CC BY
32ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 2008, том 50, № 1, с. 54-62
СТРУКТУРА, СВОЙСТВА
УДК 541.64:539.2:545-126
СТРУКТУРА ОРИЕНТИРОВАННЫХ ВОЛОКОН ПОЛИВИНИЛОВОГО СПИРТА, МОДИФИЦИРОВАННЫХ НАНОАЛМАЗАМИ ДЕТОНАЦИОННОГО СИНТЕЗА1
© 2008 г. Т. С. Куркин*, А. Н. Озерин*, А. С. Кечекьян*, Л. А. Озерина*, Е. С. Оболонкова*, М. А. Бешенко*, В. Ю. Долматов**
*Институт синтетических полимерных материалов им. Н.С. Ениколопова Российской академии наук 117393 Москва, Профсоюзная ул., 70 **3акрытое акционерное общество "Алмазный центр" 193177 Санкт-Петербург, Советский пр., 33а Поступила в редакцию 26.12.2006 г.
Принята в печать 28.06.2007 г.
Выполнено сравнительное исследование структуры, физико-механических и теплофизических свойств нанокомпозиционных ориентированных волокон на основе поливинилового спирта, наполненных наноалмазами детонационного синтеза, и волокон на основе немодифицированного полимера. Определены условия и режимы гель-формования нанокомпозиционных волокон с сохранением высокого уровня дисперсности наноразмерного наполнителя без его агрегации. Обнаружено, что введение наноразмерного наполнителя вплоть до 7 об. % не приводит к заметным изменениям в области температур стеклования и плавления на термограммах образцов. Аморфно-кристаллическая структура матричного полимера также не претерпевает при этом каких-либо заметных изменений. Установлено, что при выбранных условиях гель-формования и сопоставимых кратно-стях ориентационной вытяжки нанокомпозитные волокна обладают существенно более высокими значениями продольного модуля упругости, близкими значениями разрывной прочности и меньшей величиной удлинения при разрыве, чем волокна из немодифицированного полимера. Исследованные наномодифицированные волокна являются перспективным материалом для использования в качестве армирующих элементов конструкционных композиционных материалов различного назначения.
ВВЕДЕНИЕ
Структура, свойства, способы получения и области применения полимерных нанокомпозитов в настоящее время широко исследуются во всем мире [1]. Интерес к этим объектам обусловлен возможностью получить для них комплекс новых, отличных от простой аддитивности, потребительских и эксплуатационных свойств, не характерных для каждого отдельного компонента, составляющего нанокомпозит. Наибольшие надежды [2] возлагаются на системы, где один из компонентов сохраняет в полимерной матрице
1 Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (код проекта 05-03-33120а) и Программ < 3 и < 4 (2006 г.) Отделения химии и наук о материалах РАН.
E-mail: ozerin@ispm.ru (Озерин Александр Никифорович).
высокую дисперсность (не агрегирует) и имеет, хотя бы в одном направлении, характерные размеры из области нанометрового диапазона (нано-частицы).
В случае наночастиц высокой анизометрии формы (большое отношение длины к поперечным размерам) наибольшие изменения можно ожидать для комплекса физико-механических характеристик нанокомпозитов на их основе, особенно в ориентированном состоянии (пленки, волокна, нити).
Действительно, в работах [3, 4] описан оригинальный способ получения и свойства ориентированных волокон из ПВС, наполненных одностен-ными углеродными нанотрубками (60 мас. %), разрывная прочность которых составляла более 1.8 ГПа, а удельная величина энергии разрушения
в 4 раза превосходила эту характеристику для натуральной паутины и в 20 раз для стальной проволоки. Однако, по мнению самих авторов [4], высокая стоимость наполнителя, для которого требуется высокая степень очистки и фракционирования, и его высокое содержание в нанокомпозите, необходимое для достижения требуемых физико-механических свойств, являются серьезным препятствием для коммерциализации производства таких материалов. Попытки воспроизвести описываемый процесс при стандартных условиях формования волокон ПВС и невысоком содержании углеродных нанотрубок (3 мас. %) приводят к более скромным результатам [5].
Вместе с тем перспективным компонентом ориентированных нанокомпозитов являются на-ноалмазы детонационного синтеза (НАДС) [6-8]. НАДС образуют анизометричные наноразмер-ные "неразрушаемые агрегаты" [9, 10], которые могут быть использованы в качестве эффективных модификаторов физико-механических свойств наполненных ориентированных полимерных систем.
Цель настоящей работы - изучение структуры и свойств ориентированных волокон ПВС, наполненных НАДС.
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
ПВС является крупнотоннажным и хорошо изученным объектом для растворного формования ориентированных волокон и нитей на его основе [11-13], что определило выбор ПВС в качестве матричного элемента нанокомпозиционных материалов, исследованных в данной работе.
Использовали высокомолекулярный ПВС с М = 2.2 х 105, синтез которого описан в работах [14-17].
Раствор для формования модифицированного ПВС готовили следующим способом.
Исходный порошок НАДС (производство ЗАО "Алмазный центр", марка УДА-СТП по ТУ 05121441-275-95) редиспергировали в смеси ДМСО-вода (массовое соотношение 80 : 20) при комнатной температуре и выдерживали в течение 1 суток до получения стабильной суспензии
НАДС (~8 мае. %, 2.4 об. %), после чего суспензию отделяли от осадка. В суспензию НАДС, стабилизированную в смешанном растворителе, добавляли при комнатной температуре ПВС. Полученную смесь нагревали при перемешивании до 120°C, после чего перемешивание продолжали при постоянной температуре в течение 6 ч до получения равномерно окрашенного раствора темно-серого цвета. Массовое соотношение компонентов ДМСО : вода : ПВС : НАДС в растворе для формования составляло 80 : 20 : 15 : 3.
Готовый раствор хранили до созревания геля в течение 1 суток при ~0°C.
Раствор для формования немодифицированно-го (без НАДС) ПВС готовили таким же способом.
Часть горячего раствора поливали на стеклянные подложки для получения и последующего исследования изотропных пленок материала (ПМ).
Формование волокон проводили на лабораторном устройстве формования и вытяжки волокон "SpinLine" фирмы "DACA Instruments". Созревший гель загружали в камеру устройства формования при комнатной температуре и нагревали до 85°C. После термостабилизации гель формовали по сухо-мокрому способу через круглую фильеру диметром 1 мм со скоростью 1.2 м/мин и принимали в осадительную ванну (изопропанол, комнатная температура).
Пластификационную вытяжку отвержденного геля выполняли при комнатной температуре сразу после приемки в осадительную ванну.
Пластификационно вытянутый гель инклюди-ровали водой в течение нескольких суток, после чего сушили в вакуумном шкафу при 70°C до постоянной массы.
Для сравнительных исследований ориентаци-онную вытяжку приготовленных сухих ксероге-лей осуществляли на воздухе в две стадии при контакте с металлическим нагревательным элементом, обеспечивающим условия зонной вытяжки с длиной области нагрева L = 2 см или условия вытяжки на обогреваемом столе с L = 20 см. Скорость подачи волокна составляла 1 м/мин.
Температура (T) и кратность (K) вытяжки используемых образцов ПВС
Образец T, °C K T, °C K T, °C K
пластификационная вытяжка ориентационная вытяжка 1 ориентационная вытяжка 2
В 20 3 190 3 220 1.5
ПМ - - - - - -
ВМ-1 20 3 - - - -
ВМ-2 20 3 190 3 - -
ВМ-3 20 3 190 3 220 1.5
ВМ-4 20 3 190 3 220 2
Примечание. ПМ - пленка, остальные - волокно; В - ПВС, остальные - ПВС + НАДС; длина зоны нагревания при вытяжке ВМ-4 - 20 см, остальные - 2 см.
Исследовали волокна из немодифицированно-го (В) и модифицированного НАДС (ВМ) полимера.
Содержание НАДС в нанокомпозиционных пленках и волокнах составляло 16.6 мас. % (7 об. %).
Температура и кратность вытяжки используемых образцов ПВС приведены в таблице.
Механические характеристики сформованных ориентированных волокон измеряли на универсальной испытательной машине "БЫтаёш ЛвБ-Ю". Испытания при одноосном растяжении до разрыва проводили на моноволокнах при комнатной температуре на измерительной базе (исходная длина волокна) 100 мм и скорости движения зажима 10 мм/мин.
Рентгенограммы в больших углах рассеяния регистрировали на дифрактометре Б8 фирмы "Вгикег" с фокусирующим германиевым кристал-лом-монохроматором на первичном пучке (СиАа-излучение) методом съемки "на просвет" в диапазоне углов рассеяния 26 = 10°-50°. Для получения фоторентгенограмм образцов использовали камеру с плоской кассетой.
Кривые малоуглового рентгеновского рассеяния исследуемых систем измеряли на дифрактометре КРМ-1 со щелевой схемой коллимации первичного пучка (СиАа-излучение, №-фильтр, сцинтилляционный детектор). Координатой рассеяния служил модуль вектора рассеяния 5 = = 4гс$т(6)Д, где 26 - угол рассеяния, X = 0.1542 нм -
длина волны излучения. Интенсивность рассеяния регистрировали в диапазоне значений 5 = = 0.07-4.26 нм-1. Предварительную обработку исходных кривых рассеяния (сглаживание, нормировка), учет паразитного рассеяния и рассеяния буфером, а также внесение коллимационных поправок проводили с помощью комплекса программ SYRENA [18] и GNOM [19].
Теплофизические характеристики материалов определяли методом ДСК на микрокалориметре ДСК-7 ("Perkin-Elmer") в интервале 20-300°C со скоростью сканирования 20 К/мин. Навеска образцов составляла 4-5 мг.
Микрофотографии волокон получали на сканирующем электронном микроскопе JSM-5300LV фирмы "JEOL".
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Известно [9], что на поверхности НАДС после обработки в разных условиях обнаруживаются различные функциональные группы: кислородсодержащие (гидроксильные, карбонильные, эфирные, ангидридные и другие), азотсодержащие (аминные, амидные, циано- и нитрогруппы), сульфоновые и т.д. Можно было поэтому предположить, что гидроксильные группы ПВС будут активно взаимодействовать с НАДС, изменяя такие термодинамические характеристики полимера, как теплота плавления, температуры плавления и стеклования. Для проверки такого предположения были выполнены сравнительные
Т2
0 100 200 300
Т, °с
Рис. 1. Кривые нагревания ориентированных волокон В (1) и ВМ-3 (2).
измерения теплофических свойств ориентированных модифицированных (ПВС + НАДС) и не-модифицированных волокон ПВС.
На рис. 1 приведены кривые нагревания двух сравниваемых типов волокон. На термограммах образцов можно выделить три эндотермических пика Т1-Т3. Низкотемпературный пик Т1 (119 и 110°С для термограмм 1 и 2) относится, по нашему мнению, к удалению связанной воды из ориентированных гидрофильных волокон на основе ПВС. Средний пик Т2 (232 и 237°С) обусловлен плавлением кристаллитов ПВС, а высокотемпературный пик Т3 (241 и 245°С) отражает так называемое ориентационное плавление фибриллярного материала. Общая теплота плавления (пики Т2 и Т3) составила 80 и 74 Дж/г для термограмм 1 и 2 на рис. 1 соответственно. Видно, что поведение материалов в первом цикле нагревание-плавление практически идентично, т.е. введение нано-размерного модификатора с функциональными группами на поверхности не приводит к заметным изменениям в области температур стеклования и плавления на термограммах образцов и, следовательно, не влияет на крупномасштабную (сегментальную) подвижность макромолекул матричного полимера. Аналогичный результат был получен ранее [20] для нанокомпозитов ПВС с другим "популярным" типом наполнителя, содержащего функциональные группы на поверх-
ности (монтморрилонит), при широкой вариации состава нанокомпозита.
Одной из основных задач, которую приходится решать при создании высоконаполненных полимерных нанокомпозиционных материалов, является сохранение высокой степени дисперсности наноразмерного наполнителя в матрице полимера и подавление его нежелательной агрегации. Отмечено [2, 21], что без дополнительной поверхностной модификации наночастиц (применение ПАВ, прививка олигомеров "с поверхности" или "на поверхность" и т.д.) практически невозможно решить указанную задачу для стандартных приемов растворного или расплавного формования полимерных нанокомпозитов.
Для определения степени дисперсности НАДС в сформованных материалах использовали метод малоуглового рентгеновского рассеяния.
Нормированные на поглощение и величину облучаемого объема образца кривые малоуглового рассеяния для стабилизированной в растворителе суспензии НАДС и нанокомпозитной пленки ПВС + НАДС, полученной поливом формовочного раствора на поверхность, представлены на рис. 2. Из данных рисунка следует, что оба образца представляют собой сильно рассеивающие гетерогенные системы, для которых интенсивность рассеяния и широкий динамический диапазон ее изменения определяются большим кон-
Рис. 2. Кривые малоуглового рентгеновского рассеяния для суспензии НАДС (7) и неориентированной пленки ПМ нанокомпозита ПВС + + НАДС (2).
трастом (разницей плотностей) между частицами НАДС и "матрицей" (растворитель или ПВС), в которой диспергированы частицы НАДС. Видно также, что кривые рассеяния для представленных образцов практически совпадают, что свидетельствует о сохранении степени дисперсности НАДС при переходе от суспензии (объемное содержание НАДС 2.4%) к более концентрированному (7%) нанокомпозиту и отсутствии видимой агрегации частиц НАДС. Величина радиуса инерции частиц НАДС, определенная из кривой малоуглового рассеяния согласно работе [19], составила 16 нм.
Вклад рассеяния от аморфно-кристаллической структуры ПВС в суммарную интенсивность малоуглового рассеяния нанокомпозита из-за малой разницы плотностей кристаллической и аморфной фазы ПВС был более чем на два десятичных порядка ниже рассеяния от системы НАДС-"матрица" и по этой причине не мог быть надежно выделен из соответствующей кривой рассеяния.
Таким образом, приготовленные в данной работе нанокомпозиты ПВС + НАДС представляли
собой гетерогенные системы с однородным распределением частиц НАДС по объему матрицы.
Рентгенографические измерения в больших углах рассеяния показали, что аморфно-кристаллическая структура ПВС не претерпевает каких-либо заметных изменений при введении НАДС (рис. 3).
Эффективный размер кристаллитов НАДС, рассчитанный из полуширины самого сильного на дифрактограмме рефлекса с индексами 111 (26 = 43.94°), составил 4.8 нм. Этот результат согласуется с выводами работ [9, 10] о том, что частицы НАДС, для которых измеренный в нашей работе радиус инерции равнялся 16 нм, состоят из агрегатов более мелких кристаллитов.
Наиболее заметные эффекты при введении НАДС в матрицу ПВС были установлены при исследовании физико-механических характеристик ориентированных волокон.
Деформационные кривые исследованных образцов показаны на рис. 4, сводные результаты испытаний для серий образцов - на рис. 5.
Наибольшее отличие между ориентированными волокнами ПВС и волокнами ПВС + НАДС наблюдается для значений начального модуля упругости (рис. 56), который в ~2 раза выше для нанокомпозиционного волокна по сравнению с волокном из чистого ПВС. Величины разрывной прочности для двух сравниваемых типов волокон близки между собой, а разрывное удлинение нанокомпозиционного волокна в ~2 раза ниже, чем для волокна ПВС.
Таким образом, основным результатом введения НАДС в волокно ПВС является значительное увеличение его начального модуля упругости. При этом энергия, запасаемая в ориентированном нанокомпозиционном волокне до его разрушения, остается практически такой же, как в волокне из немодифицированного ПВС, что следует из анализа деформационных кривых на рис. 4. Данный результат не согласуется с выводом работ [3, 4], где отмечали существенный рост энергии разрушения волокна ПВС при введении в него наноразмерного наполнителя.
I, имп 5000
2500 -
10
25
(б)
50
20, град
1
2
3
Рис. 3. Дифрактограммы рентгеновского рассеяния в больших углах в экваториальном направлении (а) и фоторентгенограммы (б) для неориентированной пленки ПМ (1), ориентированных волокон ВМ-3 (2) и В (3).
Мы полагаем, что обсуждаемое противоречие может быть объяснено неоптимальной структурой волокон ПВС и ПВС + НАДС, сформованных при выбранных в настоящей работе условиях, подтверждением чему служат микрофотографии исследуемых волокон (рис. 6).
Действительно, как следует из рис. 6, ориентированное волокно из немодифицированного ПВС и нанокомпозиционное волокно ПВС + НАДС имеют поперечное сечение в виде "боба", что от-
ражает неоптимальные условия отверждения (осаждения) исходного гель-волокна с образованием структуры "волокно с оболочкой". Вероятной причиной образования осажденного гель-волокна с некруглым поперечным сечением может быть высокая "жесткость" выбранной в работе осадительной ванны.
Сформировавшаяся оболочка волокна при последующей ориентационной вытяжке разрушается, что является источником формирования мно-
8, %
50 100
8, %
Рис. 4. Деформационные кривые о-8 ориентированных волокон В (1), ВМ-1 (2), ВМ-2 (3),
ВМ-3 (4) и ВМ-4 (5).
гочисленных дефектов на поверхности волокон и визуально воспринимается как образование тонкого "пуха" на поверхности высокоориентированного волокна, особенно заметного для волокна ПВС + НАДС (нижний ряд микрофотографий).
Возникновение подобного рода дефектов может препятствовать реализации высокой прочности ориентированного нанокомпозиционного волокна. В подтверждение такого объяснения можно указать, что увеличение длины зоны контакта волокна с нагревателем при ориентационной вытяжке, что соответствует более однородным и равномерным условиям деформации, повышает значения разрывных напряжения и удлинения по сравнению с вытяжкой в узкой высокотемпературной зоне (рис. 4, кривые 4 и 5 и рис. 5).
Предполагается, что оптимизация условий формования нанокомпозиционных волокон будет предметом дальнейших исследований.
Ориентированные нанокомпозиционные волокна ПВС + НАДС представляют собой действительно высокомодульные материалы, о чем свидетельствует характерная картина их разрушения (рис. 7), указывающая на зарождение продольной трещины разрушения и фибриллизацию материала перед разрывом. Необычным результатом, полученным для нанокомпозитного волокна, является факт реализации в нем существенно более высокого значения модуля упругости при сопоставимой кратности ориентационной
Стадия вытяжки
Рис. 5. Разрывная прочность а (а), начальный модуль упругости Е (б) и разрывное удлинение 8 (в) ориентированных нанокомпозиционных волокон ПВС + НАДС после пластификацион-ной (7), ориентационной 1 (2) и ориентационной 2 вытяжки (3). Сплошные линии - длина зоны контакта с нагревателем при вытяжке L = 2 см, штриховые линии - L = 20 см. Пунктир - характеристика образца 1 на рис. 4.
вытяжки по сравнению с немодифицированным волокном ПВС, хотя степень ориентации у нанокомпозиционного волокна ниже, чем у волокна ПВС (ср. фоторентгенограммы 2 и 3 на рис. 36). Это означает, что нанокомпозиционное волокно при вытяжке ориентируется с локализацией зон
Рис. 6. Электронные микрофотографии и оптические фотографии поперечных срезов ориентированных волокон. Сверху вниз: образцы 1, 3 и 4 на рис. 4, слева направо: размер метки на электронных микрофотографиях 500, 200 и 100 мкм.
Рис. 7. Электронные микрофотографии области разрыва при одноосном растяжении образца 5 на рис. 4. Размер метки 500 (а), 100 (б) и 50 мкм (в).
пластического деформирования, что открывает новые возможности регулирования комплекса его физико-механических характеристик.
Таким образом, в результате выполненных исследований получены и исследованы нанокомпо-зиционные ориентированные волокна на основе ПВС и НАДС, в которых высокая дисперсность исходного наноразмерного наполнителя сохраняется вплоть до относительно высоких степеней наполнения. Обнаружено, что при выбранной схеме гель-формования и сопоставимых кратно-стях ориентационной вытяжки они обладают су-
щественно более высокими значениями продольного модуля упругости, чем волокна из чистого ПВС.
Разрабатываемые наномодифицированные волокна являются перспективным материалом для использования в качестве армирующих элементов конструкционных композиционных материалов различного назначения.
Авторы благодарят Н.П. Бессонову за измерение термограмм образцов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Hussain F., Hojjati M., Okamoto M, Gorga R.E. // J. Composite Mater. 2006. V. 40. № 17. P. 1511.
2. Mackay M.E., Tuteja A., Duxbury P.M., Hawker C.J., Van Horn B, Guan Z.B., Chen G H., Krishnan R.S. // Science. 2006. V. 311. № 5768. P. 1740.
3. Dalton A.B., Collins S., Munoz E., Razal J.M., Ebron V.H., Ferraris J.P., Coleman J.N., Kim B.G., Baughman RH. // Nature. 2003. V. 423. № 6941. P. 703.
4. Dalton A.B ., Collins S., Razal J, Munoz E., Ebron V.H., Kim B.G., Coleman J.N., Ferraris J.P., Baughman R H. // J. Mater. Chem. 2004. V. 14. № 1. P. 1.
5. ZhangX.F., Liu T., Sreekumar T.V., Kumar S., Hu X.D., Smith K. // Polymer. 2004. V. 45. № 26. P. 8801.
6. Долматов В.Ю. // Физика твердого тела. 2004. Т. 46. № 4. С. 596.
7. Долматов В.Ю. // Успехи химии. 2001. Т. 70. № 7. С. 687.
8. Долматов В.Ю. // Успехи химии. 2007. Т. 76. № 4. С. 375.
9. Krüger A., Kataoka F., Ozawa M., Fujino T., Suzuki Y., Aleksenskii A.E., Vul' A.Ya., Osawa E. // Carbon. 2005. V. 43. № 8. P. 1722.
10. Кулакова И И. // Физика твердого тела. 2004. T. 4б. № 4. C. б21.
11. Cha W.I, Hyon S.H., Ikada Y. // J. Polym. Sci., Polym. Phys. 1994. V. 32. № 2. P. 297.
12. Tanigami T., Nakashima Y., Murase K., Suzuki H, Yamaura K., Matsuzawa S. // J. Mater. Sci. 1995. V. 30. № 20. P. 5110.
13. Tanigami T., Suzuki H., Yamaura K., Matsuzawa S. // J. Mater. Sci. 1998. V. 33. № 9. P. 2331.
14. Бойко B.B., Кузнецов A.A, Семенова Г.К., Цаpъко-ва M.C., Kpаcовcкuй B.É, Oзepuн A H. // Пласт. массы. 2003. № 4. C. 22.
15. Бойко B.B., Кузнецов A.A., Семенова Г.К., Озе-puн A.H. // Изв. РAH. Cер. хим. 2003. № 3. C. 735.
16. Пат. 2205191 Россия. 2003.
17. Пат. 2234518 Россия. 2004.
18. Cвepгyн Д.И., Фeйгuн ЛЛ. Рентгеновское и нейтронное малоугловое рассеяние. M.: ^ука, 198б.
19. Svergun D.I. // J. Appl. Cryst. 1992. V. 25. Pt 4. P. 495.
20. Strawhecker K.E, Manias E. // Chem. Mater. 2000. V. 12. № 10. P. 2943.
21. Gallant F.M., Bruck H.A., Kota A.K. // J. Composite Mater. 2004. V. 38. № 21. P. 1873.
Structure of Oriented Fibers Based on Poly(vinyl alcohol) Modified
by Detonation Nanodiamonds
T. S. Kurkina, A. N. Ozerina, A. S. Kechek'yana, L. A. Ozerinaa, E. S. Obolonkovaa, M. A. Beshenkoa, and V. Yu. Dolmatovb
a Institute of Synthetic Polymer Materials, Russian Academy of Sciences, Profsoyuznaya ul. 70, Moscow, 117393 Russia
b ZAO Diamond Center, Sovetskii pr. 33a, St. Petersburg, 193177, Russia
e-mail: ozerin@ispm.ru
Abstract—The comparative study of the structure and mechanical and thermal characteristics of nanocompos-ite oriented fibers based on poly(vinyl alcohol) impregnated with the nanodiamonds prepared by the detonation synthesis and fibers based on the initial unmodified polymer has been performed. The conditions and regimes of gel spinning of the nanocomposite fibers containing highly dispersed nanosized filler without its aggregation are defined. The introduction of nanosized filler particles up to 7 vol % is found to entail no marked changes in the temperature intervals of glass transition and melting in the corresponding DSC thermograms. In this case, the amorphous-crystalline structure of the matrix polymer also remains practically unchanged. Under the selected conditions of gel spinning, the resultant nanocomposite fibers with comparable draw ratios are characterized by a higher longitudinal elastic modulus, close values of breaking strength, and lower values of elongation at break as compared with those observed for the fibers based on the initial unmodified polymer. The na-nomodified fibers show promise as reinforcing elements in construction materials for various purposes.
