Проходные цепи растяжение

Морфологическая структура полиуретана сильно сказывается на его механических свойствах чем больше размер глобулярных образований, тем ниже прочностные свойства. Повышение прочности материала с уменьшением размера глобул естественно связать с увеличением числа соединяющих глобулы проходных цепей, которые воспринимают нагрузку при растяжении и обусловливают уровень прочности глобулярной трехмерной сетки. [c.69]

Вторая модель — модель швейцарского сыра — за исключением названия практически идентична микрофибриллярной модели. Различия носят в основном семантический характер. Модель основывается на данных по электронной микроскопии тонких срезов сильно вытянутых волокон полиамида. В эксперименте обнаруживается более высокая электронная плотность в -самих микрофибриллах в сравнении с окружающей матрицей. Как и в микрофибриллярной модели, пластическая деформация волокнистой структуры приводит к существенному растяжению межфибриллярных проходных цепей, повышая их долю и роль в проявлении прочностных характеристик материала. Но схематическое представление такого растяжения (см. [51, рис. 14]) следует заменить на схемы, приведенные в работе [57, рис. 8] или в работе [44, рис. 16], с тем, чтобы иметь возможность реализовать степени вытяжки волокнистого материала Я/ = = ХГк > 1. Сдвиговое смещение бесконечно длинных фибриллярных элементов не уменьшает поперечное сечение и не вытягивает образец. Более сомнительно предполагаемое в модели постоянство состояния проходных цепей и кристаллических блоков в пределах микрофибриллы . [c.233]

Внедрение кристаллических блоков в аморфную матрицу приводит к возникновению новых квазикристаллических мостиков, связывающих блоки через аморфные слои. Это эквивалентно увеличению числа элементов, по которым происходит передача усилия, дополнительно к элементам, обусловленным растяжением межфибриллярных проходных цепей. Такое изменение структуры приводит к более сильному, чем линейное, увеличению аксиального модуля упругости со степенью вытяжки несмотря на то, что при этом происходит более медленное, чем линейное, увеличение числа натянутых проходных цепей, обусловленное конечной длиной макромолекул. [c.236]

Предполагается, что на увеличение прочности при разрыве [126, 130], а также стойкости к растрескиванию [126] полиэтилена оказывают влияние, кроме проходных цепей, физические узлы зацепления молекул, образуемые главным образом длинными цепями. Физические узлы, сохраняющиеся при растяжении полиэтилена, связывают отдельные кристаллические участки фибрилл и тем самым способствуют сопротивлению нагрузке. Прочностные свойства полиэтилена определяются также характером его надмолекулярной структуры, зависящим от условий ее формирования [144]. [c.12]

Аморфные области легче подвергаются растяжению, в то время как кристаллические домены остаются в значительной степени неизменными [580, 581, 583]. Локальная деформация увеличивается до тех пор, пока нагрузка воспринимается в основном проходными цепями. [c.323]

Полученные конформационные изменения при термообработке ненапряженного образца объяснялись [25—27] ростом относительной длины (первоначально) вытянутых проходных цепных сегментов вследствие миграции дефектов из кристаллических блоков. Число правильных укладок цепей при этом также возрастает. По-видимому, сокращение нити должно зависеть от числа складок. Структурные изменения в процессе термообработки механически стабильны, и их не просто обратить с помощью напряжения растяжения. На рис. 7.18 дано модельное представление конформационных изменений при термообработке [4, 5]. Из-за миграции дефектов при термообработке растянутого образца происходит релаксация локаль- [c.211]

Анизотропия макромолекул приводит к тому, что при механическом растяжении проходные полимерные цепи или ассоциаты — фибриллы вытягиваются в направлении приложенной силы, располагаясь параллельно друг другу, т. е. происходит ориентация структурных элементов вдоль силового поля, что выражается в изменении угла между осью симметрии элемента и направлением деформирующей силы. [c.44]

При нагружении полимера в нем возникает большое число микротрещин, которые можно обнаружить путем измерения малоуглового рассеяния рентгеновских лучей [16]. При снятии нагрузки эти микротрещины вновь закрываются, и остаточная деформация уменьшается практически до нуля. Раскрытие этих микротрещин при повторном нагружении осуществляется гораздо легче, чем их образование в первоначальном эксперименте. При первичном растяжении приходится преодолевать действие сил когезии в сплошном материале и разрушать все проходные макромолекулы, которые препятствуют образованию микротрещин. При благоприятных условиях эти разрушенные молекулы, несущие на концах цепи неспаренные электроны, могут быть обнаружены методом ЭПР. При вторичном нагружении уже существующие микротрещины вновь раскрываются. В этом случае преодолеваются только сравнительно слабые силы молекулярной когезии, поскольку исчезновение микротрещин на молекулярном уровне никогда не происходит полностью, так что никаких проходных молекул не возникает, и при повторном нагружении не приходится разрывать молекулярные цепи. Это различие в механизме деформации отражается на форме деформационной кривой, которая при повторном нагружении проходит ниже, чем в первичном эксперименте. [c.29]

Ясно, что кристаллические участки нельзя рассматривать просто как твердые частицы инертного наполнителя. Будучи связаны с аморфными частями множеством проходных молекул, опи приобретают роль зажимов , скрепляющих подвижные цепи и в той или иной мере структурируют полимер в целом. Поэтому деформационные свойства аморфно-кристаллических полимеров сильно зависят от степени кристалличности. При весьма низких ее значениях такие полимеры еще мало отличаются от обычных линейных аморфных полимеров, но с ростом этой величины они все более приобретают свойства, присущие эластомерам (см. главу VI). Пластические деформации для такого состояния не характерны, что же касается высокоэластических деформаций, то уровень их тем ниже, чем больше степень кристалличности. При высоких ее значениях полимер становится жестким, и в практике ТМА для него обычно деформируемость принимают равной нулю, как и для застеклованных образцов. Однако при достаточной величине действующих усилий в них может развиваться своеобразный вид больших деформаций, заключающийся во взаимном перемещении не отдельных макромолекул либо их сегментов, а элементов надмолекулярной структуры — кристаллитов и более крупных образований [59]. Растяжение таких образцов часто происходит с формированием характерной шейки — утоненного участка с высокой степенью ориентации кристаллитов. [c.114]

Так, если исходить из модели Петерлина — Проворсека, то очевидно, что при растяжении ориентированного полимера вся нагрузка в основном приходится на аморфные прослойки. Поэтому разрушение материала должно происходить главным образом путем разрыва проходных цепей. Соответственно и механические характеристики полимеров, строение которых описывается моделью Петерлина — Проворсека, должны быть существенно ниже теоретически рассчитанных для структуры из полностью ориентированных цепей. Малое число межфибриллярных связей объясняет относительно низкую прочность сильно ориентированных полимеров, в частности волокон в направлении, перпендикулярном ориентации. Схема Петерлина — Проворсека хорошо соответствует поведению ориентированных гибкоцепных кристаллических полимеров. Наличие складок макромолекул в кристаллитах обусловливает трудность достижения максимальных теоретически рассчитанных значений прочности и модуля упругости материала. [c.181]

Ясно, что для разрушения показанных трех типов ориентированных структур нужны разные интенсивности и длительности воздействия. Кроме того, прочность и модуль упругости должны расти с увеличением числа проходных цепей. Но, как выяснилось относительно недавно, только это и ясно. Правда, одно уточнение мы можем сделать сразу. В структурах типа б и е по мере деформации (удлинения), а для простоты мы будем считать, что микро- и макродеформация равны или линейно коррелируют, в дело будут вступать не все проходные цепи сразу, а лишь наиболее растянутые, т, е. держащие основную нагрузку. Если разрушение ориентированного полимера при растяжении является результатом последовательных разрывов таких цепей, то, в принципе, из серии опытов по определению долговечности (подробно см. [51]) или измерений ползучести можно оценить распределение проходных цепей по длинам. [c.370]

Двумерным аналогом фибриллярной схемы Стэттона должна быть система небольших кристалликов, из которых выходит множество проходных цепей, равномерно распределенных по направлениям в определенной плоскости. Без специальных ухищрений реализовать такую систему, например, простой перпендикулярной переориентацией невозможно. Но ухищрения могут быть того же типа, что обсужденные в связи с рис. XVI. 8. В этом случае переориентация становится возможной, хотя лучше провести двумерный холодный вариант ориентационной кристаллизации, при всестороннем двумерном растяжении, он может быть осуществлен, например, раздувом остывающего расплава, который уже перешел в высокоэластическое состояние с кристаллическими зародышами, играющими роль узлов вулканизации . Вероятно, возможны пути и горячей биаксиальной ориентационной кристаллизации, но они требуют иного технологического обрамления. [c.395]

Формула (3.63) позволяет количественно оценить изменение Гg аморфных областей кристаллического полимера при изменении степени кристалличности. Действительно, ранее уже говорилось, что увеличение степени кристалличности приводит к некоторому растяжению проходных цепей в аморфных областях. Растянутые цепи характеризуются меньшей энтропией, что приводит к понижению значения 5 при повышении степени кристалличности. Из формулы (3.63) следует, что при уменьшении 5с время релаксации т возрастает. Увеличение т, естественно, приведет к возрастанию Тд. Очевидно, что даже небольшое изменение 5с может привести к большим изменениям т, так как т зависит от 5с по экспонен- [c.102]

Нам представляется, однако, что фактический материал, который позволяет предположить непрерывный характер перестройки сферолитной структуры и возможность неполного разрушения исходного надмолекулярного порядка (за исключением особых условий вытяжек и особых структур, о чем пойдет речь ниже), недостаточен, а иногда неправильно интерпретирован. Например, к ЭМ данным, демонстрирующим совпадение размеров кристаллических участков микрофибрилл с толщиной ламелей, следует относиться с осторожностью, так как часто наблюдения ведут на оттененных препаратах, и за складчатые блоки в микрофибриллах могут быть ошибочно приняты частички прилипших к ним зерен напыленного металла. Рентгенографические исследования показывают, что при вариации температур кристаллизации и растяжения можно получать значения больших периодов и больше, и меньше, чем в исходном неориентированном образце, а это противоречит предположению об организации микрофибриллы из складчатых блоков ламелей сферолита. Кроме того, такой механизм перестройки предусматривает образование микрофибрилл с небольшим числом проходных цепей, что также находится в противоречии с развиваемыми в последнее время представлениями об устройстве аморфных межкристаллитных прослоек (см. разделы И. 2 и II. 5). [c.199]

Кристаллизация гибкоцепвых полимеров из расплава в отсутствие внешнего давления или растяжения происходит, как правило, со складыванием цепей. Структура образца в целом представляет собой при этом совокупность большого числа складчатых (ламеллярных) кристаллитов, соединенных проходными цепями. По термодинамич. причинам гибкоцепные полимеры никогда не бывают полностью кристаллическими, поэтому их наз. кристалло-аморфными или частично кристаллическими. [c.277]

Достижение высоких прочностей и высоких модулей упругости связано с получением кристаллов с вытянутыми цепями (КВЦ). Такие С. образуются щ)и кристаллизации жесткоцепных полимеров, чем и объясняются, напр., высокие прочностные характеристики полиимидов. Поскольку жесткоцепные полимеры при нек-рой концентрации образуют жидкокристаллич. фазу, для слияния нематич. доменов и образования нематич. ма-нокристалла достаточно действия небольшого механического поля (в технологических процессах производства химических волокон — это небольшая фильерная вытяжка). Если звенья макромолекул способны кристаллизоваться, то последующее удаление растворителя приводит к превращению нематич. С. в КВЦ со 100% проходных цепей. Дефекты С. здесь — не аморфные области, а стыки между отдельными цепями. Поскольку они распределены по всему объему более или менее равномерно, то прочность при растяжении и модуль упругости таких С. достигают очень высоких значений — соответственно до 5 Гн/м (500 кгс1мм ) и 200 Гн/м (20 ООО кгс/мм ). [c.277]

Таким образом, особенности релаксации вынужденной эластической деформации объясняют неоднородной упаковкой аморфных полимеров в стеклообразном состоянии. Низкотемпературная реласкация обусловлена возвращением в исходное состояние проходных цепей, соединяющих структурные элементы, которые принимают развернутые конформации при значениях деформаций меньших, чем деформации, соответствующие пределу текучести полимера. По достижении предела текучести в ориентированное состояние переходит основная масса полимера, что, например, в условиях одноосного растяжения [c.69]

Рассмотрение поликристаллических образований в полимерах удобно начать с фибрилл, в которых чередование кристаллической и аморфной частей наиболее упорядочено. Фибриллы образуются в условиях предельной ориентации полимеров. Структура таких фибрилл схематически изображена на рис. 5, г. Участки, представляющие собой ламели со складчатыми цепями, чередуются с аморфными областями, в состав которых входят участки молекул, образующие складки, и, что более характерно для фибрилл, участки молекул, переходящие из кристаллических ламелей в аморфную часть, а затем в следующие кристаллические ламели. Участки молекул, связывающие кристаллическую и аморфную части и соседние кристаллы друг с другом, получили название проходных цепей. Такая модель фибриллы хорошо согласуется со свойствами волокон и пленок , полученных при одноосной деформации предварительно закристаллизованных полимеров. Этой же моделью пользуются иногда при рассмотрении структуры образцов, сначала Подвергнутых одноосной деформации, и затем закристаллизованных, а также образцов, кристаллизация которых осуществляется одновременно с процессом растяжения. Однако идентичность кристаллических структур, возникающих на последней стадии в этих трех случаях, до настоящего времени является предметом дискуссии. [c.21]

Высокая степень ориентации кристаллитов является не единственным фактором, с которым связаны большие значения модулей растяжения [27]. Петерлин [28—30] и другие авторы [31, 32] предполагают, что наиболее прочными элементами ориентированного полимера являются микрофибриллы. Они состоят из сильно ориентированных сложенных макромолекул, соединенных проходными цепями и находящихся в аморфной фазе, разделяющей сферолиты (рис. II.3). Эти авторы объясняют увеличение жесткости фибрилл с увеличением степени вытяжки возрастанием числа проходных цепей при проскальзывании ламелей друг относительно друга в процессе образования шейки, приводящем к разворачиванию макромолекул. [c.67]

Отношение длины к ширине фибрилл и микрофибрилл снльно уменьшено для того, чтобы разместить схематический рисунок вытяжки на ограниченном пространстве. Направление АА на рис. б — соответствует растяжению межфибриллярных проходных цепей при сдвиговом смеш ении Д/ соседних микрофнбрилл. [c.218]

Суммируем эффекты, возникающие при аксиальной пластической деформации волокнистой структуры, с позиций микрофибриллярной модели. Вначале фибриллы смещаются аксиально на один или несколько микрон. Изменение положения их центров может быть более или менее точно описано с помощью афинного преобразования. Любая проходная цепь, связывающая две соседние фибриллы, растягивается на общую длину обоюдного перемещения рассматриваемых фибрилл. При этом перемещении каждая фибрилла подвергается сдвиговому усилию, которое приводит к аксиальному смещению микрофибриллы приблизительно на 100 нм. Такой эффект приводит к чрезвычайно сильному растяжению межфибриллярных проходных цепей и, следовательно, усиливает их роль в аксиальных механических свойствах образца. Общее число проходных цепей, приходящееся на аморфный слой, приблизительно прямо пропорционально степени вытяжки. Сдвиговое смещение микрофибрилл вызывает возникновение сдвиговых усилий, прикладываемых к кристаллическим блокам каждой микрофибриллы. Относительно малое смещение цепей в кристаллической решетке между 1 и 10 нм размазывает границу между аморфными и кристаллическими слоями настолько, что меридиональный максимум в МУРРЛ постепенно исчезает, снижаясь до уровня шумов. Но это смещение приводит к возникновению новых, почти жестких связей между следующими друг за другом блоками, усиливая, таким образом, однородность поля и повышая эффективность передачи сил. Вместе с ростом числа проходных цепей при увеличении степени вытяжки происходит практически линейное увеличение аксиального модуля упругости. [c.221]

Рис. х.14. Зависимость модуля упругости Е от относительного растяжения А1Д внутрифибриллярных проходных цепей, определяемая уравнениями [c.223]

Вследствие геометрических ограничений, накладываемых на натянутые проходные цепи, последние организуются в более или менее аморфный поперечный порядок, несмотря на их высокую степень выстроенности и почти полное растяжение. При отжиге происходит релаксация проходных цепей, то есть увеличение их контурной длины за пределы расстояния между точками закрепления цепей в кристаллической решетке. Увеличение длины происходит при сдвиговом смещении соседних микрофнбрилл в образце, способном к сокращению, вследствие чего уменьшается расстояние между концами межфибриллярных проходных цепей, и при вытаскивании сегментов цепей из кристаллической решетки, вследствие чего увеличивается контурная длина всех проходных цепей. Такие отрелаксировавшие проходные цепи остаются частично выстроенными и могут кристаллизоваться, как только образец охлаждается ниже температуры образования зародышей. [c.237]

В настоящее время можно считать установленным, что кристаллические структуры химически или стереохимически регулярных полимеров определяются не межмолекулярным, а внутримолекулярным взаимодействием [4]. Поэтому для полимеров, кристаллизующихся без воздействия каких-либо внешних сил, характерно образование структур типа сферолитов, в которых отдельные фибриллы, образованные чередующимися складчатыми цепями — доменами и проходными цепями, располагаются радиально-симметрично. Дефекты структуры в междоменных участках не позволяют полимеру полностью закристаллизоваться и обусловливают наличие аморфных областей в полимере. При действии внешних сил, например равномерного растяжения образца, происходит рекристаллизация, т. е. разрушение исходной структуры (сферолита) и формирование ориентированной фибриллярной структуры, прочность которой обусловлена силами межмолекулярного взаимодействия. Образование фибриллярной структуры начинается на участках границ между сферолитами, перпендикулярных оси растяжения образца, а затем распространяется на весь объем полимера. [c.21]

Однако в последние годы появились данные о больших деформациях полимеров, которые не могут быть объяснены с позиций классической теории энтропийной упругости. Это касается исследований в области низкотемпературной деформации кристаллических полимеров [48] и эластомеров [57], низкотемпературного восстановления размеров аморфных полимеров [52—55], деформации и самопроизвольного удлинения жесткоцепных полимеров [39, 49], растяжения аморфных полимеров в адсорбционно-активных средах [47]. Объяснение механизмов деформации в перечисленных случаях может быть дано с учетом надмолекулярной структуры полимера. Например, деформация полимера при низких температурах, когда гибкость макромолекул полностью подавлена, обусловлена взаимным перемещением и деформированием соединенных проходными цепями доменов [48]. Подобные перегруппировки сопровождаются значительными перенапряжениями проходных цепей и при снятии нагрузки вызывают низкотемпературное восстановление формы при температуре, значительно более низкой, чем температура стеклования. На этом основано явление двухстадийности восстановления формы разгруженных образцов, подвергнутых деформированию в режиме высокой эластичности [52—56]. [c.139]

Следует подчеркнуть, что обнаружение межфибрпллярных проходных молекул и определение их относительного содержания довольно трудоемкая задача, требующая проведения тщательных структурных исследований. Вместе с тем такую информацию в принципе можно получить из сопоставления кривых зависимости от деформации тепловых эффектов, измеренных при растяжении и сокращении образца совпадение этих зависимостей означает отсутствие межфибриллярных взаимодействий, тогда как качественно различный характер кривых можно объяснить диссипацией теплоты в результате проскальзывания поперечных проходных цепей [124]. Это предположение хорощо согласуется с результатами соответствующих экспериментов для высокоориентировапных образцов полиэтилена и полипропилена [124]. [c.179]

Согласно модели Хоземанна — Боиара [37], хорошо объясняющей механическое поведение ориентированных систем, ориентированное полимерное тело состоит из пластинчатых, более или менее изогнутых складчатых ламелей, вытянутых преимущественно в направлении, нормальном к направлению ориентации образца, так что ориентация цепей в этих кристаллических образованиях совпадает с направлением растяжения. Между собой эти ламели связаны некоторым количеством проходных цепей, переходящих из одного кристалла в другой, большинство же цепей, выходя из кристалла, изгибается и вновь возвращается в тот же кристалл, образуя складки. Если принять, что такая модель адекватно описывает структуру ориентированных систем, то естественно предположить, что в этом случае механические свойства в продольном направлении будут определяться в основном количеством и свойствами проходных цепей в аморфных прослойках, являющихся слабым (по сравнению с кристаллитом) местом ориентированной системы [38]. [c.52]

Петерлин качественно описал процесс разрушения [580] в соответствии с механизмом концентрации напряжения на неразрываемых проходных цепях. По причине неоднородности микроморфологии волокон напряжение концентрируется только на проходных молекулах. Наиболее сильно вытянутые цепи разрушаются задолго до того, как разрушится образец. Остающиеся проходные цепи подвергаются действию повышенных напряжений. Самоускорение разрыва цепей имеет место вплоть до начала образования микротрещин, которое в конце концов приводит к макроскопическому разрушению. По расчетам только 0,1 % от всех проходных цепей разрушается при разрыве. Отсюда следует, что образец в целом очень мало повреждается в процессе разрыва [581, 583]. Исследования с помощью ГПХ полиамида, подвергнутого вытяжке при комнатной температуре, показали, что молекулярная масса уменьшается от 34,8-10 до 30-10 . Методом ГПХ показано снижение содержания высокомолекулярного компонента на хроматограмме после растяжения [686]. [c.328]

В любом случае необходимо учесть неупругое деформирование невытянутых цепей изменение конформационного состояния проходного сегмента под действием апряжения сильно снижает напряжение вдоль оси цепи, не влияя в то же время на М Ь1Ьо) (гл. 5, разд. 5.1.2 и 5.3). При нескольких циклах растяжения волокна большая часть наиболее вытянутых релак-сирующих конформационных состояний, полученных в течение первого цикла, сохранилась и в начале второго цикла. Этими временно стабильными конформационными изменениями под действием напряжения в значительной степени объясняются различия между первым и вторым циклами нагружения [2]. [c.249]

Таким образом, эти результаты позволяют утверждать, что разнодлинность отрезков цепей не столь уж велика. Ниже мы увидим, что большому числу сильно изогнутых цепей просто некуда втиснуться, прослойки должны были бы разбухнуть, приобрели бы бочкообразную форму, чего не следует как из ЭМ снимков, так и из данных малоугловой рентгеновской дифракции. Исследования методом ЯМР нагруженных полимеров также показывают, что при упругом растяжении ориентированных полимеров узкая компонента вымораживается уже при удлинениях - 8% для ПВС-волокон и для ПКА. Если бы ориентированные волокна содержали значительное число складок или в них была бы значительная дисперсия длин отрезков макромолекул в неупорядоченных областях, то столь полного механического стеклования вряд ли можно было бы добиться. Все вышеприведенные данные, как нам кажется, позволяют утверждать, что разнодлинность проходных молекул в неупорядоченных областях сравнительно невелика, например, для высокоориентированного ПЭ не более 5—10% [36]. [c.153]

Перегрев кристаллов гибкоцепных линейных полимеров начали впервые изучать, когда попытались установить возможные предельные скорости нагревания для определения температур плавления с нулевым производством энтропии [256] (см. также разд. 9.2.1). Первые подробные исследования провели Хеллмут и Вундерлих [86] на различных кристаллах полиэтилена. Было обнаружено, что полиэтилен, закристаллизованный под давлением с образованием кристаллов из вытянутых цепей, плавится достаточно медленно и что это приводит к увеличению его температуры плавления и сдвигу пика плавлёния при дифференциал ном термическом анализе в сторону высоких температур более чем на 10°С. Значительно перегреваться способны не только относительно совершенные кристаллы, но также кристаллы в деформированных образ цах (разд. 9.3.3). В разд. 9.4.1 и 9.4.2 отдельно рассмотрены перегрев кристаллов, близких к равновесным при низких температурах, и перегрев метастабильных кристаллов. Последние могут плавиться при более высоких температурах вследствие ограничения в подвижности незакри-сталлизованных участков полимерных цепей, входящих в кристаллы. Вызванное этим повышение температуры плавления схоже с увеличением равновесной температуры плавления резин, закристаллизованных при растяжении (разд. 8.5.3). Влияние проходных молекул, соединяющих кристаллы, на их неравновесное плавление уже обсуждалось выше при рассмотрении результатов ранних исследований плавления полиэтилена (разд. 9.1.2). [c.298]

Нарисованная нами идеализированная картина осложняется многими факторами, которые усиливают влияние либо надмолекулярной структуры, либо химического строения на механические (деформационные) свойства. Например, в крупносферолитном полимерном материале с четкими границами раздела между сферолитами гибкость макромолекул практически не может проявиться при растяжении, так как образец разрушится раньше, чем возникнут большие деформации, связанные с распрямлением цепей. Здесь на первый план выступает надмолекулярная структура. Наоборот, если структуры несовершенны и имеют много проходных макромолекул, связывающих отдельные плохо развитые элементы структуры, гибкость цепей может проявиться в полной мере. [c.13]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология