Высокомолекулярные соединения (серия А), 2021, T. 63, № 5, стр. 334-343
ВЛИЯНИЕ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ КОМПОНЕНТОВ И ГРАНИЧНОГО СЛОЯ МЕЖДУ НИМИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИЙ ПОЛИПРОПИЛЕН–ПОЛИЭТИЛЕН ВЫСОКОЙ ПЛОТНОСТИ
Б. Ф. Шклярук a, В. А. Герасин a, М. А. Гусева a, *, В. В. Малетина a
a Институт нефтехимического синтеза им. А.В. Топчиева Российской академии наук
119991 Москва, Ленинский пр., 29, Россия
* E-mail: guseva@ips.ac.ru
Поступила в редакцию 09.04.2021
После доработки 29.04.2021
Принята к публикации 10.05.2021
Аннотация
Методом экструзии в расплаве приготовлены смеси изотактического ПП и ПЭВП различного состава при двух режимах кристаллизации. Первая серия композиций получена быстрым охлаждением расплава (≈8000 град/мин). Методами РСА и микроскопии установлено, что чистый ПП в данных условиях образует смектическую мезофазу. В отличие от него ПП-компонент в смесях кристаллизуется в виде моноклинных кристаллов α-формы, объединенных в сферолиты диаметром ~4–5 мкм. ПЭ-компонент композиций имеет меньшую энтальпию плавления, чем у чистого ПЭ и уменьшается с ростом содержания ПП в системе. Это может быть обусловлено образованием межфазного слоя, где молекулы ПЭ и ПП перемешаны на молекулярном уровне. Оценка по теории Гелфанда показала, что толщина граничного слоя в композициях первой серии составляет около 30 нм. Вторая серия композиций получена медленным охлаждением расплава (≈2 град/мин). Все образцы данной серии содержат крупные (~80–120 мкм) радиальные сферолиты, но в смесях их размер несколько меньше, чем в чистом ПП. Энтальпия плавления ПЭ- и ПП-компонентов в смесях второй серии не зависит от состава и равна соответствующим значениям для чистых ПЭ и ПП. По-видимому, при медленном охлаждении расплава двух полиолефинов молекулы из межфазного слоя успевают переместиться в соответствующие домены и образуется обычная двухфазная система без “переходной” зоны. Благодаря развитой межфазной зоне в композициях первой серии фазы деформируются совместно, и эти материалы обладают хорошими деформационными свойствами. В композитах второй серии из-за отсутствия протяженного граничного слоя все механические показатели хуже, чем у чистых полимеров и смесей первой серии (“антагонистический эффект”).
ВВЕДЕНИЕ
Цель создания смесей на основе ПЭ и ПП – совмещение положительных качеств ПП (высокая прочность, теплостойкость и формоустойчивость) и ПЭ (высокая гибкость, ударная вязкость) в одном материале. Композициям, состоящим из ПЭ и ПП разного типа, посвящено множество статей. На наш взгляд, важнейшими из них являются два обзора [1, 2], охватывающие широкий круг публикаций по смесям ПЭ–ПП с 1959 по 2019 гг. Несмотря на значительное число работ, некоторые экспериментальные факты, относящиеся к системам ПЭ–ПП, до сих пор не получили четкого объяснения и остаются дискуссионными.
Так, некоторые авторы сообщают о “синергетическом эффекте” в композициях ПЭ–ПП, который проявляется в увеличении модуля упругости или других механических характеристик на величину большую, чем предсказывает правило аддитивности [1–4]. Но для других пар ПЭ–ПП синергизма не обнаружили и даже наблюдали “антагонизм” (существенное уменьшение механических показателей смесей по сравнению с их значениями у исходных полимеров). Морфология и механические свойства композиций ПЭ–ПП зависят как от микроструктуры смешиваемых полимеров (разветвленность ПЭ, изотактичность ПП, длина цепей и т.п.), так и от методов получения смесей. В настоящее время остается неясным, при каких условиях в системах ПЭ–ПП будет происходить увеличение механических характеристик.
В твердом состоянии смеси на основе ПЭ и ПП относятся к термодинамически несовместимым, так как при их совмещении любым способом (смешение через раствор, через расплав, полимеризация in situ) общая кристаллическая решетка не образуется. Поскольку ПЭ и ПП близки по химической природе, расплавы данных полимеров частично совместимы, и на границе раздела областей ПЭ и ПП формируется межфазный слой со смешением, близким к молекулярному. [5]. Следует ожидать, что если компоненты смеси кристаллизуются при одинаковой или близких температурах, при охлаждении расплава фазы не успеют разделиться полностью, что позволит улучшить контакт на межфазной границе и структурную однородность таких систем. В связи с этим для исследования были выбраны ПЭ и ПП, имеющие при скорости охлаждения 8 град/мин температуру кристаллизации 114 и 112°С соответственно. Условия переработки и охлаждения (соотношение между скоростью охлаждения и скоростью диффузии макромолекул) оказывают сильное влияние на морфологию и свойства композиций ПЭ–ПП. Данный аспект пока изучен недостаточно, и его изучение составляло одну из задач настоящей работы.
В изотропном состоянии морфология смесей ПЭ–ПП может быть двух типов в зависимости от соотношения компонентов [6]: при содержании второго полимера до φ ≈ 30–40% – обычная дисперсия (домены округлой формы, имеющие размер несколько микрометров, равномерно распределены в изотропной матрице); 2) при φ ≈ 40–60% – система из двух непрерывных матриц. Используя особые приемы экструзии или ориентационной вытяжки, “капли” дисперсной фазы можно растянуть в несколько раз и превратить в волокна нанометрового диаметра [7]. Структурно-механические модели полимерных композитных материалов предсказывают, что волокна с высоким фактором формы обладают гораздо большим усиливающим эффектом, чем изодиаметрические включения [8, 9].
Конечная цель данной работы – установить корреляцию между структурными параметрами и механическими свойствами ориентированных композиций ПЭ–ПП. Метод экструзии в расплаве позволяет получить смеси с любым соотношением компонентов, но некоторые из них разрушаются хрупко и не подходят для ориентационной вытяжки. В связи с этим исследования были начаты с приготовления смесей, имеющих структуру обычной дисперсии. В настоящей статье представлены результаты, полученные для изотропных композиций ПЭ–ПП.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Для приготовления смесей использовали ПЭ высокой плотности и изотактический ПП, основные характеристики которых представлены в табл. 1.
Изучение механизма смешения высоковязких жидкостей показывает, что компоненты наиболее равномерно распределяются по объему смеси, если отношение вязкостей диспергируемой фазы и дисперсионной среды не превышает трех [10–12]. Для исследуемой нами пары полимеров ηПЭ/ηПП = 2.2. С ростом температуры смешения увеличивается подвижность макромолекул, что способствует взаимной диффузии компонентов и повышению структурной однородности системы. Кроме того, при высокой температуре начинается термическое окисление полимеров. Увеличение скорости вращения шнеков и времени смешения может вызвать снижение молекулярной массы смешиваемых полимеров.
В связи с этим приготовление композиций было начато с разработки способа экструзии, обеспечивающего качественное смешение при минимальной термо- и механодеструкции ПЭВП и ПП. Были выбраны следующие параметры смешения: температура смешения 190°С, скорость вращения шнеков 80 об/мин, время смешения 10 мин. В микроэкструдер “MiniLab НААКЕ Rheomex CTW5” сначала загружали более вязкий ПЭВП, постепенно добавляя к нему гранулы ПП. Экструзию проводили в атмосфере азота.
Из экструдатов методом горячего прессования при 190°С получали пленки диаметром 60 мм и толщиной 0.35 мм. Первую серию смесей готовили быстрой закалкой в ледяной воде (скорость охлаждения q ~ 8000 град/мин), вторую – постепенным охлаждением в прессе со скоростью q = = 2 град/мин.
С помощью штампа из пленок вырубали двусторонние “лопатки” с размером рабочей части 10 × 3 × 0.35 мм. Приготовленные “лопатки” растягивали на разрывной машине “TIRAtest-2000” (ГДР) со скоростью 20 мм/мин до разрыва при комнатной температуре. В каждой серии испытывали 7–10 образцов и определяли усредненные механические характеристики: модуль упругости Е, предел текучести σт, удлинение в пределе текучести εт, прочность на разрыв σр, разрывное удлинение εр.
