книги из ГПНТБ / Конкин, А. А. Углеродные и другие жаростойкие волокнистые материалы
.pdfВ описанных способах предусматривалось получение углерод ного волокна в условиях свободной усадки, поэтому не исключена возможность, что при вытягивании волокна на основных стадиях процесса или при предотвращении усадки могут быть достигнуты более высокие механические показатели. Это подтверждается при мерами получения углеродного волокна из других видов сырья
(см. гл. 2 и 3).
Следует отметить, что низкомодульное углеродное волокно, по лученное из ПВС-волокна, обладает достаточно высокими физико механическими показателями и оно может найти применение в тех же областях, что и волокна, вырабатываемые из другого сырья; решающим при этом являются технико-экономические показатели.
4.2. ВОЛОКНО САРАН
Сообщение о получении углеродного волокна из волокна саран появилось недавно [6]. Процесс превращения сарана в углерод со стоит из трех стадий: окислительного дегидрохлорирования, кар бонизации и графитации.
Сырьем для получения волокна служил сополимер винилиденхлорида и
винилхлорида молярного состава 83 : |
17. В |
исходном полимере*’ содержалось |
5% пластификатора (диэтилфталат) и |
2,5% |
стабилизатора (фениленлицилат). |
В некоторых опытах из исходного полимера эти компоненты удалялись. Волок но формовалось из расплава на микростенде и затем подвергалось четырех кратному вытягиванию. Монони.и имели диаметр 60 мкм. В процессе вытяги вания происходили кристаллизация полимера и ориентация волокна. Микро скопическими исследованиями установлено, что волокно имело фибриллярную структуру.
Предварительная термическая обработка (температура 140°С) волокна саран на воздухе проводится до выделения 50% НС1 (от теоретического), на что затрачивается около 5 суток. Для сохра нения постоянной длины волокно обрабатывается под натяжением. Далее температура повышается до 180 °С, и при этой температуре волокно выдерживается в течение 12 ч. За это время степень раз ложения полимера (отщепление НС1) достигает 70%. Если терми ческую обработку волокна проводить в азоте, то при попытке со хранения постоянной длины уже на ранней стадии процесса (сте пень разложения 15%) происходит обрыв волокна.
На первой стадии термической обработки отщепляется НС1 с образованием диеновых связей:
но° с
------- СН2-СХ С 1------- ---------- |
> - |
------- С Н =С Х |
------- + НС1 |
где X — атом водорода или хлора. |
|
|
|
Для полимера состава 83: 17 указанная реакция завершается, |
|||
когда потери массы достигают |
54%; при температуре 180 "С поте |
||
ри массы составляют 73%. |
|
анализа, |
при потерях массы |
По данным микроскопического |
33% фибриллы в волокне не обнаруживаются; по данным рентге-
неструктурного анализа, кристалличность полимера заметно уменьшается при потерях массы всего лишь 9%, полная аморфизация наступает при потерях массы 47%. В среде азота амортиза ция происходит при меньших потерях массы (около 20—30%).
В результате обработки на воздухе сохраняется волокнистая форма полимера. Продукт после обработки становится неплавким. Изменение свойств полимера указывает на образование межмоле кулярных связей, возможно, вследствие рекомбинации радикалов:
------- СН—СС12------- |
------- СН—СС12------- |
---- *- |
I |
------- СН—СН2------- |
------- С Н -С Н 2-------- |
Так как термическая обработка на воздухе и в азоте сопровожда ется различными реакциями, свойства волокна изменяются по-раз ному. В присутствии кислорода воздуха наблюдаются более глу бокие превращения полимера с частичным распадом связей основ ной цепи и интенсивным образованием связей между фрагментами структуры. В такой системе создаются благоприятные условия для релаксации напряжений, возникающих при окислении, поэто му волокно не обрывается. При термической обработке в азоте об разуются более жесткие структуры, при этом под влиянием воз никающих напряжений, релаксация которых затруднена, происхо дит обрыв волокна.
Уже на ранних стадиях окисления в полимере обнаруживаются карбониль ные группы, которые образуются в результате следующих реакций:
|
|
|
|
ОО- |
|
СН2СС1СН=СС1СН2 |
+ 0 2 |
к |
I |
RH |
|
------ СН2_СС 1СН =С С 1СН 2------ |
------- |
||||
|
|
ООН |
|
|
|
-----> • |
|
! |
|
|
|
СН2-СС 1СН =СС 1СН 2— — |
|
||||
|
|
о- |
|
он |
|
|
|
|
|
|
|
- ► ------ |
СН2—СС1СН=СС1СН2------- |
|
|||
_ ► ------ |
СН2 + 0=С С 1С Н =С С 1С Н 2------- |
|
|||
или |
|
|
|
|
|
------ СС12СНСС1=СНСС12--------- |
( - 0 2 ----- |
> - |
------ СС12 + 0 = С Н С С 1 = С Н С С 1 2------ |
||
ООН |
|
|
|
|
|
-------CH j—СС1СН=СС1СН2------- |
+ |
0= С Н С С 1= С Н С С 12--------------- |
>- |
||
-— >. 0 = С —СС1=СНСС12------- |
+ |
-------- |
СН2—СС1СН=СС1СН2------ |
|
|
I |
|
|
|
I |
|
ОН |
|
|
|
ОН |
|
213
Б результате декарбоксилирования происходит сшивка цепей по схеме:
0 = С —СС1=СНСС12------- |
|
|
ОН |
|
------- СН=СС1 |
~h ------ |
>- |
^ С —О 4" С 0 2 -Ь Н20 |
0 = С —СС1-СНСС12------- |
|
------- СН=СС1 |
I
он
В процессе карбонизации наблюдается дальнейшее отщепление НС1 с на ращиванием сопряженных систем. Одновременно с этим по реакции Дильса — Альдера происходит структурирование, которое, как это установлено для поливинилхлорида, сопровождается выделением НС1:
II |
1 |
II |
|
1 |
|
НС |
НС |
СН |
|
СН |
|
\ |
СС1 конденсация |
\ |
/ |
\ |
отщепление НС1 |
СС1 |
LKJ |
СС! |
|||
II _|_ |
| |
г |
1 |
II |
~ * |
СН |
СН |
НС |
СН |
|
|
/ |
/ / |
/ |
\ |
/ |
|
С1С |
С1С |
СС1 |
СС1 |
|
СН С
+ 3HCI
Ароматизация углерода начинается при степени разложения 47% , а отра
жение от плоскостей 10 0 и 0 0 2 , |
указывающее |
на возникновение турбостратной |
формы углерода, происходит, |
когда степень |
разложения (после выделения |
НС1) достигает 90% . |
|
|
Исследован термический распад поливинилиденхлорида, сополимера винилиденхлорида с винилхлоридом и хлорированного поливинилхлорида с 1,1- и 1,2-расположением атомов хлора в элементарном звене [7—9]. Интенсив ный термический распад хлорсодержащих полимеров, судя по выделению ле тучих продуктов, наблюдается в узкой области температур (рис. 4.5). Макси мальную скорость выделения летучих имеет поливинилиденхлорид; сополимер
начинает разлагаться при более низких температурах. |
хлорсодержащие |
|||
По |
изменению |
относительной скорости деструкции |
||
карбоцепные полимеры располагаются в |
следующий ряд: |
поливинилхло |
||
рид < |
хлорированный |
поливинилхлорид < |
сополимер винилхлорида с винил- |
иденхлоридом (состав 31,5 : 68,5 мол.% ). Таким образом, наиболее высокую тер мическую стабильность имеет поливинилхлорид, наименьшую — сополимер; хло
рированный |
поливинилхлорид занимает промежуточное положение [10]. |
Образо |
||
вание ароматических |
плоскостей (рефлексы |
10 0 ) и агрегация их в |
пакеты |
|
(рефлексы |
002) для |
поливинилиденхлорида |
начинаются при 400 °С. |
Методом |
инфракрасной спектроскопии установлено, что в продуктах, подвергнутых обработке выше 360 °С, имеются хлорсодержащие полиеновые структуры ■ —СС 1=СН —СС1=СН2, участки цепей с тройными и кумулированными двойными связями. Содержание в полиеновых структурах объемного атома хлора, по мнению Касаточкина и сотрудников, препятствует диеновому син тезу, поэтому цепная структура сохраняется до высоких температур. Подобная трактовка не совпадает с представлением, развиваемым Боихером и сотр. [6 ],
214
о структурировании полимера по реакции Дильса — АльдераОбе точки зре ния не имеют экспериментального подтверждения, но из общих соображений следует отдать предпочтение мнению авторов работы [6 ].
