CC BY
21ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 2008, том 50, № 4, с. 651-658
СТРУКТУРА, СВОЙСТВА
УДК 541.64:536.7
ФОРМИРОВАНИЕ ФАЗОВОЙ СТРУКТУРЫ И ЕЕ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА ОРИЕНТИРОВАННЫХ ПЛЕНОК ИЗ СМЕСЕЙ ПОЛИПРОПИЛЕНА И ПОЛИЭТИЛЕНА
© 2008 г. А. В. Марков, В. Н. Кулезнев
Московская государственная академия тонкой химической технологии им. М.В. Ломоносова
119571 Москва, пр. Вернадского, 86 Поступила в редакцию 28.03.2007 г. Принята в печать 07.06.2007 г.
Изучено деформирование пленок из двухфазных смесей ПП и ПЭ с разным соотношением вязкости компонентов. Проведена оценка изменения сетчато-волокнистой структуры в экструдированных смесях полиолефинов в зависимости от соотношения вязкости компонентов и установлено ее влияние на фазовую структуру и свойства ориентированных смесевых пленок.
Формирование свойств пленок из смесей полимеров определяется свойствами индивидуальных компонентов и их содержанием. Однако морфологическое разнообразие формирующихся структур, обусловленное низким поверхностным натяжением в системе при высокой вязкости компонентов, осложняет анализ концентрационных зависимостей свойств. Образующиеся при экструзии расплавов таких смесей типы дисперсий подробно изучены [1-6] - это капельные, волокнистые или ленточные дисперсии. Условием, обеспечивающим волокнообразование в смесях расплавов, считается резкое различие вязкостных и высокоэластических свойств полимеров [7-10]. В работах [11-14] из разных полимерных смесей с помощью селективного растворения полимерной матрицы выделяли указанные волокна полимерного наполнителя. Были оценены их реальные размеры, обнаружена сетка волокон полимерного наполнителя. Делались попытки разработать модели, позволяющие, исходя из свойств компонентов смеси, предсказывать появление матрично-фибриллярной структуры смесевых пленок [14]. Частицы полимерных компонентов смесей могут вести себя как жесткие включения, которые не деформируются при растяжении смесевых пленок или деформируются в большей или меньшей степени вместе с полимерной матрицей [15-19]. Ряд работ посвящен исследованию влияния состава полимерных смесей в области во-локнообразования компонентов на механические
E-mail: [email protected] (Марков Анатолий Викторович).
свойства пленок. Как правило, исследуется упрочнение одноосно-ориентированных образцов из смесей различных полимеров [20-26], при этом влиянию морфологии гетерофазной структуры смесей уделяется недостаточно внимания.
Из анализа патентных источников следует, что с практической точки зрения большой интерес представляют пленки и ленты из смесей полиолефинов. Использование смесей этих крупнотоннажных полимеров позволяет повысить прочностные характеристики, способность к термоусадке, обеспечить способность к фибрил-лизации ориентированных пленок. Смеси обладают улучшенной перерабатываемостью при экструзии, ориентационной вытяжке, пневмо- и вакуумном формовании. Однако вследствие близости химических и оптических свойств полиолефинов оценить морфологию фазовой структуры их смесей и ее влияние на свойства пленок очень сложно. В данном случае невозможно использование травления и селективного растворения полимерных компонентов, ограничены возможности микроскопии.
В настоящей работе предпринята попытка количественного анализа изменения морфологии сетчато-волокнистых структур указанных смесей с разным соотношением вязкости полимерных компонентов и установления ее влияния на свойства ориентированных смесевых пленок.
Эффективная вязкость расплавов полимеров, использованных для изготовления пленок (Т = 230°С, градиент скоростей 100 с-1)
Полимер Температура плавления,°С Эффективная вязкость П х 10-3, Па с Соотношение вязкости расплавов пПП : ППЭ 18(Ппп : ППЭ)
ПП-01050 165-170 8 1 0
ПЭВП-273-82 124-127 24 0.33 -0.48
ПЭВП-276-73 124-127 10 0.8 -0.10
ПЭВП-277-73 124-127 4 2.0 0.30
ПЭНП-15803-020 105-108 4.5 1.78 0.25
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В качестве объектов исследования использовали пленки из смесей следующих промышленных полиолефинов: полипропилен (ПП-01050), полиэтилен низкой плотности (ПЭНП-15803-020), полиэтилены высокой плотности (ПЭВП-273-82, ПЭВП-276-73, ПЭВП-277-73).
Содержание компонентов в смесевых пленках изменялось от 0 до 100%.
Гранулы полимеров смешивали и экструдиро-вали на одношнековом экструдере с диаметром шнека 20 мм, отношением длины к диаметру шнека 25 и глубиной витков в зоне дозирования 1 мм. Формование пленок толщиной 200 мкм с воздушным охлаждением осуществляли через плоскощелевую фильеру с зазором 200 мкм. Температура зоны дозирования и фильеры составляла 230°С, скорость вращения шнека 100 об/мин, что обеспечивало скорости сдвига в расплаве порядка 100 с-1 при производительности 2 кг/ч.
Вытяжку пленочных заготовок проводили на лабораторной установке, снабженной тензомет-рическим устройством для записи усилия вытяжки. Температура вытяжки (130°С) была ниже температуры плавления ПП (165-170°С), но выше температуры плавления ПЭ (105-125°С). Относительная скорость деформирования образцов 0.15 с-1. Кратность вытяжки образцов X = 5. Одно-осно растягивали образцы, вырезанные вдоль и поперек направления экструзии полотна пленки.
Реологические исследования композиций проводили на капиллярном вискозиметре ИИРТ. Входовые потери оценивали методом двух капилляров с диаметром 2 мм разной длины (Ь/й = 4 и 10). Время термостабильности расплавов полимеров (характеризуемое временем изменения вязкости не более, чем на 15%) при 230°С у ПЭ со-
ставляло не менее 25 мин, у ПП - не менее 15 мин. Это существенно превышало время экструзии смесей. Значения эффективной вязкости расплавов полимерных компонентов при условиях, соответствующих условиям экструзии пленок, приведены в таблице.
Величины ^(Ппп : ППЭ) мало изменялись при варьировании температуры и скорости сдвига, так как значения энергии активации и индексов течения расплавов исследованных полиолефинов с ростом температуры различались несущественно. Поэтому изменение условий смешения в экструдере при изготовлении полиолефиновых смесевых пленок мало влияло на их свойства.
Методом ДТА, проведенного на дериватогра-фе системы Паулик-Паулик-Эрдеи, были определены интервалы температур плавления и степени кристалличности полимеров в композициях. Компоненты в исследованных смесях ПП с ПЭ кристаллизовались раздельно - их температура плавления и степень кристалличности не зависели от состава композиций. В смесях ПЭНП и ПЭВП отмечена некоторая сокристаллизация компонентов, приводящая к сближению температур плавления и изменению степени кристалличности.
Степень ориентации макромолекул полимеров в пленках оценивали по величине ДЛП Ап, которая связана простой степенной зависимостью с долей сегментов, ориентированных в направлении вытяжки пленок. Измерения проводили компенсационным методом на поляризационном микроскопе МИН-10 с поворотным компенсатором КПК-1 (компенсатор Берека).
Рис. 1. Вид в отраженном свете поверхности одноосно растянутых в 5 раз при 130°С в продольном (а) и поперечном (б) направлениях по отношению к направлению экструзии при 130°С пленок из смеси ПЭНП с 30% ПП с пПП : ППЭ = 1.78.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Экструдированные при выбранном режиме исходные пленки всех составов до растяжения характеризовались практически полным отсутствием молекулярной ориентации благодаря быстрой релаксации в расплаве. Это не исключает существования анизотропных гетерофазных структур, вытянутых частиц диспергированного полимера, сформированных при экструзии. При использованном режиме термовытяжки степень ориентации макромолекул в ПП-плен-ках достигала высоких значений (АпПП = 0.032). У ПЭ-пленок вытяжка не сопровождалась молекулярной ориентацией (АпПЭ = 0), поскольку ПЭ в условиях вытяжки находился в расплавленном состоянии. Это характерно и для ПЭ-фазы в ориентированных смесевых пленках ПП-ПЭ.
Термовытяжку проводили при температурах ТплПЭ < Т < ТплПП, превышающих температуры плавления одного из компонентов - ПЭ. Поэтому можно считать, что вклад его фазы, находящейся в текучем состоянии, в молекулярную ориентацию двухкомпонентной системы отсутствует. В то же время сформировавшиеся при экструзии смесей и зафиксированные при охлаждении гете-рофазные образования ПП при температуре растяжения 130°С находилась в твердом состоянии, и их деформация являлась вынужденно эластической. Это обеспечивало высокую степень молекулярной ориентации ПП при ее участии в деформировании смеси. Для анализа экспериментальных результатов важно учитывать слабое взаимодействие ПП и ПЭ на границе раздела фаз и, как следствие, незначительное влияние межфазного натяжения на форму частиц и свойства
системы. Как было отмечено выше, данные ДТА указывают на то, что ПЭ и ПП кристаллизовались раздельно и независимо друг от друга.
Таким образом, термовытяжку смесевых пленок при заданных условиях можно рассматривать как деформирование сформировавшихся при экструзии "твердых" гетерофазных образований ПП с нулевой исходной молекулярной ориентацией в "жидкой" фазе ПЭ. При таких условиях влияние морфологии переходных фазовых структур на процесс последующей ориентации смесевых пленок проявляется в наибольшей степени.
В расплавах смесей ПП-ПЭ различного состава при сдвиговом течении могут сформироваться и зафиксироваться при охлаждении три типа исходных гетерофазных структур: матрица ПП с включениями ПЭ, матрица ПЭ с включениями ПП, совместно сосуществующие взаимопроникающие (непрерывные) матрицы ПП и ПЭ. В последнем случае формирующиеся при экструзии в смесях волокна и ленты ПП и ПЭ располагаются преимущественно в продольном направлении. Поэтому экструзионные пленки третьего типа в отличие от пленок двух первых типов обладают анизотропией фазовой структуры. Иллюстрацией этого является рис. 1. Микрофотографии позволяют оценить разницу между результатами продольной и поперечной вытяжки смесевых пленок с взаимопроникающими матрицами компонентов (третий тип).
Хорошо видно, что сетка из жестких ПП-воло-кон, окруженных расплавом ПЭ, ведет себя по-разному при термовытяжке смесевых пленок в разных направлениях.
50 100
Содержание ПП, об. %
0.5 1.0
Объемная доля ПП
Рис. 2. Зависимость ДЛП Ап (1, 2) и коэффициента непрерывности фазы ПП уА (3, 4) пленок из смесей ПП-ПЭНП с соотношением вязкостей при экструзии пПП : ППэ = 1.78, растянутых в 5 раз при 130°С вдоль (1, 3) и поперек (2, 4) направления экструзии.
При растяжении в направлении, совпадающем с направлением течения расплава при экструзии, т.е. вдоль сформировавшихся в расплаве и зафиксированных при охлаждении ПП-волокон, последние растягиваются и становятся тоньше аф-финно образцу в целом (рис. 1а). Они практически не выступают на поверхность растягиваемой пленки. При изменении направления растяжения той же пленки на трансверсальное большая часть жестких ПП-волокон, не ориентируется. Не деформируясь, а лишь изменяя свое положение, они выступают из расплава ПЭ на поверхность при уменьшении толщины пленки, подобно жестким сферическим частицам [18, 19], и становятся визуально различимыми в отраженном свете (рис. 16). При этом возможна количественная оценка их размеров. В исследованных смесях ПП с разными ПЭ поперечные размеры волокон составляли 110 мкм. Этот размер в основном зависит от соотношения вязкости компонентов смесей [10] и меняется мало с изменением соотношения компонентов в широком диапазоне концентраций ПП (почти до 50%).
Было установлено, что переход от фазовых структур первого типа (с матрицей ПП и частицами ПЭ) к сетчато-волокнистой структуре фазы ПП в исследованных смесях наблюдается при содержании ПП порядка 20-25% и менее. При содержании ПП около 75-80% и более формируется структура взаимопроникающих фазовых сеток. Эти структуры более разнообразны. При малом содержании ПП систему можно рассматривать как ПЭ, армированный продольными ПП-
волокнами. ПП при растяжении пленок в продольном направлении является непрерывной фазой. При растяжении тех же пленок в поперечном направлении волокна ПП ведут себя как дискретные частицы. При большом содержании ПП связанные между собой волокна и ленты образуют трехмерную сетку путем формирования поперечных тяжей и "спаек" (сетчато-волокнистые структуры). В то же время наряду с непрерывной фазой ПП смесь может содержать отдельные дискретные его частицы (волокнисто-капельные системы).
Так как ДЛП в ПЭ отсутствует, оказалось возможным по величине Ап селективно оценить ориентацию ПП и тем самым охарактеризовать фазовую структуру ориентированных пленок из смеси ПП-ПЭ величиной Ап. Зависимость Ап от соотношения компонентов в пленках характеризует изменение фазовой структуры смеси или, точнее, изменение структуры ПП. Зависимость Ап-фПП приведена на рис. 2 (кривые 1, 2).
Видно, что эта зависимость делится на три области: первая (при малых фПП) характеризуется отсутствием ДЛП (Ап = 0), в области больших фПП величина Ап прямо пропорциональна содержанию ПП. Это возможно только в случае, когда непрерывная фаза ПП представляет собой сетку из длинных, близких к непрерывным волокнам ПП. Чем больше волокон, тем больше Ап в вытянутых пленках. Между этими областями лежит промежуточная область, в которой линейность зависимости Ап = /(фПП) нарушается. Очевидно, в этой области непрерывность сетки ПП-волокон
не сохраняется, и способность к вытяжке снижается.
Особенно это заметно при вытяжке в поперечном направлении. Волокна ПП в матрице ПЭ не полностью изолированы друг от друга. Они могут частично изгибаться, переориентируясь в транс-версальном направлении. Это наглядно показано на рис. 1. Способность к переориентации, вероятно, связана с наличием "спаек" между продольно расположенными волокнами. Число этих "спаек" увеличивается с ростом фПП. На рис. 2 (кривая 2) видно, что при достижении фПП = 80% и далее Ап меняется пропорционально фПП, как и при продольной вытяжке (вдоль непрерывных волокон ПП). При большом количестве "спаек" возникает однородная трехмерная сетка волокон ПП, переходящая в сплошную матрицу ПП.
В широкой области составов смесей ПП-ПЭ (20-80%) на рис. 2 (кривые 1, 2) линейность зависимости Ап = /(фПП) не соблюдается, что указывает на несовершенство сетчатой структуры волокон ПП и ее неполную вытяжку при поперечном растяжении.
Таким образом, по-видимому, величина Ап и ее отклонение от аддитивности (линейной концентрационной зависимости) характеризует фазовую структуру смеси, в которой только один полимер подвержен молекулярной ориентации при растяжении.
В дальнейшем для удобства изложения будем обозначать параметры, относящиеся к "твердому" компоненту (ПП), индексом "А", а параметры, относящиеся к "жидкому" компоненту (ПЭ), -индексом "В". Параметры, относящиеся к их смесям, будут иметь индекс "АВ". Как указывалось выше, при растяжении ПЭ при 130°С величины Апв близки к нулю. Тогда в случае формирования при экструзии непрерывной фазы высокоплавким ПП-компонентом для растянутых пленок должно выполняться условие
= А плфл + А пвфв = А плфл'
(1)
где Апайй - аддитивное ДЛП растянутых смесевых пленок, АпА и Апв - ДЛП пленок, изготовленных из отдельных компонентов смеси, фА и фв - объемные доли компонентов в смеси (фА + фв = 1), Апв = 0. Этой зависимости соответствует штриховая линия на рис. 2 (кривые 1, 2). Можно количе-
ственно оценить отклонение экспериментального значения Апехр от аддитивных значений с помощью коэффициента уА:
¥а =
Ап
ехр
А п
ехр
Ап
ехр
Ап
Аплфл + Апв фв Аплфл
(2)
В области составов смесей, где Апехр совпадает с Апайй, т.е. когда Апехр = АпППфПП, волокна ПП ориентируются как непрерывные. Назовем поэтому коэффициент коэффициентом непрерывности фазы ПП. Если фаза ПП непрерывна, он равен единице. При полной изолированности частиц ПП друг от друга уА = 0. Значения уА в интервале 0 < уА < 1 указывают на неполную ориентацию волокон ПП, т.е. на нарушение непрерывности фазы ПП. Это обусловлено в основном несовершенством волокнообразования в процессе экструзии, но может быть связано и с разрывом волокон ПП при вытяжке.
Зависимость уА = /(фА) приведена на рис. 2 (кривые 3, 4). Показанные на этом рисунке зависимости = /(фА) позволяют отчетливо выявить три структурные области существования смесей ПП-ПЭ. В первой области (до фПП = 15-20%) полимером-матрицей является ПЭ. Вытянутые в процессе экструзии частицы и волокна фазы ПП полностью разобщены, они практически не принимают участия в вытяжке пленок в поперечном направлении. Общее ДЛП продольно растянутых пленок меньше аддитивного. Оно практически линейно уменьшается с уменьшением доли ПП. Это является результатом неполной вытяжки частиц ПП. Частицы при растяжении пленок в поперечном направлении вообще не растягиваются из-за отсутствия контакта между ними.
Во второй области (при фПП > фАт) ориентация анизометричных частиц и волокон ПП эффективна. Коэффициент непрерывности волокон в продольном направлении = 1, а в поперечном направлении он растет пропорционально содержанию ПП. Появляются межволоконные "спайки", которые обеспечивают поперечную вытяжку части волокон, и число этих "спаек" между непрерывными волокнами ПП растет линейно с увеличением фПП.
В третьей области (при фПП > фАт) возникает предельное количество межволоконных "спаек",
Фа 1.0
0.5
ф' ' Ат(ф1Вт)
| | лУ/////5 Л//jr* \ ф1Ат(ф''вт) | |
-0.8
-0.4
0.4 0.8
lg (Па : Пв)
Рис. 3. Зависимость значений фАт и фАт в пленках, полученных из различных смесей ПП с ПЭ, от величины Ппп : ПпЭ смешиваемых компонентов.
и эффективность вытяжки фазы ПП становится одинаковой как в продольном, так и в поперечном направлении (уА = 1).
Данные, представленные на рис. 2, позволяют характеризовать вторую область, как обращение фаз в анизотропной смеси ПП-ПЭ. Именно здесь
во всем диапазоне составов (фАт < фПП < фАт) фаза ПП непрерывна. В этой области поперечная, а значит, трехмерная непрерывность фазы ПП растет за счет "спаек" ПП-волокон. Это подтверждается увеличением при вытяжке в поперечном направлении до тех пор, пока в третьей области составов фаза ПП не станет полностью трехмерной непрерывной (матрицей), а фаза ПЭ - дискретной.
Таким образом, фАт - объемная доля полимера А, при которой в смеси АВ матрицей становится фаза "А", а фАт - объемная доля полимера А, при которой в смеси АВ матрицей становится фаза "В". На рис. 2 (кривые 3, 4) видно, что во второй области составов может быть рассчитана с использованием линейных зависимостей
¥а = ФА • Флп
¥ A ^ Фл • фЛ„
(3)
Известно, что низковязкий компонент легче формирует непрерывную фазу. Оба эти фактора были объединены Paul и Barlow в виде соотношения фАт : фВт ~ ПА : ПВ [27]. Это означает, что чем меньше вязкость компонента А, тем при меньшем содержании фА он образует непрерывную фазу. Полученные для анизотропных смесей различного состава результаты, приведенные на рис. 3, нельзя описать таким простым соотношением. Однако и в нашем случае при низком поверхностном натяжении и высокой вязкости расплавов компонентов смесей при пА : ПВ = 1 должно выполняться условие фАт : фВт = 1 в следующем виде:
фЛп
J1
Фбп
1
и флт
1
фВт
(4)
Согласно этим соотношениям, при одинаковых значениях вязкости и объемных долях как ПП, так и ПЭ формируют одинаковые фазовые структуры. Поэтому при пА : ПВ = 1 :
||1
фЛт = - фЛт
фВт = 1 - фВт
(5)
Поэтому представляет интерес проследить, как изменяются границы области обращения фаз
(фАт и фАт) анизотропных смесей ПП-ПЭ при изменении соотношения вязкости компонентов. Наиболее вероятным для изотропных систем принято считать обращение фаз при фА = фв = 0.5.
При пА : фВ ^ 1 такие же равенства можно записано для двух смесей с обратными соотношениями вязкостей (на рис. 3 показано стрелкой). Это означает, что в двух смесях с обратным соотношением вязкостей компонентов высоковязкий ПЭ сформирует во второй смеси такую же структуру, как и высоковязкий ПП при том же содержании в первой смеси. Поэтому кривые на рис. 3 располагаются симметрично относительно центра графика. Верхняя кривая (фПП = фАт) - верхняя граница области обращения фаз. Нижняя
кривая (при фПП = фАт) - нижняя граница.
Существенно, что эти границы для анизотропных смесей не линейны и не параллельны (как это отмечается для смесей со сферическими частицами). При соотношении значений вязкости, близких к единице, наблюдается расширение этой области составов, что характерно именно для анизотропных систем.
При пА : ПВ ^ 1 высоковязкая фаза "В" формирует при экструзии в основном дискретные частицы в низковязкой фазе "А", а при пА : ПВ ^ 1 - наоборот. Поэтому область (ф^ - ф^) сужается и смещается в сторону большего содержания высо-
0
и
Рис. 4. Зависимость напряжения вытяжки а (1,2) и коэффициента непрерывности фазы ПП (3,4) пленок из смесей ПП-ПЭНП с пПП : ППЭ = 1-78, растянутых в 5 раз при 130°С вдоль (1, 3) и поперек (2, 4) направления экструзии.
ковязкого компонента (низковязкий компонент "выходит на поверхность"). Предварительная термообработка смесевых пленок при температурах, близких к температуре плавления ПП, также
приводит к сужению области (ф п
фт )-
Формирование значительного по объему межфазного слоя и частичная взаимная растворимость компонентов влияют на характер описанных выше зависимостей. Примером являются пленки из смесей ПЭ низкого и высокого давления. Вытяжка этих экструзионных пленок при 115°С (между температурами плавления компонентов), как и в случае смесей ПП-ПЭ, позволяет выявить гетерогенность их структуры. Поверхность этих пленок после растяжения выглядит так же, как поверхность пленок на рис. 1. Частицы и волокна высокоплавкого ПЭВП можно наблюдать визуально на поверхности смесевой пленки в отраженном свете (шероховатость поверхности). Однако сокристаллизация ПЭ с разными температурами плавления в межфазном слое приводит к отклонению зависимостей ¥ПЭВП = /(фПЭВП) от линейных. Появление межфазного слоя увеличивает суммарную долю высокоплавкого компонента, который теперь способен ориентироваться не только в продольном, но и в поперечном направлении. Величины Ал растянутых смесевых (ПЭВП-ПЭНП) пленок превышают аддитивные значения.
В заключение отметим, что рост числа волокон ПП в ПЭ-матрице с изменением состава сме-
си приводит к росту напряжения, вызывающего их деформирование, т.е. к увеличению напряжения вытяжки смесевой пленки а. На рис. 4 (кривые 1, 2) показана зависимость а = /(фПП). Ход кривых аналогичен ходу кривых на рассмотренных выше зависимостях Ал = /(фПП).
Также можно выделить три области фазового структурообразования. При продольной вытяжке в средней области составов напряжение линейно растет с ростом фПП и его значения совпадают с аддитивными значениями ааёё, которые можно рассчитать как
а аёё = а А ф А + а В ф В = а А ф А
(6)
Так как аПЭ аПП, по аналогии с Ап запишем
¥а = Сеа = .Сехр,
аааа а А ф А
(7)
Результаты такой обработки экспериментальных данных приведены на рис. 4 (кривые 3, 4). Как и на рис. 2, видны три области фазового структурообразования в смесях. Напряжение вытяжки при продольном деформировании смесевых пленок близко к аддитивным значениям, т.е. изменяется прямо пропорционально числу волокон ПП. При деформировании пленок в поперечном направлении пропорциональность соблюдается лишь при наличии однородной трехмерной пространственной сетки волокон ПП.
Таким образом, фазовую структуру смесей полимеров при изменении состава смеси можно ис-
следовать, используя зависимость ДЛП от соотношения компонентов смеси, подвергнутой ориента-ционной вытяжке при температуре, промежуточной между температурами плавления компонентов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Starita J.M. // Trans. Soc. Rheol. 1972. V. 16. № 2. Р. 339.
2. Heikens В, Barentsen W. // Polymer. 1977. V. 18. № 1. Р. б9.
3. Je Kyum Lee, Chang Dae Han // Polymer. 2000. V. 41. № 7. Р. 1799.
4. Baramboim N.K. // J. Appl. Polym. Sci. 1974. V. 18. № 9. P. 2617.
5. Цeбpeнкo M.B., Юдин A.B., Kyчинка MM., Buно-градов Г.B., Зу6о6ёч K A. // Высокомолек. соед. Б. 1973. Т. 15. № 8. С. 566.
6. Tsebzenko M.V., Yakob M., Yudin A.V., KuchinkaM.Yu., Vinogradov G.V. // Int. J. Polym. Mater. 1974. № 3. P. 99.
7. Чанг Д.Х. Реология в процессах переработки полимеров/Под ред. Е.В. Виноградова, М.Л. Фридмана. М.: Химия, 1979.
8. Цeбpeнкo M.B., Buнoгpaдoв ГМ., Aблaзoвa Т.И., Юдин A.B. // Коллоид. журн. 1976. Т. 38. № 1. С. 200.
9. Фридман M.Л. // Новое в реологии полимеров. М., 1982. С. 197.
10. Bлacoв C.B., Бepeжнaя B.H., Kyлeзнëв B.H., Map-ков HT., Map^e A.B. // Пласт. массы. 1981. № 4. C. 30.
11. Барамбойм H.K., Ракитяжкий B.î. // Коллоид. журн. 1974. Т. 36. № 1. С. 129.
12. Koрочкин Д.И., Бeлoycoв CM., Годов^ий ЮЖ. // Высокомолек. соед. А. 1998. Т. 40. № 9. С. 1458.
13. Ольхов A.A., Bлacoв C.B., Шuбpяeвa Л.C, Литвинова ИЛ., Tapacoea H.A., Koce^o Р.Ю., Иордан-
ский А.Л. // Высокомолек. соед. А. 2000. Т. 42. № 4. С. 676.
14. Хайнеман П., Кулезнёв В Н., Власов C.B. // Пласт. массы. 1984. № 11. С. 40.
15. Kawasaki Nobuhiro // Polym. Eng Sci. 1974. № 14. P. 155.
16. Соголова TM, Топуридзе H C, Бессонов НИ. // Докл. АН СССР. 1972. № 205. № 2. С. 407.
17. Артемьев В.А., Голъдман А.Я, Мясников Г.Д., Сулъженко Л. Я. // Высокомолек. соед. А. 1985. Т. 27. № 5. С. 1047.
18. Марков Н.Г., Власов C.B., Сагалаев Г.В., Кулезнёв В Н., Марков А.В. // Коллоид. журн. 1976. Т. 38. № 4. C. 698.
19. Марков Н.Г., Власов С В., Сагалаев Г.В., Кулезнёв В Н., Марков А.В., Мизунов В.М. // Коллоид. журн. 1979. T. 41. № 4. C. 690.
20. Хайнеман П., Мирошников Ю.П., Кулезнёв В Н., Власов С В. // Коллоид. журн. 1986. Т. 18. № 5. P. 974.
21. Чавес Г., Мирошников Ю.П, Кулезнёв В Н., Власов С В. // Пласт. массы. 1991. № 1. С. 12.
22. Sherman E.S. // J. Mater. Sci. 1984. V. 19. № 12. P. 4014.
23. Виноградов Г.В., Красникова Н.Г., Древалъ В.Е. Механические свойства самоармированных смесей полимеров // Матер. 2 Всесоюз. конф. по композиционным полимерам. Ташкент, 1983. Т. 2. С. 104.
24. Kuleznev V.N., Vlasov S.V. // Makromol. Chem., Macro-mol. Symp. 1989. № 28. P. 85.
25. Хайнеман Р., Власов С В., Мирошников Ю.П, Кулезнёв В Н. // Коллоид. журн. 1986. Т. 48. № 5. С. 974.
26. Кулезнёв В Н., Заренин С В., Власов С В., Мирошников Ю.П. // Коллоид. журн. 1983. Т. 45. № 3. С. 436.
27. Paul DR., Barlow J.W. // J. Macromol. Sci., Rev. Mac-romol. Chem. 1980. V. 18. P. 109.
Formation of the Phase Structure and Its Influence on the Properties of Oriented Polypropylene-Polyethylene Blend Films
A. V. Markov and V. N. Kuleznev
Lomonosov State Academy of Fine Chemical Technology, pr. Vernadskogo 26, Moscow, 119571 Russia e-mail: [email protected]
Abstract—The deformation of films made from two-phase PP-PE blends having different viscosity ratios of the components was examined. A change in the fiber network structure of the extruded polyolefin blends, depending on the viscosity ratio of the components, was assessed, and its effect on the phase structure and the properties of oriented blend films was determined.
