Добавил:
ivanov666
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Инновационные методы синтеза органических веществ. Учебное пособие
.pdf
51
ной деформации у высокоориентированных нитей амидного ряда, выяснение
характера ее накопления на различных уровнях нагружения, деформирования
и в различных температурных условиях, а также изучение молекулярных и
надмолекулярных структурных изменений, обусловливающих возникновение
этих деформаций.
Для полимерных арамидных материалов, в частности волокон и волокнистых материалов, характерно относительно быстрое старение. Старение в общем
случае происходит в результате протекания процессов хемо- и механохимиче-
ской деструкции; возможно также протекание процессов структурирования
(сшивки). Изделия из арамидных волокон предназначены для использования в
условиях воздействия высоких температур, поэтому стабильность размеров в
этих условиях является важнейшим эксплуатационным показателем. Результаты
исследований физико-механических свойств полиамидов различной химической
природы показывают, что экспериментальные данные по стабильности волокно-
образующих полимеров, волокон и материалов, выявленные закономерности су-
щественно зависят от условий испытаний.
Е. С. Цобкалло исследован остаточный компонент деформации ряда волокон, в том числе на основе жесткоцепных полимеров (армос, терлон),
среднежесткоцпных (фенилон) и гибкоцепных (капрон), на релаксометре деформаций марки Instron, а также с помощью прибора 50ХС с микроскопической приставкой Nicolet IR-Plan TM, Spectra Tech. На основе анализа семейств
кривых «ползучесть – восстановление», снятых в широком диапазоне нагрузок
и деформаций, и серии «релаксация напряжений – восстановление», данных
ИК спектроскопии в области валентных колебаний групп NН 3 300–3 440 см-1
установлено, что для нити армос при температуре 20
о
С и заданной деформа-
ции 1,5 % имеет место практически полное восстановление размеров нити, при
80–100
о
С наблюдается существенное увеличение остаточного компонента уже
на ранних стадиях деформации. Выссказано предположение, о том, что изменение остаточного компонента связано с удалением влаги и разрушением
межмолекулярных связей по типу «полимер – вода – полимер». Исследования
с высушенной нитью армос (кондициионная влажность нити армос 3,5–4,3 %)
показали, что удаление влаги приводит к разрыву водородных связей, которые
препятствуют скольжению элементов структуры волокна друг относительно
друга, а водородные связи по типу «полимер-полимер» не образуются из-за
удаленности соответствующих пар атомов структурных звеньев. На участке
деформации от 0,5 до 1,5 %, полагают, происходит ориентация и образование
новых межмолекулярных связей «полимер – полимер». Структурные процес-
сы, определяющие восстановительные свойства в этом интервале, сходны с
процессами, происходящими на первом участке малых деформаций кондиционированной нити. При относительном удлинении более 1,5 % накопление
остаточной деформации у кондиционированной и высушенной нитей носит
схожий характер, наблюдается интенсивное увеличение остаточного компонента деформации. Таким образом, вероятно, деформация более 1,5 % доста-
52
точна для разрыва межмолекулярных связей и проскальзывания элементов
надмолекулярной структуры. При малой деформации сближение молекул создает условия для образования новых водородным связей, которые фиксируют
элементы структуры в новом состоянии. Аналогичные исследования были
проведены на нити терлон, полученной из жесткоцепного полимера (степень
кристалличности – 80 %), в то время как волокно армос имеет мезоморфное
строение, т. е. четкие кристаллические области могут быть не обнаружены, не-
смотря на очень высокую степень ориентации его структуры. Установлено,
что для волокна терлон влага не оказывает существенного влияния на восста-
новительные свойства. Различие в востановительных свойствах нитей армос и
терлон можно связать с кристаллическим и мезаморфным строением полимеров, из которых они получены и наличием в армосе полярных групп третичного азота. Сравнение ИК-спектров армоса и терлона позволило отметить, что
плечо при 3 400 см-1 в спектре нити терлон выражено слабее, что свидетельствует о высокой степени кристалличности. Терлон менее гидрофилен, так как
молекулы воды находятся только в аморфных областях. Поэтому можно предположить, что большинство водородных связей в молекуле волокна терлон
образовано по типу «полимер – полимер». По данным работы Е. П. Краснова,
в кристаллических полимерах водородные связи гораздо слабее, чем в мезо-
морфных, что подтверждается ИК-спектрами исследуемых образцов. Так, в
ИК-спектре нити терлон полоса валентных колебаний связанных групп NН
более узкая, чем в спектре армоса, и появляется при частоте 3 330 см
свидетельствует о более слабых водородных связях у терлона. При 80
-1
, что
о
С происходит разрушение межмолекулярных связей, и дальнейшее повышение температуры не приводит к изменению характера накопления и величины остаточной деформации. Таким образом, если при комнатной температуре характер накопления остаточной деформации у нитей армос и терлон схож, то по-
вышение температур выше температуры испарения связанной влаги поразному влияет на восстановительные свойства. В отличие от армоса и терло-
на нить фенилон получена из среднежидкоцепного полимера полимера – по-
лиметафениленизофталамида (сегмент Куна 3–10 нм), что во многом определяет его механические свойства. Жесткость молекул обусловлена наличием в
элементарном звене бензольного кольца. Однако метаположение амидной
группы не позволяет достичь такой же высокой степени жесткости макромолекулярных цепей, как у полипараамидов. Фенилон не обладает большой степенью ориентации структуры, что проявляется в высоком значении удлинения
при разрыве 20 %, существенным изменением механических свойств этой нити после предварительного растяжения. Слабая ориентация структуры определяет и механическое поведение нити. По данным В. А. Кварацхелия, увеличе-
ние остаточной деформации, наблюдаемое у нити фенилон 5 %, обусловлено
перестройкой структуры, происходящей, прежде всего, в результате ориентационных процессов и конформационных изменений. Величина и характер
накопления остаточной деформации у нити фенилон мало изменяется с повы-
53
шением температуры. Такое поведение объясняется автором рыхлой структу-
рой поверхности нити, вследствие чего большая часть влаги легко удаляется,
не оказывая существенного влияния на межмолекулярное взаимодействие в
объеме нити. Это подтверждается и данными ИК-спектроскопии, согласно ко-
торым повышение температуры не приводит к изменению количества водо-
родных связей.
В последние годы выполнен большой объем работ, направленных на получение объективной информации об уровне потребительских свойств термостойких высокопрочных волокон и нитей ведущих мировых производителей.
Исследованы разрывные характеристики нитей Kevlar 29 к Kevlar 49, а также
полибензимидазольных нитей при низкой (0,2 % в с) и высокой
(80 000 % в с) скорости деформирования при температуре от – 18,3 до
426,7 °С. При проведении исследований основное внимание уделялось влия-
нию крутки на разрывную нагрузку нитей, а также их прочности в узле и петле
при разных уровнях деформации изгиба, крутки и поперечного сжатия. В качестве дополнительных параметров использовали скорость поперечного воз-
действия и динамический модуль.
Проводились исследования физико-механических и термо-деформационных свойств нитей. Исследовалось поведение нитей Kevlar различных марок при циклическом растяжении с малой скоростью и температурой 21 и
204 °С. Особое внимание уделялось характеру зависимости нагрузка – дефор-
мация при кручении испытуемых нитей, включая прочность их в узле и в петле при различных уровнях деформации на изгиб, крутки и поперечного сжа-
тия. Известны результаты исследования влияния различных видов термообра-
ботки на структуру и механические свойства полифенилентерефталамидных
нитей Kevlar 49. При проведении исследований нить подвергали обработке
при температуре от 150 до 500
разца, а также термическому старению при температуре 150
о
С при фиксированной и свободной длине об-
о
С в течение
от 1 до 150 дней. Для оценки структуры нити использовали метод широкоугловой дифракции рентгеновских лучей, термогравиметрический анализ, дифференциальный термический анализ и метод электронной сканирующей микроскопии. Показано, что при температуре 400 °С кристалличность нити со-
ставляет 81 %. Прокаливание нити в свободном состоянии при той же температуре обеспечило уровень кристалличности нити 77 %. Термостарение в течение первой недели не оказало существенного влияние на кристалличность
нити и модуль упругости первого рода. Разрывные нагрузки и удлинение по
мере повышения температуры прокаливания уменьшались. Полученные результаты использовались для получения модели поведения тканей и нитей
Kevlar и HТ 4 при воздействии лучистого теплового потока.
Структурно-механические характеристики арамидных волокон позволя-
ют применять эти волокна в качестве армирующих наполнителей полимерных
композитов, которые могут использоваться для изготовления облегченных
элементов конструкций летательных аппаратов, так как конструкционные ма-
54
териалы способны выдерживать длительные вибрационные и акустические
нагрузки. Эти материалы выдерживают высокоэнергетическое механическое
воздействие и воздействие высокоскоростного баллистического удара. Наиболее высокие результаты достигаются в случае предельно ориентированного
арамидного волокна. Тыльные слои ткани способны удерживать баллистическое тело. В надмолекулярной структуре происходит выравнивание и перераспределение напряжений в нитях, ударный импульс снижается до минимума, в
результате ткань деформируется, но не разрушается. Ценные эксплуатацион-
ные характеристики и физико-химические свойства пара- и метаизомеров в
значительной степени определяются их надмолекулярной структурой.
В последние годы исследования и производство полимерных нитей были
ориентированы на получение высокопрочных нитей с идеальной ориентацией
молекулярных цепей в твердом состоянии. Нити Kevlar обладают высокими
механическими показателями, но эти нити показывают низкую прочность при
сжатии, которая на 20 % ниже прочности при растяжении, а модуль сдвига на
2 % ниже её и значительно ограничивает сферу применения нитей в производстве композиционных материалов. Установлено, что волокна включают в себя
микрофибриллы, фибриллы и макрофибриллы с диаметром – 0.05, 0.5 и 5 мкм
соответственно. При этом диаметр нити составляет 12 мкм. Такие нити с хо-
рошо развитой фибриллярной структурой обладают очень низкой межфибриллярной адгезией, что снижает их прочность на сжатие. Исследован способ
проникновения полимерного материала вглубь арамидных нитей для межфибрильной адгезии и повышения механических свойств нитей. Инфильтрат-
ная технология позволяет повысить прочность нитей на сжатие до 33 %.
Параарамидные волокна «Технора», «Кевлар-29», «Кевлар-129» и «Тварон» (Микрофиламент) имеют высокие прочность и модуль упругости. Волокно «Технора» обладает преимуществом перед перечисленными аналогами:
разрывное удлинение достигает 5 %, прочность волокно «Технора» характери-
зуется высокими показателями прочности при больших скоростях деформа-
ции, повышенной ударной вязкостью. Но устойчивость волокна «Технора» к
горению несколько ниже, чем у волокон указанных марок, кислородный ин-
декс (Ки) около 25 %, в то время как у «Кевлара» и «Тварона» около 31 %.
Волокно СВМ по способу получения, фазовому состоянию, эластиче-
ским свойствам сравнимо с «Технорой», но СВМ обладает большей прочно-
стью и модулем упругости (на 15–20 %.) и более высоким Ки (30–31%), благо-
даря чему оно отличается от «Технора» более высокими защитными свойствами.
Сверхпрочное волокно СВМ относится к классу жесткоцепных полиге-
тероариленов. Благодаря особым приемам формования по мокрому или сухому методам, ориентация макромолекул происходит в процессе образования
нити, а поэтому даже без дополнительного вытягивания волокна его прочностные свойства превосходят уровень прочности таких волокон, как капрон и
55
лавсан. Прочность комплексной нити в мокром состоянии отличается от проч-
ности сухой нити всего на 4 – 5 %.
Волокно «Армос» среди всех известных арамидных волокон отличается
самой высокой прочностью (до 5 500 МПа) и модулем упругости (до 145 ГПа).
К сожалению, при ткачестве оно в большой степени теряет свои замечательные свойства. Это волокно по своей физической структуре занимает промежу-
точное положение между «Кевларом» и «Твароном», с одной стороны, и «Терлоном», СВМ и «Технорой» – с другой.
Коннор и Чедвик провели исследования по изучению взаимодействия
сорбированной воды с арамидаыми волокнами. Методом ядерного магнитного
резонанса изотопов С13, Н1. Na23 показано, что сорбированная вода в волокне
«Тварон» локализована в области оболочки волокна и в больших дефектах
сердцевины. Полученные спектры ЯМР изотопа С
13
свидетельствуют о том,
что существенных изменений в химической структуре волокна «Тварон» в
процессе гидратации не происходит, что согласуeтся с данными работы по во-
локну «Кевлар 49». Измерения по спектрам Н
1
и С13 скорости перекрестной
релаксации и скорости спиновой релаксации вращающегося каркаса кристаллической решетки от атомов Н1, связанных с С13, указывает на очень малое
изменение количества колебаний при частотах и значительное увеличение количества колебаний только в диапазоне частот 10–100 кГц. Последнее является
указанием на слабо увеличивающуюся пластичность волокна после гидратации. Сорбированная вода частично или полностью, в зависимости от размера
пор, способна растворять натриевые соли, например карбонат натрия, ионы
которых размещаются в пустотах волокна, при этом химического разрушения
арамидного волокна не наблюдается.
Жесткоцепные полимеры, ароматические полиамиды в частности, –
важный класс полимеров, из которых получают волокна с высокими показате-
лями по термической устойчивости, прочности и модулю упругости. Реализация этих свойств при переработке растворов жесткосцепных полимеров в во-
локна зависит от того, в каком фазовом состоянии будет находиться исходный
полимер, или в какой последовательности и с какой скоростью будут протекать фазовые и структурные преобразования при формовании полимерных
растворов, или дополнительных термических воздействий на волокно. Кинетика преобразования структуры оказывается такова, что кристаллизация по-
лимера, или его переход в упорядоченное состояние из-за быстрого стеклования полимера в процессе осаждения происходят лишь частично, либо совсем
не происходят.
Такое аморфное, или частично упорядоченное состояние иногда оказывается технологически менее выгодным в силу необходимости достижения более совершенной структуры путем кристаллизации и улучшения ориентации
макромолекул в волокне для повышения прочности и модуля упругости последних. Усовершенствование молекулярной и морфологической упорядоченности в конденсированной фазе возможно только в области температур, где
56
проявляется молекулярная подвижность, т. е. выше температуры стеклования
исходного полимера. В процессе термических воздействий для улучшения
ориентации волокно подвергается одноосному растяжению. Под его влиянием
возникают напряжения, величина которых зависит не только от величины
приложенной нагрузки, но и от состояния структуры волокна и степени подвижности макромолекул. Очевидно, ориентация макромолекул будет эффективной в том случае, если волокно подвергается вытяжке в той области температур, где в существенной степени проявляется молекулярная подвижность.
Таким образом, при температурно-механических воздействиях необходимо со-
здать такие условия, при которых морфологические преобразования протекали
бы в области максимальной подвижности макромолекул в волокне. Это способствовало бы протеканию ориентационного процесса без разрывов макромолекул и других побочных явлений, приводящих к возникновению дефектов
в структуре волокна и снижению механических характеристик. Поэтому изучение области проявления молекулярной подвижности полимеров имеет важ-
ное значение.
Проведено исследование морфологических преобразований в волокне,
полученном из статистического сополиамидобеизимидазола. Методами термомеханического анализа, дифференциальной сканирующей калориметрии и
динамического механического анализа установлено, что в волокнах подобного
типа возможны процессы самоупорядочения, обусловленные повышенной
жесткостью макромолекул. На термограмме видно два экзотермических пика:
первый в области температур 220 – 265 °С и второй - в области 315 – 355 °С.
Низкотемпературный экзотермический пик, появляющийся в области стеклования СПАБИ, связан с переходом полимера в упорядоченную фазу с жидкокристаллическим порядком. Второй, высокотемпературный пик, проявляется
благодаря кристаллизации ориентированного полимера. То, что жидкокристаллическое упорядочение предшествует кристаллизации, объясняется тем,
что скорость кристаллизации в пределах температуры стеклования очень мала,
в то время как жидкокристаллическая фаза, как фаза с меньшим порядком по
сравнению с кристаллической фазой, для своего проявления не требует большой подвижности макромолекул и может протекать с заметно большей скоростью вблизи температуры стеклования. Кроме того, согласно представлениям
Флори, для полимеров с повышенной жесткостью цепей предварительным
условием кристаллизации является жидкокристаллическое упорядочение.
Процессы жидкокристаллического упорядочения и кристаллизации разделены
некоторым температурным интервалом, что можно объяснить тем, что возникшая жидкокристаллическая фаза менее подвижна, чем исходная аморфная.
Поэтому полимер как бы вторично подвергается стеклованию. По мере повышения температуры и увеличения кинетической энергии макромолекул система снова становится подвижной, причем подвижность возрастает в такой сте-
пени, что возможна кристаллизация полимера. Результаты термомеханических
исследований свидетельствуют о том, что вытяжка в пластификационной ван-
57
не стимулирует упорядочение полимера. Заметно также, что повышение степени пластификационной вытяжки приводит к сужению температурного интервала молекулярной подвижности. В результате изменяется температура
стеклования полимера как средняя точка кривой релаксационного процесса. С
помощью динамического механического анализа установлено, что множественности релаксационных процессов в области молекулярной подвижности
свидетельствует о существовании в структуре полимера микроучастков с различной конформационной упорядоченностью макромолекул. Таким образом,
данные методов термомеханического и динамического механического анализов показывают, что область проявления молекулярной подвижности СПАБИ
зависит от условий получения волокна, что может сказываться на интенсивности и глубине протекания структурных перестроек в волокне при термических
обработках. На рис. 9 представлены схемы надмолекулярного строения ПФТА
волокна, предлагаемые различными авторами
Рис. 9. Модели надмолекулярной структуры волокна ПФТА (стрелки указывают
направление средней ориентации макромолекул):
а, б, в: 1 – кристаллит; 2 – оболочка волокна толщиной 0,1–1 MКМ; 3 – ядро волокна
Приводятся данные о морфологии волокнообразующих ПГА. Показано,
что волокна ПФТА на микроуровне состоят из внутренней части, ядра и обо-
лочки. В ядре с периодичностью 200 – 250 нм (что соответствует средней
58
длине макромолекул) располагаются плоскости, перпендикулярные к оси волокна, в которых сосредоточены концы цепей.
В поперечном направлении ядро разделено на пучки цепей (фибриллы,
кристаллиты) диаметром 60 нм. В оболочке толщиной 0,1 – 0,6 мкм концы це-
пей распределены статистически. В волокнах ПФТА наблюдаются два типа
кристаллических модификаций. Если нить получают из высококонцентрированного анизотропного раствора полимера, то цепи упаковываются в псевдоорторомбические элементарные ячейки; если из низкоконцентрированных
анизотропных растворов, то наблюдается другая молекулярная упаковка, а при
промежуточных концентрациях сосуществуют две кристаллические формы,
причем наблюдается распределение этих модификаций между наружным
(оболочка) и внутренним (ядро) слоями. Соседние цепи связываются друг с
другом водородными связями в форме пластин, образующих кристаллографические плоскости, которые на более высоком уровне приводят к поперечной
упаковке:
Для волокон СВМ и армос на основе рентгенографических данных уста-
новлено, что в расположении молекулярных цепей в направлении, перпендикулярном оси волокна, не наблюдается строго порядка. Полученные данные
свидетельствуют о том, что межцепное расстояние для этих волокон связано с
особенностями химического строения, определяющими и плотность упаковки
макромолекул. Такое строение условно рассматривают как мезофазное, зани-
мающее по степени упорядоченности промежуточное положение.
Свойства параарамидных волокон во многом определяются структурой
исходного полимера или сополимера. Следует обратить внимание на то, что
достижение высокой молекулярной упорядоченности и 3-D надмолекулярной
структуры (кристалличности) не является обязательным для получения воло-
кон с высоким уровнем механических характеристик. Так, в ряду волокон из
ПФТА (терлон, тварон, кевлар), регулярных гетероциклических параполиарамидов (СВМ) и нерегулярных парасополиарамидов (армос, русар) ориента-
ционная упорядоченность и соответственно прочностные свойства возрастают,
тогда как трехмерная упорядоченность (кристалличность) снижается и практически отсутствует в случае статистического сополимера. В то же время модуль деформации почти не изменяется; он также зависит в основном от общей
ориентационной упорядоченности и числа держащих нагрузку макромолекул.
Таким образом, термодинамически более выгодная 3-D упорядоченность
способного кристаллизоваться более регулярного полимера – ПФТА не явля-
59
ется преимущественной для достижения максимальных механических свойств.
Следует полагать, что различия механических свойств трех рассматриваемых
типов волокон связаны с особенностями кинетики структурообразования при
их получении.
Вероятно, жидкокристаллическая структура раствора ПФТА играет положительную роль только до некоторого предела, поскольку способствует
быстрой кристаллизации волокон и тем самым фиксации определенного уровня надмолекулярной ориентационной упорядоченности. Таким образом, высокая надмолекулярная упорядоченность в прядильном растворе ограничивает
последующую структурную перестройку свежесформованных параарамидных
волокон.
Дополнительная кристаллизация на стадии термической обработки также может лимитировать дальнейшее развитие процессов ориентации. Введение в цепь ароматического полиамида мономерных звеньев третьего компонента снижает регулярность сополимера и его способность к кристаллизации,
возможно устраняя таким образом те осложнения, которые обусловлены
преждевременной кристаллизацией полимера при термообработке. Очевидно,
у параарамидных нитей из менее регулярных полимеров и сополимеров образуется в результате более однородная структура, чем у регулярных гомополимерных, и вследствие этого достигается более высокая прочность при сохранении значений модуля деформации. Именно этот путь явился основой дости-
жения высоких механических показателей волокон СВМ и еще более высоких
у нитей армос и русар по сравнению с волокнами на основе ПФТА.
Достаточно хорошо изучены основные свойства высокопрочных пара-
арамидных нитей. В табл. 2 приведены их основные эксплуатационные свойства. Как видно из таблицы наиболее высокими прочностными показателями
обладают гетероциклические параарамидные нити, что объясняется высокой
степенью ориентации макромолекул вдоль оси волокна и высокой энергией
диссоциации химических связей в цепи исходного полимера.
Параарамидным нитям присуща заметная анизотропия свойств при ис-
пытаниях вдоль и поперек оси ориентации нитей. Исследование структуры во-
локон армос, ВМН и СВМ, проведенное А. Е. Завадским и И. М. Захаровой
методом ренгеновской дифракции, показало отсутствие строгого порядка в
расположении молекулярных цепей в направлении, перпендикулярном оси во-
локна. Структура характеризуется продольной упорядоченностью, мезофазой
и занимает промежуточное положение между твердыми кристаллами и жидко-
стями.
Упорядоченное состояние жидкокристаллического раствора обеспечивает получение высокопрочных нитей без ориентационного вытягивания. Высокопрочные высокомодульные волокна базируются на полимерах, имеющих
высокую молекулярную массу. Химическая структура исходного полимера и
способ получения предопределяют структурные особенности волокон. В ос-
новном волокна из ПФТА и ПБА представляют собой плотную параллельно-
60
слоевую упаковку элементарных звеньев с чередующими амидными и фени-
леновыми группами, лежащими в плоскости основной цепи. С жесткостью
структуры и резко выраженным фибриллярным строением исследователи связывают низкие трансверсальные характеристики арамидных волокон (модуль
при изгибе, продольный и поперечный модули деформации, модуль сдвига,
расчетные модули осевого сжатия и при продольном растяжении), а также
низкие показатели изменения прочности на сжатие.
Приведены результаты электронно-микроскопического исследования
особенностей структуры волокна на основе одного из ароматических сополпамидов. Анализ микрофотографий показывает, что диаметр волокон составляет
18 – 20 мкм. Поверхность волокон бороздчатая. Бороздки располагаются вдоль
оси волокна и пересекаются под острыми углами. Ширина бороздок колеблется от 0,1 до 1 мкм. В местах пересечения бороздок фибриллы, находящиеся на
поверхности, уходят во внутренние слои волокна, а фибриллы из внутренних
слоев выходят на поверхность волокна. Такая морфология поверхности характерна для многих волокон, получаемых по мокрому способу формования из
растворов, содержащих 5–10 % полимера, и связана с особенностями отвердения жидкой струйки прядильного раствора при попадании в осадительную
ванну и последующей пластификационной вытяжки. Места пересечения бороздок, по мнению авторов, являются своеобразными концентратами напряжений. Вследствие этого появление трещин и дефектов на поверхности волокна при больших нагрузках происходит в первую очередь именно в этих местах.
На поверхности исходного волокна наблюдается большое количество дефек-
тов, представляющих собой разорванные макро- и микрофибриллы. Характер
морфологии поверхности и диаметр волокон после термообработки и термовытяжки практически не изменяется. Сформировавшаяся в исходном волокне
структура на уровне микро- и макрофибрилл сохраняется без видимых изме-
нений, а основные изменения при таких обработках происходят в тонкой
структуре, фазовом состоянии и ориентации полимера. Для того чтобы получить представления о внутренней структуре волокон, авторы просматривали в
электронном микроскопе места разрывов, образовавшихся при приложении
напряжений, превышающих разрывные нагрузки. Анализ показал, что в ме-
стах разрыва волокна расщепляются на микро- и макрофибриллы. При этом
фибриллярное строение прослеживается по всему сечению волокна. Подобное
поведение при разрыве характерно и для других высокопрочных высокомодульных волокон на основе параарамидов. Однако отличительной особенностью исследованного волокна является то, что фибриллы объединены в плос-
кие ленты. По-видимому, вследствие разной напряженности микрофибрилл во
внешней и внутренней поверхностях ленты она сворачивается в спираль.
Структуру этого вида можно охарактеризовать как ленточно-фибриллярную.
На внутренней поверхности изогнутых, волокон имеются своеобразные складки. Аналогичную картину можно наблюдать для высокомодульного высоко-
прочного волокна на основе жесткоцепного полимера поли-n-фенилен-бис-
Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]