1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Химия высоких энергий
  4. T. 54, № 5, 2020

Химия высоких энергий, 2020, T. 54, № 5, стр. 405-410

Влияние ускоренных протонов на молекулярно-топологическое строение полиэтилена

С. Р. Аллаяров a, *, Ю. А. Ольхов a, Д. А. Диксон b, **, Р. С. Аллаяров a

a Институт проблем химической физики Российской академии наук
142432 Московская обл., Черноголовка, Россия

b Алабамский университет Химический факультет
AL 35487-0336 Алабама, Таскалууса, США

* E-mail: sadush@icp.ac.ru
** E-mail: dadixon@as.ua.edu

Поступила в редакцию 25.04.2020
После доработки 25.04.2020
Принята к публикации 30.04.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами ЭПР спектроскопии и термомеханической спектрометрии изучено влияние МэВ протонов на поверхностные свойства пленки полиэтилена низкой плотности. При облучении протонами сохраняется диблочное аморфно-кристаллическое строение полиэтилена, снижается молекулярная масса и повышается весовая доля кристаллической модификации. В спектре ЭПР облученного полимера регистрируются преимущественно аллильные радикалы. При больших дозах протонной бомбардировки в спектрах ЭПР исчезает сверхтонкая структура, и они превращаются в синглет с шириной линии 4.1 мТ и 3.5 мТ при 23°С и –196°С регистрации соответственно.

Ключевые слова: полиэтилен низкой плотности, МэВ протоны, термомеханический анализ, ЭПР

ВВЕДЕНИЕ

Благодаря удачному набору химических и физических свойств (отличные диэлектрические характеристики, высокая химическая и повышенная радиационная стойкость, устойчивость к УФ-излучению, биологическая инертность, легкая перерабатываемость и др.) полиэтилен низкой плотности (ПЭНП) на данный момент занимает лидирующее место по мировым объемам производства среди множества других полимеров [1]. С точки зрения практического применения радиации для полимеров, он занимает одно из первых мест, и его радиолиз можно выделить в самостоятельный класс вследствие большого числа посвященных этому процессу исследований [2–15]. Такая ситуация сложилась благодаря основному радиационно-химическому процессу, возникающему в ходе радиолиза полиэтилена (ПЭ) – радиационной сшивке [2, 11, 12], которая сделала его одним из перспективных полимеров для использования радиационного способа сшивки [3]. Кроме того, простота химической структуры позволила на примере ПЭ наиболее полно изучить действие различного типа ионизирующего излучения [12, 16] как корпускулярного (быстрые нейтроны [6, 17], α-частицы [10], бета-лучи [18], ускоренные протоны [7, 19], быстрые электроны [8, 9]), так и фотонного характеров (рентгеновские лучи [4], гамма-лучи [5, 20, 21]). В зависимости от условий облучения при радиолизе ПЭ, наряду с радиационной сшивкой, могут происходить также разрыв связей в главных цепях полимера с образованием молекул меньшей длины [12], появление и изменение числа и расположения двойных связей [13, 14, 22] и другие радиационно-химические процессы.

При облучении ПЭ излучением высокой энергии образуются и стабилизируются свободные радикалы, участвующие в пострадиационных химических процессах. Они весьма стабильны [23–26], и по данным [27] в кристаллических областях облученного ПЭ стабильные радикалы могут сохраняться при хранении образца в вакууме при комнатной температуре или при 75°С более четырех лет. Однако они весьма чувствительны к присутствию кислорода, и при контакте с ним происходит значительное снижение концентрации радикалов и изменения в спектре ЭПР, свидетельствующие об окислении макрорадикалов в облученном ПЭ [27]. Свободные радикалы играют важную роль в радиационной электропроводности ПЭ [28], поскольку они, образуясь в ходе радиолиза, имеют более низкий потенциал ионизации, чем молекулы основного вещества, и к тому же обладают положительным сродством к электрону [29]. Участие свободных радикалов в пострадиационном окислении приводит к существенному увеличению свободной поверхностной энергии, ее кислотно-основной составляющей и полярности поверхности вследствие появления функциональных групп в поверхностном слое [19]. С другой стороны, взаимодействие свободных радикалов с кислородом воздуха при облучении полимера в присутствии воздуха может приводить к окислительной деструкции макромолекул [20, 30, 31], что может существенно ухудшить эксплуатационные характеристики полимера [16, 32].

Использование ускоренных заряженных частиц является весьма перспективным методом радиационной модификации ПЭ как за счет создания радиационных дефектов, так и за счет радиационно-химических превращений, создаваемых промежуточными активными частицами (свободными радикалами, ион-радикалами, ионами и т.п.) [33–36]. Уместно отметить, что изделия из ПЭ могут применяться для эффективной защиты от нейтронов и альфа-излучения, а сверхвысокомолекулярный ПЭ, включающий в себя изотоп бора-10, уже сейчас предлагается в качестве покрытия для скафандров, защищающего от космического излучения [37].

Известно [21, 39], что гамма-облучение ПЭ может существенно изменить молекулярно-топологическую структуру полимера. Исследование влияния ионизирующего излучения на молекулярно-топологическое строение ПЭ является, несомненно, актуальным, поскольку молекулярная масса (ММ) и молекулярно-массовые характеристики, наряду с химической структурой цепи полимера, являются основными определяющими всего комплекса его физико-химических и механических свойств. Однако, несмотря на довольно большое количество исследований, посвященных радиолизу ПЭ, можно констатировать практически отсутствие данных по влиянию ускоренных частиц на молекулярно-топологические параметры ПЭ.

Целью настоящей работы было впервые проведенное исследование молекулярно-топологической структуры облученного МэВ протонами ПЭНП методом термомеханической спектрометрии.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Промышленная пленка ПЭНП с толщиной 1.0 мм была куплена у компании “McMaster-Carr Supply Company” (Атланта, Штат Джорджия, США) и использована в работе без дополнительной очистки.

Ускоренные протоны генерировали на ускорителе заряженных частиц в центре по облучению материалов имени Ховарда Дж. Фостера при Алабамском университете в городе Нормале, штат Алабама, США (Howard J. Foster Center for Irradiation of Materails of Alabama A&M University, USA, Alabama State, Normal). Мишень полимера в виде пленки толщиной 1 мм была бомбардирована 1, 2 и 4 МэВ протонами. Ток облучателя поддерживали в районе 300 нА во избежание перегрева поверхности образца полимера под пучком протонов. Остаточное давление выделяемых газов в облучателе поддерживали в пределах 0.13 × 10–3 Па.

Термомеханический анализ проводили по методике, описанной в работах по использованию метода термомеханической спектрометрии (ТМС) для анализа полимеров [21, 38, 39]. Точность и воспроизводимость метода ТМС были проанализированы в работе [40]. Точность температурных измерений в блоке термостатирования термоанализатора УИП-70 равна ±0.05°С. Точность измерения деформации ±5 нм. Ошибка измерений ММ и свободного объема (Vf) не превышала 10%. Остальные характеристики воспроизводились в пределах ошибок до 10% из-за неоднородности материалов и различий в их термической предыстории.

Запись спектров ЭПР осуществляли при ‒196°С и 23°С спектрометром VARIAN E112 на частоте 9.35 ГГц.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1 представлены кривые термомеханического анализа исходного ПЭНП (а) и его аналога (б), облученного ускоренными протонами. Анализ термомеханической кривой (ТМК) позволяет определить α1, α2-коэффициенты линейного термического расширения в застеклованном и высокоэластическом состояниях, соответственно; αк – коэффициент линейного термического расширения в кристаллическом блоке; Tc – температуру расстеклования аморфного блока; Tп – температуру начала плавления в кристаллическом блоке; T∞ – температуру начала равновесного состояния сетки (плато высокоэластичности); Vf – свободный геометрический объем; $\overline {{{M}_{{{{c}_{n}}}}}} ,$ $\overline {{{M}_{{{{c}_{w}}}}}} $ – среднечисленную и средневесовую ММ в псевдосетчатой структуре аморфного блока соответственно; $\overline {M_{w}^{{\text{к}}}} $ – молекулярную массу в кристаллическом блоке; $\overline{\overline {{{M}_{w}}}} $ – усредненную по блокам средневесовую ММ; Kа – коэффициент полидисперсности в аморфном блоке; φа, φк – соответственно весовые доли аморфного и кристаллического блоков; TТ – температуру начала молекулярного течения полимера.

Рис. 1.

Термомеханические кривые исходного ПЭНП (а) и полимера, облученного 2 МэВ протонами дозой 2.5 × 1014 протон/см2.

На ТМК полимера регистрируется двухблочная аморфно-кристаллическая структура (рис. 1а). “Узлами” разветвления псевдосетчатого строения сетки аморфного блока являются кристаллические структуры макромолекул ПЭНП. Химическая структура цепей полимера обеспечивает формирование в различном температурном диапазоне одного аморфного блока с температурой стеклования Tс = –14°С (точка В). Три структурных состояния аморфного блока (стекло, переходная область и плато высокоэластического деформирования) находятся на ТМК на участках: прямая АВ (стекло), кривая ВС (переходная область) и прямая CД (плато высокоэластичности). При температуре Tс = –14°С (точка В) начинается формирование переходной области аморфного блока (кривая ВС) со среднечисленной $\overline {{{M}_{{{{c}_{n}}}}}} $ = 239 000 и средневесовой $\overline {{{M}_{{{{c}_{w}}}}}} $ = 342 400 молекулярными массами. При температуре T∞ = 50°С (точка С) заканчивается переходная область, и ПЭНП переходит в область плато высокоэластического деформирования (прямая СД). Такое термостабильное (высокоэластическое) состояние межузловых цепей псевдосетки аморфного блока в первую очередь обеспечивается стабильностью кристаллических “узлов” разветвления, кристаллиты которых при плавлении расширяются с повышением температуры с постоянной скоростью, равной αк = 87 × 10–5 гр.–1, начиная с температуры Tп = 66°С. При этом αк/α1 > 6, что свидетельствует о плавлении кристаллической фазы [41]. Весовое содержание цепей в структуре каждого из блоков ПЭ соотносится как 0.78 : 0.22 для аморфного и кристаллического блоков соответственно.

Облучение 1 МэВ протонами мало изменило молекулярно-топологическое строение полимера. Псевдосетчатая структура аморфного блока облученного полимера, также как и не облученного, формируется “узлами” разветвления кристаллического блока (табл. 1).

Таблица 1.  

Влияние облучения ускоренными протонами дозой 5 × 1014 протон/см2 на молекулярно-топологическое строение ПЭНП

Анализируемый параметр Исходный сополимер Облученный полимер
Аморфный блок-матрица псевдосетчатого строения
Tc, К –14 –20
α1 × 105, град–1 12.8 14.3
α2 × 105, град–1 40.8 47.1
Vf 0.213  0.249 
$\overline {{{M}_{{{{c}_{n}}}}}} $ × 10–3 239.4 40.4
$\overline {{{M}_{{{{c}_{w}}}}}} $ × 10–3 342.4 56.3
Ka 1.43 1.40
φa 0.78 0.58
Кристаллический блок-узел разветвления
Tп, К 66 70
αк × 105, град–1 87.0 88.4
$\overline {M_{w}^{{\text{к}}}} $ × 10–3 125.9 89.1
φк 0.22 0.42
TТ, К 98 99
Усредненная по блокам молекулярная масса сополимера
$\overline{\overline {{{M}_{w}}}} $ × 10–3 294.8 70.1

ТМК облученного ПЭНП приведена на рис. 1б. Застеклованное состояние облученного полимера находится в том же температурном диапазоне, что и у не облученного. Величина его температуры стеклования Tс равна –20°С, что свидетельствует практически о равной молекулярной подвижности межузловых цепей в псевдосетках аморфного блока исходного и облученного полимеров. Коэффициент линейного термического расширения в застеклованной зоне (прямая АВ) облученного ПЭНП равен α1 = 14.3 × 10–5 гр.–1, а в области плато высокоэластического расширения (прямая СД) α2 = 47.1 × 10–5 гр.–1, что определяет величину свободного объема в этом блоке Vf = = 0.249. Это немного выше, чем в аналогичном блоке не облученного ПЭНП (Vf = 0.213).

При Tс = –20°С (точка В) начинается формирование переходной области аморфного блока (кривая ВС) со среднечисленной $\overline {{{M}_{{{{c}_{n}}}}}} $ = 40 400 и средневесовой $\overline {{{M}_{{{{c}_{w}}}}}} $ = 56300 молекулярными массами. При температуре T∞ = 34°С (точка С) заканчивается переходная область и ПЭНП переходит в область плато высокоэластического деформирования (прямая СД).

При температуре T∞ = 34°С вновь изменяется скорость расширения – она снижается до α2 = = 47.1 × 10–5 гр.–1, и температурный интервал существования такого состояния продлевается до температуры Tп = 70°С. При температуре в точке Д (Tп = 70°С) начинает резко возрастать скорость расширения ПЭНП, достигая в стационарном состоянии значения αк = 88.4 × 10–5 гр.–1. Отношение этой величины к α1, значительно превышающее 6, свидетельствует о плавлении закристаллизованных фрагментов макромолекул ПЭНП (прямая ДО) [41].

Их молекулярная масса Mк пропорциональна ΔT = TТ – Tп (TТ, Tп – температуры течения в точке О и плавления соответственно) и равна [42]: LgMк = 2.3 + [11ΔT/(100 + ΔT)].

Для облученного ПЭ молекулярная масса Mк = = 68 100, а весовая доля кристаллитов этой модификации φк = Hк/Hо = 0.42 (Hо – высота образца).

Таким образом, весовое содержание цепей в структуре каждого из блоков ПЭНП, облученного 1 МэВ протонами, соотносится как 0.58 : 0.42 для аморфного и кристаллического блоков соответственно. Усредненная по блокам ММ была рассчитана с использованием уравнения усреднения: $\overline{\overline {{{M}_{w}}}} $ = $\overline {{{M}_{{{{c}_{w}}}}}} {{\varphi }_{{\text{a}}}}$ + $\overline {M_{w}^{{\text{к}}}} {{\varphi }_{{\text{к}}}}$ = 70 100.

Анализ данных ТМС показал, что ускоренные 4 МэВ протоны оказывают влияние на параметры топологической структуры ПЭНП, сохраняя его диблочное аморфно-кристаллическое строение. Отмечено уменьшение молекулярной массы полимера и повышение кристалличности в облученном полимере (табл. 1).

Влияние МэВ протонов на тепловые свойства ПЭНП в условиях эксперимента было обсуждено в работе [19]. Анализ кривых ДСК показал, что использованная марка ПЭНП-пленки имеет поликристаллическое строение с большим содержанием кристаллических структур с плавлением при 68, 105.6 и 122.2°С. На кривой ДСК образца полимера, бомбардированного МэВ протонами, кроме этих пиков плавления регистрируется плавление кристаллической модификации при 89°С. Сравнительный анализ кривых ТГА исходного и облученного протонами полимера показывает, что облучение ускоренными протонами понижает температуру начала эффективной деструкции, тем самым снижая термическую устойчивость полимера. Сравнительный анализ ДСК кривых, приведенных в [19], и кривых ТМС на рис. 1 показывает, что температура начала плавления кристаллической фракции полимера 66°С на кривой ТМС совпадает с температурой 68°С, при которой проявляется малоинтенсивный эндотермический пик на кривой ДСК полимера. Температура молекулярного течения полимера при 98°С на кривой ТМС близка к температуре 105.6°С, при которой на кривой ДСК регистрируется минимум эндотермического пика плавления ПЭНП.

Спектры ЭПР пленки ПЭНП, бомбардированной различной дозой МэВ протонов, представлены на рис. 2. Их анализ показал, что в протонно-бомбардированной пленке ПЭНП стабилизируются в основном аллильные радикалы: –СН2–С•Н–СН=СН–СН2– с квинтетным спектром и с расщеплением ~2.0 мТ при 23°С (рис. 2а, 2б). Общая ширина спектра составляет 13.5 мТ. По нашему мнению, сигнал из пяти линий СТС обусловлен константами СТВ аα(H) = = аβ1(H) = 2.0 мТ в аллильном радикале. При относительно больших дозах протонной бомбардировки СТС спектра исчезает, и спектр превращается в синглет с шириной линии ΔH ≈ 4.1 мТ (стрелками указана на рис. 2в). Известно [43, 44], что спектр ЭПР аллильных радикалов зависит от температуры, что объясняется изменением константы СТВ для β-протонов с температурой, в то время как константа СТВ для α-протонов остается постоянной. В результате форма линии ЭПР в спектре бомбардированного ПЭНП обратимо изменяется при охлаждении образца от 23°С (рис. 2а–2в) до –196°С (рис. 2г–2е). При –196°С спектр аллильного радикала переходит в плохо разрешенный многокомпонентный спектр. В спектре ЭПР образца ПЭНП, бомбардированного большой дозой МэВ протонов, при –196°С, так же как и при регистрации при 23°С, наблюдается исчезновение СТС, и спектр превращается в синглет с шириной ≈3.5 мТ (рис. 2е). В ходе бомбардировки ПЭНП ускоренными протонами вероятнее всего происходит разрыв С–Н-связи с первичным образованием алкильных радикалов. Наряду с этим, как и в случае облучения ПЭ ионизирующей радиацией [45], происходит молекулярный отрыв водорода (без образования радикалов) с образованием двойных связей. Происходящая при комнатной температуре миграция свободной валентности в макрорадикале приводит к локализации ее в энергетически выгодном аллильном положении:

$\begin{gathered} --{\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {{{\text{С}}}^{{ \bullet }}}{\text{Н}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{СН}}{\kern 1pt} = {\kern 1pt} {\text{СН}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}-- \to \\ --{\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {{{\text{С}}}^{{ \bullet }}}{\text{Н}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{СН}}{\kern 1pt} = {\kern 1pt} {\text{СН}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{С}}{{{\text{Н}}}_{2}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} . \\ \end{gathered} $
Рис. 2.

Спектры ЭПР при 23°С (а–в) и при –196°С (г–е) пленки ПЭНП, облученной ускоренными 2 МэВ протонами дозой (протон/см2): 2.5 × 1014 (а, г), 4 × 1014 (б, д) и 8 × 1014 (в, е). В спектрах а–в приведена штрих – реконструкция теоретического спектра ЭПР аллильного радикала, а в спектрах в, е стрелками указаны синглетные линии шириной 4.1 мТ и 3.5 мТ соответственно.

ИСТОЧНИКИ ФИНАНСИРОВАНИЯ

Работа выполнена по теме № 0089-2019-0008 Государственного задания, № гос. регистрации АААА-А19-119041090087-4.

Список литературы

  1. https://otherreferats.allbest.ru/manufacture/00598127_0.htm 06012020

  2. Пикаев А.К. Современная радиационная химия: Твердое тело и полимеры: Прикладные аспекты. М.: Наука, 1987. 448 с.

  3. Carosena M., Giuseppe G, Umberto P. // Mater. and Manuf. Processes. 2003. V. 18. P. 135.

  4. Coffey T., Urquhart S.G., Ade H. // J. Electron Spectroscopy and Related Phenomena. 2002. V. 122. P. 65.

  5. Elsharkawy E.R., Hegazi E.M., Abd El megeed A.A. // International J. Materials Chemistry and Physics. 2015. V. 1. P. 384.

  6. Tabata Y. // J. Nuclear Materials. 1985. V. 133. P. 781.

  7. Foti A.M., Calcagno L., Baratta G.A., Spinella F., Strazzulla G. // Radiation Effects and Defects in Solids. 1990. V. 112. P. 61.

  8. Ziaie F., Anvari F., Ghaffari M., Borhani M. // Nukleonika. 2005. V. 50. P. 125.

  9. Qu B., Rarby B. // Polymer Engineering & Science. 2004. V. 35. P. 1161.

  10. Charlesby A., Woods R.J. // European Polymer J. 1965. V. 1. P. 161.

  11. Lyons B.J. // Nature. 1962. V. 195. P. 690.

  12. Иванов В.С. Радиационная химия полимеров. Л.: Химия, 1988. 320 с.

  13. Charlesby. A., Gould A.R., Ledbury K.J. // P. ROY. SOC. A. MATH. PHY. 1964. V. 277. P. 348.

  14. Johnson W.C., Lyons B.J. // Radiat. Phys. and Chem. 1995. V. 46. P. 829.

  15. Kim S., Nho Y. Ch. Controlling of Degradation Effects in Radiation Processing of Polymers. Vienna: IAEA, 2009. P. 85.

  16. Сирота А.Г. Модификация структуры и свойств полиолефинов. Л.: Химия, 1984. 150 с.

  17. Seguchi T., Hayakawa N., Yoshida, K. Tamura N. // Radiat. Phys. and Chem. 1995. V. 26. P. 221.

  18. Fiala T., Manas D., Manas M., Ovsik M. // Modern Machinery Science J. 2016. P. 1095.

  19. Аллаяров С.Р., Шаймухаметова И.Ф., Богданова С.А., Белов Г.П., Голодков О.Н., Диксон Д.А. // Химия Высоких Энергий. 2018. Т. 52. С. 273.

  20. Singh. A. // Radiat. Phys. and Chem. 1999. V. 56. P. 375.

  21. Ольхов Ю.А., Аллаяров С.Р., Смирнов Ю.Н., Ольхова О.М., Белов Г.П. // Химия высоких энергий. 2005. Т. 39. С. 428.

  22. Хенли Э., Джонсон Э. Радиационная химия. М.: Атомиздат, 1987. 317 с.

  23. Ohnishi S., Sugimoto S., Nitta I. // J. Polymer Sci. 1963. V. A1. P. 605.

  24. Киселев А.Г., Мокульский М.А., Лазуркин Ю.С. // Высокомолек. соед. 1960. Т. 2. С. 1678.

  25. Антонова Е.Д., Ахвледиади И.Г., Словохотова Н.А. // Высокомолек. соед. 1976. Т. Б18. С. 806.

  26. Милинчук В.К., Клиншпонт Э.Р., Пшежецкий С.Я. Макрорадикалы. М.: Химия, 1980. 264 с.

  27. Naheed N., Jahan M.S., Ridley M. // Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. B. 2003. V. 208. P. 204.

  28. Саенко В.С., Фельдман В.И., Тютнев А.П., Ихсанов Р.Ш., Нерето М.О., Баранова И.А. // Химия высоких энергий. 2011. Т. 45. С. 51.

  29. Тальрозе В.Л. // Изв. АН СССР. Сер. хим. 1959. С. 369.

  30. Segushi T., Tamura N. // J. Phys. Chem. 1973. V. 77. P. 40.

  31. Kashiwabara H., Hori Y. // Radiat. Phys. and Chem. 1981. V. 18. P. 1061.

  32. Финкелъ Э.Э., Брагинский Р.П. Радиационная химия полимеров / Под ред. В.А. Каргина. М.: Наука, 1973. С. 195.

  33. Пикаев А.К. // Химия высоких энергий. 2001. Т. 35. С. 403.

  34. Свиридов Д.В. // Успехи химии. 2001. Т. 71. С. 363.

  35. Svorcik V., Kolarova K., Slepicka P., Mackova A., Novotna M., Hnatowicz V. // Polymer Degradation and Stability. 2006. P. 1219.

  36. Зырянов С.С., Кружалов А.В., Нешов Ф.Г., Рябухин О.В. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2015. С. 57.

  37. https://stimul.online/news/novyy materialdlyazashchitykosmonavtovotradiatsii/08012020

  38. Ольхов Ю.А. Аллаяров С.Р., Смирнов Ю.Н., Ольхова О.М., Кисперт Л.Д., Трешер Ж. С., Диксон Д.А., Никелс Д.Е. // Химия высоких энергий. 2007. Т. 41. С. 488.

  39. Ольхов Ю.А., Аллаяров С.Р., Кочеткова Г.В. // Сборник научных трудов: “Соединение фтора. Химия, Технология, применение”. Санкт-Петербург: Теза, 2009. С. 227.

  40. Jurkowski B., Olkhov Y.A. // Thermocchimica Acta. 2004. V. 414. P. 243.

  41. Ферри Дж. Вязкоупругие свойства полимеров. М.: Изд во иностр. лит., 1963. С. 38.

  42. Beaman R.G. // J. Pol. Sci. 1952. V. 9. P. 470.

  43. Kashiwagi M. // J. Chem. Phys. 1962. V. 36. P. 575.

  44. Молин Ю.Н., Корицкий А.Т., Шамшев В.Н., Бу-бен Н.Я. // Высокомолек. Соед., 1962. Т. 4. С. 690.

  45. Словохотова H.A., Карпов В.Л. Сборник работ по радиационной химии. Отв. ред. Н. А. Бах. М.: Изд-во Акад. наук СССР, 1955. С. 196.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Химия высоких энергий

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал