Полимеры из неориентированных цепе

Наряду с этим нет однозначной связи и между прочностью и ориентацией. Особенно наглядно это проявляется при сравнении влияния степени ориентации на упрочнение полимеров с различной молекулярной массой. Пример такой зависимости был дан на рис. IV. 12. В данном случае одинаковому изменению степени ориентации отвечает различное увеличение прочности, причем тем большее, чем выше молекулярная масса. Неоднозначность связи напряжения со степенью ориентации и степени ориентации с прочностью в терминах сеточной модели надмолекулярной структуры аморфных полимерных систем объясняется тем, что при растяжении происходит различная в зависимости от режима деформирования перестройка сетки. Прочность узлов сетки различна и характеризуется временем их разрушения и восстановления (релаксации). При низкой температуре (или высокой скорости деформации) неразрушающихся при деформировании узлов больше, а участки цепей между ними короче. При растяжении осуществляется деформация сравнительно коротких участков цепей, в то время как более длинные могут оставаться ненапряженными. Повышение температуры (снижение скорости деформации) ведет к разрушению части узлов сетка становится более редкой , а участки цепей между узлами — более длинными. Напряжения уменьшаются, а деформация по длине цепей становится более однородной. В то же время уменьшение числа узлов ведет к тому, что часть коротких цепей выходит из зацепления и дезориентируется (релаксирует). Увеличение молекулярной массы полимера приводит к уменьшению доли неориентированных цепей, более равномерному распределению нагрузки и более высокой прочности застеклованного полимера при одинаковой степени ориентации. [c.255]

Вторая группа объяснений основана на кинетической теории реакции и постепенном уменьшении работоспособности полимера, вызванном разрывом и (или) смещением элементов среды и (или) образованием дефектов (разд. 3.4, гл. 3). В данном случае следует выяснить роль основных молекулярных цепей при задержке разрушения неориентированных полимеров. [c.278]

В заключение данного раздела можно сказать, что не столь уж очевидно, что нагружение и разрыв цепей определяют ползучесть неориентированных полимеров. Механизм размягчения (общий для всех линейных полимеров [122, 128]), обусловливающий переход от замедленной ползучести к ускоренной ползучести, обычно связан с сегментальным движением и изменением межмолекулярного притяжения, а не с уменьшением длины цепей или их прочности. Исследование образования свободных радикалов при ползучести неориентированных полимеров, выполненное Янсоном и др. [125], пока еще также неубедительно. С учетом примесных радикалов в ПВХ данные авторы получили значительное уменьшение скорости ползучести ( в 10 раз). Однако они утверждают, что нельзя отделять эффект стабилизации материала от эффекта его механического усиления [125]. [c.289]

За исключением ПК, у неориентированных аморфных полимеров в процессе вынужденной эластичности при растяжении не зафиксирован рост числа разорванных цепей. Данное поведение является результатом различий морфологии цеией. В отсутствие кристаллитов большие осевые усилия, вызывающие разрыв цепей, могут быть получены лишь при наличии трения между проскальзывающими сегментами цепей. Расчетная объемная концентрация разрывов цепей (из-за большого числа проскальзывающих сегментов) намного меньше, чем в частично кристаллических полимерах. Кроме того (ввиду отсутствия эффекта выравнивания микрофибриллярной подструктуры), макроскопическое ослабление материала при растяжении происходит прежде, чем достигаются значения напряжений и деформаций, достаточные для равномерного распределения разрывов цепей. [c.309]

Полностью аморфная заготовка (температура стеклования неориентированного полимера составляла Tg = 67 °С) подвергалась различной степени вытяжки. При этом достигалась значительная ориентация молекулярных цепей, которая вызывала появление кристалличности (до 30%). После отжига (температура стеклования [c.76]

Чем выше температура вытяжки, тем меньше степень ориентации полимера при прочих одинаковых условиях (рис. VI. 1). При повышении температуры ускоряется процесс разрушения узлов молекулярной сетки. Среднее время жизни узлов экспоненциально зависит от температуры, поэтому при более высоких температурах разрушение узлов идет с большей скоростью. В результате такого распада сетки цепи свертываются, переходя в наиболее вероятное неориентированное состояние с максимальной энтропией. Поэтому [c.188]

