Группа фторсодержащих полимеров
включает разнообразные по свойствам продукты:
жесткие пластики, термопласты и эластомеры;
нерастворимые и ненабухающие полимеры и
сополимеры; материалы, выдерживающие длительное
радиационное облучение; волокна с прочностью,
превосходящей прочность высоколегированной
стали;коррозионностойкие покрытия; пленки и
волокна с уникальными диэлектрическими
свойствами.
Известно, что структура цепей
политетрафторэтилена (ПТФЭ) приводит к
закручиванию их в устойчивую спираль, которая в
блоке подобна полужестким цилиндрам с
избыточным истинным свободным объемом, даже при
плотной упаковке. Слабое межмолекулярное
взаимодействие, предопределяющее уникальные
трибоскопические и адгезионные свойства,
приводит к ряду аномалий кристаллизации и
плавления. Главная из них та, что даже
практически полностью закристаллизованный ПТФЭ
трудно отличим от тактоидной мезофазы и
подвержен пластическому течению намного ниже
температуры плавления (Тпл). Это
априори исключает достижение высоких прочности
и модуля, хотя именно эту текучесть можно было
использовать для относительно удобного
технологического процесса, основанного на
экструзии из твердой фазы.
В отличие от ПТФЭ сополимеры на основе
перфто- рированных или не полностью замещенных
фтормономеров являются типичными
аморфно-кристаллическими материалами.
Морфология получающихся из них волокон и пленок
может быть легко регулируема как с помощью
обычных методов сополимеризации или введением
массивных боковых групп, так и путем изменения
условий экструзии. В этом заключается основное
преимущество этих полимеров перед ПТФЭ.
Реологические свойства расплавов и
растворов водородсодержащих фторполимеров
обусловлены значительными межмолекулярными
взаимодействиями типа водородных связей и
возникновением развитых пространственных сеток,
что приводит к существенному усилению в них
неньютоновского характера течения по сравнению
с перфторированными полимерами.
В поливинилиденфториде (ПВД Ф),
сополимере ви- нилиденфторида (ВДФ) и
тетрафторэтилена (ТФЭ), содержащем 3-20% (мол.) ТФЭ,
сополимере ТФЭ с этиленом (ТФЭ-Э) возможны два
типа расположения трансцепей: плоская
транс-конформация типа "гребенки" (а) и
транс-конформация с образованием Н-связи (b). В
образовании водородной связи в неполностью
фторированных сополимерах принимают участие
атомы водорода, которые валентно связаны с
атомами углерода и одновременно взаимодействуют
с неподеленными парами электронов атомов фтора.
Расчет энергии взаимодействия (Е)
сделан в атоматомном приближении [1] с учетом
электростатического взаимодействия (Еэс)
на составное звено (СН2 - CF2)2 при
равновесных расстояниях согласно расчетам 4.3 и 4.5 соответственно для конформации
а и b:
В работе использовали потенциалы из
работы [2]:
Из данных, представленых в табл.1,
видно, что наиболее выгодной является
конфигурация а, поскольку она имеет более
отрицательное значение Е (Еа<Ев).
Расчеты показали, что для СП ТФЭ-Э, равновесные
межцепные расстояния в котором составляют 4.5, выгоднее конфигурация с
образованием водородной связи типа F---H, но
межмолекулярное взаимодействие слабее, чем в
ПВДФ или СП ВДФ. Большое притяжение в ПВДФ должно
было бы приводить к большей Тпл по
сравнению с СП ТФЭ-Э. Однако ТШ ПВДФ равна 176°С, а
СП ТФЭ-Э - 275°С. Эго значит, что более высокая Тпл
последнего связана с его меньшей гибкостью по
сравнению с ПВДФ и специфической способностью
его к полиморфизму [4].
Введение звеньев ТФЭ в ПВДФ снижает
количество суммарной энергии взаимодействия
цепей (происходит снижение концентрации
дипольных групп), что проявляется в снижении Тпл,
которая составляет для ПВДФ, СП ВДФ-ТФЭ [5% (мол.)
ТФЭ] и СП ВДФ-ТФЭ [20% (мол.) ТФЭ] 176, 158 и 153 °С
соответственно.
Гибкость полимеров обусловлена
величинами статистических масс макромолекул [5]:
Роль взаимодействия
мала, так как в этом случае велико расстояние
между взаимодействующими атомами.
В полиэтилене (ПЭ) атомы, выведенные из
плоскости гош-поворотами на ±120°С, близки
друг другу в положении , так
как велика, при этом = 0.4 ккал/моль;
= 1.5 ккал/моль, а характеристическое отношение Сп
= <h2>/nl2 равно 6.7, т.е. ПЭ обладает
очень высокой гибкостью [6].
В ПТФЭ Сп равно 30, поэтому в
конденсированном состоянии молекула не образует
статистического клубка, т.е. не свертывается. Это,
согласно Флори, обусловливает его высокую Тпл
и нерастворимость [5].
В ПВД Ф в g-конформерах
осуществляются контакты только между группами СF2-
и СН2+. Несмотря на то, что сумма
ван-дер-ваальсовых радиусов R(H) + R(F) = 2.55
несколько больше, чем в ПЭ - [R(H) + R(H) = 2.4],
стерические препятствия компенсируются F--H+.
Поэтому в ПВДФ Ео меньше, чем в ПЭ, и равна 0.6
ккал/моль.
В СП ТФЭ-Э имеются контакты трех типов:
GF2---СН2 ( = -0.6
ккал/моль), СF2---СF2 (
= 1.1 ккал/моль) и СН2---СН2 ( = 0.4 ккал/моль). Наличие
невыгодного взаимодействия СF2---СF2 (g-конформера)
значительно повышает жесткость СП ТФЭ-Э по
сравнению с ПВДФ, поскольку пентановые эффекты
(взаимодействия второго порядка) у них одинаковы.
Кроме того, в СП ТФЭ-Э в транс-положении нет
стерического напряжения, но появляется
дополнительная возможность стабилизации
транс-конформации за счет электростатического
притяжения между F- и Н+, т.е. уменьшение
статистического веса g-конформера, имеющего
контакт первого порядка СF2---СF2.
Таким образом, большей гибкостью ПВДФ
по сравнению с СП ТФЭ-Э можно объяснить более
низкую Тпл первого. С другой стороны, в
конденсированном состоянии макромолекулы ПВДФ
не такие жесткие, как макромолекулы ПТФЭ, поэтому
нет препятствий для их растворения и необходимо
только сильное взаимодействие с растворителем.
Однако ситуация становится
значительно более сложной, если полимер обладает
свойством полиморфизма - способностью к
образованию нескольких кристаллических
модификаций. Нам удалось идентифицировать три
кристаллические формы сополимера ВДФ-ТФЭ.
Параметры двух основных форм (
и ) практически совпадают с
соответствующими формами ПВДФ, что является
очевидным следствием малой доли сомономера. В то
же время, если для ПВДФ характерно возникновение -формы при кристаллизации во всей
области температур и переход в -форму
только при ориентации [6], то для сополимера
кристаллизация при сильном переохлаждении (0°С)
приводит сразу к преимущественному образованию -структуры еще до стадии
выгивания. Кристаллизация при меньшем
переохлаждении (100°С) приводит, однако, к
появлению обычной а-структуры. Поскольку
определенные параметры кристаллических решеток
и ИК-спектры сополимера практически совпадают с
известными для ПВДФ, влияние ТФЭ при
кристаллизации следует связывать только с
неизбежным образованием дополнительных
дефектов в кристаллической структуре, что делает
принципиально возможным возникновение более
напряженной -структуры и в неориентированном
сополимере. Что касается еще одной
кристаллической модификации - -формы,
проявляющейся при отжиге ПВДФ в интервале 160-180°С
[7], то в сополимере она также наблюдалась, но при
температуре на 15-20 град выше [8].
Согласно существующим представлениям
[6], конформация макромолекул в аморфном
состоянии близка к их конформации в кристалле, но
отличается от последней только высокой
плотностью дефектов, делающей невозможным
существование дальнего порядка в достаточно
протяженных областях. В то же время наличие
коротких участков с конформацией, близкой к
кристаллической, определяемой в основном
химической природой полимера, выражается в
появлении характерных максимумов на аморфном
гало. На рис.1 приведены диф рактограммы
аморфного гало в ориентированных волокнах,
снятые под различными азимутальными углами так,
чтобы они не захватывали кристаллические
рефлексы.
В случае малого угла, т.е. в области
вблизи экватора, аморфное гало имеет сильно
выраженный максимум, соответствующий периоду
идентичности d = 4.9 и совпадающий с межцепным
расстоянием. Для кривой аморфного рассеяния,
снятой вблизи меридиана, наблюдаются два
максимума с d = 2.2 и 2.6. Они могут
быть отнесены к размерам вдоль цепи фрагментов
макромолекул, находящихся в - или -конформации
(меньший размер) и в -конформации (больший
размер) [9].
Сформованные волокна содержат
кристаллиты - и -формы. В то время как
кристаллиты -формы практически
неориентированы, -форма характеризуется -текстурой. Вытяжка приводит к уменьшению доли
-формы и переходу к с-текстуре в -форме (рис.2).
Начиная с кратности вытяжки = 3 волокно содержит
кристаллиты только в -форме.
Дисперсность размеров больших
периодов, рассчитанная по формуле - отношение угловой полуширины рефлекса к
его угловому положению) [10], изменяется с
изменением кратности вытяжки слабо (рис.3, а),
поэтому снижение интенсивности рассеяния может
объясняться только уплотнением
внутрифибриллярных аморфных прослоек при
увеличении кратности вытяжки. На рис.3, б
представлена зависимость характеристик
надмолекулярных образований от кратности
вытяжки, определенных из малоугловых
рентгенограмм по методике, описанной в работе [11],
и широкоугловых рентгенограмм по данным работы
[12].
Как правило, все линейные размеры
микрофибрилл несколько уменьшаются с
увеличением кратности вытяжки, что типично для
хода этих зависимостей и для других полимеров.
Степень ориентации кристаллитов, измеренная по
полуширине рефлекса 110, 200 -формы, и аморфной
части, определявшаяся при брэгговском угле 20 = 16°,
возрастает с увеличением кратности вытяжки до =
3, после чего практически не изменяется.
Для анализа параметров структуры
волокон из сополимера ТФЭ с
перфторпропилвиниловым эфиром (ПФПВЭ)
использовали экваториальные рефлексы 100, 200 и
меридиональный рефлекс 0015, что дало возможность
определить поперечные размеры кристаллитов L100 и
микродеформации решетки L100. По рефлексу 0015
проводили сравнительную оценку продольной
разупорядо- ченности в кристаллитах ПТФЭ [13] и ТФЭ-ПФПВЭ.
Рентгенограммы волокон из СП ТФЭ-ПФПВЭ,
снятые при комнатной температуре, судя по
характеру размытия рефлексов на слоевых линиях,
их интегральной ширине и интенсивности,
соответствуют рентгенограммам волокон из ПТФЭ,
полученным при 80-130°С. Это значит, что элементы
беспорядка, вводимые в ПТФЭ при высоких
температурах, уже присутствуют в сополимере при
комнатной температуре [14].
Величины микродеформаций решетки L для
сополимера ТФЭ-ПФПВЭ и ПТФЭ равны 0.7 и 0.4 нм, а
поперечные размеры кристаллитов L100 - 15 и 23 нм
соответственно. Параметр элементарной ячейки с у
сополимера и ПТФЭ примерно одинаков и равен 19.5.
Из этого следует, что данные фторполимеры при
комнатной температуре имеют одинаковую
спиральную конформацию, характерную для ПТФЭ.
На основе анализа распределения
интенсивности в рефлексе 0015 можно сделать вывод
о наличии продольных смещений макроцепей,
приводящих к искажению кристаллической решетки
[11]. Интегральная ширина и асимметрия рефлекса
больше, а интегральная интенсивность меньше у
сополимера ТФЭ-ПФПВЭ, чем у ПТФЭ (рис.4).
Таким образом, присутствие в
макромолекулярной цепи сополимера объемных
боковых групп OR (R - перфторированный алкильный
радикал) вызывает искажения кристаллической
решетки, связанные с продольными и поперечными
смещениями цепей.
С межмолекулярным взаимодействием,
гибкостью, кристаллической структурой
согласуется термостабильность (Тд - Тпл)
фторполимеров. Это важный критерий, позволяющий
определить возможности экструзии из расплава.
Исследование термоустойчивости показало, что
для всех фторсодержащих сополимеров она
подчиняется обычным законам стереохимии и для
них характерен достаточно широкий температурный
диапазон, позволяющий перерабатывать такие
полимеры (табл.2).
Особенностью процесса кристаллизации
перфторированных сополимеров является
близость значений температуры максимальной
скорости кристаллизации и Тд, что для большинства
полимеров не характерно. Это свидетельствует о
близкой к равновесной структуре образующихся
кристаллов сополимера ТФЭ-ПФПВЭ.
Высокая способность волокон
деформироваться при обычной температуре
обусловлена низкой температурой релаксационных
переходов фторсополимеров (табл.2). Общим для всех
полимеров является возрастание максимальной
кратности вытяжки при температуре, превышающей
температуру стеклования соответствующих
полимеров.
В области перехода из изотропного
состояния в ориентированное в исследованном
диапазоне кратности вытяжки величины большого
периода и продольного размера кристаллитов
возрастают. Если учесть, что значения прочности
волокон при оптимальной кратности вытяжки
близки, то можно предположить, что у них примерно
одинаковая доля цепей, несущих нагрузку (табл.3).
Для фторированных сополимеров с
увеличением ПТР отмечено уменьшение дефектности
кристаллитов () и их средних поперечных
размеров (L100) (табл.3). Это можно объяснить, если
учесть, что снижение ММ (увеличение ПТР) приводит
к увеличению подвижности макромолекул, а
следовательно, облегчает перестройку структуры
при рекристаллизации, сопровождающей деформацию
волокон. С увеличением ПТР уменьшается угол
разориентации кристаллитов (), однако данные
свидетельствуют о том, что более высокая
ориентация кристаллитов может сопровождаться
меньшей упорядоченностью аморфных участков. При
этом с ростом ПТР уменьшение согласуется с
увеличением , поскольку, чем больше
разупорядоченность укладки макромолекулярных
цепей (больше ), тем меньше должен быть
показатель (табл.3).
С учетом топологии макромолекул
процесс упрочнения заключается в образовании
при кристаллизации ориентированного
полимерного материала таких устойчивых
структурных единиц, в которых макромолекулы в
значительной степени распрямлены в направлении
ориентации. При образовании достаточного
количества таких единиц они образуют сплошную
непрерывную структуру из распрямленных или
частично распрямленных напряженных
макромолекулярных цепей с узлами в виде
кристаллитов. Структурообразование в данном
случае (табл.2 и 3) является результатом наложения
многих термокинетических факторов, в частности,
в большой степени определяется соотношением
скоростей рекристаллизации и растяжения, а
последние, в свою очередь, зависят от
теплопередачи [15].
Установленная цепь корреляций типа
химическая структура - оптимальная технология -
надмолекулярная организация - термомеханические
свойства обосновывает конкретные
технологические процессы (табл.4).
В целом структурно-механические
корреляции для полученных волокон подчиняются
общим закономерностям, характерным для
надмолекулярного ориентационного порядка
гибкоцепных полимеров. Кристаллическая
структура фторсополимеров и ее изменение при
внешних температурных и ориентирующих
воздействиях определяют прочностные, упругие и
другие свойства полученных материалов.
Проведены структурно-механические исследования фторсодержащих полимеров.
Установлено, что механические характеристики ориентированных материалов зависят от состава сополимера, межмолекулярных взаимодействий и гибкости цепей.
|