CC BY
10ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 2002, том 44, № 4, с. 567-576
====================^====^^=======: СИНТЕЗ
УДК 541.64:542.954:547.49
СИНТЕЗ И СВОЙСТВА ПОЛИИЗОЦИАНУРАТНЫХ РАЗНОМОДУЛЬНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ПОЛИПРОПИЛЕНГЛИКОЛЕЙ И 2,4-ТОЛУИЛЕНДИИЗОЦИАНАТА
© 2002 г. А. А. Аскадский, К. В. Константинов, Л. М. Голенева, К. А. Бычко
Институт элементоорганических соединений им. А.Н. Несмеянова Российской академии наук
119991 Москва, ул. Вавилова, 28
Поступила в редакцию 13.06.2001 г. Принята в печать 06.09.2001 г.
Синтезированы сетчатые полиизоциануратные системы на основе олигомеров полипропиленгли-коля и 2,4-толуилендиизоцианата и исследованы закономерности изменения свойств полимеров от длины межузловых фрагментов и размера узлов сетки. Показана возможность получения сетчатых полимерных материалов с произвольно регулируемой химической структурой и, как следствие, широким диапазоном изменения модуля упругости. На основе данных о релаксационном поведении полученных полимеров произведен расчет параметров структуры сетки.
ВВЕДЕНИЕ
Ранее были синтезированы градиентные полимерные материалы на основе сополимера пропи-леноксида и ТТФ и 2,4-толуилендиизоцианата (ТДИ) [1-4]. Под градиентными полимерными материалами подразумеваются такие, в которых модуль упругости и все другие физические характеристики плавно изменяются в пределах одного образца, не содержащего никаких границ раздела, слоев и т.д. К градиентным материалам предъявляются следующие требования.
1. Механическое поведение материала во всех точках градиента должно быть упругим, а не вяз-коупругим. Известно, что все полимерные стекла обладают примерно одинаковым модулем упругости, который практически не зависит от химического строения полимера. Величина модуля упругости полимерных стекол составляет 2000-3000 МПа. В высокоэластическом состоянии модуль упругости зависит от химического строения полимерной сетки, и его величина на несколько порядков ниже, чем в стеклах. В переходной зоне между стеклообразным и высокоэластическим состоянием модуль упругости меняется на несколько десятичных порядков. Если от градиент-
Е-таШ [email protected] (Аскадский Андрей Александрович).
ного материала требуется, чтобы в нем осуществился переход от пластмассы к резине, то модуль упругости должен плавно изменять свои значения от высоких до очень низких, т.е. они должны быть такими же, как в переходной зоне. Однако хорошо известно, что в переходной зоне из стеклообразного в высокоэластическое состояние полимеры наиболее ярко проявляют вязкоупругое механическое поведение. В этом и заключается трудность получения градиентных материалов, обладающих упругим, а не вязкоупругим поведением даже в тех областях материала, где модули упругости принимают значения, характерные для переходной зоны.
Если просто осуществить смешение стеклообразного полимера с эластомером в плавно меняющихся пропорциях, то данное требование не будет выполнено, поскольку модуль упругости (например, по длине стержня) будет изменяться таким образом, как это схематически показано на рис. 1 (кривая 1), Пока температура стеклования, зависящая от состава смеси, не достигнет комнатной температуры, модуль упругости остается высоким, характерным для стеклообразного состояния. Как только температура стеклования смеси достигает комнатной, модуль упругости резко падает, и далее при температуре стеклования ниже комнатной модуль упругости принимает неболь-
Е
Рис. 1. Изменение модуля упругости по длине обычного (1) и полиизоциануратного (2) градиентного полимерного образца.
шие значения, характерные для резин, и слабо меняется по длине стержня. Цель настоящей работы - получение таких градиентных материалов, для которых модуль упругости плавно меняется от одного конца стержня к другому (рис. 1, кривая 2), при этом механическое поведение материалов должно быть упругим, а не вязкоупру-гим.
2. Температурный интервал, в котором сохраняется градиент свойств, должен быть широким. Дело в том, что если мы имеем дело с обычным полимером, находящимся в переходной зоне из стеклообразного состояния в высокоэластическое, понижение температуры на 5-10 градусов приводит к застекловыванию материала, т.е. к резкому увеличению его модуля, а такой же нагрев резко снижает модуль упругости вследствие перехода материала в высокоэластическое состояние.
Материалы, удовлетворяющие упомянутым двум требованиям, могут быть получены путем синтеза полимерных сеток, содержащих объемистые узлы сшивки, соединенные короткими и гибкими полимерными цепочками. Регулированием соотношения этих структурных фрагментов достигается изменение модуля упругости [1].
В предлагаемой работе получены такие полимеры, где в качестве узлов сетки использовались изоциануратные циклы с примыкающими к ним развязками, а роль промежуточных цепочек - молекулы полипропиленгликолей низкой ММ. Широкий диапазон механических свойств достигался
как за счет разной длины межузловых фрагментов, так и путем увеличения размера узлов сетки.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В качестве исходных продуктов для синтеза градиентных полиизоциануратных материалов использовали ряд олигомеров полипропиленгликоля
сМ = 200, 1025, 1200 и 2025 (п™ = 1.4413, 1.4457, 1.4473,1.4481 соответственно) и ТДИ.
Разномодульные полиизоциануратные материалы получали в две стадии. На первой по реакции уретанообразования присоединением ТДИ к концевым гидроксильным группам полипропиленгликоля синтезировали олигомерный диизо-цианат (олигоэфирдиизоцианат - ОЭЦ). В данной работе олигоэфирдиизоцианаты в зависимости от ММ используемого полипропиленгликоля обозначаются как ОЭЦ-200, ОЭЦ-Ю25, ОЭЦ-1200 и ОЭЦ-2025. Олигоэфирдиизоцианаты получали постепенным добавлением 2 молей ТДИ к 1 молю полипропиленгликоля, предварительно высушенного в вакууме (120°С, 1.3 кПа, 2 ч), с перемешиванием и продувкой аргоном при S0°C. Процесс вели до полного израсходования гидроксильных групп полипропиленгликоля и ияря-изоцианатных групп ТДИ, контролируя ход реакции методом рефрактометрии по динамике изменения показателя преломления реакционной смеси. Реакция полностью протекает в течение 3.5-4 ч и завершается тем быстрее, чем меньше ММ исходного полипропиленгликоля.
Селективность реакции проверяли методом ИК-спектроскопии, контролируя изменение интенсивности полосы поглощения изоцианатной группы 2280 см-1, а также исчезновение полосы поглощения гидроксильных групп в области 3500-3600 см-1. Образование в результате реакции уретановых групп идентифицировали по одновременному появлению широкой полосы поглощения в области 3300-3400 см-1. В обычных условиях ОЭЦ представляет собой вязкую жидкость, изменяющую свою окраску от бесцветной до светло-желтой с ростом ММ применяемого полипропиленгликоля. Первая стадия процесса завершается образованием олигомера с концевыми группами NCO.
Н-^0-СН-СН2^0Н+ 2
,NCO
NCO
СН3 NCO
—nh-co^o-ch-ch2^o-co-nh—
СНз , NCO
где п = 3,17,20 и 35.
Для синтеза сетчатых полимеров с широким и регулируемым диапазонам свойств методом поли-циклотримеризации, на второй стадии процесса полученные олигоэфирдиизоцианаты смешивали с переменным количеством ТДИ (от 0 до 15 молей на 1 моль ОЭЦ), разбавляли высушенным над СаС12 и перегнанным ацетоном до 50%-ного раствора, после чего вводили комплексный амино-эпоксид-ный катализатор на основе диметилбензиламина и эпоксидного олигомера ЭД-22 [1]. В результате каталитического взаимодействия изоцианатных групп, входящих в состав ОЭЦ и ТДИ (если он дополнительно введен), образовывалась трехмерная полиизоциануратная сетчатая структура в виде прозрачного, не растворимого в ацетоне геля.
/СОч / N N
СО СО \ / N
I
Я' *
где Я - остаток ОЭЦ, Я' - углеводородный фрагмент диизоцианата.
Скорость образования геля зависела от ММ исходного полипропиленгликоля и количества введенного катализатора (рис. 2). Полученные таким образом гели высушивали, отгоняя ацетон под вакуумом при 20°С в течение 24 ч.
По данным ИК-спектроскопии, при комнатной температуре не происходит полного расходования изоцианатных групп, так как по мере прохождения реакции полициклотримеризации уменьшается сегментальная подвижность сетки и затрудняется контакт функциональных групп. Для продолжения реакции требуется повышение температуры [1]. При этом с повышением содержания ТДИ в реакционной смеси и, следовательно, с увеличением жесткости образующейся сетки конечная температура, необходимая для завершения процесса отверждения, возрастает. Степень конверсии изо-
цианатных групп и возникновение изоцианурат-ных узлов сетки определяли по данным ИК-спектроскопии, наблюдая исчезновение полосы поглощения изоцианатных групп (2280 см-1) и появление сигнала изоциануратного цикла (765 см-1). На примере композиции с исходным составом 15 молей ТДИ - 1 моль ОЭЦ-1025 (рис. 3) показано, как происходит постепенное уменьшение концентрации изоцианатных групп в результате прогревания композиции при ступенчатом повышении температуры. Оптимальная температура, при которой происходит полная конверсия изоцианатных групп в изоциануратные циклы, для всего набора исследованных систем составляет 150— 160°С, что подтверждено методом ИК-спектроскопии и золь-гель-анализом, горячей экстракцией отвержденных образцов композиций в ацетоне в течение 24 ч (табл. 1).
Селективность реакции полициклотримериза-ции в исследованных системах контролировали по отсутствию во всех исследованных ИК-спектрах продуктов возможных побочных реакций в областях 2000-2200,1790,1385,1280,1310 и 1695 см"1 [1]
0.02 0.06 Моль ДМБА/1 моль ОЭЦ
0.10
Рис. 2. Зависимость времени гелеобразования в олигоэфирдиизоцианатах на основе полипропи-ленгликолей с М = 200 (/), 1025 (2), 1200 (3) и 2025 (4) от количества диметилбензиламина в системе.
3.7
V х 10~3, см-1
Рис. 3. Зависимость конверсии изоцианатных групп (2280 см ') от температуры в процессе полициклотри-меризации. 7= 20 (1), 60 (2), 80 (5), 100 (4), 120 (5) и 150°С (6). Продолжительность реакции 2 ч.
и сохранению полосы поглощения уретановых групп.
Модуль упругости и релаксационные характеристики полученных полимеров определяли на приборе для микромеханических испытаний конструкции Дубова-Регеля на цилиндрических образцах диаметром 11 и высотой 16 мм. Плотность
Таблица 1. Результаты золь-гель-анализа полиизоци-ануратных композиций, отвержденных при 150°С в течение 2 ч
Состав композиции, моль ТДИ/моль ОЭЦ Содержание золь-фракции, мае. %
ОЭЦ-200 ОЭЦ-1025 ОЭЦ-1200 ОЭЦ-2025
0 1.41 2.79 3.73 6.13
1 0.80 1.52 2.03 3.79
2 0.60 1.15 1.48 1.71
4 0 0.80 1.02 1.28
6 0 0.31 0.46 0.84
8 0 0 0 0.30
10 0 0 0 0
15 0 0 0 0
полиизоциануратных композиций измеряли методом гидростатического взвешивания.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Чтобы оценить характер механического поведения полученных отвержденных композиций, были сняты серии кривых релаксации напряжения в зависимости от химического строения сетки. Предварительно заметим, что термин "упругое поведение" может быть применен к полимерным материалам лишь условно. На самом деле релаксация напряжения обнаруживается для любого полимерного материала, но в области перехода из стеклообразного состояния в высокоэластическое все материалы обладают ярко выраженной релаксацией напряжения, в результате которой релаксирующий модуль снижается практически до нуля. В стеклообразном и высокоэластическом состоянии напряжение быстро релаксирует на небольшую величину после мгновенного задания деформации, а затем продолжает релаксировать медленно, вплоть до выхода на равновесие. Именно такое поведение мы будем условно называть упругим, а поведение в переходной зоне - вязко-упругим.
На рис. 4 показаны кривые релаксации модуля упругости для сетчатых материалов, снятые при 20°С. Каждая серия кривых характеризует релаксационное поведение полимерных сеток при различной ММ исходного ОЭЦ, а внутри каждой се-
Е, МПа 1000
Е, МПа
180
Время, мин
180
Время, мин
Рис. 4. Кривые релаксации полиизоциануратных материалов для систем на основе ОЭЦ-2Ш (а), ОЭЦ-Ю25 (б), ОЭЦ-1200 (в) и ОЭЦ-2025 (г); количество молей ТДИ на 1 моль ОЭЦ равно 2 (7), 6 (2), 10 (5) и 15 (4).
рии - релаксационное поведение сетчатых образцов, полученных при разных концентрациях ТДИ в исходной реакционной смеси, т.е. при разном объеме узлов сетки. Видно, что начальный и конечный модули упругости зависят от содержания ТДИ в композиции, увеличиваясь с ростом концентрации. Значения начальных модулей упругости лежат в пределах от 16 до 1160 МПа. Эти значения характерны для переходной зоны из стеклообразного состояния в высокоэластическое. Однако, как видно из кривых релаксации модуля, механическое поведение материалов упругое, как у полимерных стекол или резин, что коренным образом отличает их от обычных полимерных сеток.
Для определения влияния состава полимеров на модуль упругости были получены кривые сжатия и построены зависимости модуля упругости от концентрации ТДИ в сетчатых системах, синтезированных на основе ОЭЦ разной ММ (рис. 5а). Видно, что для полимерной сетки с очень короткими
межузловыми цепочками (рис. 5а, кривая 1) модуль упругости принимает значения, близкие к величинам модулей для полимерных стекол и незначительно изменяется при повышении концентрации ТДИ. При увеличении расстояния между узлами модуль упругости закономерно снижается, принимая значения от очень малых, характерных для резин, до больших, характерных для стекол или для переходной зоны. Аналогично изменяется в зависимости от состава плотность полимеров (табл. 2). Таким образом, регулируя состав сетки, можно получать любые заранее заданные в данных пределах модули упругости, и при этом материалы будут обладать упругими, а не вязкоупругими свойствами. Учитывая, что реакция полициклотриме-ризации при 20°С не приводит к полной конверсии изоцианатных групп, получаемые композиции подходят для использования в качестве пресс-материалов. При этом окончательная сшивка сетки происходит в процессе горячего прессования [2]. Изменяя состав композиции в канале
сационных характеристик был применен метод, в котором предложен подход к получению ядер релаксации, основанный на рассмотрении термодинамических функций и их изменений в ходе релаксационного процесса [5].
Согласно этому подходу, релаксация напряжения происходит в результате взаимодействия и диффузии кинетических единиц - релаксаторов. Релаксаторами могут быть различные атомные группы, повторяющиеся звенья, более крупные фрагменты и целые сегменты макромолекул. К релаксаторам относятся также отдельные элементы свободного (пустого) объема, т.е. микрополости, "концентраторы" напряжения и т.п. Эти микрополости могут, взаимодействуя друг с другом, сливаться, перестраиваться и диффундировать в полимерном материале в процессе релаксации, образуя такую структуру, которая способствует снижению релаксирующего напряжения. Тоща полимерный материал можно рассматривать как состоящий из релаксаторов и нерелаксаторов, причем после "мгновенного" задания деформации подавляющая часть материала образца состоит из релаксаторов, взаимодействующих между собой с образованием нерелаксирующего материала. Возникновение частиц двух сортов (релаксаторов и нерелаксаторов) и их диффузия приводят к повышению энтропии системы в ходе процесса релаксации напряжения. На основе анализа производства энтропии системы были предложены два ядра релаксации Г,(х) и Т2(т). Функция 7\(т), полученная в предположении, что лимитирующей стадией процесса релаксации напряжения является взаимодействие релаксаторов и переход их в нерелаксаторы, имеет вид
Таблица 2. Зависимость модуля упругости при сжатии и плотности от состава композиции
Состав композиции, моль ТДИ/моль ОЭЦ £, МПа р, г/см3 Е, МПа р, г/см3 Е, МПа р, г/см3 Е, МПа р, г/см3
ОЭЦ-200 ОЭЦ-1025 ОЭЦ-1200 ОЭЦ-2025
0 1455 1.203 2 1.121 1 1.114 0.5 1.030
2 1465 1.214 75 1.143 5.8 1.133 1.4 1.085
4 1488 1.224 450 1.165 278 1.154 6.7 1.115
6 1494 1.231 660 1.181 522 1.173 107 1.140
8 1500 1.236 800 1.194 693 1.182 446 1.152
10 1530 1.242 880 1.203 772 1.194 572 1.161
15 1541 1.244 1020 1.210 851 1.203 636 1.180
4 8 12 16
Моль ТДИ/ 1 моль ОЭЦ
Рис. 5. Зависимость модуля упругости при сжатии (а) и объемной доли узла сетки (б) от состава полиизоциануратных композиций на основе ОЭЦ-200 (1), ОЭЦ-Ю25 (2), ОЭЦ-1200 (3) и ОЭЦ-2025 (4).
пресс-формы, можно получать готовые изделия с заданным градиентом свойств.
Для описания релаксационного поведения полиизоциануратных материалов и расчета релак-
кБт 1
(1)
1п0.5
х<-—1—-__
Г-—3 - а0]1пГ-——й - а01 + [~1----й + а0]1пГ1--Х--5 + а01
1-к1+А:Ч/Р)р J Ц1 + £'х/р)р -I I (1 + ¿Ч/|3)р -I I (1+*'х/р)р -I
Таким образом, ядро 7,(1) содержит четыре параметра: А = ; к' = кСЦ~ - величина, пропорциональная константе скорости взаимодейст-л 1
вия релаксаторов; р = -—-, где п - порядок реакции; Оо - доля нерелаксаторов, образующихся к моменту окончания задания деформации, принимается равной 10~10; 50 - начальная энтропия системы, кБ - константа Больцмана, т - общее число частиц (релаксаторов и нерелаксаторов) в единице объема.
Функция Г2(т) получена в предположении, что лимитирующей стадией процесса является диффузия образующихся нерелаксаторов в материале образца
х
1
Ьату1паг + (1 - ах*) 1п( 1 - аГ)
1
(2)
Ядро (2) содержит три параметра: Л =—-, а
к^т 2
и у. Величина ах' характеризует долю мест, занимаемых к моменту времени х кинетическими единицами в процессе их беспорядочного блуждания на решетке.
Подставляя в уравнение Больцмана, предназначенное для описания релаксации напряжения при постоянном напряжении
а = <у,
-|г,(хМх
ядра релаксации (1), (2), получаем
О = Сп
кБт2
где
т, = т\^Т\(х)с1х о
оо
тг = т\^Тг(х)с1х
Здесь т'[ - количество неоднородностей (релаксаторов) в полимерном материале; т2 - количество диффундирующих неоднородностей в материале в процессе релаксации напряжения.
С помощью приведенной модели по экспериментально полученным релаксационным зависимостям были определены значения начального модуля упругости Е0, возникающего в момент окончания "мгновенного" задания деформации и равновесного модуля упругости Е„ (табл. 3).
На основе релаксационного поведения полученных в данной работе полимеров была описана их структура. При этом они рассматривались как квазинаполненные материалы, где в качестве наполнителя выступают объемные ассоциаты жестких изоциануратных узлов.
Для расчета параметров структуры композиционного материала необходимо знать объем узла, который можно определить исходя из уравнения равновесного модуля упругости для частых полимерных сеток [1]
т
(3)
где Мс - средняя ММ линейного фрагмента между соседними узлами; т - число повторяющихся звеньев в усредненном межузловом фрагменте, равное отношению Мс к массе повторяющегося звена М0;
574 АСКАДСКИЙ и др.
Таблица 3. Параметры структуры полиизоциануратных сетчатых материалов (фот = 31.9 об. %)
Состав композиции, Ео Р ,А3 « уз ¿уз а п Фуз Флин
моль ТДИ/моль ОЭЦ МПа А об. %
ОЭЦ-200
2 686 373 25 1545 12.62 0.91 4.4 60.0 8.1
4 567 417 29 1728 13.10 0.89 4.9 60.8 7.3
6 540 445 31 1906 13.53 0.87 5.4 61.4 6.7
8 745 566 41 2464 14.74 0.83 7.0 62.8 5.3
10 942 760 54 3304 16.26 0.80 9.4 64.1 4.0
15 1167 808 58 3504 16.58 0.80 10.0 64.3 3.8
ОЭЦ-Ю25
2 134 45 81 4898 18.54 1.82 13.9 55.9 12.2
4 213 125 247 14976 26.91 1.40 42.5 63.6 4.5
6 314 216 435 26372 32.49 1.36 74.9 65.5 2.6
8 460 247 495 30029 33.93 1.36 85.3 65.7 2.4
10 431 294 587 35606 35.91 1.37 101.2 66.1 2.0
15 638 349 696 42266 38.02 1.39 120.1 66.4 1.7
ОЭЦ-1200
2 56 26 57 3477 16.54 2.30 9.9 50.1 18.0
4 357 228 651 39490 37.17 1.44 112.2 66.0 2.1
6 449 274 772 46884 39.36 1.46 133.2 66.4 1.7
8 569 328 920 55849 41.72 1.49 158.7 66.6 1.5
10 606 341 947 57497 42.13 1.49 163.3 66.7 1.4
15 630 388 1074 65178 43.93 1.52 185.2 66.8 1.3
ОЭЦ-2025
2 16 13 76 4636 18.20 3.01 13.2 46.8 21.3
4 23 15 98 5963 19.79 2.72 16.9 50.3 17.8
6 128 52 403 24447 31.68 1.80 69.5 62.7 5.4
8 355 123 996 60429 42.83 1.71 171.7 65.8 2.3
10 396 187 1521 92337 49.34 1.76 262.3 66.6 1.5
15 495 265 2135 129567 55.24 1.85 368.1 67.0 1.1
р - плотность полимера. При этом параметр (3, определяемый из уравнения (3), описывается выражением (4), с помощью которого, зная фиксированный ван-дер-ваальсов объем повторяющегося звена линейного фрагмента, находится переменный, в зависимости от состава композиции, ван-дер-ваальсов объем узла сетки
ß =
EAV<
V i
л.
(4)
Хду,
V ; )
Здесь (^ДУ^лю, - ван-дер-ваальсов объем по-
«
вторяющегося звена линейного фрагмента; А К,)уз - ван-дер-ваальсов объем узла.
I
Также, зная ван-дер-ваальсов объем одного изоциануратного цикла (^Г Д У,)^, можно рас-
считать число изоциануратных циклов п, приходящихся на один узел сетки
п =
( \ (
' уз
v /
Диаметр узла, учитывая его коэффициент молекулярной упаковки, рассчитывали по формуле
d =
{ л
6 Sav, К
^ ; ) уз
я
Собственный объем узла и свободный объем в узле находили по зависимостям
V — N
* уз.собств ' * Л
IAV,
V /
' уз
V = N.
" уз.св " А
( \ V i
(Уке-1)
уз
Далее можно рассчитать процентное соотношение объемов узлов, линейных фрагментов и свободного объема в полимере (фуз, флнн, фсв).
Расстояние между узлами определяется по формуле
а = dyi | з
Фшах Л
Фуз )
По аналогичным формулам рассчитьюаем собственный и свободный объем линейной части.
Общий объем материала представляет собой сумму собственного и свободного объема линейной части и узла
Кобщ ~~ Клин.собств Клин.св ^уз.собств ^уз.св
Анализируя расчетные данные (табл. 3) и сравнивая их с экспериментально определенными механическими характеристиками, можно сделать вывод о том, что основное влияние на свойства данных сетчатых структур оказывает объемная доля узла сетки. Характер изменения этого параметра по мере увеличения содержания ТДИ в исходных композициях хорошо соотносится с повышением модуля упругости. Так, у композиций на основе полипропиленгликоля с М = 200 расчетная объемная доля узлов (рис. 56) незначительно изменяется для всех концентраций ТДИ в системе (от 60 до 64 об. %), также слабо изменяется и модуль сжатия (от 1455 до 1541 МПа), при этом для систем на основе полипропиленгликоля с М = 2025 происходит значительное повышение как объемной доли узлов (с 47 до 67 об. %), так и модуля (от 1 до 640 МПа). Аналогичные зависимости наблюдаются для материалов, синтезированных на поли-пропиленгликолях с промежуточными ММ (1025 и 1200). Из экспериментальных данных и расчетных параметров сетки видно, что использование в качестве межузловых фрагментов длинных полимерных цепочек с большим числом повторяющихся элементарных звеньев дает возможность более широко варьировать объемную долю узлов сетки, следовательно, и величины модулей упругости и другие характеристики полиизоциа-нуратов. Это подтверждает теоретическое обоснование свойств полиизоциануратных материалов, сделанное в работе [1].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Аскадский A.A., ГоленеваЛ.М., Бычко К.А. // Вы-сокомолек. соед. А. 1995. Т. 37. № 5. С. 829.
2. Аскадский A.A., Голенева Л.М., Константинов К.В., Бычко К.А., Казанцева В.В. // Пласт, массы. 1999. № 4. С. 27.
3. Аскадский A.A., Суров Г.В., Панкратов В.А., Френкель Ц.М., Жданов A.A., Макарова Л.И., Маршалкович A.C., Радченко Л.Г. // Высокомо-лек. соед. А. 1990. Т. 32. № 7. С. 1517.
4. Аскадский A.A., Суров Г.В., Панкратов В.А., Френкель Ц.М., Макарова Л.И., Жданов A.A., Бла-годатских И.В., Пастухов A.B. // Высокомолек. соед. А. 1990. Т. 32. № 7. С. 1528.
5. Аскадский A.A., Кондращенко В.И. Компьютерное материаловедение полимеров. М.: Научный мир, 1999. С. 32,293.
Synthesis and Properties of Variable-Modulus Polyisocyanurate Materials Based on PoIy(propylene glycol)s and Tolylene 2,4-Diisocyanate
A. A. Askadskii, K. V. Konstantinov, L. M. Goleneva, and K. A. Bychko
Nesmeyanov Institute of Organoelement Compounds, Russian Academy of Sciences, id. Vavilova 28, Moscow, ¡19991 Russia
Abstract—Network polyisocyanurate systems based on poly(propylene glycol) and tolylene 2,4-diisocyanate oligomers were synthesized. The regularities of variation of the polymer properties with the length of subchains between network junctions and size of network junctions were studied. The possibility of obtaining network polymer materials with an arbitrarily regulated chemical structure and, hence, a wide range of the elastic modulus was shown. From data on the relaxation behavior of the polymers obtained, the parameters of the network structure were calculated.
