излучение неорганическими наполнителями [3]. Взаимодействие ионизирующего излучения с полимерными композитами инициирует различные конкурирующие реакции. К первичным процессам взаимодействия ионизирующего излучения с полимерами относятся ионизация, возбуждение и образование свободных радикалов. Вторичные процессы, индуцированные образованием свободных радикалов, приводят к выделению водорода, добавлению двойной связи, рекомбинации (сшиванию или разветвлению), расщеплению цепи, окислению и прививке. С практической точки зрения, наиболее важная и полезная реакция–радиационное сшивание (образование поперечных, т.е. межмолекулярных связей). Сшивание – это химический процесс, который приводит к образованию трехмерной сетчатой структуры. Радиационное сшивание – результат рекомбинации свободных полимерных радикалов, мигрирующих преимущественно в аморфных областях. Как правило, сшивание и расщепление основной цепи – это два конкурирующих процесса, которые в условиях облучения всегда происходят одновременно [4]. Если отношение количества образующихся поперечных связей к разрывам цепей больше двух, происходит сшивание. Эти структурные изменения приводят к значительному увеличению молекулярной массы, снижению растворимости в органических растворителях и улучшению механических, термических и химических свойств, что позволяет использовать более дешевые сырьевые или технические полимеры вместо более дорогих высокоэффективных материалов.

В материаловедческих экспериментах обычно используются ускорители электронов со средней (0.3–5 МэВ) или высокой (5–10 МэВ) энергией, и проникающая способность электронов, в основном, зависит от их энергии и плотности облучаемого материала. Один из ключевых параметров облучения – поглощенная доза, т.е. энергия ионизирующего излучения, поглощенная единицей массы обрабатываемого материала, и, таким образом, влияние дозы облучения на полимерный композиционный материал будет существенно зависеть от выбора полимерной матрицы и частиц наполнителя.

В данной работе в качестве связующего агента использовался промышленный сверхвысокомолекулярный полиэтилен (СВМПЭ), а в качестве неорганического наполнителя – частицы карбида бора B4C. СВМПЭ [–CH2–CH2–]m представляет собой полимер с высокой степенью полимеризации и высокой молекулярной массой (от 3 × × 106 г/моль до 8 × 106 г/моль), степень кристалличности которого достигает 80% [5, 6]. СВМПЭ обладает высокой стойкостью к истиранию, высокой ударной вязкостью, незначительным водопоглощением, хорошей химической и коррозионной стойкостью, биосовместимостью и, кроме того, служит перспективным материалом для радиационной защиты благодаря склонности к образованию перекрестных сшивок между макромолекулами при облучении, высокому содержанию водорода и высокой молекулярной массе. Однако общая проблема радиационно-защитных материалов заключается в воздействии атомарного кислорода, вызывающего разложение полимерного материала.

Карбид бора B4C обладает достаточно низкой плотностью, является одним из самых твердых материалов с высокой химической стойкостью в различных агрессивных средах и имеет высокое сечение захвата нейтронов [7, 8].

Композиционные соединения получались методом механической активации (МА) гетерогенных смесей порошкообразного СВМПЭ с B4C. МА – это хорошо известный способ обработки порошков, позволяющий синтезировать однородный композиционный материал в высокоэнергетической планетарной шаровой мельнице [9]. Cочетание сдвига, растяжения, разрыва и сшивки молекул полимера может вызвать расщепление цепи или выделение водорода и, следовательно, образование свободных радикалов [10].

Дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК) – мощный метод измерения тепловых свойств материалов, таких как температура плавления, энтальпия и кинетические параметры фазовых переходов [11]. Тепловое поведение СВМПЭ, состоящего из аморфных и кристаллических частей, определяется его структурой. Данные, полученные с помощью ДСК, позволяют оценить степень кристалличности полимера как после механической активации и прессования композиционного порошка, так и после облучения. Проводя с помощью этого метода анализ тепловых эффектов, связанных с размерами ламеллярных структур в полимере, можно получить оценку важного параметра надмолекулярной структуры полимеров – параметра внутрицепной кооперативности плавления [12].

Цель данной работы – изучение влияния облучения электронами с энергией 2 МэВ на структурное состояние композитов (100 – х)СВМПЭ/хB4C (х = 70, 50 мас. %), синтезированных в качестве прекурсоров для радиационно-защитных функциональных материалов.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Приготовление образцов

Композиционные образцы СВМПЭ/B4C (50:50 и 30:70 мас.%) синтезировали механохимически в планетарной шаровой мельнице АГО-2 в атмосфере аргона с использованием промышленных порошков B4C и СВМПЭ (фирмы Ticona GmbH, Германия). Объем стального барабана составлял – 250 см3, масса стальных шаров – 200 г, диаметр 5 мм; навеска обрабатываемого материала – 10 г, скорость вращения барабана вокруг общей оси – 1000 об/мин. Во время механической активации барабан с внешней стороны охлаждался проточной водой. Время активации смеси составляло 2 мин. Для предотвращения поверхностного окисления образцы выдерживали в мельнице под аргоном в течение нескольких часов. Затем порошки прессовали с помощью портативного пресса в специальной пресс-форме в дисковые пластины диаметром 3 мм и толщиной 2 мм.

Условия облучения

Облучение образцов в виде прессованных пластин проводили на воздухе при комнатной температуре на ускорителе электронов У-10 (ИМЕТ РАН, энергия электронов 2 МэВ, нормальное распределение электронного потока по сечению пучка) дозами до 8 × 1014 см–2. Расстояние образца от источника облучения составляло 20 см. Неравномерность распределения электронного потока по поверхности образца не превышала 10%.

Экспериментальные методы

Дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК). Композиты исследовали методом ДСК с использованием дифференциального сканирующего калориметра Perkin Elmer DSC 8000. Образцы были запечатаны в корундовые кюветы. Нагрев осуществляли в атмосфере аргона со скоростью нагрева 20 К/мин. Температуру плавления Тпл и энтальпию плавления ΔHm определяли по положению и по площади теплового эффекта соответственно. Степень кристалличности рассчитывали путем деления энтальпии плавления образцов на энтальпию плавления полностью кристаллического СВМПЭ (299 Дж/г) [12]. Поскольку образцы содержат частицы полимера и карбида бора, необходимо было учесть количество модифицирующих частиц карбида бора. Для этого степень кристалличности композитов СВМПЭ/B4C определяли по формуле, согласно [13], χdsc = = [ΔHc/$\Delta H_{{\text{m}}}^{0}$(1 – x)] × 100%, где χdsc – степень кристалличности (%), ΔHc получают, измеряя площадь под пиком плавления, $\Delta H_{{\text{m}}}^{0}$ – энтальпия плавления полностью кристаллического СВМПЭ, x – массовая доля частиц.

Оценку другого параметра надмолекулярной структуры полимеров – параметра внутрицепной кооперативности плавления ν (физический смысл которого заключается в том, что он определяет минимальную последовательность из ν повторяющихся звеньев в цепи, переходящих как целое из кристаллита в свернутое состояние гауссова полимерного клубка в расплаве [14]) проводили по формуле: $\nu = 2R{{({{T}_{{\max }}})}^{2}}{\text{/}}\Delta T\Delta H_{{\text{m}}}^{0},$ где R – универсальная газовая постоянная, а ${{\Delta }}H_{{\text{m}}}^{0}$ – молярная энтальпия плавления полностью кристаллического СВМПЭ. Безразмерный параметр ν выражается числом СН2-групп в транс-области полимерной цепи, одновременно участвующих в акте плавления. Умножая число ν на длину h единичной связи C–C, получаем новый параметр L = νh (здесь h = 0.124 нм), который можно сравнить с параметрами надмолекулярной структуры, включая размеры ламеллярных образований. Толщина ламеллярных кристаллов, как известно, составляет ∼20 нм [15].

Рентгеновская дифракция. Дифрактограммы исследуемых образцов получали с использованием порошкового дифрактометра PANalytical Empyrean, оснащенного детектором PIXcel 3D (в геометрии Брэгга–Брентано, CuKα-излучение и Ni-фильтр). Для идентификации фаз использовали программное обеспечение HighScore (PANalytical) и базы данных ICDD PDF2.

Сканирующая электронная микроскопия (СЭМ). Для получения изображений методом сканирующей электронной микроскопии порошки образцов напыляли на углеродную клейкую ленту. Для того, чтобы избежать зарядки и повреждения образца электронным лучом и увеличить разрешение, проводили напыление частиц Au (~200 нм) как в случае порошка, так и в случае спрессованных пластинок. Изображения регистрировали с помощью микроскопа Quanta 3D FEG в режиме вторичных электронов.

ИК-Фурье спектроскопия (FTIR). Анализ образцов методом ИК-Фурье-спектроскопии проводили на спектрометре Nicolet iS10 FTIR (Thermo Scientific, США) методом нарушенного полного внутреннего отражения на кристалле алмаза в диапазоне частот 4000–400 см–1. Анализ спектров выполняли с использованием средней функции аподизации Нортона–Бира и метода Мерца для фазовой коррекции. Степень кристалличности Xir в СВМПЭ определяли по соотношению оптических плотностей полос поглощения кристаллической и аморфной фаз (730 и 720 см–1 соответственно [16]) Xir = Dk/Da, где Dk и Da – оптические плотности полос поглощения кристаллической и аморфной фаз соответственно.

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Дифрактограмма исходного порошка СВМПЭ, представленная на рис. 1 (1), указывает на полукристаллическую структуру полимера.

Рис. 1.

Результаты рентгенофазового анализа образцов: 1 – исходный порошок СВМПЭ; 2 – СВМПЭ, механоактивированный в течение 2 мин (2' MA); 3 – исходный порошок B4C; 4 – 2' MA 50СВМПЭ/50B4C; 5 – после электронного облучения 2' MA 50СВМПЭ/50B4C (* – B4C, △ – (α-Fe(C)).

Наиболее заметны несколько максимумов, соответствующих орторомбической структуре (Oh): пик при 2θ ~ 21.5° соответствует плоскости (110) и межплоскостному расстоянию d = 4.13 Å, а пик при 23.9° соответствует плоскости (200) и межплоскостному расстоянию d = 3.72 Å на широком гало аморфной фазы. Малоинтенсивный пик (010) моноклинной модификации (M) при d ~ ~ 4.55 Å или 2θ ~ 19.5° также присутствует. Аморфная фаза в СВМПЭ представляет собой совокупность запутанных неупорядоченных цепей. В кристаллической области цепи полностью организованы в орторомбическую решетку. Орторомбическая решетка в СВМПЭ наиболее распространена, все параметры ячейки имеют разную величину, все углы, образованные смежными гранями, составляют 90° [5]. Небольшое количество моноклинной фазы может присутствовать как метастабильное состояние, формирующееся в результате деформации орторомбических ячеек [17]. Известно, что она иногда присутствует в незначительной степени (5–10%) даже в коммерческих образцах СВМПЭ [17]. Температуры, превышающие 60–70°C, приводят к возврату к орторомбической структуре [5].

Промышленный порошок карбида бора B4C, использованный в работе, (рис. 1 (2)), помимо основной фазы гексагональной структуры с параметрами a = 5.600 Å и c = 12.086 Å содержал примеси (9–15%) карбида бора с другой стехиометрией, подобной карбиду бора с переменным составом B10.5C–B4.0C. Сравнение дифрактограмм исходного и облученного образцов (рис. 1, кривые 3 и 5) не выявило заметных различий в фазовом составе. Основные фазы материала – карбид бора и фаза α-Fe(C), сформировавшаяся в результате намола железа со стенок барабанов и поверхности шаров из-за очень высокой твердости B4C, присутствующего в составе активируемой композитной смеси.

Кривые ДСК первого и второго нагрева для исходного и механически активированного в течение 2 мин порошка СВМПЭ, так же, как и механически активированного композита СВМПЭ/В4С, показаны на рис. 2. Кривые демонстрируют характерный эндотермический эффект плавления СВМПЭ. Это позволило определить основные параметры плавления: начальную температуру плавления Tнач и температуру на максимуме Tmax, а также энтальпию плавления ΔHm.

Рис. 2.

Кривые ДСК первого (1) и второго (2) нагрева для образцов: исходного СВМПЭ (a), 2' MA СВМПЭ (б); 2' MA 50СВМПЭ/50B4C (в).

Из экспериментальных кривых видно, что механическая активация не изменяет максимальную температуру плавления Tmax ~ 153°C вследствие очень высокой устойчивости структуры полимера к интенсивной деформации и истиранию. Тем не менее, определенное количество молекулярных структур с измененным расположением и размерами приводит к появлению длинного “хвоста” при более низких температурах. Начальная температура плавления композита (Tнач) на 7 К ниже, чем для чистого СВМПЭ.

Кривые ДСК нагрева композитных образцов, облученных различной дозой, показаны на рис. 3. Площадь под пиком плавления кривых ДСК увеличивается при охлаждении из-за более высокого содержания кристаллов СВМПЭ.

Рис. 3.

Кривые ДСК нагрева для чистого СВМПЭ (a); композита СВМПЭ/B4C, механоактивированного в течение 2 мин (б); композита СВМПЭ/B4C после электронного облучения в течение 5 (в), 15 (г), 30 (д) и 90 с (е).

В табл. 1 приведены данные обработки ДСК-измерений. Энтальпию плавления ΔHс (или площадь под пиком плавления) для различных доз облучения, использовали для определения степени кристалличности композитов СВМПЭ/B4C.

Таблица 1.  

Данные анализа результатов ДСК образцов

Образец τ, с D × 10–14, см–2 Тнач, °C Tmax, °C Tкон, °C ΔT, °С ν L, нм χdsc, % Xir, %
50/50 0 0 109 143 169 60 180 22 73 78
  5 0.44 126 142 163 37 300 37 76 80
  30 2.66 128 140 163 35 310 38 75 79
30/70 0 0 109 143 169 60 200 24 72 63
  15 1.33 126 142 163 37 310 38 85 64
  90 7.97 130 156 170 40 340 42 90 67

Обозначения: τ – время облучения, D – доза, Тнач, Тmax и Tкон – температуры начала, максимума и конца процесса плавления, ν – параметр внутрицепной кооперативности плавления, L – размеры кристаллитов, χdsc – кристалличность по ДСК, Xir – кристалличность по ИК-спектроскопии.

Помимо изменения площади, наблюдаются еще два отличия в ДСК-кривых. CВМПЭ в предварительно механоактивированном композите до облучения состоял из нескольких надмолекулярных структур с незначительно отличающейся температурой плавления, которые сформировались в ходе механической активации СВМПЭ с B4C. Несколько стадий плавления, наблюдаемых на кривых ДСК, свидетельствующих о наличии нескольких различных порядков кристаллитов, коррелируют с данными рентгенографии, по которым определены устойчивые и метастабильные кристаллические полимерные фазы и аморфная фаза.

Охлаждение образца с одинаковой скоростью приводило к слиянию максимумов в один в результате трансформации метастабильной фазы и возвращения в равновесное состояние.

Из анализа рис. 3 также видно, что температура плавления полимера повышается с увеличением дозы облучения, следовательно, твердый полимер после облучения содержит более упорядоченные кристаллиты.

После электронного облучения на кривой ДСК остается только один широкий пик с максимумом около 142°С (рис. 3 в, г, д), что указывает на радиационно-стимулированное изменение надмолекулярной структуры необлученного механически синтезированного полимера. Кривая ДСК для образца после максимальной дозы облучения имеет совершенно другой профиль (рис. 3, e). Появление нескольких максимумов в этом случае, по-видимому, указывает на деградацию структуры полимера и сшивание. Как видно из результатов расчета (табл. 1), величина кристалличности полимера увеличивается.

Чрезвычайно информативный метод выявления эффектов деструкции полимеров, образования радикалов и окисления – ИК-спектроскопия. Особенности ИК-спектров отражают влияние облучения на структурное состояние. Спектроскопия FTIR оценивает наличие и количество двойных связей и продуктов окисления в полимере. В ИК-спектре исходного СВМПЭ (рис. 4) проявляются характеристические колебания его молекул в аморфно-кристаллическом состоянии: полосы поглощения (2913 и 2846 см–1), ответственные за симметричные и асимметричные валентные колебания С–Н, полосы 1472 и 1463 см–1, ответственные за деформационные колебания С–Н, и полосы, соответствующие маятниковым колебаниям СН2-групп (730 и 720 см–1) транс-сегментов только в кристаллической фазе. Сложная полоса при 720 см–1 соответствует маятниковым колебаниям СН2-групп в аморфно-кристаллических областях.

Рис. 4.

ИК-спектры композитов: MA 30СВМПЭ/70B4C в исходном состоянии (а); после облучения электронами с энергией 2 МэВ в течение 15 с (б) и 90 с (в); MA 50СВМПЭ/50B4C после облучения электронами в течение 30 с (г).

В зависимости от структуры СВМПЭ в диапазоне 1450–1475 см–1 полосы поглощения метиленовых групп соответствующих кристаллических, промежуточных и аморфных частей полиэтилена можно соотнести следующим образом: 1473 и 1462 см–1 – δ-колебания транс-метиленовых групп с двумя различными типами симметрии в кристаллической области; 1471, 1468.5 и 1464 см–1 – полосы смешанных δ-колебаний гош- и транс-метиленовых групп в промежуточной области; частота 1466 см–1 отнесена к полосе δ-колебаний гош-метиленовых групп, а 1456 см–1 – к асимметричным деформационным колебаниям метильных групп в аморфной области [18].

Воздействие ионизирующего излучения на сверхвысокомолекулярный полиэтилен (СВМПЭ) должно приводить к образованию как радикалов, так и стабильных продуктов [19]. Имеет место разрыв молекулярных цепей. Расщепление связи С–Н должно приводить к образованию виниленовых двойных связей, транс-виниленовых двойных связей, Н-радикалов и вторичных алкильных макрорадикалов как в кристаллической, так и в аморфной фазе полимера. Образование транс-виниленовой двойной связи может быть количественно определено с помощью инфракрасной спектроскопии путем мониторинга полосы поглощения при 965 см–1.

Типичные полосы поглощения карбида бора B4C лежат в области 1600–700 см–1 [20]. Так, основные частоты колебаний B4C: 1560 см–1 (νa C–B–C), 1430 и 1058–1076 см–1 (νa C–B3), 946 см–1 (νs C–B3), 866, 837 и 695 см–1 (ν1 В12). Содержание углерода в карбиде влияет на положение полос поглощения связи C–B. Смещение полос в низкочастотную область обусловлено уменьшением количества углерода в карбиде бора и появлением фазы, обогащенной бором, B6.5C. Полоса ~1560 см–1 связана с асимметричными валентными колебаниями νa C–B–C в структуре соединения B4.3C, а появление полосы ~1450 см–1 происходит в более богатых бором композициях B6.5C по мере возникновения новых мод при растяжении и изгибе связей, содержащих атом углерода в центральном положении в B–C–B или C–C–C [8].

На рис. 4 приведены спектры поглощения облученных композитов 50СВМПЭ/50B4C и 30СВМПЭ/70B4C. С увеличением длительности облучения образцов в диапазоне 3500–3800 см–1 появляются полосы поглощения, которые отвечают за колебания гидроксильных OH-групп, что может свидетельствовать об увеличении адсорбционной емкости композитов. Как видно, существенных изменений в структуре полимера, карбида бора и СВМПЭ-композита при времени облучения до 90 с не происходит. При более высоких временах (дозах) облучения полоса поглощения 965 см–1 четко присутствует, указывая на наличие транс-виниленовых двойных связей.

Расчет степени кристалличности Xir СВМПЭ по результатам анализа ИК-спектров (табл. 1) позволяет сделать вывод, что степень кристалличности несколько меньше в композите с более высоким содержанием B4C. Увеличение дозы облучения также способствует увеличению степени кристалличности СВМПЭ, что, по-видимому, вызвано процессами сшивания.

На СЭМ-изображении образца (рис. 5) видно, что после максимальной дозы облучения структура образца повреждается вследствие эффектов сшивания и деструкции. Изображение демонстрирует различающуюся морфологию с растянутыми молекулами и поровыми трещинами в разных локальных областях образцов.

Рис. 5.

СЭМ-изображение образца MA 30СВМПЭ/ 70B4C после максимальной дозы электронного облучения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Исследовано влияние дозы электронного облучения (2 МэВ) на структуру механически синтезированного композиционного материала СВМПЭ/B4C. Экспериментальные данные, полученные методами рентгеновской дифракции, СЭМ, дифференциальной сканирующей калориметрии и ИК-Фурье-спектроскопии, свидетельствуют об относительно высокой радиационной стойкости материала в условиях электронного облучения на воздухе дозой до ~8 × 1014 см–2. С увеличением дозы облучения проявляются признаки трансформации структуры СВМПЭ в сшитую трехмерную сетку с увеличением степени кристалличности полимера.

Исследование выполнено при финансовой поддержке гранта РФФИ № 18-53-00029 (эксперименты по облучению образцов композитов), калориметрические исследования поведения полимерной части композита выполнены в рамках гранта РФФИ № 19-52-44003 и Программы развития инструментальной базы Московского государственного университета им. М.В. Ломоносова.

Список литературы

  1. Kurtz S.M. The UHMWPE Handbook: Ultra-High Molecular Weight Polyethylene in Total Joint Replacement. New York: Elsevier Academic Press, 2004. P. 379.

  2. Nambiar S., Yeow J.T.W. // Appl. Mater. Interfaces. 2012. V. 4. № 11. P. 5717. https://doi.org/10.1021/am300783d

  3. Geetha S., Satheesh K.K.K., Rao C.R. et al. // J. Appl. Polymer Science. 2009. V. 112 . № 4. P. 2073. doi.org/https://doi.org/10.1002/app.29812

  4. Fray M.El., Piatek-Hnat M., Przybytniak G. et al. // Polymer. 2010. V. 51. № 5. P. 1133. https://doi.org/10.1016/j.polymer.2010.01.028

  5. Peacock A.J. Handbook of Polyethylene: Structure, Properties and Applications. New York: Marcel Dekker, 2000. P. 534.

  6. Gabriel M.C., Mendes L.B., Carvalho B. de M. et al. // Materials Science Forum. 2010. V. 660−661. P. 325.

  7. Андриевский Р.А. // Успехи химии. 2012. Т. 81. № 6. С. 549.https://doi.org/10.1070/RC2012v081n06ABEH00428

  8. Domnich V., Reynaud S., Haber R.A. et al. // J. Amer. Ceram. Soc. 2011. V. 94. № 11. P. 3605.

  9. Механокомпозиты – прекурсоры для материалов с новыми свойствами / Отв. ред. О.И. Ломовский. Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2010. 424 с.

  10. Todres Z.V. Organic Mechanochemistry and Its Practical Applications. New York: CRC Press,Taylor & Francis Group, LLC, 2006. P. 176.

  11. Mehczel J.D., Prime R.B. Thermal Analysis of Polymers. Fundamentals and Applications. New Jersey: John Wiley & Sons, 2009. P. 688.

  12. Вундерлих Б. Физика макромолекул. Т. 3. Плавление кристаллов. М.: Мир, 1984. 484 с.

  13. Batista N.L., Olivier P., Bernhart G. et al. // Materials Research. 2016. V. 19. № 1. P. 195. https://doi.org/10.1590/1980-5373-MR-2015-0453

  14. Flory P.J. // J. Polym. Sci. Part B. 1969. V. 49. № 151. P. 105.

  15. Berstein V.A., Savitskii A.V., Egorov V.M. et al. // Polym. Bull. B. 1984. V. 12. № 2. P. 165.

  16. Структурные исследования макромолекул спектроскопическими методами: пер. с англ. / Пер. А.М. Вассермана, А.Л. Коварского / Под ред. А.Л. Бучаченко. М.: Химия, 1980. 304 с.

  17. Hendra P.J., Taylor M.A., Willis H.A. // Polymer. 1985. V. 26. № 10. P. 1501.https://doi.org/10.1016/0032-3861(85)90083-7

  18. Баронин Г.С., Столин А.М., Пугачев Д.В. и др. // Физика и техника высоких давлений. 2009. Т. 19. № 2. С. 146.

  19. Kornacka E.M. Application of Ionizing Radiation in Materials Processing. / Ed. By Y. Sun and A.G. Chmielewski. Warszawa: Institute of Nuclear Chemistry and Technology. 2017. V. 1. Ch. 8. P. 183–192.

  20. Лифшиц Е.В., Шевякова Е.П., Остапенко И.Т. и др. // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. 2004. Т. 85. № 3. С. 19.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Журнал физической химии

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал