CC BY
53ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 1998, том 40, № 1, с. 51-57
СМЕСИ,
— НАНОКОМПОЗИТЫ
УДК 541.64:536.7
СВОЙСТВА СМЕСЕЙ ПОЛИПРОПИЛЕН-ПОЛИЭТИЛЕН НИЗКОЙ ПЛОТНОСТИ И ФАЗОВАЯ СТРУКТУРА КОМПОНЕНТОВ
© 1998 г. Н. М. Ливанова, Е. С. Попова, О. А. Леднева, А. А. Попов
Институт биохимической физики им. Н.М. Эмануэля Российской академии наук
117977 Москва, ул. Косыгина, 4 Поступила в редакцию 05.03.97 г.
Принята в печать 27.05. 97 г.
Методом ДСК и поляризационной ИК-спектроскопии исследована фазовая структура ПГТ и ПЭНП в смесях, находящихся в изотропном и ориентированном состоянии. Установлены интервалы состава смесей, отвечающие существованию взаимопроникающих структур. В присутствии ПЭНП увеличивается степень ориентации ПП и механическая прочность образцов, т.е. ПЭНП выступает в роли структурного модификатора, а ПП - в роли усиливающего армирующего наполнителя. Показана связь деформационно-прочностных свойств ориентированных пленок смесей с фазовой структурой ПП-компоненты. Стойкость смесей к окислению в озоно-кислородной среде определяется структурой наименее стойкого из компонентов - ПП. Скорость окисления максимальна при изотропной структуре ПП и минимальна при высокой степени его ориентации.
Создание новых материалов на основе смесей полимеров с высокими механическими показателями и стойкостью к воздействию агрессивных сред (в первую очередь кислорода и озона) связано с направленным регулированием их структуры. Несмотря на то, что этой проблеме посвящено много работ, некоторые вопросы остаются неясными. Для исследования смесей полимеров часто используют интегральные характеристики, которые трудно соотнести с фазовой структурой конкретного полимерного компонента или переходного слоя.
Свойства смесей полиолефинов, как и других полимеров, нелинейно зависят от их состава [1-3]. Наиболее подробно исследованы смеси ПП с ПЭВП, имеющие при определенных составах высокие прочность на разрыв, модуль, ударную прочность и низкую температуру хрупкости. В работах [4—10] исследована надмолекулярная структура, структурно-динамические параметры аморфных областей, механические и окислительные свойства этих систем при различных молекулярно-массо-вых характеристиках компонентов. Смеси ПП с ПЭНП изучены менее подробно, хотя они также представляют интерес как с научной, так и с прикладной точки зрения. В работе [1] отмечена возможность регулирования степени ориентации этих смесей, их пригодность для изготовления пленок.
В настоящей работе методами поляризационной ИК-спектроскопии и ДСК исследована структура компонентов смесей ПП-ПЭНП различного состава. Метод поляризационной ИК-спектроскопии позволил получить сведения не только о надмолекулярной структуре, но и о тонкой моле-
кулярной структуре аморфных областей каждой из полимерных фаз.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Объектами исследования являлись изотропные и ориентированные пленки из смесей изотак-тического ПП с М„ = 4 х 105, Мп = 1.5 х 105, М„/Мп = = 2.7 и ПЭНП с = 3.6 х 104, Мп = 1.2 х 104, Мк/Мп = 3, имеющего ~25 разветвлений на 1000 атомов углерода. Число разветвлений оценено по формуле Ы= 13.0 /)1377, где /V- число метальных групп на 1000 атомов углерода, £)1377 - оптическая плотность полосы 1377 см-1 при комнатной температуре для пленки толщиной 1 мм [11].
Приготовление смесей описано в работе [12]. Изотропные пленки получали прессованием при 463 К и давлении 1.5 х 107 Па на целлофановой подложке с последующей закалкой в воде при 273 К. Ориентационную вытяжку пленок производили методом локального нагрева при 353 К (соотношения ПП : ПЭНП = 0 : 100-65 : 35) и 383 К (ПП : ПЭНП = 80 : 20-100 : 0). Степень вытяжки X = ЫЬо лежала в интервале 3 - 5.5, который является оптимальным для данного состава смеси и условий вытяжки. Находили также максимальную степень вытяжки при 383 К (рис. 1). Толщина пленок составляла ~20 мкм.
Степень кристалличности к и температуру плавления кристаллитов Тш каждого компонента смеси в изотропном и ориентированном состоянии определяли методом ДСК [13] на приборе СКМ-2М при скорости сканирования 8 град/мин.
Рис. 1. Зависимость оптимальной (7) и предельной (2) степени вытяжки смесей ПП-ПЭНП от состава.
ОО„7О/(0О147О а>
о.з - —--•--.-»
01-1-1-
50 100 ПП, %
Рис. 2. Зависимость соотношения оптических
плотностей полос 1170 и 1470 см-1 от состава
смеси ПП-ПЭНП.
Среднюю температуру плавления находили по максимуму пика плавления на термограммах ДСК.
Деформационно-прочностные свойства изучали методом ступенчатого нагружения [14] ориентированных образцов в вакууме при 383 К на установке для измерения долговечности с записью деформации [15].
Структуру компонентов смеси исследовали методом поляризационной ИК-спектроскопии на спектрофотометре UR-20.
Степень ориентации ПП-компоненты характеризовали по величине дихроизма полос регулярных конформеров R = для параллельно поляризованных полос (840, 998 см-1) и по величине 1/7? для перпендикулярно поляризованной полосы 810 см-1, где Оц и DL - оптическая плотность полосы в параллельно и перпендикулярно поляризованном свете соответственно [16, 17]. Степень ориентации ПЭНП определяли по дихроизму перпендикулярно поляризованных полос 720 и 730 см-1 (1/Я).
Содержание различных конформеров ПЭНП вычисляли по отношению оптической плотности в максимуме соответствующей полосы к оптической плотности структурно-нечувствительной
полосы при 1470 см-1 [18], нормированной к доле (1 - а) ПЭНП в смеси; а - доля ПП в смеси. В полосу 1470 см-1 вносят вклад оба компонента смеси ПП-ПЭНП, которые имеют близкие значения коэффициента поглощения К. В ПП полоса 1460 см-1 - асимметричные деформационные колебания групп СН3; в ПЭ полоса 1470 см-1 - деформационные колебания групп СН2 [11,19]. Для ПП в качестве внутреннего стандарта можно использовать полосу 1168 см-1. Большинство полос ПЭНП экранировано интенсивным поглощением ПП. С целью проверки правомерности использования полосы 1470 см-1 для определения относительной интенсивности полос обоих полимеров найдено отношение оптических плотностей полос 1170 и 1470 см-1, деленное на долю ПП в смеси (рис. 2). Полученное соотношение слабо зависит от состава смеси. Это свидетельствует о том, что коэффициенты поглощения полимеров на частоте 1470 см-1 близки. Поправочный коэффициент вводили при расчете относительных оптических плотностей полос ПЭНП. Ошибка в измерениях -15%.
Для анализа конформационного состава сегментов макромолекул ПЭНП в межкристаллит-ных областях пригодны только две достаточно интенсивные полосы 720 и 730 см-1 [16,20]. Полоса 730 см-1 (с, угол переходного момента 83°), по данным работы [20], соответствует кристаллитам и зависит от содержания сегментов цепей в кон-формации плоского зигзага при длине сегмента т > 7. Полоса 720 см-1 отражает содержание более коротких последовательностей транс-конформеров при 7 > т > 2 в аморфной и кристаллической областях [21]. Общее количество гош-изомеров в межкристаллитных областях ПЭНП было рассчитано по формуле
С = Тк/к-(Тк + Тя), (1)
которая является следствием уравнения [16] к = (/-/>)/(/+ 1)
Здесь к - степень кристалличности, определенная методом ДСК; / = (Тк + Та)/в; р = Га/С; Гк и Га - содержание транс-изомеров в кристаллической и аморфной областях соответственно; С - содержание гош-изомеров.
Суммарное содержание транс-изомеров в кристаллической и аморфной областях (Тк + Га) определяли по интенсивности поглощения полосы 720 см-1, а Гк - по полосе 730 см-1. Оптические плотности полос отнесены к доле оптической плотности полосы внутреннего стандарта 1470 см-1, обусловленной ПЭНП. Так как коэффициенты экстинкции полос 720 и 730 см-1 различаются [21]
т__. °с
А
100 ПП, %
100 ПП, %
Рис. 3. Зависимость степени кристалличности (а) и температуры плавления кристаллитов (б) ПЭНП (1,3) и ПП (2,4) в изотропных (1,2) и ориентированных (3,4) смесях от состава.
(Кш/Кп0 = 1.67), при расчете содержания транс-изомеров по этим полосам оптическую плотность полосы 720 см-1 умножали на 1.67:
Ба = £>°30/[Дн7О(1-«)к]--^20х1.67/<70(1-Я)
(2)
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Изотактический ПП и ПЭНП являются термодинамически несовместимыми полимерами, образующими кристаллографические решетки различного типа [22, 23]. Вследствие различия в температуре плавления полимеров их структура формируется раздельно в разных условиях [24]. При более высокой температуре затвердевания компонента, присутствующего в меньшем количестве, структурообразование в нем затруднено, а в матрице связано с распределением его частиц. При более низкой температуре затвердевания второго компонента структурообразование основного полимера протекает более совершенно.
При инверсии фаз и образовании непрерывной пространственной сетки второго полимера в процессе деформирования образцов будет происходить ориентационная перестройка его структуры.
На рис. 3 представлены зависимости степени кристалличности и температуры плавления кристаллитов ПП и ПЭНП в смесях в изотропном и ориентированном состоянии. В областях небольшого содержания второго компонента наблюдаются экстремумы. В изотропных образцах с ростом содержания ПП степень кристалличности
ПЭНП падает, в то время как совершенство кристаллитов, характеризуемое Тш, несколько увеличивается. Степень кристалличности ПП меняется по сложному закону, а Тт кристаллитов сохраняется постоянной при всех составах, за исключением соотношений ПП : ПЭНП = 20 : 80 и 35 : 65, при которых совершенство кристаллитов резко уменьшается.
При ориентационной вытяжке пленок степень кристалличности и совершенство кристаллитов обоих полимеров возрастает. Исключение составляют смеси с содержанием ПЭНП менее 35%, в которых оба показателя резко уменьшаются. Последнее можно объяснить влиянием на структуру полимерных фаз условий вытяжки пленок. При температуре вытяжки 353 К, т.е. существенно ниже температуры плавления ПЭНП, получаются образцы с более высокими степенью кристалличности и Т^ кристаллитов, чем в изотропных смесях. При температуре вытяжки 383 К, т.е. выше Т^ ПЭНП (376 К), по-видимому, происходит частичное плавление кристаллитов ПЭНП в приповерхностном слое образца, метасгабиль-ное состояние которых замораживается при быстром выходе образца из зоны нагрева.
Более низкие к и Тпл ПЭНП в изотропных смесях состава 95 :5 по сравнению с индивидуальным полимером должны означать сильную аморфиза-цию его частиц. Очевидно, некоторое количество ПЭНП растворимо в ПП. Затем с увеличением содержания ПЭНП в смесях более 5% начинается расслоение фаз. Сначала увеличивается концентрация (состав 90 : 10), а затем размер его частиц (состав 80 : 20), образуется развитая граничная область между полимерными фазами. Этим
я, тш
пп,
ПП,1
Рис. 4. Зависимость дихроизма полос ПП (а) и ПЭНП (б) от состава, а: 1 - 810, 2 - 840,3 - 998 см-1; б: 1 -720,2 -730 см"1.
составам соответствуют минимальные значения степени кристалличности ПП, так как наличие большого числа дисперсных включений ПЭНП затрудняет формирование высококристаллической структуры ПП. При дальнейшем увеличении содержания ПЭНП в смеси происходит слияние его частиц и уменьшение поверхности раздела фаз (состав 65 : 35).
Ориентационная вытяжка при 383 К увеличивает долю аморфной фазы ПЭНП, разрушая образовавшиеся при охлаждении расплава мелкие кристаллиты ПЭНП в результате температурного воздействия и сдвиговых напряжений. При этом не нарушается сплошность полимерной матрицы и не разрываются адгезионные связи между дисперсной фазой и дисперсионной средой, что свидетельствует о прочном контакте между полимерными фазами, т.е. о достаточно прочном переходном слое. Кроме сегментальной раствори-
G; (T/G)а 3.0 2.8
1.4
1.0
0.61
0.2
- л' «
50
100 ПП,1
Рис. 5. Зависимость количества гош-мзомеров (/) и соотношения TIG (2) в аморфных областях ПЭНП от состава смеси.
мости, повышению прочности переходного слоя способствует образование механических зацеплений разнородных полимерных молекул при высокотемпературном механическом перемешивании в экструдере и прессовании.
Исследование ориентированных систем с помощью поляризационной ИК-спектроскопии подтверждает описанную выше картину и вносит много существенных дополнений и уточнений.
На рис. 4а представлены данные о степени ориентации ПП-фазы, определенные по дихроизму различных полос регулярных конформеров ПП. На рис. 46 приведены аналогичные данные для ПЭНП. По зависимости дихроизма полос от состава легко определить интервал концентраций компонентов, при котором происходит инверсия фаз и образование взаимопроникающих структур. Рост степени ориентации кристаллических областей ПП начинается при его содержании 35%. Следовательно, при этой и более высокой концентрации ПП в изотропных образцах образует конденсационную (сетчатую) структуру, фибриллизация которой протекает особенно интенсивно с повышением содержания ПП в смеси. Аналогично рост дихроизма полос регулярных конформеров ПЭНП (рис. 46) наблюдается при содержании ПЭНП в смеси более 20%. Скачок в степени ориентации кристаллических областей ПЭНП (полоса 730 см-1) в смеси 35 : 65 объясняется, по-видимому, облегчением ориентационной перестройки структуры изотропных пленок при возникновении пространственной сетки ПП, принимающей участие в деформационном процессе. Снижение степени ориентации ПЭНП при дальнейшем уменьшении его концентрации можно объяснить в большей степени самостоятельным
участием обоих компонентов в фибриллизации структуры.
При малом содержании ПЭНП (5-10%), как отмечено выше, происходит аморфизация его частиц. Это подтверждено расчетом количества гош-изомеров и соотношения транс- и гош-кон-формеров в аморфных областях ПЭНП по формулам (1) и (2) (рис. 5). Действительно, с увеличением степени дисперсности ПЭНП резко возрастает содержание свернутых гош-конформеров за счет уменьшения регулярных транс-изомеров. При 20%-ном содержании ПЭНП размер его частиц, по-видимому, выше, их кристалличность близка к кристалличности индивидуального полимера и соотношение транс- и гош-изомеров резко возрастает.
Из данных об истинной степени ориентации регулярных конформеров ПП (рис. 4а) следует, что ориентация полипропиленовой компоненты в смесях выше, чем в индивидуальном ПП; исключение составляют данные для полосы 810 см-1, дихроизм которой ниже, чем в ПП. Следовательно, ПЭНП в смеси с ПП выполняет роль структурного модификатора, облегчающего деформирование изотропных пленок, способствующего структурным перестройкам и увеличивающего степень ориентации ПП-компоненты. Это проявляется в росте предельной степени вытяжки ориентированных смесей Хпр (рис. 1, кривая 2). Поскольку температура вытяжки (383 К) выше Т„„ кристаллитов ПЭНП (рис. 36), по-видимому, ПЭНП находится в состоянии предплавления, т.е. в сильно аморфизованном виде, во всех образцах, независимо от его структуры в исходных пленках. Зависимость А^р-состав характеризует деформируемость ПП-каркаса и симбатна изменению степени ориентации кристаллитов и наиболее коротких проходных цепей ПП (полосы 840 и 998 см-1, рис. 4а).
Аналогичная зависимость получена для предельного напряжения, которое вызывает необратимые пластические деформации ПП-каркаса, т.е. для предела ползучести а„ (рис. 6). Чем выше степень ориентации ПП и жесткость системы, тем выше оп. Максимум оп при составе смеси 95 : 5 свидетельствует о затруднении пластической деформации (повышенной жесткости) образцов при расслоении фаз в присутствии второго компонента, полимерные цепи которого, вероятно, прочно связаны с аморфной составляющей ПП зацеплениями. При таком составе смеси некоторая часть ПЭНП находится в растворенном виде, а содержание ПЭНП в межструктурных областях ПП сравнительно невелико.
Таким образом, деформационно-прочностные характеристики <тп и А.пр могут быть использованы для анализа структуры смесей фибриллизую-
100 ПП,1
Рис. б. Зависимость предельного напряжения ползучести ап от состава смеси.
Рис. 7. Зависимость скорости накопления продуктов окисления смеси ПП-ПЭНП от состава смеси, о = 0 (/) и 60 МПа (2). Окисление в озоно-кислородной среде.
щихся полимеров. Сплошной каркас микрофибрилл ПП действует как армирующий наполнитель, значительно повышающий механические показатели материала.
В работах [4-10] показана перспективность использования озонного окисления как модельной реакции для исследования структуры смесей различных полимеров, в том числе полиолефинов. На рис. 7 представлена зависимость скорости окисления смеси ПП-ПЭНП от ее состава. Окисление проводили озоно-кислородной смесью с концентрацией озона 0.5 моль/м3 при комнатной температуре без нагрузки (кривая 1) и под нагрузкой 60 МПа (кривая 2); продолжительность окисления 2 ч.
При сопоставлении скорости озонного окисления ориентированных пленок со степенью ориентации полипропиленовой компоненты (рис. 4а)
обнаруживается антибатность этих величин. Следовательно, стойкость смеси, в частности, к воздействию озона в значительной мере определяется надмолекулярной и молекулярной структурой аморфных областей наименее стойкого по химическому строению компонента полимерной смеси. В ориентированном состоянии скорость окисления ПЭНП в 2 раза ниже, чем у ПП, несмотря на значительно худшую способность к ориентации и меньшую степень ориентации ПЭНП. Это объясняется более высокой реакционной способностью третичного атома С по сравнению со вторичным. При изотропном состоянии ПП (составы 10 : 90-35 : 65) и высокой скорости его окисления особенности в кинетике процесса объясняются не только фазовой структурой ПП, но и структурой матрицы, размером частиц дисперсной фазы (ПП), объемом и структурой переходного слоя.
В работе [25] показано, что стойкость поли-олефинов к термоокислению и воздействию озона растет с увеличением степени вытяжки и симбатна снижению сегментальной подвижности, определенной по времени корреляции радикала-зонда. Авторы связывают этот эффект с увеличением стерических препятствий, плотности аморфной фазы, конформационных ограничений, а также со снижением сегментальной подвижности, растворимости, микродиффузионных констант. Закономерно предположить, что и в смесях полимеров при ориентации действуют те же механизмы торможения реакции окисления, что и в индивидуальном полимере. Таким образом, снижение скорости озонного окисления ориентированных смесей с увеличением содержания ПП объясняется структурной стабилизацией наиболее легко окисляющегося компонента смеси с ростом его степени ориентации.
Увеличение скорости озоно-кислородного окисления при нагружении (рис 7, кривая 2) можно объяснить, с одной стороны, ускорением взаимодействия озона с напряженными фрагментами молекул полимеров в связи с облегчением перегибридизации третичного атома углерода из зрг- в ^-состояние при отрыве атома Н [25], с другой - вкладом ме-ханоинициирования. Максимальное увеличение скорости реакции наблюдается для систем, в которых ПП присутствует в виде слабо связанных изотропных частиц, и минимальный - в области составов с высокоориентированными микрофибриллами ПП. Это свидетельствует о высоком содержании перенапряженных связей, обусловленном неравномерностью распределения напряжений в системах первого типа и о малом количестве перенапряженных фрагментов макромолекул в межкристаллитных областях ПП, связанном с меньшим разбросом по длинам проходных цепей в микрофибриллах ПП во втором случае.
Таким образом, исследованные смеси делятся по типу основного компонента на две группы. Смеси на основе более "мягкого" полимера с добавками более жесткоцепного можно рассматривать как аналоги армированных термопластов, а композиции на основе более "жесткого" компонента с добавками гибкоцепного - как структурно модифицированные термопласты. Рассматриваемые системы в области непрерывных фаз обоих компонентов совмещают свойства тех и других.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Nielsen L.E. Mechanical Properties of Polymers and Composites. New York: Marcel Dekker, 1974.
2. Polymer Blends / Ed. by Paul D.R., Newman S. New York; San Francisco; London: Acad. Press, 1978. V. 2.
3. Кулезнев B.H. Смеси полимеров (структура и свойства). М.: Химия, 1980.
4. Фридман МЛ., Прут Э.В. // Успехи химии. 1984. Т. 53. № 2. С. 309.
5. Ерина H.A., КомпаниецЛ.В., Прут Э.В., Ениколо-пян Н.С. // Механика композит, материалов. 1987. № 6. С. 963.
6. Попов A.A., Заиков Г.Е., Прачелла М., Марту-шелли Е. И Высокомолек. соед. А. 1982. Т. 24. №11. С. 2336.
7. Попов A.A., Руссак A.B., Гладилин М.П., Заиков Г.Е. И Высокомолек. соед. А. 1986. Т. 28. № 5. С. 1083.
8. Попов A.A., Руссак A.B., Леднева O.A., Заиков Г.Е. II Высокомолек. соед. А. 1986. Т. 28. № 9. С. 1836.
9. Блинов H.H., Попов A.A., Раковски С.К., Стоянов А.К., Шопов Д.М., Заиков Г.Е. // Высокомолек. соед. А. 1989. Т. 31. № 10. С. 2213.
10. Карпова С.Г., Попов A.A., Заиков Г.Е., Бара-баш К., Меско М. // Высокомолек. соед. А. 1991. Т. 33. № 12. С. 2585.
11. Zbinden R. Infrared Spectroscopy of High Polymers. New York; London: Acad. Press, 1964.
12. Леднева O.A., Попов A.A., Заиков Г.Е. // Высокомолек. соед. Б. 1990. Т. 32. № 10. С. 785.
13. Бериштейн В.А., Егоров В.М. Дифференциальная сканирующая калориметрия в физикохимии полимеров. Л.: Химия, 1990.
14. Ливанова Н.М., Заиков Г.Е. // Высокомолек. соед. Б. 1989. Т. 31. №9. С. 649.
15. Ливанова Н.М., Рапопорт Н.Я., Миллер В.Б., Му-саелян И.Н. // Высокомолек. соед. А. 1976. Т. 18. № 10. С. 2260.
16. Dechant J„ Danz R„ Kimmer W., Schmolke R. // Ultrarotspektroskopische Untersuchungen an polymeren. Berlin: Akademie-Verlag, 1972.
17. Schmidt P.G. II J. Polym. Sei. A. 1963. V. 1. № 7. P. 2317.
18. Киссин Ю.В., Цветкова В.И., Чирков Н.М. // Вы-сокомолек. соед. 1965. Т. 7. № 7. С. 1288.
19. Samuels RJ. // Macromol. Chem. Suppl. 1981. V. 4. Р. 241.
20. Пахомов П.М. // Дис. ... д-ра хим. наук: МГУ им. М.В. Ломоносова, 1987.
21. Пахомов П.М. //Высокомолек. соед. А. 1975. Т. 17. № 12. С. 2612.
22. Джейл Ф.Х. Полимерные монокристаллы / Под ред. Френкеля С.Я. Л.: Химия, 1968.
23. Кристаллические полиолефины. Строение и свойства / Под ред. Раффа P.A., Дока К.В. М.: Химия, 1970.
24. Физикохимия многокомпонентных полимерных систем. Полимерные смеси и сплавы / Под ред. Липатова Ю.С. Киев: Наукова думка, 1986. Т. 2.
25. Попов A.A., Рапопорт Н.Я., Заиков Г.Е. Окисление ориентированных и напряженных полимеров. М.: Химия, 1987.
Properties of the Poly(propyIene)-Low-Density poly(ethylene) Blends and the Phase Structure of Components
N. M. Livanova, E. S. Popova, O. A. Ledneva, and A. A. Popov
Emanuel Institute of Biochemical Physics, Russian Academy of Sciences, ul. Kosygina 4, Moscow, 117977 Russia
Abstract—The phase structures of PP-LDPE blends in the isotropic and oriented states were studied by the methods of DSC and polarization IR spectroscopy. The composition intervals were established that correspond to the formation of interpenetrating network structures. The presence of LDPE increases the degree of PP orientation and the mechanical strength of the blend samples. This indicates that LDPE acts as a structure-modifying component, while PP plays the role of strengthening (reinforcing) filler. A relationship between the deformation and strength properties of the oriented films of the PP-LDPE blend and the phase structure of the PP component is demonstrated. The stability of the blend to oxidation in the ozone-oxygen medium is determined by the structure of a less stable system component (PP). The oxidation rate reaches maximum in samples with an isotropic PP structure and is minimum in the blends with highly oriented PP component.