Термодинамические параметры плавления и кристаллизации образцов с разной термической предысторией определяли на калориметре DTAS-30. Термограммы первого нагревания смесей и исходных полимеров с навеской 15–20 мг регистрировали в температурном диапазоне от 20 до 190о С со скоростью нагревания 8 град/мин. Погрешность при определении температуры и энтальпии составляет ±1° и ±5% соответственно.
Рентгенограммы в больших углах дифракции получали на дифрактометре DRON-3 (излучение CuKα с длиной волны λ = 0.154 нм). Микрофотографии прессованных пленок и деформированных “лопаток” получали в режиме “на прохождение” на оптическом микроскопе “Bresser Micro 5MP”.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Кристаллическая структура смесей ПЭВП–ПП
В публикации [13] было показано, что если расплав изотактического ПП в пресс-форме толщиной 100 мкм охлаждать со скоростью большей, чем 100 град/с, в нем образуется смектическая мезофаза. Два широких “размытых” максимума в области углов 2θ ≈ 15° и 21° на рентгенограмме (рис. 1) и отсутствие каких-либо кристаллических образований на микрофотографиях (рис. 2а) подтверждают, что чистый ПП серии 1 находится в мезоморфном состоянии. Изначально ожидали, что ПП-компонент в смесях серии 1 будет иметь такую же структуру. Тем не менее, на рентгенограммах композиций наблюдаются четко выраженные брэгговские пики при 2θ = 14.1°, 16.9°, 18.8° и 21.8°, соответствующие рефлексам 110, 040, 130 и 111/041 α-модификации ПП. На микрофотографиях видны небольшие сферолиты ПП диаметром до 4–5 мкм (рис. 2б).
На рентгенограммах смесей серии 1 также имеются кристаллические рефлексы при 2θ = 21.5° и 23.9°, отвечающие рассеянию от орторомбических кристаллов ПЭВП. Интенсивность этих максимумов возрастает с повышением содержания ПЭВП в смеси.
Данные РСА и микроскопии показывают, что при охлаждении со скоростью 2 град/мин ПП успевает закристаллизоваться в виде крупных (80–120 мкм) сферолитов, состоящих из моноклинных кристаллов α-формы (рис. 3, 4). Добавление ПЭВП приводит к тому, что размер сферолитов ПП несколько уменьшается, а их границы из-за контакта с “каплями” ПЭ становятся менее ровными (рис. 4б).
Было установлено, что рентгенограммы смесей серии 2, полученные экспериментально, практически совпадают с рентгенограммами, полученными алгебраическим сложением кривых рассеяния для чистых ПЭВП и ПП с учетом соответствующих объемных долей (рис. 3). Это свидетельствует о том, что композиции серии 2 представляют собой простые двухфазные дисперсии, а переходный слой между компонентами имеет очень маленькую толщину.
Термодинамические параметры плавления и кристаллизации смесей
На кривых нагревания (рис. 5) композиций всех составов обеих серий наблюдаются два пика, отвечающих плавлению орторомбических кристаллов ПЭ при 132°С и моноклинных кристаллов ПП при 165°С. Одинарный экзотермический пик при 112°С на кривых охлаждения показывает, что интервалы кристаллизации ПП и ПЭВП перекрываются.
Для серии 1 было обнаружено, что энтальпия плавления ПЭВП в композиции с ПП значительно меньше, чем у чистого ПЭВП (рис. 6а). Особенно низкие значения энтальпии ПЭВП были зарегистрированы для смесей с его малым содержанием (φПЭ < 20%). Наоборот, энтальпия плавления ПП увеличивается с повышением концентрации ПЭВП в смеси (рис. 6). В композициях серии 2 энтальпии плавления обеих компонент практически не зависят от состава и равны соответствующим значениям для чистых полимеров (рис. 6б).
Согласно теории кристаллизации [14–16], она всегда начинается с образования первичных центров кристаллизации, которые могут быть гомогенными или гетерогенными. Чистый ПП без добавок имеет небольшое число собственных центров кристаллизации, но очень легко поддается воздействию различных нуклеирующих агентов [17–19]. В качестве нуклеатоторов ПП могут выступать как неорганические наполнители (кварц, каолин, тальк, монтмориллонит), так и органические вещества (соли бензойной и стеариновой кислот, терефталевая кислота, производные сорбитола и т.д.). Как правило, введение нуклеаторов в изотактический ПП вызывает увеличение его температуры кристаллизации на 15–25°С, существенное сокращение размеров сферолитов и повышение общей степени кристалличности. Кроме того, нуклеаторы могут стимулировать кристаллизацию ПП в β-форме [20, 21].
В исследованных нами композициях ПП–ПЭВП температура кристаллизации ПП не повышалась, а в смесях с высоким содержанием ПЭНП наблюдали даже снижение Ткр ПП со 119° до 97°С [4]. По-видимому, в смесях с ПЭ любого вида кристаллизация ПП становится возможной после образования первых кристаллитов ПЭ, которые играют роль гетерогенных зародышей для макромолекул ПП. В ПП, содержащем часто используемые органические нуклеаторы, сферолиты имеют диаметр ~1 мкм [17–19]. В композициях серии 1 средний размер сферолитов ПП несколько больше (3–5 мкм), а в смесях серии 2 – значительно больше (60–90 мкм). Суммируя все данные, можно заключить, что ПЭВП является не очень эффективным агентом нуклеации ПП и способствует его кристаллизации в α-форме.
ПЭ высокой плотности, обладающий линейной структурой, содержит большое количество гомогенных центров кристаллизации и имеет очень высокую скорость кристаллизации [14–16]. В связи с этим многочисленные минеральные наполнители и органические вещества, используемые в качестве эффективных нуклеаторов для других полимеров, практически не влияют на процесс кристаллизации ПЭВП и структуру его кристаллов [22]. Из-за наличия некоторого количества боковых ответвлений кристаллизуется с меньшей скоростью, чем ПЭВП, что делает его более восприимчивым к воздействию разных нуклеирующих агентов [23].
Уменьшение энтальпии плавления ПЭВП в композитах серии 1 может быть вызвано образованием протяженного межфазного слоя на границе с ПП.
Согласно теории Helfand [24, 25], толщина межфазного слоя, возникающего при контакте расплавов двух полимеров, определяется выражением
(1)
$~~{{d}_{{{\text{AB}}}}} = \;~2{{\left( {\frac{{{{b}_{{\text{A}}}}{{b}_{{\text{B}}}}}}{{6\chi }}} \right)}^{{1/2}}},~$(2)
$~{{{{\gamma }}}_{{{\text{AB}}}}} = {{\left( {\frac{1}{6}\chi {{\rho }_{{\text{A}}}}{{\rho }_{B}}{{b}_{A}}{{b}_{B}}} \right)}^{{\frac{1}{2}}}}RT~$Здесь γAB – межфазное натяжение, ρА, ρВ – молярная плотность полимеров А и В соответственно, R – универсальная газовая постоянная, Т – температура.
Для расчетов по формулам (1) и (2) были использованы следующие значения: при Т = 190°С параметр γAB = 2.4 мН/м [26], ρПЭ = 3.14 × 104 моль/м3, ρПП = 2.09 × 104 моль/м3 [27], bПЭ = 1.4 нм ≈ bПП [28]. В результате расчетов было установлено, что толщина межфазного слоя в смеси расплавов ПЭ и ПП при температуре 190°С составляет ~ 27 нм, что по порядку величины соответствует размеру граничного слоя для других пар полимеров [25]. Следует отметить, что теория Helfand была разработана для невозмущенных расплавов полимеров. В неравновесных условиях под действием механических напряжений в процессе экструзии и формования толщина межфазного слоя может существенно увеличиваться [29].
При охлаждении и кристаллизации расплава смеси полимеров молекулы в граничном слое разделяются и стремятся диффундировать к молекулам своего типа в соответствующие домены. Необходимое для этого время можно оценить на основе теории рептаций [28, 30]. Чтобы воспользоваться диффузионным соотношением, нужно знать коэффициент диффузии в межфазном слое DAB. Если предположить, что он незначительно отличается от коэффициента самодиффузии полиэтилена Ds и имеет такой же порядок величины 10–16 м2/с [28], получим t ~ (dAB)2/Ds ~ 7 c.
При охлаждении расплава со скоростью q = 8000 град/мин понижение температуры от 190 до 120°С (температура начала кристаллизации ПЭВП и ПП) происходит приблизительно за 0.5 с, а при q = 2 град/мин – за 35 мин. Естественно ожидать, что в первом случае в значительной мере удается зафиксировать структуру с широким межфазным слоем, существовавшую в расплаве. Во втором случае макромолекулы ПЭВП и ПП из межфазного слоя успевают диффундировать в соответствующие домены, число сегментов в межфазной области существенно сокращается, и кристаллизация ПЭ- и ПП-компонентов протекает практически независимо друг от друга.
Механические свойства
Деформационные кривые чистых ПП и ПЭВП серии 1 (рис. 7, 8) имеют вид, типичный для кристаллизующихся полимеров и содержат четыре этапа: область упругих деформаций, стадию формирования шейки, стадию распространения шейки по образцу и деформационное упрочнение. У композиции ПП–ПЭВП состава 90 : 10 предельное удлинение немного больше, а у смеси состава 80 : 20 и 70 : 30 немного меньше, чем у чистого ПП. Все эти образцы деформируются с образованием шейки, но композиции ПП–ПЭВП состава 80 : 20 и 70 : 30 имеют более короткую зону деформационного упрочнения, чем чистый ПП и образец 90 : 10. Композиции ПП–ПЭВП состава 60 : 40 и 20 : 80 разрушаются хрупко сразу после достижения верхнего предела текучести.
Определенные из диаграмм растяжения механические характеристики представлены в табл. 2. Модуль упругости исходных ПЭВП и ПП имеет близкие значения, поэтому модуль приготовленных из них композиций практически не зависит от состава и попадает в тот же диапазон значений (Е ≈ 300–350 МПа). Параметрами, наиболее чувствительными к составу, оказались предел текучести σт (рис. 9а) и разрывное удлинение εр (рис. 9б). Видно, что экспериментальная зависимость предела текучести от концентрации ПЭВП для композиций, где ПП является матрицей, проходит выше, чем прямая, рассчитанная по правилу аддитивности (σ = φППσПП + φПЭσПЭ), и достигает максимального значения при φПЭ ≈ 10–20%.
Таблица 2.
Состав композиций ПП–ПЭВП | Е, МПа | σт, МПа | εт, % | σр, МПа | εр, % |
---|---|---|---|---|---|
100 : 0 | 319 (±73) | 21.3 (±1.0) | 16 (±2) | 27.2 (±3.9) | 679 (±134) |
90 : 10 | 363 (±63) | 26.8 (±0.5) | 16 (±1.3) | 29.5 (±1.1) | 743 (±49) |
80 : 20 | 330 (±53) | 26.2 (±1.4) | 16 (±2) | 22.8 (±4.4) | 588 (±89) |
70 : 30 | 302 (±51) | 24.2 (±1.3) | 17 (±1) | 22.1 (±0.3) | 596 (±42) |
60 : 40 | 288 (±102) | 24.6 (±2.2) | 14 (±3) | 24.6 (±2.2) | 14 (±3) |
20 : 80 | 259 (±26) | 21.9 (±1.0) | 13 (±1) | 21.9 (±1.0) | 13 (±1) |
10 : 90 | 277 (±23) | 21.7 (±0.9) | 21 (±2) | 18.7 (±1.3) | 845 (±173) |
0 : 100 | 312 (±47) | 21.5 (±0.9) | 17 (±1.2) | 18.2 (±2.6) | 886 (±176) |
На первый взгляд, такой характер изменения σт(φ) может свидетельствовать о “синергетическом эффекте”. Однако необходимо учесть, что все известные структурно-механические модели [8, 9] предполагают, что структура компонентов в смеси полностью идентична структуре исходных гомополимеров, и это условие не выполняется для композиций с ПП-матрицей. Как уже отмечалось выше, при охлаждении со скоростью 8000 град/мин чистый ПП имеет мезоморфную структуру, тогда как ПП-компонент в смесях с ПЭВП – α-моноклинную. Для пластической деформации твердой кристаллической структуры необходимы большие нагрузки, чем для деформации менее упорядоченной мезофазы, что приводит к повышению предела текучести композиций.
Кристаллическая структура ПЭ-компонента в смесях с ПП практически такая же, как у чистого ПЭВП, поэтому предел текучести композиций соответствуют аддитивным значениям.
Предельная деформируемость образцов ПП–ПЭВП состава 90 : 10, 80 : 20, 70 : 30 и 10 : 90 почти такая же, как у чистых ПП и ПЭ (с учетом разброса экспериментальных данных). Композиции ПП–ПЭВП состава 60 : 40 и 20 : 80 разрушаются хрупко при удлинении 12–14% до начала процесса ориентации. По всей вероятности, изменение характера разрушения в этих образцах обусловлено началом инверсии фаз [6]. Когда смесь имеет структуру обычной дисперсии (“капли в матрице”) и жесткость дисперсной фазы меньше или примерно равна жесткости дисперсионной среды (ЕПЭ ≈ ЕПП), матрица передает напряжение “каплям”, и они растягиваются совместно с ней, превращаясь в вытянутые эллипсоиды. Предельная деформируемость таких смесей остается на уровне матричного полимера и может даже превышать ее, если второй полимер имеет очень большую разрывную деформацию.
При увеличении концентрации второго полимера он начинает образовывать более крупные кластеры, которые сосуществуют наряду с мелкими “островками”. При дальнейшем повышении концентрации число дискретных доменов уменьшается и образуется единый непрерывный объем сложной конфигурации. Известно, что большую вероятность образовать непрерывную фазу имеет менее вязкий полимер (ПП), поэтому в композитах с ПЭ-матрицей обращение фаз начинается при меньшем содержании дисперсной фазы (φПП ≈ 20%), чем в композитах с ПП-матрицей (φПЭ ≈ 40%). В системе из двух непрерывных взаимопереплетенных матриц фазы препятствуют деформированию друг друга, и разрушение происходит по межфазной границе при малых удлинениях.
Как уже отмечалось, пленки ПП, охлажденного со скоростью 2 град/мин, состоят из крупных сферолитов диаметром до 120 мкм. Такие большие и жесткие кристаллические образования практически не способны деформироваться пластически, и образцы ПП с такой морфологией разрушаются хрупко, при малых удлинениях [13]. Несмотря на то, что в смесях ПП–ПЭВП размеры сферолитов уменьшаются по сравнению с чистым ПП (рис. 4), это не приводит к улучшению пластических свойств. Предельная деформируемость композиций серии 2 снижается с повышением содержания второго полимера (т.е. с увеличением протяженности межфазной границы) (рис. 10а). По всей вероятности, основная причина преждевременного разрушения образцов данной серии – отсутствие протяженного граничного слоя, соединяющего компоненты и передающего нагрузку между ними. Смеси серии 2 разрушаются до того, как начинается процесс ориентации, и предел текучести в таком случае совпадает с разрывной прочностью. Зависимость предела текучести от состава во всем диапазоне значений проходит ниже, чем прямая, рассчитанная по правилу аддитивности (так называемый “антагонистический эффект”) (рис. 10б).
Поскольку в дальнейшем планируется получать ориентированные пленки и волокна, целесообразно для этого использовать смеси серии 1 с содержанием ПЭВП 10–30% и ~90%, сохраняющие хорошие пластические свойства.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Методом экструзии в расплаве приготовлены две серии композиций ПП–ПЭВП, отличающиеся скоростью охлаждения: 8000 град/мин – серия 1 и 2 град /мин – серия 2.
Обнаружено, что ПЭВП влияет на нуклеацию ПП и способствует его кристаллизации в α-форме. Если ПП имеет сферолитную структуру, добавление ПЭВП приводит к уменьшению размера сферолитов и искажению их формы.
В первой серии образцов энтальпия плавления ПЭВП и ПП увеличивается с ростом содержания ПЭВП в смеси. Во второй серии значения энтальпии плавления ПЭВП и ПП не зависят от состава и равны соответствующим значениям для чистых полимеров. Это обусловлено тем, что при быстром охлаждении расплава большое число макромолекул ПЭВП и ПП остаются в граничном слое, тогда как при медленном охлаждении компоненты разделяются и образуется двухфазная система.