С повышением температуры образуются жесткие термостойкие участки полиенового и кумуленового типа, часть из которых внедряется между плоско стями, препятствуя тем самым гомогенной графитации углерода. Характерно, что из ПВХ хлор полностью удаляется при 400 °С, тогда как в хлорированном
Рис. 4.5. Дифференциально-термо- гравиметрические кривые выделе ния летучих веществ (ДУ) в про цессе нагревания хлорсодержащих полимеров (среда — азот, скорость
нагрева 2 рС/мин):
1 — сополимер винилиденхлорида с ви нилхлоридом; 2 — хлорированный поли винилхлорид; 3 — поливинилиденхлорид.
О |
200 400 |
600 |
t ,°C
ПВХ хлор сохраняется до 700 °С. В последнем случае при наличии 1,1- и 1,2-за мещений в исходном полимере, видимо, возникают фрагменты структуры типа
> С =С С 1— .
Структурно-химические превращения полимера на стадиях окисления и карбонизации обусловливают изменение механических свойств волокна. Прочность вначале снижается, затем в широком диапазоне степени превращения полимера мало изменяется и лишь с момента образования углеродных структур начинает увеличи ваться. В отличие от прочности модуль Юнга вследствие образо вания межмолекулярных связей в процессе окисления почти не меняется; с повышением температуры он увеличивается примерно так же, как прочность (рис. 4.6). Кривые нагрузка — удлинение для волокна саран, подвергнутого окислению, имеют вид, типич ный для пластичных материалов. После карбонизации при степени превращения выше 67% эта зависимость выражается прямыми, характерными для развития деформации твердых тел (рис. 4.7).
Карбонизованное углеродное волокно по типу структуры отно сится к стеклоуглероду.
Характерной особенностью углеродного волокна, полученного из сарана, является развитая поверхность, составляющая около 770 м2/г; при удалении из волокна саран пластификатора актив ная поверхность возрастает до 1000 м2/г; Поры размером 10—20 А образуются на стадии карбонизации волокна саран (более подроб но пористость волокна рассмотрена в работе [11]). Согласно лите ратурным данным [12], для порошка саран интенсивное образо
215
вание пор происходит при степени разложения полимера выше 50%, причем пористость возрастает пропорционально степени раз ложения. В отличие от волокна в углероде, приготовленном из по рошка, имеются микро- и макропоры [11].
Прочность и модуль Юнга углеродного волокна, полученного из сарана, обработанного на первой стадии на воздухе, составля ют 34 кгс/мм2 и 2800 кгс/мм2 соответственно; если же исключить
Рис. 4.6. Зависимость прочности (1) и модуля Юнга (2) от степени разложения волокна саран.
предварительное окисление и проводить карбонизацию волокна саран в инертной среде, то получается углеродное волокно с более низкими механическими показателями (прочность 14 кгс/мм2, мо дуль Юнга 2100 кгс/мм2). Эти данные служат дополнительным подтверждением положительного влияния структурирования поли мера, протекающего в процессе термоокислительной деструкции, на свойства углеродного волокна.
Волокнистая форма углерода, полученного из сарана, относится к неграфитирующимся формам углерода, но на стадии графитации при 2500 °С происходят структурные превращения, приводящие к увеличению размеров кристаллитов. Так, например, при термиче
ской обработке волокна от 850 до 2500°С размер La увеличивает |
|
ся с 31 до 60 А |
(определено по отражению от плоскости 100), Lc со |
ставляет 37 А |
(определено по отражению от плоскости 002), а меж |
плоскостное расстояние <7=3,54А . Поданным Франклин [13], меж плоскостное расстояние в углероде, полученном из поливинилиденхлорида, равно 3,44А ; углерод из сарана имеет более мелкие кристаллиты, чем углерод, полученный из поливинилиденхлорида. Существует и принципиальное отличие углерода, приготовленного из поливинилхлорида и сарана, которое состоит в том, что первый
способен к гомогенной |
графитации, тогда как второй относится |
к неграфитирующимся |
формам углерода. Авторы работы [6J это |
216
различие связывают с тем, что в процессе карбонизации из поли винилхлорида образуются переходные формы углерода, претерпе вающие пластическую деформацию, тогда как углерод из сарана ведет себя как твердое тело (рис. 4.7).
При нагревании карбонизованного волокна до 2100°С его сво бодная поверхность уменьшается до 8 м2/г; при этом поры не
Рис. 4.7. Кривые нагрузка — удли нение для волокна саран при раз ной степени разложения (цифры на прямых) на стадии карбонизации.
залечиваются, а закупориваются, о чем свидетельствует низкая плотность волокна (1,2— 1,3 г/см3). По данным рентгеноструктур ного анализа, плоскости кристаллитов ориентированы вдоль оси волокна. В результате графитации механические свойства волок на мало изменяются (прочность 40 кгс/мм2, модуль Юнга
3730 кгс/мм2).
|
В патенте [14] описываются условия получения углеродного волокна из |
|||
волокна саран: окисление при |
160 °С в течение 48 |
ч, карбонизация при 1550°С |
||
и |
графитация при |
2500 °С. |
Графитированное |
волокно имело прочность |
42 |
кгс/мм2, модуль |
Юнга 7700 кгс/мм2. |
|
По сравнению с другими углеродными волокнами углеродное волокно, полученное из волокна саран, характеризуется низкими механическими показателями. Следует, однако, учитывать, что ав торы работы [6] получали углеродное волокно большого диамет ра, а для большинства жаростойких волокон диаметр существен но сказывается на прочности волокна; к тому же высокая пори стость волокна снижает его прочность. Вместе с тем высокая пористость является специфическим свойством этого волокна и мо жет предопределить особые области его применения.
4.3.ДРУГИЕ ХИМИЧЕСКИЕ ВОЛОКНА
Влитературе довольно обстоятельно освещены закономерности превращения в углеродные волокна полиакрилонитрильного, цел люлозного и поливинилспиртового волокон; о других химических
217
и природных волокнах упоминается во многих патентах, но описа ние дается в общем виде, зачастую без характеристики конечных продуктов; целью таких описаний, по существу, является утверж дение приоритета заявителей. Серьезных научных работ опубли ковано мало. Это, видимо, объясняется тем, что основное внима ние уделялось перспективным видам сырья (ПАН-волокно, вискоз ное волокно); обнадеживающих результатов по превращению других видов волокон в углеродное пока еще не получено. Возмож но, что еще не найдены оптимальные условия переработки других типов волокон в углеродное волокно. Поиски в этом направлении продолжаются.
Изекиль и Спейн [15] считают, что любое волокно, дающее вы сокий выход коксового остатка, можно рассматривать как потен циальный материал, пригодный для получения углеродного волок на. С подобным мнением нельзя согласиться, так как помимо вы хода углерода не менее важную роль играют другие факторы.
Попытки получения углеродных волокнистых материалов пред принимались при использовании в качестве исходного сырья во локон на основе алифатических и ароматических полиамидов, аро матических полиэфиров, гетероциклических термостойких полиме ров, полиэтилена и др.
Для волокон из полимеров, плавящихся или размягчающихся при повышенной температуре, обязательным является' предвари тельное окисление волокна для превращения его в неплавкое со стояние, после чего волокно можно подвергнуть карбонизации. Под влиянием кислорода воздуха происходит частичная окисли тельная деструкция и структурирование; кроме того, присоеди ненный кислород облегчает дегидрирование полимера в процессе карбонизации.
Окисление — наиболее ответственная и сложная операция, оп ределяющая свойства конечного продукта, — проводится при тем пературе ниже температуры плавления полимера. Температурно временные параметры должны обеспечить равномерное окисление волокна по всему объему. Для каждого полимера существует оп тимальное содержание химически связанного кислорода. При не достатке кислорода волокно в процессе карбонизации претерпе вает глубокую деструкцию, в результате чего снижается выход углерода и получается формонеустойчивый материал. По мере увеличения присоединенного кислорода до определенного предела возрастают прочность и модуль Юнга углеродного волокна. При избытке кислорода снижается выход углерода и получается хруп кое углеродное волокно. Параметры окисления подбираются опыт ным путем. Предварительную полезную информацию дает ТГАанализ окисленного волокна, проводимый в инертной среде.
Известно, что при окислении из-за деструкции полимера снижа ются ориентация, степень кристалличности и механические свой ства волокна. Поэтому окисленное волокно должно обладать до статочно высокими физико-механическими показателями, обеспе-
218
|
Т а б л и ц а 4.1. Свойства углеродных |
волокон, полученных |
||||
|
на основе волокна из полиамида Х-101 |
|
||||
|
Образец |
ная темпе Усадка, |
Плот |
Прочность, |
Модуль Юнга |
|
|
|
|||||
№ п/п |
внешний вид |
ратура, |
% |
ность, |
КГС/ММ 2 |
£ • 1 0 - 3 , |
°С |
Г /е м З |
|
КГС/ММ2 |
|||
1 |
Серый, блестящий, жест |
980 |
17,6 |
1,61 |
40,10+6,90 |
3,09+0,352 |
|
кий ’ |
|
|
|
|
|
2 |
То же |
10 0 0 |
14,6 |
— |
42,90 |
3,66 |
3 |
Серый |
10 0 0 |
6,3 |
1,63 |
37,30+12,90 |
3,44+0,352 |
4 |
Черный, блестящий, |
10 0 0 |
— |
1,58 |
52,00+22,80 |
3,80+0,633 |
5 |
10 0 0 |
1 2 , 2 |
1,64 |
36,60+18,50 |
3,80+0,422 |
|
|
эластичный |
|
|
|
|
|
6 |
То же |
1 0 1 0 |
3,8 |
— |
47,60+19,30 |
8,16+0,246 |
7 |
Матово-черный |
915 |
16,3 |
— |
44,30+5,55 |
6,61+0,562 |
чивающими возможность его дальнейшей переработки и получения углеродного волокна. Создать такие условия оказалось до вольно трудно.
Объектом исследования в работе Изекила [16] служило волок но из ароматического полиамида марки Х-101 (типа «номекс») фирмы «Monsanto Со.». Использовалась нить толщиной 33 текс, состоящая из 30 элементарных волокон. По данным ТГА, при тер мической обработке волокна в среде гелия (температура 1000°С) выход коксового остатка составлял 42%.
Условия окисления волокна подбирались эмпирически и оце нивались по свойствам углеродного волокна. В зависимости от ре жима окисления цвет волокна изменялся до пурпурно-черного и черного.
Карбонизация проводилась в токе азота при конечной темпера туре от 915 до 1000 °С.
В табл. 4.1 приводятся свойства полученных углеродных воло кон. Из таблицы видно, что карбонизованное волокно имеет низкие механические показатели. Максимально достигнутая прочность не превышает 52 кгс/мм2, а модуль Юнга — 8160 кгс/мм2. К тому же отмечается большой разброс механических свойств волокна. Зна чение плотности примерно такое же, как для других углеродных волокон.
Полученные волокна были полыми, видимо, потому, что окис ление проходило не на всю глубину волокна и при карбонизации внутренняя часть материала выгорала.
Карбонизованное волокно подвергалось графитации до конеч ной температуры 2500—2800 °С. Механические свойства графитированного волокна по сравнению с карбонизованным либо остава лись теми же, либо ухудшались. Графитированное волокно оказа лось очень хрупким, и отделить элементарные волоконца для ис пытания было очень трудно. Прочность волокна 4,43—33,7 кгс/мм2, модуль Юнга 630—3440 кгс/мм2. Неожиданным оказалось сниже
219
ние модуля Юнга, так как графитацпя, как правило, способствует увеличению этого показателя. Снижение модуля Юнга могло быть связано с низким качеством карбонизованного волокна, поступив шего на графитацию.
Данные рентгеноструктурного анализа показали, что волокно состоит по меньшей мере из двух фракций: высокоориентирован ной с межплоскостным расстоянием 3,35—3,37 А и слабоориенти рованной с межплоскостным расстоянием 3,42—3,44 А.
Автор [16] полагает, что при преодолении ряда трудностей, осо бенно на стадии окисления, из ароматических полиамидов удаст ся получить углеродное волокно с высокими механическими пока
зателями. |
|
НТ-1 (но- |
Между тем в работе [15] указывается, что волокно |
||
мекс) при карбонизации полностью сгорает, |
но никаких результа |
|
тов исследования не приводится. |
|
|
Сведения о получении углеродных волокон из других полиами |
||
дов имеются в ряде патентов [17— 19]. |
Окисление |
в зави |
симости от природы полимера рекомендуется проводить в интер вале температур 200—350 °С под натяжением. В патенте [17] опи сан процесс получения углеродного волокна из полиамидного волокна 6Т. Волокно толщиной 0,33—0,55'текс окисляется на возду хе при 315 °С в течение 90 мин. В результате графитации получено волокно с прочностью 70 кгс/мм2 и модулем Юнга 7-103 кгс/мм2. В другом патенте [18] указывается, что окисление волокна прово дилось в две стадии: вначале при 180 °С в течение 20 ч, а затем
при постепенном повышении температуры от |
180 до 230 °С также |
в течение 20 ч. Графитация осуществлялась |
при 2800 °С. Для со |
кращения продолжительности окисления в волокно вводили окис лители [19].
Исследовалась также возможность получения углеродного во локна из волокна найлон 6,6 [19]. Окисление проводилось на рам ке при 220 °С в течение 40 ч; затем на той же рамке волокно под вергалось карбонизации (конечная температура 1000°С, скорость подъема температуры 150°С/ч) в среде водорода; полученное уг леродное волокно имело диаметр 13— 16 мкм, прочность 33— 70 кгс/мм2 и модуль Юнга 9000— 17 500 кгс/мм2. Дальнейшая тер мическая обработка волокна до конечной температуры 1400°С проводилась в вакууме в течение 1 ч. После этой операции волок но характеризовалось большим разбросом механических показа телей: прочность изменялась в пределах 29— 150 кгс/мм2, модуль Юнга — в пределах 11 200—23 900 кгс/мм2.
В пантенте [20] также описывается способ получения углерод
ного волокна из волокна найлон и ароматического полиэфирного волокна.
Волокно найлон толщиной 0,66 текс под натяжением окисля лось при температуре 160°С в течение 96 ч. Конечная температу ра карбонизации равнялась 1000°С, скорость нагрева составляла '00 °С/ч. В этих условиях получено углеродное волокно с высоким
U2Q
выходом (45% от массы исходного волокна). Указывается, что во локно имеет гладкую поверхность, круглое сечение, но свойства не приводятся.
Таким образом, из полиамидных волокон еще не получены уг леродные волокна удовлетворительного качества.
Во Франции запатентован [21] способ получения углеродного волокна из поли-п-фенилена
П
В |
работе |
использовалось |
модельное волокно, |
сформованное |
из расплава |
полимера при температуре 250—268 °С. |
Диаметр во |
||
локна |
0,075— 1,6 мм, длина 90 |
см. Волокно гладкое, |
но из-за низ |
кого молекулярного веса полимера и большой жесткости макро молекул очень хрупкое. При добавлении к полимеру 5% графита облегчаются условия формования волокна. В результате карбони
зации (конечная температура обработки 800— 1400°С) |
получено |
углеродное волокно с очень низкой прочностью — всего |
14 кгс/мм2 |
и невысоким модулем Юнга — 3500 кгс/мм2. |
|
Полиэтиленовое волокно характеризуется высоким содержани ем углерода, но под влиянием теплового воздействия претерпева ет глубокую деструкцию. При введении в полимер сажи происхо дит его структурирование, и в таком виде его можно подвергнуть
карбонизации |
[22]. |
композиции, состоящей |
Исходное |
волокно приготовлялось из |
|
из 100 вес. ч. |
полимера и 200 вес. ч. сажи |
с частицами размером |
1мкм.
Врезультате карбонизации получено углеродное волокно с низ кой прочностью (20 кгс/мм2) . При очень высоком содержании са жи в волокне становится неясным, как влияет полиэтилен на выход
углерода.
Более склонны к образованию углерода ненасыщенные али фатические полимеры; при переходе к ароматическим соеди нениям выход коксового остатка повышается еще в большей сте пени.
Для ненасыщенных алифатических соединений это связано с тенденцией их перехода в сетчатые полимеры. Однако переработка подобных полимеров в волокна зачастую затруднена из-за неплавкости и нерастворимости сетчатых (или лестничных) полимеров. Для этих полимеров, так же как и для гетероароматических по лимеров типа полиимидов и. др., применяется двухстадийный син тез. Из 1,4-бутадиена вначале получается 1,2-полибутадиен, а за тем обычными приемами изготовляется волокно, перерабатываемое в ткани. Затем волокно (ткань) в набухшем состоянии обра батывается катионными катализаторами с последующим дегидри рованием и переводом в нерастворимый и неплавкий полимер ле-
221