CC BY
6ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 1996, том 38, № 7, с. 1144-1151
^==^=======^==============^ СТРУКТУРА
УДК 541.64:539.3
МИКРОДЕФОРМАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА МЕТИЛИРОВАННОГО ПОЛИАМИДА-12
© 1996 г. Б. М. Гинзбург*, Ш. Туйчиев**, Д. Нуралиев**, Ю. П. Козырев*, А. А. Шепелевский*, Р. Пуффр***, Я. Стехличек***
* Институт проблем машиноведения Российской академии наук 199178 Санкт-Петербург, Большой пр., 61 ** Таджикский государственный университет 734016 Душанбе, пр. Рудаки, 17 *** Институт макромолекулярной химии Академии наук Чешской Республики Чешская Республика, 16200 Прага 6, пл. Гейровского, 2 Поступила в редакцию 04.09.95 г.
Методами рентгенографии исследовано микродеформационное поведение ориентированных образцов метилированного ПА-12. Определены параметры кристаллической решетки и обнаружен чрезвычайно низкий модуль Ес упругости вдоль полимерной цепи (Ес - 1.10-1.16 ГПа), что объясняется огромной разницей между длиной наиболее вытянутой и реальной конформаций цепи в решетке: ~4 А на повторяющееся звено при его общей длине 28.63 А. Основной вклад в деформацию образца вносят аморфные прослойки, упругость которых еще ниже (£а = 100-120 МПа). Сильная "свернутость" цепи в решетке, по-видимому, является причиной положительности (по знаку) и большой абсолютной величины коэффициента линейного теплового расширения решетки вдоль полимерной цепи а = (2-6) х КГ4 К"1. Обусловленное метилированием отсутствие водородных связей в образцах приводит к более или менее изотропным свойствам кристаллической решетки в направлениях поперек цепи: примерно одинаковы коэффициент Пуассона (~0.2) и коэффициента линейного теплового расширения.
ВВЕДЕНИЕ
Модификация полиамидов путем метилирования (т.е. замены в амидных группах водорода метальными группами) представляет научный и практический интерес [1-3]. Метилирование приводит к ослаблению межмолекулярного взаимодействия, обусловленного ликвидацией водородных связей, и, как следствие, к резкому уменьшению температуры плавления (на 100° и более), изменению механических и других физических свойств, расширению возможностей переработки и т.п.
Цель настоящего исследования - изучение микродеформационных свойств метилированных ПА (МПА). Под микродеформационными свойствами при этом понимаются деформационные свойства различных микроскопических элементов структуры образцов - от молекулярного до надмолекулярного уровня.
Впервые микродеформационные свойства МПА исследовали Бэйкер и Фуллер [1]. Они подвергали одноосному растяжению волокна из ПА-10,10, степень метилирования которых варьировали до 55%, и определяли изменения периода идентичности вдоль направления цепей. Ими была обнаружена тенденция к уменьшению упругости цепей в упорядоченных областях и температуры плавления Т„п по мере увеличения доли
метилированных амидных групп. По деформационному поведению с ростом степени метилирования наблюдался переход от хрупких образцов к каучукоподобным.
В дальнейшем, насколько нам известно, только обычные неметилированные ПА изучали в микродеформационном аспекте. При этом исследования вели как на уровне кристаллической решетки [4], так и на уровне больших периодов [5-7].
В настоящей работе проведено систематическое изучение микродеформационных свойств МПА-12
О
ксн2)и-с-ы-]п,
СН3
причем как при механических, так и при термических воздействиях. Исследовали поведение кристаллической решетки и системы больших периодов. Сопоставляли поведение различных структурных элементов и макроскопических образцов.
МАТЕРИАЛЫ И ПРИГОТОВЛЕНИЕ ОБРАЗЦОВ
Исходные образцы МПА-12 в виде прутков диаметром ~0.52 мм (образцы I) получали экстру-
зией расплава. Затем прутки были одноосно растянуты на лабораторной разрывной машине со скоростью 10 мин-1 при 10°С; растяжение проходило с образованием шейки, которая распространялась по всему образцу, однако образцы до разрыва не доводили. Деформационная кривая представлена на рис. 1. Общая степень вытяжки образцов составляла -430%, а их диаметр после вытяжки -0.44 мм (образцы П).
МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Несмотря на предварительную вытяжку и прохождение образцов II через стадию шейкообразо-вания, полученные волокна при последующем растяжении проявляли каучукоподобные свойства и обратимо растягивались на -70%. Типичная деформационная кривая для этого случая представлена кривой 2 на рис. 1. Однако только до деформаций 10-12% образец практически мгновенно восстанавливал свои размеры. При более высоких деформациях (перегиб на деформационной кривой) для восстановления размеров необходимо заметное время, тем большее, чем больше деформация. Кроме того, при деформациях более 10-12% наблюдалась заметная релаксация напряжений в течение рентгеновского эксперимента. Поэтому в настоящей работе ограничивались структурно-механическими исследованиями при упругих деформациях < 12%.
Для широкоугловых исследований использовали дифрактометр ДРОН-1.5; фоторентгено-граммы получали на плоской пленке в лабораторных камерах, малоугловые дифрактограммы - на установке КРМ-1, а фоторентгенограммы - в лабораторных камерах. Во всех случаях применяли СиА^-излучение, фильтрованное N1. Микродеформационные исследования проводили путем одноосного растяжения образцов непосредственно в дифрактометрах. Растяжение осуществляли ступенчатым образом; после каждой ступени деформации и после разгрузки образцов снимали дифрактограммы. Перед проведением рентгенографических измерений при повышенных температурах образцы с фиксированными концами выдерживали при заданной температуре в течение 1 ч.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Структура и свойства исходных экструдированных образцов I
Образцы I обладали незначительной ориентацией кристаллитов: на большеугловых фоторентгенограммах наблюдались только дебаев-ские кольца со слабым усилением интенсивности около экватора. При съемке дифрактограмм с вращением образца вокруг оси гониометра наблюдали не только экваториальные (рис. 2а), но и меридиональные (рис. 26) рефлексы. Несмотря
а, МПа
Рис. 1. Деформационные кривые исходных (/) и ориентированных (2) образцов МПА-12 при комнатных условиях.
на сравнительно слабую ориентацию образцов на меридиане малоугловых фоторентгенограмм наблюдался каплевидный рефлекс, т.е. рефлекс "радиального типа" по классификации Цванкина [8, 9], характерный для слоевых ориентированных текстур. В таких текстурах часто ось текстуры не совпадает с направлением цепи в кристаллической решетке. По-видимому, в образцах I есть кристаллиты двух типов. Одни из них образуют периодические слоевые структуры (соответственно они дают малоугловой рефлекс и рассеяние вблизи экватора большеугловых рентгенограмм); другие кристаллиты расположены хаотически и периодической структуры не образуют (соответственно они не дают малоуглового рефлекса, а на большеугловых рентгенограммах дают дебаевские кольца).
Область упругих деформаций образцов составляет -10%, модуль упругости -100 МПа, напряжение рекристаллизации (или предел текучести) -10-20 МПа.
Структура вытянутых образцов II
В результате вытяжки образцов I и превращения их в образцы II на большеугловых рентгенограммах происходит трансформация кольцевых рефлексов в дугообразные практически без изменения и углового положения как на экваторе, так и на меридиане; меняется только соотношение интенсивностей экваториальных рефлексов (рис. 2а). На меридиане малоугловых рентгенограмм наблюдается довольно интенсивный рефлекс. Таким образом, образцы II являются по
1146 I
16
18 I
20
22
(б)
/, отн. ед
24 20°, град
12 18 26, град
Рис. 2. Болыиеугловые дифрактограммы вдоль экватора (а) и меридиана (б) исходных (/) и ориентированных (2) образцов МПА-12.
(р, мин
Рис. 3. Малоугловые рентгенограммы ориентированных образцов вдоль меридиана при 20°С. Упругое растяжение вдоль оси ориентации £о = = 0 (7), 3 (2), 6 (3), 9 (■4) и 12% (5).
своей надмолекулярной структуре типичными ориентированными аморфно-кристаллическими системами.
Известно, что ПА с четным числом п углеродных атомов в повторяющемся звене и общей формулой повторяющегося звена -(СН2)п_1-С(0)>Ш-по типу своей кристаллической решетки принадлежат к классу Е согласно классификации Вун-дерлиха [10]. Для этого класса характерны антипараллельная упаковка цепей и два повторяющихся звена в периоде идентичности вдоль полимерной цепи. Наиболее часто встречающейся кристаллографической формой данного класса ПА является а-модификация с моноклинной элементарной ячейкой; при этом направление полимерной цепи совпадает с ¿-осью.
К сожалению, количество наблюдаемых независимых рефлексов недостаточно, чтобы однозначно определить тип элементарной ячейки. Наблюдаемые рефлексы удовлетворительно индицируются, если принять орторомбическую форму элементарной ячейки со следующими структурными параметрами ориентированных образцов МПА-12: периоды идентичности вдоль осей элементарной ячейки а, Ь (ось цепи) и с составляют
8.93; 28.63 и 8.01 А соответственно; продольный размер кристаллитов, найденный с помощью формулы Шеррера по ширине меридионального рефлекса 020 равен 80 А, поперечный размер кристаллитов - 50 А (среднее значение, определенное с помощью той же формулы по экваториальным рефлексам 200 и 002); большой период, определенный с помощью формулы Брэгга, составляет 150 А.
Деформационное поведение больших периодов
В соответствии с деформационной кривой (рис. 1) область быстрых обратимых деформаций при одноосном растяжении не превышает -10%. Это коррелирует с рентгенографическими данными.
На рис. 3 представлена серия малоугловых рентгенограмм, полученных при различных удлинениях образцов в результате одноосного растяжения при 20°С. До £о = 9% интенсивность рефлексов монотонно возрастает, а положение пика смещается в сторону меньших углов. Однако при £о = 12% интенсивность рефлекса заметно понижается, хотя большой период увеличивается во всем интервале исследованных деформаций. На
рис. 4 представлена та же серия рентгенограмм в приведенных координатах. В этих координатах ширина профиля рефлексов меняется от 0.47 при £о = 0 до 0.59 при £0 = 12%, что свидетельствует о неоднородной деформации больших периодов. Такая неоднородность подтверждается тем, что деформация больших периодов ed превышает макроскопическую деформацию образца £q (рис. 5) [11].
Отжиг образцов при фиксированном положении их концов и повышение температуры деформации приводят к гомогенизации микроструктуры и ее деформационного поведения. Так, в результате отжига при 60°С и последующего растяжения при той же температуре наблюдается монотонное увеличение больших периодов при равенстве е</ и £<> (рис. 5, кривая 2) и неизменность профиля малоугловых рефлексов, что является необходимым условием однородности деформации больших периодов [11]. Одновременно в случае однородности деформация больших периодов должна быть по крайней мере не больше деформации образца, что в этом случае выполняется.
Повышение температуры до 80°С приводит к появлению некоторого межфибриллярного проскальзывания; это проявляется в том, что деформация образца £q несколько превышает деформацию больших периодов ed (рис. 5, кривая 3). Ширина профиля малоугловых рефлексов не меняется, т.е. однородность деформации больших периодов сохраняется. Интересно отметить, что если на воздухе образец плавится при ~65°С, то в вакууме малоугловой рентгеновской камеры и под растягивающей нагрузкой образцы не плавятся даже при 80°С.
Деформационное поведение кристаллической решетки
Период идентичности вдоль полимерной цепи в а-модификации обычных ПА близок к периоду в наиболее вытянутой конформации. Однако даже небольшой разницы в этих периодах достаточно, чтобы упругость цепи в решетке и соответственно модули упругости кристаллической решетки вдоль полимерной цепи (например, ПА-6 и ПА-66) были заметно ниже [4], чем рассчитанные для полностью вытянутых конформа-ций этих полимеров [12] или чем экспериментально определенные для ПЭ или ПВС, в решетках которых цепи реально вытянуты и обладают конформацией плоского транс-зигзага [10]. Согласно данным работы [4], модули упругости кристаллических решеток ПА-6 (в а-модификации) и ПЭ равны соответственно 180 и 240 ГПа. Кроме а-модификации для данного класса ПА существует у-форма с более укороченной конформацией цепи в решетке (по данным, приведенным в монографии [10], в среднем на 0.7 А) и соответственно
Рис. 4. Малоугловые рентгенограммы ориентированных образцов вдоль меридиана при 20°С в приведенных координатах. ^ = 0 (1), 3 (2), 6 (5), 9 (4) и 12% (5).
Рис. 5. Соотношение между деформацией больших периодов е^ и деформацией образца 1 -20,2 - 60 и 5 — 80°С.
с более низким модулем упругости решетки вдоль цепи [4].
На рис. 6 представлены литературные данные [10] о значениях геометрических параметров
Н2
е./.
О
. 11 ^^ н2 114° н Х^Р
Рис. 6. Геометрические параметры фрагментов полиамидных цепей [10], использованные при расчетах длины наиболее вытянутой конформа-ции.
Рис. 7. Схема плоской наиболее вытянутой кон-формации ПА-12.
20, град
Рис. 8. Профили меридионального рефлекса 020 от ориентированных образцов МПА-12 при
£(, = о (/), 6 (2) и 12% (3).
(длине валентных связей и валентных углах) молекулярных фрагментов полиамидных цепей. Эти данные были использованы нами для построения плоской вытянутой конформации ПА-12
Таблица 1. Экспериментальные значения периода идентичности вдоль цепи для некоторых ПА с четным числом атомов С в повторяющемся звене [10] и рассчитанные значения для полностью вытянутой конформации
Полимер Эксперименталь-* ное значение, А Рассчитанное значение, А Разность Дс, А
ПА-4, а 12.24 12.29 0.05
ПА-6, а 17.24 17.34 0.10
ПА-8, у 22.40 22.40 0
ПА-10, у 26.50 27.46 0.96
ПА-12 - 32.515 -
МПА-12 28.63 (32.515) 3.885
(рис. 7) и проведения элементарных расчетов, согласно которым расстояние между атомами С1 и N равно 2.546 х 5 + 2.38 = 15.11 А; расстояние от
атома N до атома С" составляет 2.48 + 2.546 х 4 + + 2.52 + 2.45 = 17.634 А. Тогда Ъ = 32.515 А. Аналогичные расчеты были проведены для других ПА (табл. 1). Хорошее соответствие рассчитанных и экспериментальных значений параметра Ь свидетельствует о том, что сделанные приближения оправданы. С другой стороны, эти построения и расчеты показали, что разность Ас между проекцией повторяющегося звена на ось цепи в полностью вытянутой конформации и соответствующим экспериментально определенным периодом идентичности ПА [10] может меняться от полимера к полимеру (табл. 1).
Аналогичные данные по поводу МПА нам неизвестны, однако в первом приближении можно принять, что длина полностью вытянутой конформации МПА-12 та же, что и длина вытянутой конформации ПА-12. Тогда для МПА-12 получается огромная по сравнению с другими ПА величина Дс ~ 4 А. Соответственно следовало ожидать очень низких значений модуля упругости кристаллической решетки вдоль полимерной цепи.
На рис. 8 приведены изменения профиля наиболее сильного меридионального рефлекса (020) при деформации образцов П. Рассчитанные из этих данных значения модуля упругости кристаллической решетки вдоль полимерной цепи действительно чрезвычайно низки и составляют Ес ~ ~ 1.10—1.16 ГПа. Одновременно со смещением меридиональных рефлексов в сторону меньших углов при растяжении вдоль оси текстуры наблюдали смещение экваториальных рефлексов 200 и 002 в сторону больших углов. Рассчитанные по эти данным коэффициенты Пуассона кристаллической решетки МПА-12 в направлениях [100] и [001] (при растяжении вдоль направления [010]) примерно одинаковы и равны 0.2.
Малые значения модуля кристаллической решетки наблюдались нами для одного из поли-сульфонамидов [13]. Однако в случае МПА-12 в отличие от полисульфонамида деформация кристаллитов в образцах намного меньше макроскопической деформации образца. Это означает, что деформация кристаллитов не дает определяющего вклада в деформацию образца; основной вклад, по-видимому, вносит деформация аморфных участков. Процессы межфибриллярного проскальзывания также не играют заметной роли в исследуемых образцах, поскольку деформация больших периодов или превышает макроскопическую деформацию, или близка к ней. Полученные данные позволяют рассчитать модуль упругости аморфных участков для модели их по-
/, отн. ед.
5 6 7 820, град 18 20 22 24 20, град
Рис. 9. Температурные изменения меридиональных (а) и экваториальных рефлексов (б) большеугловых рентгенограмм ориентированного МПА-12. Т= 10 (1), 30 (2), 50 (3), 60 (4) и 70°С (5).
следовательного соединения с кристаллическими. В этом случае имеем соотношение
1/Е0=Ус/Ес + (1-Ус)/Еа (1)
Здесь Е0, ЕсиЕа-соответственно модули упругости образца, кристаллической решетки и аморфных участков, Ус - доля кристаллитов в большом периоде (или объемная внутрифибриллярная степень кристалличности). В соответствии с табл. I имеем Ус ~ 0.53. Величина £0 ~ 200-220 МПа была оценена из деформационной кривой (рис. 1). Подставляя указанные данные в формулу (1), получим модуль аморфных участков Еа= 100-120 МПа, что соответствует модулю упругости слабо ориентированных образцов I.
Температурные изменения кристаллической решетки
На рис. 9 представлены некоторые большеуг-ловые дифрактограммы ориентированных образцов МПА-12, предварительно отожженных при ~60°С, а затем выдержанных при различных температурах. Концы образцов при этом фиксировали. По изменениям положения рефлексов были рассчитаны относительные изменения межплоскостных расстояний (рис. 10) и далее проведена оценка коэффициента линейного теплового расширения аш решетки в различных кристаллографических направлениях. В первом приближении можно считать величину аш постоянной в области 10-40°С, а затем она резко увеличивается в диапазоне 40-50°С. В табл. 2 пред-
ставлены значения аш для двух интервалов: 10-40 и 50-60°С.
В связи с результатами исследования температурных изменений решетки следует отметить два обстоятельства. Во-первых, положительный знак коэффициента теплового расширения ре-
Рис. 10. Относительное увеличение межплоскостных расстояний с ростом температуры: 1 - по рефлексу 200,2 - 002,3 - 020.
Таблица 2. Коэффициенты линейного теплового расширения кристаллической решетки МПА-12
Направление Область температур, °С Коэффициент теплового расширения а х 104, К-1
[200] 10-40 1.3
50-60 4.0
[002] 10-40 1.0
50-60 7.8
[020] 10-40 2.0
50-60 6.2
шетки вдоль полимерной цепи Ощо- Для других полимеров были ранее обнаружены только отрицательные значения ас вдоль цепей [14—21]. Отрицательность ас обусловлена влиянием торсионных и изгибных колебаний [20,21]. Из общих соображений следовало ожидать, что свернутость (или спиральносгь) конформаций цепей должны препятствовать изгибным колебаниям скелета, а в случае торсионных колебаний - уменьшать их влияние на длину проекции повторяющегося звена на направление оси цепи. Таким образом, свернутость конформации цепи должна приводить к уменьшению "отрицательности" ас, тем большему, чем сильнее закрученность спирали (которое можно характеризовать отклонением реального периода идентичности от периода идентичности полностью вытянутой цепи, т.е. величиной Ас). В случае слабо закрученных молекулярных спиралей, таких как спирали в кристаллах полиоксиме-тилена [22], величина ас остается отрицательной. В случае жесткоцепных полимеров, например ароматических полиимидов, величина ас близка к нулю [23]. В случае МПА-12, как отмечено, величина Ас имеет огромное значение. Возможно, поэтому температурный эффект удлинения межатомных связей превалирует над эффектами торсионных и изгибных колебаний, что может объяснить не только "положительность" значений 0020, но и их заметную величину.
Во-вторых, температурные изменения межплоскостных расстояний ¿200 и 4х>2 поперек направления цепей примерно одинаковы. В обычных ПА наличие водородных связей может приводить к резкой анизотропии свойств кристаллической решетки в направлениях поперек цепи, если водородные связи располагаются послойно в определенных кристаллографических плоскостях. Так, для а-формы ПА-6 с развитой системой водородных связей была обнаружена резкая анизотропия тепловых свойств решетки [17]: вдоль направления [200] (совпадающего с направлением водородных связей) наблюдалось слабое уменьшение межплоскостных расстояний с ростом температуры, тогда как в поперечном
направлении, вдоль направления [002], - их заметный рост. В случае МПА-12 отсутствие межмолекулярных водородных связей в системе определяет близость микродеформационных свойств в различных кристаллографических направлениях поперек цепи.
Б.М. Гинзбург, Ю.П. Козырев и A.A. Шепе-левский признательны Международному научному фонду и Правительству Российской Федерации за выделение гранта NJ5L100, благодаря которому стало возможным их участие в данном исследовании.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Baker W.O., Fuller C.W. // J. Am. Chem. Soc. 1943. V. 65. № 6. P. 1120.
2. Xie G., Pino P., Lorenzi G.P. // Macromolecules. 1990. V. 25. №9. P. 2583.
3. Snowden M J., Marston NJ., Vincent B. // Coll. Polym. Sei. 1994. V. 272. № 10. P. 1273.
4. Sakurada I., I to T., Nakamae K. Hi. Polym. Sei. С. 1966. № 15. P. 75.
5. BeresfordDJf., Bevan H. // Polymer. 1964. V. 5. P. 247.
6. Куксенко B.C., Слуцкер А.И. // Физика твердого тела. 1968. T. 10. № 3. С. 838.
7. Гинзбург Б.M., Курбанов К.Б., Ашеров Б.А. // Вы-сокомолек. соед. А. 1974. V. 16. № 3. С. 558.
8. Цванкин Д.Я. Дис.... д-ра физ.-мат. наук. JI.: ИВС АН СССР, 1969.
9. Gerasimov V.l., Genin Ya.V., Kitaigorodsky A.I., Ts-vankin D.Ya. // Kolloid-Z. und Z. Polym. 1972. B. 250. № 5. S. 518.
10. Вундерлих Б. H Физика полимеров. M.: Мир, 1976. Т. 1.
11. Ginzburg В.M., Tuichiev Sh. I I J. Macromol. Sei., Phys. 1992. V. 31. № 3. P. 291.
12. Manley T.R., Martin C.G. // Polymer. 1973. V. 14. P. 632.
13. Гинзбург Б.M., Магдалев Е.Т., Волосатое В.H., Федорова Р.Г., Щетинин A.M., Френкель С.Я. // Высокомолек. соед. Б. 1980. Т. 22. № 9. С. 660.
14. SlichterW.P.//J. Polym. Sei. 1958. V. 35. № 128. P. 77.
15. Wakelin J.H., Sutherland A., Beck L.R. //J. Polym. Sei. 1960. V. 42. № 139. P. 278.
16. Cole E.A., Holmes D R. // J. Polym. Sei. 1960. V. 46. № 147. P. 245.
17. Гойхман А.Ш., Осокин Г. А., Конкин A.A.II Высокомолек. соед. А. 1968. Т. 10. № 7. С. 1642.
18. Kobayashi Y., Keller A. //Polymer. 1970. V. 11. P. 114.
19. Davis G.T., Eby R.K., Colson J.P. H J. Appl. Phys. 1970. V. 41. P. 4316.
20. Chen F.С., Choy C.L., Wong S P., Young К. Hi. Polym. Sei., Polym. Phys. Ed. 1981. V. 19. № 6. P. 971.
21. Дадобаев Г., Слуцкер А.И. H Высокомолек. соед. А. 1982. Т. 24. № 8. С. 1616.
22. Grämlich V. // Ргерг. Short Commun. IUP AC Macro-Mainz. Mainz, 1980. V. 3. P. 1346.
23. Туйчиев Ш. Дис. ... д-ра физ.-мат. наук. JI.: ИВС, 1991.
Microdeformation Properties of Methylated Polyamide-12
B. M. Ginzburg*, Sh. Tuichiev**, D. Nuraliev**, Yu. P. Kozyrev*, A. A. Shepelevskii*, R. Puffr***, and Ya. Stekhlichek***
* Institute of Machine Science, Russian Academy of Sciences Bol'shoi Pr. 61. St. Petersburg, 199178 Russia
** Tadzhik State University Pr. Rudaki 17, Dushanbe, 734016 Tadzhikistan *** Institute of Macromolecular Chemistry, Academy of Sciences of the Czech Republic PL Geirovskogo 2, Praha 6,16200 Czech Republic
Abstract—Microdeformation behavior of methylated PA-12 subjected to orientation was studied by X-ray diffraction. The crystal lattice parameters were determined. The elastic modulus Ec along the polymer chain was found to be very low (Ec ~ 1.10-1.16 GPa). This feature was explained by the very large difference between the lengths of the most extended conformation and the real conformation of a chain in the lattice, which was -4Â per repeat unit of the total length 28.63 Â. The main contribution to the deformation of the polymer is associated with amorphous layers, whose elasticity is even lower (£a = 100-120 MPa). The high "foldedness" of a chain in the lattice is apparently the result of positive (in sign) and large magnitude of the coefficient of linear thermal expansion for the lattice along the polymer chain: a = (2-6) x 10-4 K_l. The absence of hydrogen bonding in the methylated polyamide provides more or less isotropic properties of the crystal lattice in the lateral direction with respect to chain alignment: Poisson coefficient (-0.2) and coefficient of liner thermal expansion are approximately equal.
