CC BY
16КОМПОЗИТЫ
УДК 541.64:539.2
ПОЛИИМЙДЫ СО СТРУКТУРОЙ ПОЛУВЗАИМОПРОНИКАЮЩЕЙ СЕТКИ КАК СВЯЗУЮЩИЕ ДЛЯ УГЛЕПЛАСТИКОВ
© 2000 г. В. М. Светличный, Л. А. Мягкова, В. В. Кудрявцев, В. Е. Юдин, Г. Н. Губанова, А. В. Грибанов, Ю. Н. Панов, М. Э. Вылегжанина, Т. Е, Суханова,
Ю. Н. Сазанов, Г. Н. Федорова
Институт высокомолекулярных соединений Российской академии наук 199004 Санкт-Петербург, большой пр., 31
Поступила в редакцию 09.12.98 г.
Принята в печать 14.04.99 г.
Осуществлен синтез легко перерабатываемых из расплава полиимидов со структурой полувзаимопроникающей сетки на основе полиэфиримида и двух бисмалеимидов, содержащих фрагмент 4,4'-бис-(4"-аминофенокси)дифенилсульфона. Варьирование соотношения исходных компонентов (бисма-леимид-полиэфиримид) и химического строения бисмалеимида позволяет регулировать надмолекулярную и фазовую структуру образующихся при термоотверждении полимеров. Использование синтезированных полимеров в качестве связующих приводит к образованию углепластиков, сочетающих повышенную вязкость межслоевого разрушения с высоким уровнем прочностных свойств и теплостойкости.
Концепция создания полувзаимопроникающих сеток (полу-ВПС) [1] получила развитие при синтезе термостойких имидсодержащих полу-ВПС [2-9]. Композиции, состоящие из сшитого и линейного полимеров, получали на основе олигомеров с концевыми ацетиленовыми или норборненовыми группами (ТЬегпйё и РМК-15) и термопластичных полиимидов таких, как ЬАЯС-ТР1 и N11-150 [3-6].
К настоящему времени известны лишь единичные работы, где упоминается об использовании бисмалеимидов и термопластичных полиимидов: для получения полу-ВПС [7, 9] или в композитах [8]. Показана возможность полимеризации бисмалеимида в матрице полибензимидазола [10].
Настоящая работа посвящена синтезу новых полимерных систем со структурой полу-ВПС, включающих линейный полимер - полиэфиримид
и сшитый полимер - полибисмалеимид. Исследованы особенности надмолекулярной структуры синтезированных полимеров и изучено влияние состава полу-ВПС на термические характеристики, механические свойства, теплостойкость и тре-щиностойкость соответствующих углепластиков.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В качестве объектов исследования использовали полимерные связующие на основе смесей различного состава полиэфиримида с олигобис-малеимидами БМИ-1 и БМЙ-2 соответственно, которые при отверждении образуют полимеры со структурой полу-ВПС. Химические формулы БМИ-1, БМИ-2 и полиэфиримида представлены ниже.
О О
о БМИ-1 О
291
7*
О о
БМИ-2 °
Полиэфиримид
БМИ-1 получали по методике, [9]. Тш = 212— 213°С (из смеси этилацетат-хлороформ).
Найдено, %: С 64.92; Н3.59; N4.77; 8 5.48. Для С32Н20О18Ы28
вычислено, %: С 64.87; Н3.38; N4.73; 8 5.41.
ЯМР13С-спектр БМИ-1 имеет группу сигналов в олефиновой области в интервале хим. сдвигов 118-169.23 м. д. Наличие мальимидного цикла характеризуется сигналами углеродов при двойной связи при 134.15 м. д. и карбонильных углеродов при 169.23 м. д. В спектре ЯМР'Н протоны при двойной связи характеризуются сигналом при 6.85 м. д.
БМИ-2 синтезировали четырехстадийным синтезом. При взаимодействии двукратного избытка 4,4'-быс-(4"-аминофенокси)-дифенилсульфона с ди-ангидридом 1,3-бис-(3,4-дикарбоксифенокси)-бен-зола в К-метилпирролидоне (МП) получали соответствующую олигомерную диаминоамидокисло-ту, которую затем термически имидизовали в растворе с образованием диаминобисимида. К полученному продукту добавляли малеиновый ангидрид. Образующуюся олигомерную бисмалеамидо-кислоту подвергали химической имидизации.
Найдено, %: С 66.65; Н3.36; N4.02; 8 4.51. ДляСтеН^О^вг
вычислено, %: С 67.34; Н3.31; N4.03; 8 4.60.
В спектре ЯМР13С сигналы углеродов при двойной связи в БМИ-2 расположены в интервале 112-169 м.д. Дополнительно к сигналам концевого малеймидного звена (аналогичным сигналам БМИ-1 при 134.1 и 169.2 м. д.) появляются характеристичные новые сигналы внутреннего имид-ного цикла при 116.2 и 131.6 м. д., отнесенные к карбонильным и метановым углеродам соответственно. В спектре также наблюдаются сигналы
углеродов бензольных колец резорцинового звена, связанного с внутренним имидным циклом, при 166.2; 162.6; 116.5; 112.4 м. д. В спектре ЯМР'Н, как и в БМИ-1, имеются сигналы протонов у двойной связи при 6.9 м. д.
В ИК-спектрах БМИ-1 и БМИ-2 наблюдаются типичные полосы в области 1720-1770 и 3040-3080 см-1, относящиеся к колебаниям имидного цикла и двойной связи.
Поли-[4,4'-бис-1Ч-фенокси(дифенилсульфон)]-имид на основе 1,3-бмс-(3,4-дикарбоксифенок-си)бензола (ПЭИ) получали двустадийным методом в растворе в МП в соответствии с методикой [11]. Раствор ПЭИ в МП имел концентрацию 20 мае. %.
Исходные композиции БМИ-ПЭИ готовили совместным растворением компонентов в МП в интервале содержания БМИ 15-80 мае. %. Образцы полимеров со структурой полу-ВПС получали ' отверждением при 250-300°С в течение 1-7 ч после испарения растворителя. Содержание геля, образующегося соответственно в ПЭИ, БМИ и композициях, отвержденных в одинаковых условиях (300°С - 4 ч), определяли, экстрагируя растворимую часть хлороформом или МП.
Вязкость расплава неотвержденных композиций измеряли на реовискозиметре ПИРСП с рабочим узлом конус-плоскость (угол конуса 1°, диаметр пластин 40 мм).
Термогравиметрический анализ ПЭИ и отвержденных образцов со структурой полу-ВПС проводили на дериватографе в самогенерируемой атмосфере (т.е. в атмосфере летучих продуктов, выделяющихся из образца во время его нагревания) при скорости подъема температуры 10 град/мин.
Препреги готовили нанесением растворов композиций на углеродную ткань ЭЛУР и после сушки от растворителя пакетировали в стопку из
24-30 слоев. Методом прямого прессования при температуре 250°С и давлении 0.4-0.5 МПа получали однонаправленный композит Толщиной 3 мм, который подвергали дополнительному отверждению при 300°С.
Вязкоупругие характеристики углепластиков - модуль упругости на сдвиг С и модуль потерь С определяли методом свободно затухающих крутильных колебаний в диапазоне частот 0.5-1 Гц (крутильный маятник МК-003, разработка ИВС РАН).
ИК-спектры образцов снимали на спектрофотометре "Зресогс! М-80", использовали пленки БМИ и ПЭИ на КВг. Спектры ЯМР13С (в твердой фазе) получали на приборе СХР-100 "Вгикег" на частоте 25.2 МГц, а спектры ЯМР'Н и ЯМР13С (в растворе в СБС13) - на приборе АС-200 "Вгикег" на частоте 50 МГц.
Параметр С1с, характеризующий вязкость межслоевого разрушения однонаправленного композиционного материала, измеряли по методу двойной консольной балки на разрывной машине 1958 У-10-1 при скорости нагружения 10 мм/мин.
Электронно-микроскопические исследования выполняли на электронном микроскопе "Мпи-БЕМ" (АКА8Н1) при разрешении 400-500 А.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
По данным спектроскопии ЯМР13С, термическая полимеризация чистого БМИ начинается уже при 200°С. Однако полностью нерастворимый опитый продукт образуется только при температуре 300°С, которая и была выбрана в качестве оптимальной температуры отверждения. Согласно работе [1] об образовании ВПС можно судить по количеству образующейся в полимерах гель-фракции (табл. 1). В оптимальных условиях термообработки ПЭИ практически не образуют геля (табл. 1, образец 2), тогда как БМИ образует полностью нерастворимый сшитый продукт (образцы 7 и 13). С повышением содержания БМИ в исходной композиции количество гель-фракции увеличивается (образцы 3-5 и 9-11). Достаточно внести 40-50 мае. % БМИ (образцы 4 и 10), чтобы получить после отверждения полностью сшитую композицию. Таким образом, бисмалеимид, сшитый в присутствии линейного термопластичного ПЭИ, удерживает его в своей сетке, что свидетельствует об образовании полу-ВПС.
Характер изменения вязкости расплава при 250°С композиции ПЭИ : БМИ-1 со временем при вариации ее состава представлен на рис. 1. Вязкость "чистого" ПЭИ мало меняется, вероят-
Таблица 1. Образование гель-фракции при отверждении композиций на основе БМИ и ПЭИ (температура отверждения 300°С, время отверждения 4 ч)
Образец, №
Соотношение БМИ: ПЭИ, мае.
Содержание геля, мае. %
БМИ-1 + ПЭИ 1* 0:100 2 0: 100
3 15:85
4 42:58
5 80:20 6** 100:0 7 100:0 8* 100:0
БМИ-2 + ПЭИ
2 2 58
98
99 66
100 0
9 15 85 53
10 42 58 83
11 80 20 95
12** 100 0 84
13 100 0 100
* Исходные ПЭИ и БМИ-1 без нагревания. ** Температура отверждения 250°С.
но, вследствие слабого структурообразования расплава [12]. Иначе обстоит дело при введении в термопластичную матрицу ПЭИ олигобисмалеимида БМИ-1. Начальная вязкость (условно через 1 мин) понижается вследствие пластифицирующего действия БМИ. Вязкость системы резко возрастает во времени, и тем в большей степени, чем выше содержание БМИ в композиции. Это связано, по-видимому, с образованием пространственной сетки и развитием полу-ВПС типа "змея в клетке".
Скорость нарастания вязкости можно охарактеризовать количественно параметром к в соотношении lgn = lgrjo + kt. Величина к (рис. 2) изменяется линейно с повышением содержания БМИ в соотношении к (мин-1) = 0.2 + 0.23/и, где т - массовое содержание БМИ в исходной композиции. Величина % является убывающей функцией т. Качественно аналогичное поведение наблюдается у композиций ПЭИ + БМИ-2, однако скорость образования пространственной сетки
1ё"П № с] 6.5-
20
Время, мин
Рис. 1. Зависимость вязкости расплава композиций ПЭИ + БМИ-1 во времени при 250°С. Количество вводимого БМИ-1: 0 (/), 15 (2), 26 (5), 36 (4) и 42% (5).
БМИт1, мае. "5
Рис. 2. Зависимость констант начальной скорости сшивания композиций ПЭИ + БМИ-1 от ее состава.
оказывается более медленной к = 0.2 + 0.14т, а пластифицирующее действие в начальный момент у БМИ-2 оказывается меньшим, чем у БМИ-1, вероятно, из-за более высокой молекулярной массы БМИ-2. Рассматриваемые неот-вержденные композиции БМИ + ПЭИ по данным реологических исследований образуют расплавы с Г| от 3 х 102 до 3 х 103 Па с при 250°С и могут быть успешно использованы в качестве связующих для приготовления углепластиков. Низкая начальная вязкость расплава неотвержденных композиций способствует улучшению пропиты-ваемости углеродных волокон при формировании композита, повышению их объемного содер-
жания в композите и соответственно улучшению его прочностных свойств. Объемное содержание волокон изменяется от 50% в углепластиках на основе ПЭИ связующих до 60% в композитах на основе связующих БМИ + ПЭИ.
Изучение прочностных свойств композитов (табл. 2) на основе связующего БМИ + ПЭИ показывает, что с увеличением содержания БМИ прочность на изгиб при 20°С возрастает по сравнению с композитом на основе чистого ПЭЙ. При 250°С для композита на основе ПЭИ происходит полная потеря прочности. Композит на основе БМИ-1 + ПЭИ при соотношении 80 : 20 обладает при 250°С более высокими прочностными свойствами, чем на
Таблица 2. Механические свойства углепластиков на основе связующих БМИ + ПЭИ
Прочность на изгиб о^ (МПа) углепластиков на основе композиций, содержащих БМИ
т,°с БМИ-1, мае. % БМИ-2, мае. %
100 80 42 15 0 100 80
20 1180 1120 1160 970 880 1320 1190
100 - - - 840 670 1280 1210
150 1450 1220 870 930 760 1340 990
200 1410 1090 890 710 500 1140 920
250 1350 1000 580 90 100 260 180
300 760 500 170 - - 110 70
350 550 380 - - - - -
основе ПЭИ при 20°С, а при 300°С сохраняет еще удовлетворительные свойства (500 МПа). Прочность на изгиб композита на основе БМИ-2 + ПЭИ при 20°С сравнима с таковой для БМИ-1 + ПЭИ, однако температурный диапазон прочности первого понижается.
На диаграммах зависимости модуля упругости С и модуля потерь С от температуры (рис. За) не наблюдается заметного сдвига пика модуля потерь С при введении БМИ-2 в матрицу ПЭИ. При добавлении же БМИ-1 в матрицу ПЭИ существенно увеличивается теплостойкость композита (рис. 36). При этом в композите на основе связующего БМИ-1 + ПЭИ модуль механических потерь <7' (для композиции, содержащей 80% БМИ-1) имеет бимодальный характер, тогда как для системы БМИ-2 + ПЭИ этот пик унимодален.
Известно [13, 14], что введение сшивающего агента в термопластичную матрицу приводит к повышению жесткости и хрупкости полимерной системы, что в свою очередь вызывает понижение величины параметра <31с, характеризующего вязкость межслоевого разрушения композиционного материала. Проведенная сравнительная оценка хрупкости композита на основе связующего БМИ-1 + ПЭИ со структурой полу-ВПС показала, что величина С1с для ПЭИ составляет около 1000 Дж/м2, для БМИ-1 - 60 Дж/м2. Для композита на основе связующего, содержащего в своем составе от 30 до 70% БМИ-1, величина Сг\с изменяется от 400 до 200 Дж/м2. Таким образом, несмотря на более высокие показатели по прочностным и теплостойким характеристикам, композиты на основе "чистого" БМИ-1 значительно уступают по показателям трещиностойкости композитам на основе связующего БМИ-1 + ПЭИ со структурой полу-ВПС. Оптимальным для исходной композиции является соотношение 70% БМИ-1 и 30% ПЭИ. Углепластик на основе этой композиции сохраняет теплостойкость на уровне 300°С при значении параметра = 200 Дж/м2. Такого эффекта невозможно одновременно добиться, используя только "чистый" ПЭИ или "чистый" БМИ-1.
Композит на основе "чистого" БМИ-2, который моделирует элементарное звено ПЭИ, демонстрирует повышение параметра в 6 раз по сравнению с БМИ-1. В композитах на основе связующих БМИ-2 + ПЭИ со структурой полу-ВПС в исследованном интервале состава исходных композиций величина С1с колеблется от 400 до 800 Дж/м2, что существенно выше, чем для системы БМИ-1 + + ПЭИ. Обращает на себя внимание то, что зависимость от состава исходных композиций БМИ-2 + ПЭИ носит линейный характер (рис. 4),
G', G", Па (а)
ю9-108 "
107 -
ДО6|_I_J_I_I_1_I l_L
Рис. 3. Температурная зависимость модуля упругости G (1-3) и модуля потерь G" (Г-3') для углепластиков на основе композиции БМИ-2 + + ПЭИ (а) и БМИ-1 + ПЭИ (б). Состав композиций: а - 100: 0 (1,1'), 80 : 20 (2,2'), 42 : 58 (3,3'); б - 100: 0 Ц, Г), 80: 20 (2,2'), 0 : 100 (3,3').
тогда как для системы БМИ-1 + ПЭИ эта зависимость не соответствует правилу аддитивности.
По данным ТГА (табл. 3) видно,"что по мере повышения содержания ПЭИ термостойкость от-вержденной композиции увеличивается.
Характер зависимости Glc от состава композиций, модуля упругости и модуля потерь углепластиков от температуры, а также различия в термодеструкции композиций, можно связать с морфологическими различиями исследуемых систем.
Glc, Дж/м2
БМИ, мае. %
Рис. 4. Зависимость (31с углепластиков от массового соотношения исходных компонентов для композиций на основе БМИ-1 + ПЭИ (1) и БМИ-2 + ПЭИ (2).
На рис. 5 представлены электронные микрофотографии отмытых гелей, полученных соответственно на основе БМИ-1 + ПЭИ (А) и БМИ-2 + ПЭИ (Б) с разным соотношением компонентов в исходных композициях.
В композиции БМИ-1 + ПЭИ (рис. 5А) отчетливо проявляется гетерогенная структура полу-ВПС и образование доменов. Так, для массового соотношения БМИ-1 + ПЭИ = 15 : 85 наблюдаются домены нерегулярных размеров от 5 до 50 мкм (рис. 5 А, фото а), которые неравномерно распределены по объему образца. При большем увеличении (рис. 5А, фото б) на поверхности скола видны бороздки различной глубины и протяженности, свидетельствующие о вязком характере разрушения образца (С1с порядка 500-600 Дж/м2, рис. 4) и плавном переходе от одной фазы к другой. При увеличении содержания БМИ-1 в композиции до 30-42% (рис. 5А, фото в, г) четко выраженной двухфазности не наблюдается. Поверхность скола имеет периодический зигзагообразный рельеф и четкие границы, что свидетельствует об увеличении хрупкости системы. Этот результат
Таблица 3. Данные ТГА для полу-ВПС композиций БМИ + ПЭИ
БМИ ПЭИ Т5%, °С Т'кМ!» Энергия активации, кДж/моль
100 0 440/430 450/480 195.0/38.3
70 30 420/460 450/505 46.3/74.2
30 70 475/460 515/505 76.5/78.7
0 100 535/- 545/- 291/-
Примечание. В числителе даны значения для БМИ-1, в знаменателе - для БМИ-2.
находится в согласии с экспериментальной зависимостью Glc от состава композиции. При 80%-ном содержании БМИ-1 в системе происходит инверсия фаз - непрерывной становится фаза БМИ-1, а дисперсной - ПЭИ (рис. 5А, фото д, е). Однако в данном случае характер микрогетерогенности отличен от композиции состава 15 : 85 (рис. 5А, фото а, б). На поверхности скола видна ярко выраженная дисперсная фаза значительно меньших размеров (от 0.5 до 1.5 мкм) сферической или эллиптической формы с четкими границами раздела. По-видимому, при таком соотношении компонентов ухудшается их совместимость. Характер скола (рис. 5 А, фото д) может свидетельствовать и о большей пористости образца этого состава, т.е. система становится более рыхлой с микропустотами. Нелинейный характер зависимости Glc от состава композиции может быть объяснен возникающей двухфазной структурой полимера.
Более низкий уровень термостойкости от-вержденной композиции БМИ-1 + ПЭИ = 70 : 30 (табл. 3), по-видимому, связан с прохождением различных деструктивных процессов на границе раздела фаз в образующейся двухфазной системе. Увеличение термостойкости композиции БМИ-1 + + ПЭИ = 30 : 70 (табл. 3), вероятно, обусловлено повышением гомогенности системы.
Анализ микрофотографий отвержденных композиций БМИ-2 + ПЭИ (рис. 5Б, фото а-е) показал, что в этом случае не наблюдается четкого разделения на фазы во всем диапазоне исследованных составов. Поверхности сколов по виду напоминают поверхности хрупких сколов аморфных стеклообразных полимеров с характерными "ступеньками скола" (рис. 5Б, фото а) [15] и "ру-чейковым рельефом" (рис. 5Б, фото в). Вероятно, в этом случае система является более гомогенной по сравнению с БМИ-1. Отметим, что олигоимид БМИ-2 по химическому строению практически идентичен элементарному звену ПЭИ. По-видимому, высокая гомогенность системы обусловливает отсутствие изменений в термостойкости композиций БМИ-2 + ПЭИ различного состава по сравнению с композициями БМИ-1 + ПЭИ (табл. 3).
Особенность морфологии отвержденной композиции БМИ-2 + ПЭИ, вероятно, определяет высокие значения Glc (1000 Дж/м2 при соотношении 15 : 85 и 800 Дж/м2 при соотношении 42 : 58) и линейный характер ее зависимости от состава. Эти данные согласуются с результатами измерения температурной зависимости модуля потерь G": в случае БМИ-2 (рис. 3) на кривой имеется один пик.
Рис. 5. Электронные микрофотографии низкотемпературных сколов отмытых гелей, полученных на основе композиций БМИ-1 + ПЭИ (А) и БМИ-2 + ПЭИ (Б). Состав композиций: А - 15 : 85 (а, б), 42 : 58 (в, г) и 80 : 20 (д, е); Б - 15 : 85 (а), 42 : 58 (б) и 80 : 20 (в). А: х400 (а), 2000 (б), 1000 (в-д) и 3000 (е); Б: хЮОО.
Таким образом, нами осуществлен синтез новых полиимидов со структурой полу-ВПС, представляющих интерес как связующие для углепластиков. Сочетание термопласта (ПЭИ) и сетчатой структуры полибисмалеимидов приводит к заметному повышению трещиностойкости образующихся полиимидных связующих со структурой полу-ВПС, существенно не понижая их прочность, термо- и теплостойкость по сравнению с полибисмалеимидами.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Сперлинг Л. Взаимопроникающие полимерные сетки и аналогичные материалы. М.: Мир, 1984. 10. МогноновД.М., БатлаевК.Е.,Изынеев A.A. ЦВъ\-С. 328. сокомолек. соед. А. 1993. Т. 35. № 4. С. 177.
2. Pater R H. Encyclopedia of Composites / Ed. by Lee 11. Светличный В.M., Архипова Е.В., Денисов В.M., S.M. New York: VCHPubl., 1990. V. 2. P. 377. Кольцов A.M., Копылов В.M., Рейсфелъд В.О.,
3. Hanky H.O., Clair T.L.St. // SAMPE J. 1985. V. 21. -P. 40.
4. Pater R.H. //Polym. Eng. Sei. 1991. V. 31. № 1. P. 20.
5. Pater R.H. //Polym. Eng. Sei. 1991. V. 31. № 1. P..28.
6. Alam S., Kandpal L.D. // J. Macromol. Sei. C., Rev. Macromol. Chem. Phys. 1993. V. 33. № 3. P. 291.
7. Steiner P.A., Browse J.M., Blair M.T., McKillen J.M. // SAMPE J. 1987. V. 23. P. 8.
8. Rakutt D., Fitzer E., Stenzenberger H.D. // Proc. 5 Int. Carbon Conf. "Carbon 92". Essen, 1992. P. 780.
9. Paskal T„ Mercier R., Sillon B. // Polymer. 1989. V. 30. № 4. P. 739.
Светличная В.М. // Высокомолек. соед. А. 1990. Т. 32. № 10. С. 2075. 12. Котон ММ., Болотникова Л.С., Светличный В.М., Давыдова И.Ф., Киселев Б.А., Кудрявцев В В., Мнацаканов С.С., Панов Ю.Н., Перов Б.Ф., Френкель С.Я. // Пласт, массы. 1986. №4. С. 11.
13. Leung C.L., Lau K.S.Y., LandisAL. // Am. Chem. Soc.,' Polym. Prepr. 1992. V. 33. № 1. P. 509.
14. Stenzenberger H.D., Romer W., Herzog M., Konig P. // 33 Int. SAMPE Symp. 1988. V. 33. P. 1229.
15. Kayui Г. Разрушение иолимеров. M.: Мир, 1981.
Polyimides with the Structure of Semi-Interpenetrating Network as Binding Agents for Carbon Plastics
V. M. Svetlichnyi, L. A. Myagkova, V. V. Kudryavtsev, Y. E. Yudin, G. N. Gubanova, A. V. Gribanov, Yu. N. Panov, M. E. Vylegzhanina, T. E. Sukhanova, Yu. N. Sazanov, and G. N. Fedorova
Institute ofMacromolecular Compounds, Russian Academy of Sciences, Bol'shoipr. 31, St. Petersburg, 199004 Russia
Abstract—Easily melt-processed polyimides with the structure of a semi-interpenetrating network based on poly(ether imide) and two bis(maleimides) containing a fragment of 4,4'-bis(4"-aminophenoxy)diphenyl sul-fone were synthesized. By vaiying the ratio between the initial components, [bis(maleimide) and poly(ether imide)], and the chemical structure of bis(maleimide), one may control the supermolecular and phase structures of polymers produced upon thermal solidification. Application of the synthesized polymers as binding agents allowed preparation of carbon plastics which combine an improved toughness of interlaminar fracture with a high level of strength properties and heat resistance.