Благодаря развитой межфазной зоне в композициях серии 1 фазы деформируются совместно, и эти материалы обладают хорошими пластическими свойствами. В композитах серии 2 из-за отсутствия граничного слоя все механические показатели хуже, чем у чистых полимеров и смесей серии 1 (“антагонистический эффект”).
Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (код проекта 20-03-00168-а).
Список литературы
Teh J.W., Rudin A., Keung J.C. // Adv. Polym. Technol. 1994. V. 13. № 1. P. 1.
Graziano A., Jaffer S., Sain M. // J. Elastomers Plastics. 2019. V. 51. № 4. P. 291.
Erina N.A., Prut E.V. // Polymer Science A. 2000. V. 42. № 2. P. 183.
Mofokeng T.G., Ojijo V., Ray S.S. // Macromol. Mater. Eng. 2016. V. 301. № 10. P. 1191.
Кришевски М., Пакула Т., Грембович Я. // Высокомолек. соед. А. 1974. Т. 26. № 7. С. 1569.
Jose S., Aprem A.S., Francis B., Chandy M.C., Werner P., Alstaedt V., Thomas S. // Eur. Polym. J. 2004. V. 40. P. 2105.
Krajenta J., Pawlak A., Gałęski A. // Polimery. 2015. V. 60. № 10. P. 664.
Nielsen L., Lawrence E. Mechanical Properties of Polymers and Composites. New York: Marcel Dekker, 1974.
Manson J., Sperling L. Polymer Blends and Composites. New York: Acad. Press, 1976.
Wu S. // Polym. Eng. Sci. 1987. V. 27. № 5. P. 335.
Мийченко И.П. Технология полуфабрикатов полимерных материалов. Уч. пособие. СПб.: Научные основы и технологии, 2012.
Кулезнев В.Н. Смеси и сплавы полимеров. СПб.: Научные основы и технологии, 2013.
Zia Q., Radusch H.-J., Androsch R. // Polym. Bull. 2009. V. 63. P. 755.
Van Krevelen D.W. Properties of Polymers Correlations with Chemical Structure. Amsterdam; London; New York: Elsevier, 1972.
Mandelkern L. Crystallization of Polymers. New York; San-Francisco; Toronto; London: McGraw-Hill, 1964.
Hoffman J.D., Davis G.T., Lauritzen J.I. // Treatise on Solid State Chemistry. Boston: Springer, 1976. V. 3. P. 497.
Libster D., Aserin A., Garti N. // Polym. Adv. Technol. 2007. V. 18. № 9. P. 685.
Marco C., Gómez M.A., Ellis G., Arribas J.M. // J. Appl. Polym. Sci. 2002. V. 84. № 9. P. 1669.
Гликштерн М.В. // Полим. матер. 2002. № 6. С. 13.
Marco C., Gomez M.A., Ellis G., Arribas J.M. // J. Appl. Polym. Sci. 2002. V. 86. № 3. P. 531.
Li X., Hu K., Ji M., Huang Y., Zhou G. // J. Appl. Polym. Sci. 2002. V. 86. № 3. P. 633.
Hoffmann K., Huber G., Mäder D. // Macromol. Symp. 2001. V. 176. № 1. P. 83.
Li J., Xu J., Mannion M.J. Pat. № 7781511 USA, 2010.
Helfand E., Tagami Y. // J. Polym. Sci., Polym. Phys. 1971. V. 9. № 10. P. 741.
Helfand E., Tagami Y. // J. Chem. Phys. 1972. V. 56. № 7. P. 3592.
Souza A.M.C., Demarquette N.R. // Polymer. 2002. V. 43. № 4. P. 1313.
Антипов Е.М. Дис. … д-ра хим. наук. М.: ИНХС РАН, 1990.
Rubinstein M. and Colby R. Polymer Physics. Oxford: Oxford Univ. Press, 2003.
Липатов Ю.С. Межфазные явления в полимерах. Киев: Наукова думка, 1980.
Гросберг А.Ю., Хохлов А.Р. Физика в мире полимеров. М.: Наука, 1989.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Высокомолекулярные соединения (серия А)