Полистирол длина сегментов

Если сравнивать два полимера с одинаковым молекулярным весом, но с разной длиной сегмента, то наибольшей гибкостью будут обладать макромолекулы полимера с малой длиной сегментов. В таких макромолекулах число сегментов (при данном молекулярном весе) достаточно велико, что и обусловливает высокую упругость (эластичность) и другие свойства типичных высокополимеров. Может оказаться, что в другом полимере с тем же молекулярным весом, но с меньшим числом сегментов, гибкость макромолекул будет так мала, что он вовсе не будет обладать высокоэластичностью и из стеклообразного состояния сразу перейдет в вязкотекучее. Полимеры, макромолекулы которых состоят из равного числа сегментов, имеют одинаковую протяженность плато высокоэластичности (горизонтальный участок термомеханической кривой см. рис. 25). Так, одинаковую протяженность плато высокоэластичности имеет полистирол с молекулярным весом 8,6-10 и ц с-полибутадиен с молекулярным весом 1,02-10 , имеющие примерно равное число сегментов в макромолекулах [10]. [c.42]

Гетерогенность структуры доменного типа может наблюдаться методом малоуглового рассеяния рентгеновских лучей в случае растяжения аморфных образцов полистирола и полиметилметакрилата при температуре ниже Го- Обнаруживаемая методами дифракции рентгеновских лучей в больших и малых углах гетерогенность структуры расплава полиэтилена — результат проявления специфики полимерного состояния вещества, заключающейся в возможности расположения одной и той же длинной макромолекулы в нескольких упорядоченных областях, что приводит к сохранению чередования в расплаве областей повышенной и пониженной плотности, аналогично тому, как это наблюдается для частично-кристаллического полимера. Все эти данные не согласуются с моделью гомогенного полимера в виде совокупности хаотически перепутанных цепей. Сегменты и цепи группируются в областях упорядочения, больших областей флуктуации плотности. А так как эти области увеличиваются с возрастанием молекулярной массы полимера, можно сделать вывод, что истинное распределение сегментов содержит своеобразные ядра (домены) с повышенной плотностью. Остальные сегменты полимерной системы находятся вне этих доменов. [c.27]

По формуле (1П. 17) рассчитывают невозмущенные размеры макромолекул полистирола, принимая постоянную Ф равной 2,84-10 По формуле (П1.18) определяют коэффициент набухания макромолекулярных клубков полистирола в хорошем растворителе (циклогексан при 44 °С). По формуле (П1.10) рассчитывают размер статистического сегмента полистирола, учитывая, что для карбоцепных виниловых полимеров длина связи С—С= [c.104]

Исходя из сказанного выше, форма релаксационных спектров, отвечающая области медленных релаксационных явлений (до выхода на плато зависимости ( (со) и достижения максимума зависимости ( " (со)), нечувствительна к длине полимерной цепи и концентрации раствора. Одинакова должна быть и форма спектра, ответственная за комплекс релаксационных явлений в области плато высокоэластичности и минимума потерь, если только сравниваются полимеры с одинаковым числом динамических сегментов в цепи. Последнее положение иллюстрируется рис. 3.22, на котором построены частотные зависимости тангенса угла механических потерь для двух различных полимеров — полибутадиена и полистирола, но молекулярные массы сравниваемых образцов подобраны так, чтобы приведенная длина цепи была примерно одной и той же. Нормировка по частотной оси осуществлялась таким выбором характерного времени релаксации 0 о, чтобы совпадали положения минимумов. Как видно из рис. 3.22, это обеспечивает практическую идентичность частотных зависимостей tg б для различных полимеров. [c.277]

Совокупность результатов, полученных для полистиролов, подчеркивает важные различия между малыми молекулами и полимерами и указывает на эффекты, которые начинают играть роль для очень больших молекул. Даже в растворе сегменты полимерных молекул ограничены в числе и виде конформаций, которые они могут принимать. Объяснение взаимодействий, приводящих к наблюдаемому спектру ЭПР полистирола, следует искать в этом направлении. Сверхтонкое взаимодействие, по-видимому, с атомом водорода в орто-положении значительно сильнее, чем взаимодействие, обнаруженное для ароматических водородов в таких малых стабильных радикалах, как трифенилметил. Очевидно, оно даже больше, чем сверхтонкое взаимодействие протонов в метильном и этильном радикалах. С первого взгляда трудно приписать наблюдаемое расщепление сверхтонкому взаимодействию с атомами водорода кольца, находящимися в орто-положении. С помощью трехмерных моделей выяснено, что в длинных цепях полистирола внутренние звенья ограничены в своей ориентации. В радикале предполагаемой структуры, если бы это была малая молекула, кольцо должно было бы располагаться в узловой плоскости р-орбиты неспаренного электрона (ХИ1), т. е. [c.454]

Принимая, в соответствии со сказанным ранее, что самая низкотемпературная релаксация при = 38 К связана с вращением (заторможенным) вокруг единичной связи, и учитывая, что в повторяющемся элементе макромолекулы полистирола имеется три связи, допускающие внутреннее вращение (две в основной цепи и одна в боковой), можно сделать вывод, что длина фрагмента, подвижность которого возбуждается при температуре стеклования Tg = Ta,, для полистирола составляет, по крайней мере, двадцать связей главной цепи. Нетрудно заметить, что это значение очень близко к размеру статического сегмента макромолекулы в невозмущенной конформации (см. Введение). [c.52]

Х 10 К, рассчитанной по данным измерения температурной зависимости наибольшей ньютоновской вязкости расплава высокомолекулярного полистирола (здесь Zg = 1—To/Tg = 8 — число мономерных звеньев сегмента цепи, участвующего в кооперативных перегруппировках при Tg, В — 1570 К и Го = 323 К — параметры уравнения Фогеля). Совпадение значений AE/R, найденных различными способами, позволяет сделать вывод, что как вязкое течение расплава, так и релаксация энтальпии при Tg протекают по механизму сегментального переноса. Этот вывод подтверждается также тем, что расчетные значения корреляционной длины областей кооперативных группировок, X,g — ЪУg/An) имеют тот же порядок, что и длина статистического сегмента цепи полистирола А = (h )o/L = 1,5 нм (см. Введение). [c.68]

В Приведенных координатах кривые lg т) —1 для фракций полистирола различного молекулярного веса. В области малых частот, когда т] = По> наблюдается сильная зависимость вязкости от молекулярного веса. С ростом частоты действия силы перемещения макромолекул не реализуются (время релаксации макромолекул велико), в переменном поле механических напряжений перемещаются только сегменты. Зависимость вязкости от молекулярного веса поэтому уменьшается, а затем исчезает совсем. При частотах более Ю сек , когда время действия силы составляет около одной тысячной секунды, потери на внутреннее трение в полистироле при 200° С обусловлены только перемещением сегментов, поэтому т) не зависит от общей длины молекул все фракции в этой области частот имеют одно и то же значение динамической вязкости. [c.179]

Свойства макромолекул графтполимеров зависят одновременно от нескольких параметров (длина основной цепи А и привитых ветвей В, число / последних см., например, [471]). Целесообразно проводить изучение таким образом, чтобы один или два из этих параметров оставались фиксированными. Результатом анализа гидродинамических и оптических свойств в ряду фракций графтполимера стирол В — метилметакрилат А гребнеобразной структуры (ветви В значительно короче основной цепи А), содержащих приблизительно равную долю ( 90%) привитого полистирола, явилось установление [226] того факта, что, при большой жесткости основной цепи этих графтполимеров (содержащей 504-60 звеньев в статистическом сегменте вместо 5Л =8 в гомополимере), характеристическая вязкость их растворов удовлетворяет правилу [т]] отвечаю- [c.238]

Температура стеклования с ростом давления окружающей среды увеличивается (например, с ростом степени гидравлического всестороннего сжатия). Температура стеклования зависит от химической природы полимера, от природы и количества добавок и модифицирующих агентов. Молекулярная масса не влияет на Тс в области больших молекулярных масс, например больше 50— 100 тыс. Если молекулярная масса невелика, т. е. соответствует молекулярной массе олигомера, то Гс растет с ростом молекулярной массы. Зависимость Гс от молекулярной массы прекращается, когда молекула приобретает гибкость, характерную для высокопо-лимера, а это происходит, когда длина макромолекулы становится заметно больше длины сегмента. Так, Тс полистирола с ростом молекулярной массы до 10 тыс. увеличивается быстро, а дальше вплоть до молекулярной массы 20 тыс. растет незначительно, достигая предела (100°С) при молекулярной массе 20—30 тыс. [c.146]

Пиннок и Вард [61 пришли к заключению, что число мономерных звеньев в сегменте аморфной фазы в среднем равно 2,9, а число мономерных едишш макромолекулярной цепи между узлами сетки, представляющих собой наиболее концентрированные сосредоточения межмолекулярных сил, 23,4 для полиэфира с молекулярной массой 18 ООО и 13,5 — для полиэфира с молекулярной массой 28 ООО. Эти данные свидетельствуют о большой гибкости макромолекулы полиэтилентерефталата в аморфной фазе. Косвенным подтверждением этому могут служить исследования двойного лучепреломления в потоке для растворов полиэтилентерефталата. Из данных по анизотропии цепей полиэтилентерефталата [7] длина сегмента Куна может быть приближенно оценена величиной 1 нм, что свидетельствует о значительной свернутости макромолекул полиэтилентерефталата в растворах. Для сравнения укажем, что длина сегмента Куна для полистирола равна 2,0 нм. [c.102]

Рассмотренные закономерности по влиянию густоты сетки на температуры максимумов дипольно-сегментальных и дипольно-групповых потерь характерны не только для эпоксидных смол, но и для других полимеров с трехмерной структурой для полистирола, сшитого полярным дивинильным соединением, для сшитого поли-грет-бутилметакрилата и др. У сшитых полимеров, как и у линейных, введением пластификаторов можно понижать Тс, а следовательно, и Гмакс дипольно-сегментальных потерь. При очень большой концентрации сшивок, когда расстояние между сшивками меньше длины сегмента, дипольно-сегментальпая поляризация не должна проявляться [4, с. 149]. [c.100]

Изучав химические реакции, которые могут протекать между повторяющимися звеньями, можно получить информацию о неоднородности определенных сополимеров. Для протекания таких реакций требуется, чтобы соответствующие звенья цепи были смежными. Если повторяющиеся звенья образуют длинные сегменты одного типа, реакция протекает только на границах между сегментами. Таким образом, изучение соответствующих реакций позволяет отличить статистические сополимеры от привитых или блоксополи- еров и чередующиеся, или однородные сополимеры, от неоднородных по составу сополимеров. Статистические сополимеры стирола с метилметакрилатом или метилакрилатом циклизуются в полифос-форной кислоте при нагревании до 85—130° С. При конденсации сложного эфира с ароматическим циклом, протекающей по механизму Фриделя — Крафтса, образуются сс-тетралоновые звенья. Циклизация изучалась методом ИК-спектроскопии. Интенсивность полос, характерных для полистирола (14,30 и акриловых полимеров (5,78 мк), уменьшается, и появляются новые полосы при 5,95 6,25 и 13,24 мк, что указывает на образование а-тетралона. [c.461]

Очевидно, что переход при —125° С вызывается движением очень коротких сегментов и в этом смысле рассматриваемый переход качественно отличается от хорошо известного явления стеклО вания, наблюдаемого, например, в полистироле и связанного с движением относительно длинных сегментов основной цепи. Вероятно, именно это обстоятельство привело к появлению в литературе противоречивых данных о температуре стеклования полиэтилена. В конце концов спор о температуре стеклования полиэтилена во многом чисто терминологический. Для тех, кто под температурой стеклования понимает некоторую определенную температуру, прн которой появляется гибкость полимерной цепи и которую можно измерить такими термодинамическими методами, как дилатометрия, найти стеклование в полиэтилене представляется невоз можным. Однако такой подход представляется слишком ограниченным. Температура стеклования — понятие несколько более шИ рокое. Имеется в виду, что в одном и том же полимере возможно существование нескольких переходов типа стеклования. Подобная интерпретация, вероятно, не оправдана по отношению к простым полимерам, но очень полезна применительно к полнолефинам вследствие сложности процессов перехода в кристаллических полимерах . [c.263]

Температура стеклования при увеличении молекулярной массы сначала растет, а затем прн определенном значении М,ф Л7 с/с1Л1->-0. Величина Мур определяется структурой полимера и соответствует молекулярном массе механического сегмента. Поэтому иногда механическим сегментом считают такую длину макромолекулы (молекулярную. массу), начиная с которой практически не зависит от степени полимеризации, т е. ИсШМ О. Для термодинамически гибких полимеров Мкр составляет несколько тысяч (для полибутадиена— 1000, поливинилхлорида— 12 000, полиизобутнлена—1000, полистирола— 40 000). Поэтому для полимеров с Л1 5 10 —10 Тс практически не зависит от молекулярной массы, т. е. кинетическая гибкость макромолекул одинаковой природы достаточно высокой молекулярной массы практически одинакова. [c.100]

Аналогичное уравнение было получено и в работе . Рассматривая зависимость газопроницаемости от молекулярной массы полимера, можно, по аналогии с температурой стеклования, предполагать, что в области высоких значений молекулярной массы, газопроницаемость не будет зависеть от молекулярной массы, так как область зоны активации при элементарном акте диффузии, или иначе размеры кинетического сегмента, значительно меньше длины молекулы полимера. Действител ьно, на примере пленок, изготовленных на основе фракционированного ацетата целлюлозы, было показано что изменение молекулярной массы ацетата целлюлозы в пределах 17 500—52 500 не сказывается на значении водородопроницаемости. В дальнейшем независимость коэффициентов газопроницаемости полимеров от молекулярной массы была подтверждена результатами испытаний пленок из фракций полистирола (9500—110 000) и полиизобутилена (35 000—274 000) . В последующем было отмечено что газопроницаемость высокополимеров, а также соответствующие энергии активации процесса проницаемости не зависят от молекулярной массы полимера. Так, Хейс и Парк установили, что при диффузии бензола в каучук, молекулярная масса которого изменяется в пределах 3,5-10 — 3,3 10 коэффициент диффузии сохраняет постоянное значение. [c.84]

Э.<спериментально найдена прямолинейная зависимость между и УИ , причем для многих полимеров сравнительно небольшой степени полимеризации а=1. При увеличении молекулярной массы и достижении некоторою критического значения ее (критическая молекулярная масса, УИ р), ко(да возникает флуктуационная сетка с очень большим временем жизни , а возрастает до 3,4—3,5 С появлением этой сетки связаны все аномалии вязкости и образование плато высокоэластичности на термомеханических кривых Величина УИ р определяет длину отрезков между узлами сегки, как правило, превосходящих по размерам кинетический сегмент и содержащих в зависимости от природы полимера от десятков до сотен атомов в основной цепи, например, для полиизобутилена и полистирола УИ р равна соответственно 18 000 и 40 000 [c.405]

Гайл [82] указывает, что этот вывод не противоречит представлению о зернистом строении аморфных полимеров. Действительно, размер зерен в полистироле составляет 3,0 нм [85] и можно найти почти прямые сегменты такой длины в составе области порядка, но в разупорядоченной области размер сегмента значительно меньше и может быть 1,0- 1,5 нм. Кроме того, если большинство макромолекул проходит из одного зерна в другое, образуя в каждом лишь несколько складок, [c.48]

Представленные на рис. IV.4 и IV.5 экспериментальные данные позволяют также в качественной форме указать, каков характер влияния молекулярного веса полистирола на положение границ релаксационных областей. Видно, что длина цепи никак не влияет на свойства стеклообразного, кожеподобного и каучукоподобного материалов. Это связано с тем, что вязкоупругие свойства полимера в этих областях обусловлены релаксационными процессами, происходящими в пределах кинетического (или динамического) сегмента, величина которого не зависит от длины цепи в целом. Положение радикально изменяется при переходе к области эластовязкого и вязкотекучего состояний, в которых поведение полимера определяется релаксационными процессами, захватывающими несколько сегментов и макромолекулярную цепь в целом. Здесь с повышением молекулярного веса переход к области вязкого течения, требующий вовлечения в релаксационный процесс всей полимерной цепи, смещается в изотермических условиях в сторону большей длительности нагружения (или, что то же самое, меньших частот деформирования). Это означает, что для того чтобы с повышением молекулярного веса при одной и той же нагрузке обнаружить вязкое течение образца (например, если для этого требуется достижение определенной величины необратимой деформации), необходимо резко увеличить продолжительность наблюдения за развитием деформации полимера. [c.152]

Согласно экспериментальным данным, локальная упорядоченность в расположении сегментов характерна не только для твердых (стеклообразных), но и для жидких полимеров. Об этом свидетельствует, например, наличие нескольких четких межмолекулярных максимумов на рентген-дифрактограммах в широких углах некоторых некристаллизующихся полимеров (полистирол, полиизобутилен) выше и ниже температуры стеклования [29—31], а также кристаллизующихся полимеров (полиэтилен, поли-4-метилпентен-1) в расплаве [32, 33]. Аномальное изменение теплоемкости расплавов полиэтилена и полипропилена было отнесено П. Смитом [34] к обратимому разрушению и восстановлению областей ближнего порядка смектического типа, характерного для жидких кристаллов. На основании анализа формы линий спектра ЯМР низкого разрешения для полиэтилена и полиамидов Г. Цахман [35—37] сделал вывод о том, что наблюдаемый экспериментально сигнал в виде классической лоренцевой кривой для разбавленных растворов, с одной стороны, и в виде суперпозиции двух лоренцевых кривых для концентрированных растворов и расплава, с другой, свидетельствует о наличии в последнем случае флуктуационных областей с пониженной подвижностью макромолекул типа ММП. Представление о существовании сетки упорядоченных микрообластей ( микропачек ) было использовано Г. М. Бартеневым [37—40] для интерпретации процессов релаксации и течения расплавов полимеров в области низких значений скорости деформации и напряжения сдвига. Однако наиболее убедительные данные в пользу мнения о наличии ближнего сегментального порядка в расплавах различных полимеров были представлены в серии работ Ю. К. Овчинникова и Г. С. Марковой [41—45]. Анализ дифференциальных кривых функций радиального распределения, полученных методами электронографии и рентгеновской дифракции, позволил обнаружить существование в расплавах кристаллизующихся и некристаллизующихся полимеров участков квазипараллельного расположения сегментов, минимальные размеры которых в продольном (т. е. вдоль длинной оси макромолекулы) и в поперечном направлениях составляют в зависимости от природы полимера от 15 до 50 А [41— 45]. При этом расчетные значения плотности, полученные в предположении гексагональной упаковки развернутых цепей в расплаве, удовлетворительно совпадают с экспериментальными [c.5]

Степень внутренней пластификации или внутренней подвижности полимеров определяет их физико-механические свойства и зависит от величины междумолекулярных и внутримолекулярных сил. По мере уменьшения этих сил понижается модуль упругости и температуры хрупкости, размягчения и точка перехода второго рода. Параллельно наблюдается изменение эластичности полимеров. На этом основании можно предвидеть влияние химической структуры полимеров на их внутреннюю подвижность (пластификацию). Длинные, мало разветвленные цени (полиэтилен) должны обусловливать высокую внутреннюю подвижность. В подобных молекулах вращение отдельных сеглментов цепи увеличивает степень внутренней подвижности. При наличии двойных связей эластичность обычно возрастает, повидимому, как результат возможности образования цис-и трансзамещенных при двойной связи. В полимерах с неполярными замещающими группами в боковых цепях эластичность может увеличиваться вследствие увеличения расстояния между основными цепями и ослабления междумолекулярных сил по этой причине или уменьшаться в результате стерических препятствий вращению отдельных сегментов цепи. В качестве примера первого типа полимеров можно указать на полиизобутилен, отличающийся низкими температурами хрупкости и перехода второго рода примером полимера второго типа является полистирол, для которого характерна значительная хрупкость. [c.68]

Неоднократно было показано, что образцы виниловых полимеров с различной стереорегулярностью имеют существенно различающиеся ИК-спектры (см. обзор [508]). Эта разница наиболее наглядно проявляется для образцов полимеров в конденсированном состоянии, особенно при сравнении кристаллического и аморфного полимеров. Однако, как мы уже видели (гл. III), конформация растворенных цепных молекул до некоторой степени определяется природой и степенью их стереорегулярности, и, поскольку частоты скелетных колебаний должны быть чувствительны к конформации, некоторая разница в ИК-снектрах полимеров различной микротактичности должна сохраняться даже при исследовании разбавленных растворов. Такое явление было описано Такеда и др. [509], которые сравнили растворы изотактического и атактического полистиролов в сероуглероде и показали, что регулярное чередование транс- и гом -конформаций, приводящее к образованию в кристаллическом изотактическом полистироле спирали с тройной винтовой осью, частично сохраняется в растворенном полимере. Однако количественная интерпретация спектров растворенных виниловых полимеров, содержащих полосы поглощения, характерные для спиральных конформаций, создает ряд трудностей. Интенсивность полос, характерных для спиральных конформаций, может зависеть не только от доли сегментов полимерных цепей, принимающих такую конформацию, но также и от длины спиральных участков цепи [511]. Полезную информацию можно получить из температурной зависимости инфракрасных спектров растворов виниловых полимеров. Мы уже видели (стр. 96—97 и 100—101), что в синдиотактических цепях полностью транс-сетиепты и пары связей, находящихся в скошенной конформации, характеризуются сравнительно небольшой разностью энергии. С другой стороны, для любого перехода изотактических цепей из предпочтительной конформации tgtgtg требуется очень большое количество энергии. Тогда следует ожидать, что возрастающая зависимость ИК-спектра от температуры долнша свидетельствовать об увеличивающемся содержании синдиотактических сегментов в цепи винилового полимера, и этот критерий, по-видимому, точно характеризует свойства поливинилхлорида [511]. [c.178]

Корреляция характеристической вязкости с молекулярным весом, по-видимому, такнсе хороший метод оценки степени разветвленности гибких цепных молекул. Во время предыдущего обсуждения статистики конформаций разветвленной цепной молекулы (гл. III, раздел Б-4) указывалось, что с помощью теории Зимма — Штокмайера можно рассчитать отношение g — отношение среднеквадратичных радиусов инерции разветвленной и неразветвленной цепей, содержащих одинаковое число сегментов. Тогда, согласно уравнению (IV-59), характеристическая вязкость пропорциональна а так как g уменьшается с увеличением разветвленности цепи, то следует ожидать, что для любого данного молекулярного веса растворенного вещества [т]] должна снижаться с увеличением разветвленности молекулярных цепей. Турмопд и Зимм [753] использовали этот принцип для оценки степени разветвленности ряда образцов полистирола. С целью устранения эффекта исключенного объема, который не учитывается теорией Зимма — Штокмайера, измерения характеристической вязкости проводили в 0-растворителе. Поскольку следовало ожидать, что при получении разветвленных образцов увеличение степени разветвленности достигалось при росте длины молекулярной цепи, снижение характеристической вязкости в результате разветвленности цепи становится более резко выраженным с увеличением молекулярного веса фракции полимера. Однако следует еще раз подчеркнуть, что теория Зимма — Штокмайера содержит допущения, зависящие от кинетических характеристик процессов, при которых образуются разветвленные макромолекулы. Это ограничение должно быть учтено при объяснении данных по характеристической вязкости для разветвленных цепей. [c.263]