При увеличении времени вытяжки при прочих равных условиях степень ориентации уменьшается (рис. VI. 2). Чем больше времени полимер находится под нагрузкой, тем глубже произойдет разрушение сетки и тем больше цепей окажется в неориентированном состоянии. Этим объясняется и рост степени ориентации при увеличении скорости вытяжки в режиме вытягивания с постоянной скоростью (рис. VI. 3). Чем медленнее проводится вытягивание, тем большее число узлов разрушается и тем больше цепей оказывается в неориентированном состоянии. [c.188]

В случае предельной ориентации полимера все его цепи натянуты, поэтому они одновременно и в одинаковой мере воспринимают нагрузку, и образец имеет наибольшую прочность. С уменьшением степени ориентации число предельно вытянутых молекул уменьшается и они становятся все более перегруженными по сравнению с невытянутыми. Разрыв молекул в наиболее опасном месте образца в этом случае происходит не одновременно, а поочередно, вследствие чего прочность образцов непрерывно уменьшается. Для неориентированных образцов эта очередность разрывов молекул является причиной весьма низкого значения сго. [c.196]

Так, в различных акустических экспериментах оба типа взаимодействия проявляются весьма специфическим образом. Например, скорость звука, измеренная в ориентированном полимерном волокне или пленке, конформации макромолекул в которых близки к линейным, определяется в основном энергией взаимодействия атомов основной цепи полимера и может достигать 10 см/с, значительно превышая скорость звука в неориентированных металлах. В то же время скорость звука, измеренная в одноосно-ориентированной пленке не вдоль оси ориентации, а перпендикулярно ей, определяется в основном энергией межмолекулярного взаимодействия и по порядку вели- [c.341]

Учитывалось, что за разрушение полимеров ответственны химические связи и в неориентированном материале рвется каждая третья цепь, так как в среднем из трех цепей одна ориентирована вдоль растяжения. Расстояние между двумя соседними цепями принимается равным 5 А. [c.49]

При очень высоких температурах или весьма низких молекулярных массах ориентация полимерных цепей проявляется слабо. В этих условиях полимер испытывает вязкий разрыв, при котором из-за малого внутреннего трения макромолекулы скользят относительно соседних без разрыва химических связей. При всех других видах разрыва (хрупкий, высокоэластический и в значительной мере пластический) у ориентированных и неориентированных полимеров разрушаются и химические связи. Для пространственно-структурированных полимеров это очевидно, а [c.140]

Практически одинаковое значение постоянной и наличие общего полюса на графике временных зависимостей прочности неориентированного и ориентированного полимера (рис. 83) свидетельствует об одинаковых значениях энергии активации разрущения независимо от степени ориентации. Следовательно, энергетический барьер /о определяется химическим строением полимерной цепи, а все изменения прочностных свойств при разных ориентациях обусловлены изменением структурно-чувствительного коэффициента у. [c.141]

В неориентированном полимере одна н та же цепь может < раз пересечь поперечное сечение образца поэтому при разрушении по это.му сечению она разорвется на +1 кусков. В предельно ориентированном полимере цепь может пересечь данное сечение только один раз. [c.142]

Приведенное значение теоретической прочности вдоль оси ориентированного капрона относится к достаточно длинным полимерным цепям (большой молекулярной массе полимера), когда число концов цепей в образце ничтожно мало. С уменьшением молекулярной массы М число цепей возрастает, и часть цепей в каждом поперечном сечении не участвует в разрывах химических связей. При достаточно низкой молекулярной массе при разрыве полимера рвутся только межмолекулярные связи между концевыми частями полимерных цепей. Это приводит к тому, что для капронового волокна, например, теоретическая прочность с уменьшением М снижается от 30 до 2,6 ГПа. Прочность неориентированного капрона с уменьшением Л1 снижается от 11,8 до 2,6 ГПа. [c.17]

Более простую оценку флуктуационного объема можно произвести по формуле = По данным [2.10], Л,т = 0,15 нм для связей С—N. Если учесть, что межмолекулярное расстояние в ориентированных полимерах Яо 0,4 нм, то Уа = 2,4-10 мм что также согласуется с расчетами [2.10]. Для неориентированного состояния с полностью разупорядоченной ориентацией цепей [2.10]1 считается, что в среднем только /з цепей работает на разрыв. Поэтому эффективный флуктуационный объем должен возрасти примерно в три раза. Наконец, в табл. 2.2 приведены экспериментальные значения коэффициента y = кVA, которые существенно больше, чем ил- Это объясняется неравномерным распределением нагрузки на цепи (имеются цепи, перегруженные в V, раз). Для капрона и = 20,6/1,7= 12 для полиэтилена [c.27]

Выяснены два фундаментальных факта 1) процесс разрушения определяется разрывом химических связей, а процесс деформирования — преодолением сил межмолекулярного взаимодействия 2) разрушение и деформирование связаны с различными компонентами тензора напряжения (разрушение — с нормальными растягивающими напряжениями, а деформирование— со сдвиговыми напряжениями). Поэтому в нагруженном неориентированном полимере одновременно идут два процесса — деформирование и разрушение. Под деформированием (выше Гхр) понимается изменение конформаций цепей, которому препятствуют межмолекулярные и внутримолекулярные связи. Разрушение представляет собой разрыв полимерных цепей. В предположении, что деформация в интервале Тхр—Та является вынужденной высокоэластической, время релаксации процесса деформирования определяется уравнением Александрова — Гуревича [c.132]

Исследования показали, что равновесная температура плавления сеток, образованных из кристаллического, но неориентированного линейного полиэтилена, существенно отличается от температуры плавления сеток, полученных из того же самого полимера, только в условиях, когда цепи находились в расплавленном состоянии. Для последнего типа сеток по мере сшивания наблюдается непрерывное понижение Т пл как это показано на рис. 45. [c.162]

Адсорбционный механизм хроматографии подтверждается взаимосвязью величины сорбции со степенью кристалличности полиамида. В высококристаллическом полиамиде все карбонильные группы блокированы водородными связями с КН-груп-пами параллельных цепей. Сорбция на высококристаллическом полиамиде невелика. Шреход к порошковой форме полиамида связан с потерей кристал-личности. Полиамидный порошок содержит много неориентированных цепей с ненапряженными КН- и СО-группами, составляющих высокую долю аморфной области. Известно, что полиамидные порошки кристалличны менее чем на 50% [412]. Карелли [310] показал, что количество сорбированного вещества зависит от степени кристалличности полиамида с уменьшением кристалличности повышается сорбционная способность полимера. [c.30]

Мел<сферолитные границы подобны границам между зернами. Эти приграничные области обогащены низкомолекулярными фракциями, примесями, концами цепей и дефектами. Деформируемость и прочность такой состааной структуры естественно зависит от податливости всех ее компонент. При таком составе податливость (низкие значения упругих постоянных) следует приписать сцеплению границ зерен и свернутых поверхностей ламелл. Сцепление между цепями в ламелле кристалла значительно сильнее межкристаллического взаимодействия. Это обусловливает определенную стабильность ламеллярных элементов при деформировании образца. Поэтому деформативность такого неориентированного частично кристаллического полимера будет сильнее зависеть от природы вторичных силовых связей между структурными элементами, чем от длины и прочности цепных молекул. [c.31]

Последующее молекулярное описание одноосного деформирования неориентированного частично кристаллического полиэтилена характеризует пластическую деформацию волокон, образующих термопласты со сферолитной структурой. Оно может служить иллюстрацией большого разнообразия механизмов деформирования. При деформациях менее 1 % выявляют анизотропные упругие свойства кристаллов (орторомбического) полиэтилена [57] и аморфного материала [53]. При тех же самых условиях имеют место неупругие деформации СНг-групп и сегментов цепей, которые обусловливают низкотемпературные Р-, у- и б-релаксационные механизмы [10, 56]. При больших деформациях (1—5%) происходит дополнительное изменение сегментов цепи, их относительного положения и конформационные изменения (поворот связей). Подробное исследование поведения цепей в аморфных областях было выполнено Петракконе и др. [53]. В кристаллических областях под действием деформаций такого же порядка возникают дислокации и дислокационные сетки (наблюдаемые в ламеллярных кристаллах в виде муаровых узоров). В зависимости от условий внешнего нагружения и типа дислокаций их движение вызывает пластическую деформацию кристалла путем двойникования, смещения плоскостей или фазового перехода орторомбической ячейки в моноклинную. Обширный обзор деформирования полимерных монокристаллов был дан Зауэром и др. [57] и в книге Вундерлиха [3]. Детальный расчет вклада различных структурных элементов и дефектов в деформирование частично-кристаллических полимеров можно найти во многих статьях, из которых здесь приводятся только некоторые [47—62]. Хотя упомянутые выше эффекты обусловливают нелинейность зависимости напряжение—деформация, первоначально существовавшая надмолекулярная организация все еще сохраняется. Подобная деформация называется однородной. [c.41]

Обобщая приведенные выше результаты, можно прийти к выводу, что при воздействии на высокоориентированные волокна циклической нагрузки, которая всегда остается положительной по знаку, единственным механизмом усталости является гистерезисное выделение тепла. Однако если в цепях и фибриллах возможна релаксация напряжения, деградация вместо эффекта деформационного упрочнения и переориентация цепей и фибрилл, то преимущественным фактором будет начало роста и распространение трещин. Таким образом, усталостный механизм, описанный Банселлом и Хирлем [77, 79], проявляется в усилении межфибриллярного проскальзывания и росте трещин почти параллельно направлению нагружения. Данный вопрос будет рассмотрен в следующем разделе. Характерные усталостные механизмы также четко проявляются в неориентированных полимерах. Они будут рассмотрены в разд. 8.2.3 данной главы и в следующей главе. [c.263]

Свойства полимера в ориентированном состоянии определяются не только средней степенью ориентации макромолекул, но и более тонкими особенностями его строения. Наличие у полимеров сравнительно широкого распределения по длинам цепей и узлов молекулярной. сетки разной стабильности приводит к тому, что появляются качественные отличия в ориентации полимера, вытянутого при высокой и низкой температуре. Чем выше температура вытяжки, тем интенсивнее идет процесс разрушения узлов молекулярной сетки, причем в первую очередь разрушаются слабые узлы. Конфигурационные и конформационные изменения цепей при их растяжении лимитируют более стабильные, но реже расположенные узлы. Поэтому все большая доля коротких молекул выходит из напряженного состояния и оказывается в свернутом неориентированном состоянии. В этом случае ориентированными оказываются преимущественно макромолекулы с большой молекулярной массой. Степень их ориентации непрерывно растет с увеличением степени вытяжки. Они находятся как бы в растворе неориентированных молекул с низкой молекулярной массой. Поэтому два образца, ориентированные до одинаковой степени при высокой и низкей температуре, могут отличаться не только общими удлинениями, но и длинами ориентированных молекул. В первом случае образец ориентирован в основном за счет длинных молекул, во втором— за счет веек молекул, имеющихся в образце. [c.189]

Величины X, могут быть рассчитаны на основе предположений о строении полимера. Если Яо —среднее межмолекулярное расстояние в полимере (расстояние между соседними цепями), то согласно [5 9 11.14], для неориентированного полимера Я 31о и Я 2Яо. Для карбоцепных полимеров показано, что Ям порядка длины связи С—С, т. е. Я1ц== 0,15 нм. Таким образом, для полимерных стекол, образованных линейными полимерами (Яо 0,4 нм), м=1,4-10- м , если при каждой флуктуации рвется одна полимерная цепь, и ш = 1,4-10-28 е ли рвется группа из п цепей (Яя=2яЯо). [c.297]

При вытяжке полимеров наблюдается процесс молекулярной ориентации. Последняя может быть заморожена последующим охлаждением вплоть до хрупкого состояния полимера. При одноосной вытяжке, имеющей наибольшее практическое значение, молекулярная ориентация характеризуется функцией распределения ориентаций сегментов полимерных цепей относительно оси вытяжки. Мерой степени ориентации служит среднее значение квадрата косинуса <соз2 0>, где 0 — угол между сегментом и осью вытяжки. При <со52 0> = /з сегменты распределены по всем направлениям равномерно (неориентированный материал), при <со520> = 1 все сегменты ориентированы вдоль оси вытяжки (предельно ориентированный материал). [c.326]

Так как Уц слабо зависит от молекулярной ориентации, то следует ожидать, что основной эффект изменения а с ориентацией проявится в изменении и, 3 и коэффициента Л = Л(а, Г), который с увеличением ориентации немного возрастает вследствие увеличения числа цепей на единичную площадь поперечного сечения и уменьшения (й 3. В предельно ориентированном состоянии, если 7о в соответствии с экспериментальными данными сохраняет то же значение, что и в неориентированном состоянии, флуктуационный объем со уменьшается в шесть раз. Это объясняется тем, что в ориентированном состоянии на пути трещ,ины рвется каждая цепь, поэтому Я=Я,о, что в три раза меньше, а Хл —Я,о, что в два раза меньше, чем у неориентированного полимера. Разрывная длина химической связи Я,м не меняется. Если еще учесть, что с увеличением степени ориентации хрупкое состояние полимера при той же температуре приближается к нехрупкому состоянию, характеризующемуся коэффициентом концентрации напряжения в вершине трещины, в несколько раз меньшим, то прочность предельно ориентированного полимера по сравнению с неориентированным полимером в хрупком состоянии должна быть больше в 10—20 раз, [c.328]

Даже при самой совершенной вытяжке только часть сегментов ориентируется вдоль действия силы. Высокоупорядоченные и ориентированные области чередуются с малоориентироваиными или вовсе неориептированными. Это значит, что при вытяжке неориентированного полимера в нем не возникают кристаллы с полностью выпрямленны.ми цепями (КВЦ). [c.193]

Представления о наличии фазового превращения прп вытяжке кристаллических полимеров были выдвинуты Карозерсом [59] и дальнейшее развитие получили в работах Каргина с сотрудниками [70, 71, 91, 92]. Они считают, что под действием механического силового поля изменяется температура плавления кристаллитов и что наблюдаемые скачкообразные изменения свойств могут быть объяснены только явлениями рекристаллизации при вытяи<ке. Известно, что в полимерных кристаллах участки цепей расположены параллельно друг другу и что растяжение в направлении ориентации повышает температуру плавления, а в поперечном направлении— понижает ее. Прн вытяяске изотропного (неориентированного) Полимера температура плавления изменяется различным [c.80]

В большинстве случаев рост полимерной цепи в кристалле, сопровождающийся сокращением межмолекулярного расстояния, вызывает сжатие кристалла и разрушение его решетки. Вследствие этого утрачивается исходное упорядоченное располеженне мономерных молекул и получается аморфный, нерегулярный и неориентированный полимер. [c.258]

В различных акустических экспериментах оба типа взаимодействия проявляются весьма специфически. Например, скорость звука, измеренная в ориентированном полимерном волокне или пленке, конформации ма(Кро-молекул которых близки -к линейным, определяется в, основном энергией взаимодействия атомов, составляющих основную цепь полимера, и может достигать значений порядка 10 см/с, значительно превышая акорость звука в неориентированных металлах. В то же время [c.257]

Согласно концепции Шишкина, и прочность не должна зависеть от степени ориентации. Но известно [3.25], что хрупкая прочность сильно зависит от ориентации, и это понятно чем больше ориентация, тем большая часть рвущихся целей находится в направлении оси волокна. Поэтому в высокопрочном состоянии при переходе от неориентированного к предельно ориентированному состоянию хрупкая прочность должна возрастать в три раза. Далее, очевидно, что у ориентированного полимера с молекулярной массой М—>100 разрушение может происходить только при разрыве цепей. Практически эта ситуация реализуется для промышленных полимеров (М>10 ). Макромолекулы достаточно длинны, чтобы не наблюдалось их скольжение без разрыва цепей. Далее, если прочность полимеров определяется силами межмолекулярного взаимодействия, то расчет теоретической прочности должен производиться по формуле Орована Е, где Е — модуль Юнга (см. гл. 1). Модуль упругости твердых полимеров определяется межмолекулярными взаимодействиями. Для капроновых волокон = 2,5 ГПа и поэтому сгт = 0,25 ГПа, что намного ниже реальных значений ар. Поэтому правильный расчет а должен основываться на гипотезе разрыва химических связей. [c.51]

Теперь перейдем к сравнению с экспериментальными данными. Рассмотрим капрон (см. табл. 3.1), для которого в неориентированном состоянии ар = 160 МПа (293 К). В работе [3.30] в качестве аргумента приводятся наибольшие значения прочности 60—400 МПа для неориентированных полимеров. Капрон попадает в этот интервал. Автор концепции утверждает, что приведенные значения прочности далеки от прочности химических связей. И это верно, но вопрос заключается в том, для какого состояния характерны эти цифры для высокопрочного или низкопрочного. Нет сомнений, что эти цифры соответствуют низкопрочному состоянию неориентированных полимеров, когда разрушение идет по перенапряженным цепям. Для капрона (см. табл. 3.1) коэффициент перенапряжения х = 25 и, следовательно, разрушение надо характеризовать не ар=160 МПа, а значением в 25 раз большим, т. е. 4 ГПа. А это значит, что /з рвущихся цепей нагружена так же, как и полное число цепей в предельно ориентированном состоянии (12 ГПа). Но 12 ГПа соответствует прочности химической связи ап = 12,9 ГПа в полиамидных цепях, рассчитанной Губановым и Чевычеловым [2.11] (см. ип в табл. 2.1). Поэтому если принять правильные значения прочности в высокопрочном состоянии, то разрыв полимера следует объяснить разрывом химических связей. Для ориентированного капрона ар=1 ГПа (293 К) при коэффициенте перенапряжения, определенном из экспериментального значения у, равном 12. Поэтому перенапряженные цепи, ответственные за процесс разрыва, характеризуются ар=12 ГПа, что соответствует Оп=12 ГПа — предельной прочности, рассчитанной из энергии разрыва С—К-связи. [c.51]

Фазовое состояние полимера слабо влияет на ил, так как аморфная фаза в некристаллическом и кристаллическом состояниях полимера характеризуется близкими значениями плотности. Сильное влияние на оказывает микронеоднород-ная (в частности, надмолекулярная и надсегментальная) структура через образование субмикро- и микротрещин, которое происходит как нри получении полимеров, так и при воздействии на них внешних факторов или обработке (тепловой, механической) изделий. В полимерных волокнах прочность аморфных областей микрофибрилл, где цепи также находятся в ориентированном состоянии, примерно в три раза ниже прочности полимерного монокристалла (10—20 ГПа при 297 К) за счет перенапряжения цепей, равного хо = 3 по Зайцеву [3.6] (см. вьпне). Прочность бездефектного неориентированного аморфного полимера меньше, чем прочность полимерного кристалла в направлении ориентации его цепей, за счет увеличения флуктуационного объема в три раза. Снижение прочности вызывают микротрещины из-за концентрации напряжений. Для ориентированных кристаллических полимеров в итоге общий коэффициент перенапряжения равен >с = иоР, а для аморфных неориентированных полимеров и = 5. О промежуточных вариантах можно сказать следующее. Для неориентированного кристаллического полимера, в котором аморфная фаза не ориентирована, и = р. Для ориентированного аморфного полимера в случае предельной ориентации и = хо 5, а следовательно, его прочность должна быть в 3 раза больше, чем неориентированного кристаллического полимера, т. е. достигать прочности монокристалла в направлении полимерных цепей. Однако достигнуть предельно ориентированного состояния или близкого к нему практически невозможно. Следовательно, можно считать, что у является скорее характеристикой образца, детали, изделия, нежели полимера как материала. [c.115]

В гл. 2 рассматривался вопрос о значении Ят (см. табл. 2.3). Для связей С—С наиболее вероятное значение т = = 0,9-10 мм ( 10%). Для С—N и других химических связей в указанных пределах ошибки также можно принять это значение. В табл. 2.4 для ПЭ и ПА (капрона) приведены значения Хо = 4,4-10 мм и Ао=4,2-10 мм соответственно. Если при флуктуации рвется одна цепь, то для ориентированного ПЭ ал = 1,7-10 2о ммз, а для ориентированного капрона ил = = 1,6-10-2° мм . Для ориентированных полимеров можно принять наиболее вероятное значение Ул=1,6-10 2 , 3 (+20%). Для неориентированных полимеров — полимерных стекол, если рвется одна цепь, то Ул = ЗЯо2Ят = 4,8-10 2о мм . Эти значения Ул наиболее вероятны для упомянутых неориентированных полимеров, различие между ними укладывается в указанные 20%. [c.152]

Большая стабильность кристаллического состояния сеток, образованных из неориентированных, но кристаллических цепей, по сравнению с сетками, образованными из аморфных полимеров, может быть объяснена (качественно) так же, как для сеток из растянутого натурального каучука. Хотя до образования сетки кристаллиты были статистически распределены относительно друг друга, участки цепей внутри кристаллитов ориентированы параллельно. Поэтому при сшивке преимуще ственно кристаллического полимера уже не может возникнуть совершенно беспорядочная сетка. Характер сшивки предопреде- [c.163]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология