Формирование структуры и свойств композиционных материалов на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена, армированных углеродными волокнами тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат наук Чуков, Дилюс Ирекович

• Чуков, Дилюс Ирекович
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Чуков, Дилюс Ирекович

Содержание

Введение

Глава 1. Обзор литературы

1.1. Сверхвысокомолекулярный полиэтилен

1.2. Углеродные волокна и их строение

1.3. Основные способы модификации поверхности углеродных волокон

1.3.1 Физические методы модификации поверхности УВ

1.3.2 Химические методы модификации поверхности УВ

1.3.3 Другие методы модификации поверхности УВ

1.4. Полимерматричные композиционные материалы, армированные

волокнистыми наполнителями

1.4.1 Волокнистые композиционные материалы на основе СВМПЭ

1.4.2. Гибридные структуры в полимерматричных композитах

1.4.3. Способы получения волокнистых композиционных материалов

1.5. Постановка задач исследований

Глава 2. Материалы и методы исследований

2.1. Исходные материалы

2.2. Модификация поверхности углеродных волокон

2.3. Получение образцов композиционных материалов

2.4. Структурные и термические исследования исходных компонентов и полученных композиционных материалов

2.5. Методика проведения исследований физико-механических и

трибологических характеристик

Глава 3. Результаты и обсуждение

3.1. Теоретическая оценка критических параметров композиционных материалов на основе СВМПЭ, армированных углеродными волокнами

3.2. Экспериментальные исследования исходных компонентов и полученных

композиционных материалов

3.2.1. Получение композиционных материалов СВМПЭ/УВ

3.2.2. Исследование процесса окислительной модификации поверхности УВ

3.2.3. Исследования микроструктуры композиционных материалов СВМПЭ/УВ

3.2.4. Результаты теплофизических исследований композиционных материалов

3.2.5. Исследования механических и трибологических характеристик

композиционных материалов, армированных поверхностно модифицированными углеродными волокнами

3.3. Возможность коммерциализации разработанных композиционных материалов

3.4. Обобщение результатов диссертационной работы

Выводы

Список литературы

Приложение А. Акт внедрения и защита интеллектуальной собственности

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование структуры и свойств композиционных материалов на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена, армированных углеродными волокнами»

ВВЕДЕНИЕ

На сегодняшний день полимерматричные композиционные материалы являются одним из самых многочисленных и разнообразных видов материалов, перспективных для применения в различных областях науки и техники, где предъявляются высокие требования к физико-механическим и трибологическим характеристикам. Широкое использование композиционных материалов обусловлено присущим им рядом преимуществ над традиционными видами материалов, такими как возможность уникального сочетания свойств, нехарактерного для других материалов (прочностных, деформационных, трибологических, теплофизических и других) и возможность управления свойствами композитов в широких пределах путем подбора армирующих элементов и изменяя степень наполнения.

Наиболее широко изученными и часто используемыми являются композиционные материалы на основе термореактивных полимеров, армированные различного рода волокнами. В последние годы наметилась тенденция использования термопластичных полимеров в качестве матричного материала для создания волокнистых композитов. К числу перспективных матричных материалов относится сверхвысокомолекулярный полиэтилен (СВМПЭ), обладающий высокой износостойкостью, низким коэффициентом трения, высокой химической и морозостойкостью, биоинертностью. В то же время, существующие недостатки, такие как низкая твердость и низкий модуль Юнга, высокий коэффициент ползучести под нагрузкой, существенно ограничивают области его применения. Одним из путей повышения механических характеристик данного полимера является его дисперсное упрочнение, однако, использование дисперсных наполнителей не всегда позволяет добиваться необходимого уровня физико-механических свойств получаемых композитов. Альтернативным подходом в этом отношении может явиться использование в качестве армирующих элементов волокнистых наполнителей, таких как углеродные волокна (УВ), обладающих высокими

значениями предела прочности (2-5 ГПа) и модуля упругости (150 - 500 ГПа). К тому же, армирование углеродными волокнами в ряде случаев позволяет существенно улучшать трибологические и теплофизические характеристики получаемых композитов. Однако реализация данного подхода при использовании некоторых полимерных систем в качестве матричного материала осложняется рядом технологических аспектов. Серьезной проблемой при разработке композиционных материалов на основе СВМПЭ является то, что из-за очень высокой молекулярной массы СВМПЭ (до 10 г/моль), традиционные методы переработки полимеров, такие как экструзия или литьё под давлением, не представляются возможными. Этот полимер даже при температурах, намного превышающих температуру его плавления, не переходит в жидкотекучее состояние, поэтому невозможно провести смешение полимера с наполнителями в расплавленном состоянии. В связи с чем, существует необходимость поиска способов ведения в СВМПЭ армирующих наполнителей. Одним из возможных путей решения поставленной проблемы является получение растворов СВМПЭ и дальнейшее смешение раствора с дисперсным наполнителем, с последующим удалением растворителя. Но использование данного метода для введения в полимер макромасштабных наполнителей, такие как волокна, осложнено достаточно большими линейными размерами последних. К тому же, данная технология является достаточно трудоёмкой, и подразумевает использование едких нефтяных растворителей (декалина, ксилола и парафинового масла).

Еще одной серьезной проблемой при создании композитов системы СВМПЭ - углеродное волокно, является химическая инертность исходных компонентов, и как следствие, отсутствие достаточно прочной межфазной границы волокно-полимер, что, естественно, негативно сказывается на физико-механических свойствах получаемых материалов. Необходимость решения этих проблем определило цели и задачи настоящего исследования.

Целью диссертационной работы явилось разработка метода получения композиционных материалов, армированных дискретными углеродными

волокнами, с полимерной матрицей, обладающей высокой вязкостью расплава (СВМПЭ) и обеспечение формирования прочной межфазной границы раздела волокно - полимер путем модификации поверхности углеродных волокон.

В рамках выполнения данной работы проведены исследования влияния поверхностной модификации углеродных волокон на их структуру и свойства, а так же на формирование границы раздела волокно - полимер в композиционных материалах на основе СВМПЭ. Установлено, что окислительная модификация углеродных волокон кислородом воздуха позволяет значительно улучшить межфазное взаимодействие между полимерной матрицей и углеродными волокнами, за счет изменения топологии поверхности последних и образования химически активных функциональных групп, способных реагировать с молекулярными цепочками СВМПЭ. Показано, что армированных модифицированными углеродными волокнами приводит к двукратному увеличению предела текучести композитов при сжатии. За счет формирования жесткого каркаса из углеродных волокон происходит снижение ползучести композитов под статической сжимающей нагрузкой. Коэффициент трения композиционных материалов, армированных углеродными волокнами, в условиях смазки дистиллированной водой более стабилен во времени, к тому же они обладают лучшей износостойкостью, по сравнению с исходным полимером.

Диссертационная работа имеет большое практическое значение. Разработан метод введения волокнистых наполнителей в термопластичный полимер, обладающий высокой вязкостью расплава, заключающийся в твердофазном деформационном синтезе композиционных порошков с последующим циклом термопрессования, для получения объемных образцов композитов. Установлены оптимальные режимы модификации поверхности углеродных волокон, позволяющие обеспечить прочное межфазное взаимодействие на границе раздела СВМПЭ-УВ. Разработанные материалы могут быть рекомендованы для изготовления изделий триботехнического назначения, работающих в условиях повышенных нагрузок, в частности, для

изготовления вкладышей упорных и радиальных подшипников скольжения различных агрегатов и машин, работающих в потоке жидкостей (морская и пресная вода, нефтепродукты, различные водные растворы химических продуктов). Основные результаты работы, в частности, разработанный метод введения волокнистых наполнителей в термопластичный полимер, обладающий высокой вязкостью расплава, использованы при выполнении ГК № 16.513.11.3029 от 12 апреля 2012 г. в рамках ФЦП «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 годы», и используются в научно-исследовательском процессе НИЦ «Композиционных материалов» НИТУ «МИСиС», а также могут быть полезны для студентов, аспирантов и специалистов, занимающихся исследованиями в области создания и применения полимерных композиционных материалов. По результатам диссертационной работы получен патент на изобретение «Способ получения композиционных материалов на полимерной основе, армированных углеродными волокнами» (патент РФ № 2500697 от 10.12.2013 г.).

В качестве основных положений, выносимых на защиту можно выделить следующие:

1. Твердофазный деформационный метод получения углепластиков, армированных дискретными волокнами в диапазоне малых степеней наполнения, на основе полимерной матрицы, обладающей высокой вязкостью расплава (СВМПЭ), позволяющий равномерно распределять наполнитель по объему материала матрицы, и добиваться при этом необходимой длины армирующих волокон.

2. Режимы поверхностной обработки углеродных волокон, позволяющие получить высокую адгезионную прочность границы раздела УВ-СВМПЭ.

3. При армировании термоокисленными углеродными волокнами происходит формирование прочной границы раздела волокно-матрица, с образованием сплошной полимерной пленки на поверхности волокон. Рост и

распространение трещины при разрушении композита в данном случае происходит не по границе раздела, а по объему материала матрицы.

4. Получение композиционных материалов, обладающих повышенными физико-механическими и трибологическими характеристиками по сравнению с исходным СВМПЭ, реализуется путем армирования СВМПЭ модифицированными углеродными волокнами.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1. Сверхвысокомолекулярный полиэтилен

Полиэтилен (ПЭ) - продукт полимеризации этилена, на сегодняшний день является одним из наиболее широко используемых термопластов в различных отраслях промышленности. Существуют различные виды полиэтилена, отличающиеся друг от друга молекулярной массой и строением полимерных цепей (степенью разветвленности). Полиэтилен высокого давления (ПВД) или полиэтилен низкой плотности был первым типом полиэтилена, произведенным путем полимеризации свободных радикалов при высоком давлении. Полимеризация при температурах 200 - 320 °С и давлении 150-350 МПа по сей день остается основным методом производства ПВД. Полученный

л

этим методом полиэтилен обладает плотностью 0,918 -0,930 г/см и молекулярной массой 80000 - 500000 г/моль. Отличительной особенностью этого полиэтилена является наличие длинных боковых ответвлений от основной полимерной цепи [1]. Полиэтилен с повышенной долей коротких молекулярных ответвлений называется линейным полиэтиленом высокого давления (ЛПВД), его получают самым сложным и особым методом, использующим полимеризацию со специальными катализаторами металлоценовыми. Структура молекулы ЛПВД отличается от молекулы ПВД отсутствием длинных ответвлений цепи.

Получаемый при низком давлении (0,2 -6,0 МПа) и температуре до 200 °С полимер называется полиэтиленом низкого давления (ПНД) или полиэтиленом высокой плотности (ПВП). Процесс полимеризации в этом случае протекает по ионно-координационному механизму при низком давлении в присутствии металло-органических комплексных катализаторов. Полиэтилен низкого давления, в отличие от ПВД, имеет более высокую хрупкость и температуру размягчения [2].

Молекулярная масса полиэтилена, полученного по механизму радикальной полимеризации, не превышает, как правило, 5*105 г/моль. Это объясняется высокими скоростями обрыва растущих цепей при реакциях их рекомбинации и диспропорционирования, а также небольшим временем жизни полимерных радикалов. Синтез ПЭ с существенно более высокой

с 7

молекулярной массой = 10° - 10' г/моль, который классифицируется как сверхвысокомолекулярный [3], становится возможным при использовании металлорганических комплексных катализаторов Циглера-Натта, представляющих собой, в случае полимеризации этилена, продукт взаимодействия соединений переходного металла (в основном титана или ванадия) с органическими производными алюминия [4,5].

Сверхвысокомолекулярный полиэтилен (СВМПЭ) благодаря сверхвысоким значениям молекулярной массы (до 10 млн. г/моль) является наиболее интересным с точки зрения комплекса свойств. Он обладает рядом уникальных характеристик, таких как высокая ударная вязкость, низкий коэффициент трения и высокая износостойкость, химическая и морозостойкость, способностью к волокнообразованию.

Макромолекулы СВМПЭ, полученного с использованием нанесенных катализаторов, обладают линейным строением с существенно более низким, чем у ПНД, количеством боковых ответвлений и двойных связей. Содержание (СНз)-групп и (С=С)-связей на 1000 атомов углерода не превышает в СВМПЭ 1,0 и 0,05, соответственно [3,6]. В то же время, из-за очень большой длины растет запутанность полимерных цепей, вследствие чего их способность к кристаллизации несколько снижается [7]. В СВМПЭ чаще всего реализуется орторомбическая пространственная решетка с параметрами элементарной ячейки: а ~ 0,740 нм, Ь ~ 0,493 нм, с ~ 0,253 нм [8]. В случае механического воздействия на образующийся при синтезе порошок СВМПЭ (деформации сдвига или сжатия) может происходить разворот молекулы ПЭ на 90° и переход кристаллитов из орторомбической фазы в моноклинную [9]. Моноклинная фаза метастабильна и после отжига при 90-100 °С вновь превращается в более

устойчивую орторомбическую. Элементарная ячейка кристаллитов СВМПЭ с моноклинной пространственной симметрией имеет следующие параметры: а ~ 0,809 нм; Ь ~ 0,253 нм; с ~ 0,479 нм.

СВМПЭ представляет собой аморфно-кристаллический полимер, и при охлаждении ниже температуры плавления, молекулярные цепи полиэтилена имеют тенденцию вращаться вокруг С-С связей и образовывать складчатые цепи - ламели, толщина которых составляет порядка 10-50 нм, а длина - 10-50 мкм (рисунок 1) [10]. Взаимодействие между аморфными и кристаллическими областями происходит за счет проходных цепей [11], которые представляют собой участки одной и той же макромолекулы, входящие одновременно в два или более соседних кристаллита (рисунок 2).

Рисунок 1 - ПЭМ микрофотографии, иллюстрирующие ламеллярную структуру

СВМПЭ

/

Ламмелярные кристаллы

Аморфная область

иииу

Проходные цеш!

Ламеллярные кристаллы

Аморфная область

Рисунок 2 - Морфологические особенности строения СВМПЭ

Надмолекулярная структура полимера характеризует способ упаковки макромолекул в пространственно выделенных элементах, размеры и форму таких элементов, и их взаимное расположение в пространстве. Надмолекулярная структура полимера прессованных образцов ПЭ характеризуется наличием сферолитов. Размеры сферолитов существенно зависят от режимов изготовления изделий (скорости и равномерности охлаждения). При растяжении ПЭ сферолитная структура исходного образца превращается в фибриллярную, ориентированную в направлении вытягивания [1]. Получение методом гель-формования волокон, в которых большинство макромолекул находятся в предельно ориентированном состоянии, позволяет значительно увеличивать физико-механические характеристики СВМПЭ, и прочность волокон может достигать 4 ГПа [12], тогда как в изотропном состоянии прочность не превышает 30-35 МПа.

Ценной особенностью СВМПЭ является его способность сохранять высокие физико-механические характеристики в широком интервале температур (от -120°С до +100°С). СВМПЭ обладает высокой стойкостью к

удару и практически не разрушается при температурах вплоть до -100°С. При более низких температурах (до -180°С) хотя и происходит разрушение испытуемого образца, но сохраняется сравнительно высокое значение ударной вязкости. Стойкость к удару возрастает с увеличением молекулярной массы СВМПЭ, показано, что рост ударной вязкости наблюдается вплоть до молекулярной массы 106 г/моль [1].

СВМПЭ обладает самым низким коэффициентом трения среди всех полимеров, за исключением фторопласта, и высокой износостойкостью, благодаря чему является перспективным материалом для применения в узлах трения, в том числе и для экстремальных условий эксплуатации.

Однако, наряду с достоинствами, этот материал обладает рядом недостатков, таких как низкие значения модуля упругости, невысокая твердость, способность легко деформироваться под действием нагрузок, что ограничивает возможности его применения в высоконагруженных конструкциях [13-15], в связи с чем актуальной задачей является поиск путей модификации СВМПЭ, для улучшения его эксплуатационных характеристик.

Одним из широко используемых на промышленном уровне методов модификации СВМПЭ является метод радиационной сшивки с последующей термической обработкой. Сшивка СВМПЭ протекает при воздействии ионизирующего излучения через реакции рекомбинации свободных радикалов: ионизирующее излучение расщепляет С-Н и С-С связи, образуя свободные радикалы, некоторые из которых рекомбинируют с образованием поперечных связей (рисунок 3). Расщепление связи С-С приводит к разрыву молекулярной цепочки и уменьшает молекулярную массу полимера.

Свободные радикалы

Сшивка

Рисунок 3 - Схематическое изображение образования поперечных связей в

СВМПЭ

Однако не все свободные радикалы являются достаточно мобильными, чтобы рекомбинировать друг с другом и большинство свободных радикалов, вызывают окисление в долгосрочной перспективе. Термическая обработка радиационно-сшитого СВМПЭ является одним из путей предотвращения окисления полимера за счет увеличения мобильности полимерных цепей, что приводит к росту степени рекомбинации [16-18]. Еще одним методом стабилизации СВМПЭ без пострадиационного плавления является использование в качестве антиоксиданта витамина Е (а-токоферола), что приводит к более высокой усталостной прочности полимера после радиационной сшивки, по сравнению с термообработанным СВМПЭ [19, 20].

Низкая стоимость и энергозатратность, относительно низкая температура переработки делает СВМПЭ перспективным полимером для матриц композиционных материалов [21] и создание композитов на основе данного полимера является наиболее эффективным методом улучшения его эксплуатационных характеристик.

1.2. Углеродные волокна и их строение

Углеродные волокна (УВ), по сути, представляют собой особо чистый материал с содержанием углерода до 99.9 % и диаметром филаментов 6-10 мкм [22]. Широкое распространение УВ в качестве армирующих элементов при создании высокомодульных и высокопрочных композиционных материалов связано в первую очередь с их высокими механическими свойствами. Потенциальные возможности волокон определяются строением кристаллов графита, из которых они состоят, и теоретическими значениями характеристик его свойств.

В идеальном кристалле графита атомы углерода сгруппированы по базовым плоскостям, в пределах которых действуют химические взаимодействия (ковалентные связи), а между плоскостями существует сравнительно слабое межатомное взаимодействие, под действием Ван-дер-Ваальсовых сил [23]. Теоретические значения предела прочности и модуля упругости при растяжении вдоль атомных плоскостей составляют соответственно 100 и 1000 ГПа. При растяжении в направлении нормали к атомным плоскостям значения тех же характеристик значительно ниже, например, модуль упругости равен всего 35 ГПа. Отличие реальных кристаллов графита от идеальных состоит в том, что в реальных кристаллах больше расстояние между атомными плоскостями (3.40 - 3.45 вместо 3.35 А), а степень ориентации самих плоскостей относительно оси кристалла существенно ниже. Соответственно значения механических характеристик реальных кристаллов графита также ниже своих теоретических значений.

В зависимости от степени реализации потенциальных свойств волокон, их принято подразделять на графитовые и углеродные. Для первых характерно содержание графита порядка 99 % и высокая степень ориентации атомных плоскостей, что проявляется высокими значениями модуля упругости, более 375 ГПа. Вторые (углеродные) характеризуются более низкими значениями

механических параметров, в частности модуль упругости не превышает 345 ГПа.

Строение УВ и, следовательно, их свойства зависят от типа сырья, а также от режимов и условий производства. В основе общепринятой технологии производства углеродных волокон лежит термическая обработка различных органических волокон: полиакрилонитрильных (ПАН), гидратцеллюлозных (ГТЦ), поливинилспиртовых, феноло-формальдегидных, нефтяного и каменноугольного пеков, полиэфиров, полиамидов и других полимеров [24]. Основные требования, предъявляемые к любым органическим волокнам, рассматриваемым в качестве материала для производства УВ, состоят в следующем: исходное волокно должно сохранять целостность на всех стадиях производства; не слишком высокое содержание летучих компонентов (сохранение массы исходного волокна); склонность атомов углерода к образованию графитовых плоскостей; максимально низкая цена. Данным требованиям наиболее полно удовлетворяют полиакрилонитрильные (ПАН) и вискозные (ГТЦ) волокна.

Структурное строение УВ на настоящий момент не имеет однозначного описания. Однако большинство специалистов сходятся во мнении о существовании турбостратной структуры, т.е. наличия параллельных и равноудаленных гексагональных плоскостей (слоев), которые беспорядочно ориентированы в направлении, перпендикулярном базисным плоскостям. Базисные плоскости располагаются параллельно оси волокна, состоят из микрофибрилл, образующих ленты. Существует несколько моделей для описания структуры УВ.

Модель Руланда [25], предложенная в результате исследования зависимости структурных особенностей от условий термической обработки (ТО) для волокон, полученных из различных исходных материалов. По данной модели, УВ представляет собой чередующиеся прямые и изогнутые участки микрофибрилл (так называемый муаровый эффект). При этом в объеме волокон

существуют длинные и тонкие поры с преимущественной ориентацией вдоль оси волокна.

Ленточная модель УВ разработана на основе методов малоуглового рассеивания и электронной микроскопии [26]. По данной модели основной структурной единицей УВ является слой графита лентообразной формы, угловое расположение слоев может значительно изменяться в результате нагрева и вытяжения - ориентация становится более совершенной при повышении температуры ТО и вытяжке. Однако, поскольку трудно предполагать данный тип структурирования во всем объеме УВ, в частности в области ядер, в дальнейшем были предложены и другие модели.

Представление структуры УВ как набора тетрагональных кристаллитов, связанных аморфными областями, лежит в основе простейшей поликристаллической модели, предложенной по данным рентгеноструктурного анализа и электронной спектроскопии [27]. Однако, отсутствие четких граней в структуре УВ, а также связь высокоупорядоченных участков через аморфные, обеспечивающая сохранение эластичности волокна, не соответствуют данной модели. Кроме того, между кристаллитами находятся поры со средним диаметром 0.6 - 8 нм, вытянутые в направлении оси волокна.

Также существует модель, представляющая структуру УВ состоящей из расширенных слоев расположенных беспорядочно, но с общей предпочтительной ориентацией параллельно оси волокна [28]. Области кристалличности окружены зонами обширного напряжения и кручения при наклонном расположении с размытыми границами. Границы имеют угловое наклонение и соединяются с микропустотами, разделяя соседние области кристаллизации.

Рисунок 4 — Турбостратная структура УВ согласно модели «комка мятой

бумаги»

Обобщая все приведенные модели, можно представить схему строения УВ, где основным элементом структуры является молекулярная (базисная) лента ароматического конденсированного углерода. Такая промежуточная ленточная структура с определенным расположением гексагонов образуется уже на начальных стадиях карбонизации полимера [28]. Молекулярные ленты ориентированы преимущественно вдоль оси волокна. В ходе получения УВ соседние макромолекулы ориентируются относительно друг друга таким образом, что паркетные плоскости располагаются преимущественно параллельно друг другу, образуя турбостратную структуру, которая отличается от графитной тем, что базисные плоскости параллельны и развернуты под разными углами друг к другу (так называемая модель «комка мятой бумаги», рисунок 4) [30]. Турбостратный углерод сформирован в микрофибриллы, включающие пачки параллельных плоскостей, называемых кристаллитами.

Процесс получения углеродных волокон включает в себя 3 основных стадии [23]:

• окисление или стабилизация при 200—400 °С на воздухе под натяжением (применяется для повышения устойчивости полимеров), которая заключается в выполнении технологических операций, способствующих максимальной графитизации исходного материала;

• карбонизация при температурах порядка 1500 °С в атмосфере инертного газа;

• графитизация при температурах до 3000 °С в атмосфере инертного

газа.

Исходные волокна с преимущественной ориентацией молекул вдоль оси подвергаются стабилизации для сохранения ориентации в ходе последующей термической обработки (карбонизации). Данная операция сводится к уменьшению гибкости макромолекул или их скреплению для исключения возможности разориентации.

Следующим шагом производства УВ является процесс карбонизации, в основе которого лежит пиролиз. Именно на этой стадии достигаются необходимые свойства УВ. Стабилизированное волокно нагревается в инертной атмосфере до температуры порядка 1500 °С в течение нескольких минут в зависимости от диаметра волокна, его состава и морфологии. Диаметр обрабатываемого волокна уменьшается посредством удаления всех веществ, за исключением углерода.

Процесс графитизации УВ проводится при температурах свыше 2000 °С и предназначен для повышения содержания углерода в волокне и увеличения его упругих свойств. Рост температуры термической обработки обеспечивает увеличение степени упорядоченности структуры, увеличение ориентации в направлении оси волокна, а также уменьшение межслойного расстояния и пористости. Уменьшение предела прочности объясняется увеличением числа локальных дефектов. На этом этапе обычно в качестве инертного газа

используется аргон, вместо азота, который может реагировать с углеродом при таких высоких температурах.

1.3. Основные способы модификации поверхности углеродных волокон

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Чуков, Дилюс Ирекович, 2013 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Энциклопедия полимеров / Ред. коллегия: В. А. Кабанов (глав, ред.) и др. - М.: Советская энциклопедия, 1977. - Т. 3 П -Я. 1977. - 1152 с.

2. З.В. Архипова, В.А. Григорьев, Е.В. Веселовская и др. Полиэтилен низкого давления // - JI: Химия, 1980. - 240 с.

3. И.Н. Андреева, Е.В. Веселовская, Е.И. Наливайко. Сверхвысокомолекулярный полиэтилен высокой плотности // JL: Химия, 1982. 80 с.

4. Б.А. Долгоплоск, Е.И. Тинякова. Металлоорганический катализ в процессах полимеризации. 2 изд. М.: Наука, 1985. 243 с

5. Дьячковский Ф.С. Катализаторы полимеризации: Химическая энциклопедия. М.: Советская энциклопедия. 1990. Т. 2. С. 674.

6. Velikova М. Study of the effect of the nature of catalyst systems on the molecular structure and properties of ultra-high molecular weight polyethylene // Eur. Polym. J. 2001. V. 37. P. 1255

7. Р.Тюдзе, Т. Каваи. Физическая химия полимеров. М.: Химия. 1977. 286 с.

8. Цванкин Д.Я. Кристаллическое состояние: Энциклопедия полимеров. М.: Советская энциклопедия. 1972. Т. 1. С. 1186

9. Аулов В.А., Щербина М.А., Чвалун С.Н., и др. Моноклинная фаза в реакторных порошках сверхвысокомолекулярного полиэтилена и ее изменение при компактировании и монолитизации // Высокомолек. соед. А. 2004. Т. 46. №6. С. 1005

10. Kurtz SM, Muratoglu OK, Evans M, Edidin AA. Advances in the processing, sterilization, and crosslinking of ultra-high molecular weight polyethylene for total joint arthroplasty.//Biomaterials 1999;20:1659-88.

11. Егоров E.A., Жиженков ВВ., Марихин В.А., Мясникова Л.П., Попов А. Строение неупорядоченных областей в ламелях линейного полиэтилена // Высокомолек. соед. А. 1983. Т. 25. № 4. С. 693.

12. Вольф А.Ю. Физико-химические аспекты получения высокопрочных волокон на основе гелей сверхвысокомолекулярного полиэтилена: дис канд. хим. наук. Тверь: ТвГУ. 2006. 158 с.

13. М.С. Sobieraj, С.М. Rimnac. Ultra high molecular weight polyethylene: Mechanics,morphology, and clinical behavior. J. of the mechanical behavior of biomedical materials. - 2009 -2 -p. 433-443.

14. Yuan JX. Property and modification of UHMWPE and its application. New Chem Mater 2003; 31: 19-21

15. Guo JM, Zeng XM and Lu YJ. Modification progress of ultrahigh molecular weight polyethylene. Plastics 2005; 34: 24-26

16. Muratoglu OK, Bragdon CR, O'Connor DO, Jasty M, Harris WH. 1999 HAP Paul Award. A novel method of crosslinking UHMWPE to improve wear, reduce oxidation and retain mechanical properties. J Arthroplasty 2001; 16(2): 149-60.2.

17. Muratoglu OK, Bragdon CR, O'Connor DO, Jasty M, Harris WH, Gul R, et al. Unified wear model for highly crosslinked ultrahigh molecular weight polyethylenes (UHMWPE). Biomaterials 1999;20(16):1463-70. 3.

18. McKellop H, Shen F-W, Lu B, Campbell P, Salovey R. Development of an extremely wear resistant ultra-high molecular weight polyethylene for total hip replacements. J Orthop Res 1999; 17(2): 157-67

19. Oral E, Wannomae KK, Hawkins NE, Harris WH, Muratoglu OK. □-Tocopherol doped irradiated UHMWPE for high fatigue resistance and low wear. Biomaterials 2004;25(24):5515-22.

20. Oral E, Christensen S, Malhi A, Wannomae K, Muratoglu O. Wear resistance and mechanical properties of highly crosslinked UHMWPE doped with vitamin E. J Arthroplasty 2006;21(4):580-91

21. Strong, A. B. Plastics: Materials and Processing, 2nd ed. 2000. Upper Saddle River, NJ: Prentice-Hall, Inc

22. Э. Фитцер, P. Дифендорф, И. Калнин и др.. Углеродные волокна и углекомпозиты /. -М. Мир, 1988 - 336 с.

23. С.Симамура и соавт. Углеродные волокна. Перевод с японского М.: Мир, 1987 304 с.

24. Каданцева А.И., Тверской В.А. УГЛЕРОДНЫЕ ВОЛОКНА Учебное пособие Московская государственная академия тонкой химической технологии им. М.В.Ломоносова, 2008, 55 с

25. Ruland, W. General structural features of carbon fibres / W. Ruland et. al. // Int. Conference on carbon fibres, their composites and applications. - London, 1971. -p. 9

26. Fourdeux, A. Electron diffraction and electron microscopy of carbon fibers / A. Fourdeux, R. Perret, W. Ruland // Carbon. - 1969. - Vol. 7. - Iss.6. - p. 723.

27. Jonson, J. // Carbon fibres, their composites and applications - London. -1971.-p. 39

28. Wicks, B. Direct observations of the internal structure of carbon fibers / B. Wicks // J. Mater. Sci. - 1971. - Vol. 6. - № 2.

29. Мелешко, А.И. Углерод, углеродные волокна, углеродные композиты / А.И. Мелешко, С.П. Половников - М: Изд-во «Сайнс-пресс» - 2007. - 192 с.

30. Фенелонов В.Б. Пористый углерод, Новосибирск Ин-т катализа СО РАН 1995,518 с

31. Солдатов, А.И. Структура и свойства поверхности углеродных материалов / А.И. Солдатов // Вестн. Челяб. ун-та. Сер. 4. Химия. - 2001. - № 1. -с. 155- 163.

32. Кобец, Л.П. Влияние поверхностной обработки на свойства углеродных волокон и пластиков на их основе / Л.П. Кобец, Н.В. Полякова, М.А. Кузнецова и др. // Механика полимеров. - 1978. - №4. - с.579 - 582.

33. Солдатов, А.И. Формирование структуры углеродной поверхности при воздействии окислителей / А.И. Солдатов // Вестн. Челяб. ун-та. Сер. 4. Химия. -2004.-№ 1. — с. 81 -94.

34. Bing Xu, Xiaoshu Wang, Yun Lu Surface modification of polyacrylonitrile-based carbon fiber and its interaction with imide Applied Surface Science 253 (2006) 2695-2701

35. Giraldo, L. Synthesis and characterization of activated carbon fibers from kelvar / L. Giraldo, Y. Ladino, J. С M. Pirajanc, M.P. Rodriguez // Eclet. Quim. -2007. - V. 32. - № 4. - p. 55 - 62

36. Zhang, G. The surface analytical characterization of carbon fibers functionalized by H2S04/HN03 treatment / G. Zhang, S. Sun, D. Yang et al // Carbon.-2008.-46.-p. 196-205.

37. Варшавский, В.Я. Углеродные волокна / В.Я. Варшавский - М.: ВИНИТИ, 2005.-498с.

38. Toyoda, М. Intercalation and exfoliation behavior of carbon fibers during electrolysis in H2S04 / M. Toyoda, M. Katoh, M. Inagaki // J. of physic. And Chem. of Solids. - 2004. - 65. - p. 257 - 261.

39. Toyoda, M. Preparation of intercalation compounds of carbon fibers through electrolysis using phosphoric acid electrolyte and their exfoliation / M. Toyoda, A. Yoshinaga, Y. Amao et al. // J. of physic. And Chem. of Solids. - 2006. - 67. - p. 1178-1181.

40. Toyoda, M. Intercalation of nitric acid into carbon fibers / M. Toyoda, M. Katoh, M. Inagaki // Carbon. - 2001. - 39. - p. 2231 - 2237.

41. Toyoda, M Exfoliation of nitric acid intercalated carbon fibers: effects of heat-treatment temperature of pristine carbon fibers and electrolyte concentration on the exfoliation behavior / M. Toyoda, H. Katoh, A. Shimizu, M. Inagaki // Carbon. -2003.-41.-p. 731 -738.

42. Toyoda, M Intercalation of formic acid into carbon fibers and their exfoliation / M. Toyoda, J. Sedlacik, M. Inagaki // Synthetic Metals - 2002. - 130. - p. 39 - 43. .

43. Montes-Moran, M.A. Raman spectroscopy study of HM carbon fibres: effect of plasma treatment on the interfacial properties of single fibre/epoxy composites. Part I: Fibre characterisation / M.A. Montes-Moran, RJ. Young // Carbon - 2002. -40.-p. 845-855.

44. Fukunaga, A. Plasma treatment of pitch-based ultra high modulus carbon fibers / A. Fukunaga, T. Komami, S. Ueda, M. Nagumo // Carbon. - 1999. - 37. - p. 1087- 1091.

45. Liu, D. Surface modification of PBO fibers by argon plasma and argon plasma combined with coupling agents / D. Liu, J. Hu, Y. Zhao et al. // J. of Appl. Polymer Sci. - 2006. - V. 102.-p. 1428- 1435.

46. Перепёлкин K.E. // Химические волокна. 2000. №5. С. 3-16. 2.

47. Маишев Ю.П. // Инженерный журнал. 1999. № 6. С. 58-64. 3.

48. Bruser V., Heintze М., Brandl W., Marginean G., Bubert H. // Diamond and Related Materials. 2004. Vol. 13. Pp. 1177-1181.

49. Labruquere S., Bourrat X., Pailler R., Naslain R. Structure and Oxidation of C/C Composites: Role of the Interface // Carbon. 2001. V. 39. < 7. P. 971-984.

50. Kusakabe K., Sea B.-K., Hayashi J.-I. et al. Coating of Carbon Fibers with Amorphous SiC Films as Diffusion Barriers by Chemical Vapor Deposition with Triisopropylsilane // Carbon. 1996. V. 34. < 2. P. 179-185.

51. Baklanova N.I., Zima T.M., Boronin A.I. et al. Protective Ceramic Multilayer Coatings for Carbon Fibers // Surf. Coat. Technol. 2006. V. 201. < 6. P. 2313-2319.

52. Hui Zhang, Zhong Zhang, Claudia Breidt Comparison of short carbon fibre surface treatmentson epoxy composites I. Enhancement of the mechanical properties Composites Science and Technology 64 (2004) 2021-2029

53. MA Abu Bakar, S Ahmad and W Kuntjoro EFFECT OF GAMMA RADIATION SURFACE TREATMENT TO THE MECHANICAL PROPERTIES OF SHORT CARBON FIBRE REINFORCED EPOXY COMPOSITES Canadian Journal on Scientific and Industrial Research Vol. 1, No. 3, December 2010

54. Shoufan Cao, Hongtao Liu, Shirong Ge, Gaofeng Wu. Mechanical and tribological behaviors of UHMWPE composites filled with basalt fibers // Journal of Reinforced Plastics and Composites 30(4) 347-355, 2011

55. Jin Tong, Yunhai Ma, R.D. Arnell, Luquan Ren. Free abrasive wear behavior of UHMWPE composites filled with wollastonite fibers // Composites: Part A 37 (2006)38-45.

56. Xiong Dangsheng Friction and wear properties of UHMWPE composites reinforced with carbon fiber// Materials Letters.-2005.-V.59.-Issues 2-3.-P. 175-179.

57. L. Scelsi, A. Hodzic, C. Soutis, S. A. Hayes, S. Rajendran, M. A. AlMa'adeed, R. Kahraman. A review on composite materials based on recycled thermoplastics and glass fibres // Plastics, Rubber and Composites 2011 V. 40 N. 1

58. Van de Velde, K. and P. Kiekens. 2001. Influence of fiber surface characteristics on the flax/polypropylene interface. Journal of Thermoplastic Composite Materials 14: 244-260

59. Rosato, D. V., V. D. Rosato and G. M. Rosato. 2000. Injection Molding Handbook, 3rd ed. Norwell, MA: Kluwer Academic Publishers.

60. ASM International. 2003. Characterization and Failure Analysis of Plastics. // Materials Park, OH: The Materials Information Society - International

61. US Patent US 5824411 A Meng Deng, Shalaby W. Shalaby. Self-reinforced ultra-high molecular weight polyethylene composites Published 20. 10. 1998

62. P. K. MALLICK Particulate and Short Fiber Reinforced Polymer Composites Comprehensive Composite Materials 2000, Volume 2; pp. 291±331

63. P. E. McMahon, in: International Encyclopedia of Composites, S. M. Lee (Ed.), p. 187. VCH, New York (1991).

64. Crocker, Natural materials J Materials Technology Volume 23, Issue 3, 2008, Pages 174-178.

65. Monteiro, S.N. , Lopes, F.P.D., Ferreira, A.S., Nascimento, D.C.O. Naturalfiber polymer-matrix composites: Cheaper, tougher, and environmentally friendly (Review) JOM Volume 61, Issue 1, 2009, Pages 17-22

66. Monteiro, S.N. , Lopes, F.P.D., Barbosa, A.P., Bevitori, A.B., Amaral Da Silva, I.L., Da Costa, L.L. Natural lignocellulosic fibers as engineering materials-An overview (Review) Metallurgical and Materials Transactions A: Physical Metallurgy and Materials Science Volume 42, Issue 10, October 2011, Pages 2963-2974

67. Yanjun Xie, Callum A.S. Hill, Zefang Xiao, Holger Militz, Carsten Mai Silane coupling agents used for natural fiber/polymer composites: A review Composites Part A: Applied Science and Manufacturing Volume 41, Issue 7, July 2010, Pages 806-819

68. P.J. Herrera-Franco, A. Valadez-Gonza'lez A study of the mechanical properties of short natural-fiber reinforced composites Composites: Part B 36 (2005) 597-608

69. Hornsby PR, Hinrichsen E, Tarverdi K. Preparation and properties of polypropylene composites reinforced with wheat and flax straw fibres. Part II. Analysis of composite microstructure and mechanical properties. J Mater Sci 1997;32:1009-15

70. Bismarck, A., Baltazar-Y-Jimenez, A., Sarlkakis, K., 2006. Green composites as Panacea? Socio-economic aspects of green materials. Environment, Development and Sustainability 8 (3), 445-463.,

71. Kim, J.-P., Yoon, T.-H., Mun, S.-P., Rhee, J.-M., Lee, J.-S., 2006. Wood-polyethylene composites using ethylene-vinyl alcohol copolymer as adhesion promoter. Bioresource Technology 97 (3), 494-499.

72. Gassan, J., Bledzki, A.K., 2000. Possibilities to improve the properties of natural fiber reinforced plastics by fiber modification - jute polypropylene composites. Applied Composite Materials 7 (5-6), 373-385.

73. Espert, A., Camacho, W., Karlsson, S., 2003. Thermal and thermomechanical properties of biocomposites made from modified cellulose and recycled polypropylene. Journal of Applied Polymer Science 89 (9), 2350-2353.

74. Kim, J.-P., Yoon, T.-H., Mun, S.-P., Rhee, J.-M., Lee, J.-S., 2006. Wood-polyethylene composites using ethylene-vinyl alcohol copolymer as adhesion promoter. Bioresource Technology 97 (3), 494-499.).

75. Alireza Ashori Wood-plastic composites as promising green-composites for automotive industries Bioresource Technology 99 (2008) 4661-4667

76. UHMWPE Biomaterials Handbook Ultra High Molecular Weight Polyethylene in Total Joint Replacement and Medical Devices (Second Edition) Edited by: Steven M. Kurtz, Ph.D. 2009.

77. H.-G. Willert and M. Semlitsch, "Reactions of the Articular Capsule to Wear Products of Artificial Joint Prostheses," J. Biomed. Muter. Res., 11,157-164 ( 1977).

78. Farling G, inventor; Zimmer Inc., assignee. Human body implant of graphitic carbon fiber reinforced ultra-high molecular weight polyethylene. United States Patent No. 4,055,862; 1977.

79. T. M. Wright, T. Fukubayashi, A. H. Burstein The effect of carbon fiber reinforcement on contact area, contact pressure, and time-dependent deformation in polyethylene tibial components Journal of Biomedical Materials Research Volume 15, Issue 5, pages 719-730, September 1981

80. Ainsworth R, Farling G, Bardos D. An improved bearing material for joint replacement prostheses: carbon fiber-reinforced UHMW polyethylene. Trans 3rd Soc Biomater 1977;3:119

81. STERN, L. S. ; MANLEY, M. T. ; PARR, J. ; STULBERG, B.; PRICE, H. ; and REIS, M. : Surface Wear Properties of Clinically Retrieved Ultrahigh Molecular Weight (UHMWPE) and Carbon Reinforced Polyethylene (CRP) Tibial Components. Trans. Orthop. Res. Soc.. 11: 1 17. 1986.

82. Sclippa E, Piekarski K. Carbon fiber reinforced polyethylene for possible orthopedic uses. J Biomed Mater Res 1973 January; 7(l):59-70.

83. Tetik RD, Galante JO, Rostoker W. A wear resistant material for total joint replacement—tissue biocompatibility of an ultra-high molecular weight (UHMW) polyethylene-graphite composite. J Biomed Mater Res 1974 September;8(5):231-50. 15.

84. Groth H, et al. Postmortem analysis of carbon-fiber reinforced UHMWPE and UHMWPE prostheses retrieved from a single subject after a service life of 12 to 15 months. Trans Orthop Res Soc 1978; 186. -

85. Harry E. Groth and "foel M. Shilling, Tissue Response to Carbon-Reinforced Polyethylene " Journal of Orthopaedic Research 1:129-135

86. Rushton N, Rae T. The intra-articular response to particulate carbon fibre reinforced high density polyethylene and its constituents: an experimental study in mice. Biomaterials 1984 November;5(6):352-6.

87. Peterson CD, Hillberry BM, Heck DA. Component wear of total knee prostheses using Ti-6Al-4 V, titanium nitride coated Ti-6Al-4 V, and cobalt-

chromium-molybdenum femoral components. J Biomed Mater Res 1988;22(10):887-903.

88. Wright TM, Rimnac CM, Faris PM, Bansal M. Analysis of surface damage in retrieved carbon fiber-reinforced and plain polyethylene tibial components from posterior stabilized total knee replacements. J Bone Joint Surg [Am] 1988;70(9): 1312-19.

89. Wright TM, Astion DJ, Bansal M, Rimnac CM, Green T, Insall JN, et al. Failure of carbon fiber-reinforced polyethylene total kneereplacement components. A report of two cases. J Bone Joint Surg [Am] 1988;70(6):926-32.

90. Busanelli L, Squarzoni S, Brizio L, Tigani D, Sudanese A. Wear in carbon fiber-reinforced polyethylene (poly-two) knee prostheses. La Chirurgia degli organi di movimento 1996;81(3):263-7., 3, 9

91. Kurtz SM, Muratoglu OK, Evans M, Edidin AA. Advances in the processing, sterilization, and crosslinking of ultra- high molecular weight polyethylene for total joint arthroplasty. Biomaterials 1999;20(18):1659-88.

92. Xiong D. Friction and wear properties of UHMWPE composites reinforced with carbon fiber. Mater Lett 2005;59:175-9.

93. McKellop H. Wear of artificial joint materials II. Twelve-channel wear-screening device: correlation of experimental and clinical results. Eng Med 1981;10(3):123-36.

94. Connelly GM, Rimnac CM, Wright TM, Hertzberg RW, Manson JA.Fatigue crack propagation behavior of ultrahigh molecular weight polyethylene. J Orthop Res 1984;2(2): 119-25.

95. Parr J. Personal communication. Memphis; 2008

96. Tony McNally, Peter Boyd, Caroline McClory, Daniel Bien, Ian Moore, Bronagh Millar,John Davidson, Tony Carroll Recycled Carbon Fiber Filled Polyethylene Composites Journal of Applied Polymer Science, Vol. 107, 2015-2021 (2008)

97. S.J. Pickering, Recycling technologies for thermoset composite materials -current status, Composites Part A: Applied Science and Manufacturing 37 (2006) 1206-1215.

98. L.O. Meyer, K. Schulte, E. Grove-Nielsen, CFRP-recycling following a pyrolysis route: process optimization and potentials, Journal of Composite Materials 43 (9) (2009) 1121-1132.

99. Liu, Y.; Meng, L.; Huang, Y.; Du, J. J Appl Polym Sci 2004, 95, 1912

100. Kouparitsas, C. E.; Kartalis, C. N.; Varelidis, P. C.; Tsenoglou, C. J.; Papaspyrides, C. D. Polym Compos 2002, 23, 682

101. Markov, A.; Fiedler, B.; Schulte, K. Compos A 2006, 37,1390,

102. Shoufan Cao, Hongtao Liu, Shirong Ge, Gaofeng Wu Mechanical and tribological behaviors of UHMWPE composites filled with basalt fibers Journal of Reinforced Plastics and Composites 30(4) 347-355

103. J. M. HOFSTE", H. H. G. SMIT and A. J. PENNINGS, Polym. Bull. 37 (1996) 385.

104. J. M. HOFSTE" , J. A. SCHUT, A. J. PENNINGS The effect of chromic acid treatment on the mechanical and tribological properties of aramid fibre reinforced ultra-high molecular weight polyethylene composite JOURNAL OF MATERIALS SCIENCE: MATERIALS IN MEDICINE 9 (1998) 561D 566

105. J. K. LANCASTER, J. Appl. Phys. J. Phys. D 1 (1968) 549. 51.

106. K. TANAKA and S. KAWAKAMI, Wear 79 (1982) 221. 52. T. A. BLANCHET, Tribol. Transact. 38 (1995) 821

107. J. WANG, D. FENG, H. WANG, M. REMBOLD and F. THOMMEN, J. Appl. Polym. Sci. 50 (1993) 585.

108. T. YASUDA, M. MIYAMA and H. YASUDA, Langmuir 8 (1992) 1425.

109. Jin Tong, Yunhai Ma, R.D. Arnell, Luquan Ren Free abrasive wear behavior of UHMWPE composites filled with wollastonite fibers Composites: Part A 37 (2006) 38-45

110. Venkata S. Chevali, Gregg M. Janowski Flexural creep of long fiber-reinforced thermoplastic composites: Effect of processing-dependent fiber variables on creep response Composites: Part A 41, 2010.

111. Vaz CM, Reis RL, Cunha AM. Use of coupling agents to enhance the interfacial interactions in starch-EVOH/hydroxylapatite composites. Biomaterials 2002;23:629-35.

112. Ramanathan T, Abdala AA, Stankovich S, Dikin DA et. all. Prud'homme RK, Brinson LC. Functionalized graphene sheets for polymer nanocomposites. Nat Nanotechnol 2008;3:327-31.

113. Severinia F., Formarob L., Pegoraroa M., Poscac L. Chemical modification of carbon fiber surfaces //Carbon 40 (2002) 735-741

114. Shibagaki K., Motojima S., Umemoto Y., Nishitanib Y. Outermost surface microstructure of as-grown, heat-treated and partially oxidized carbon microcoils // Carbon. 39 (2001), 1337-1342.

115. Salavagione HJ, Martinez G. Importance of covalent linkages in the preparation of effective reduced graphene oxide-poly(vinyl chloride) nanocomposites. Macromolecules 2011;44:2685-92.

116. Äkos Kmetty, Tamäs Bäräny, Jözsef Karger-Kocsis. Self-reinforced polymeric materials: A review Progress in Polymer Science 35 (2010) 1288-1310

117. Kim HS, Lee BH, Choi SW, Kim S, Kim HJ. The effect of types of maleic anhydride-grafted polypropylene (MAPP) on the interfacial adhesion properties of bio-flour-filled polypropylene composites. Compos Part A-Appl S 2007;38:1473-82.

118. Rafiee MA, Rafiee J, Srivastava I, Wang Z, Song H, Yu ZZ, Koratkar N. Fracture and fatigue in graphene nanocomposites. Small 2010;6:179-83.

119. Flores A, Poeppel A, Riekel C, et al. Evidence of a transcrystalline interphase in fiber PE homocomposites as revealed by microdiffraction experiments using synchrotron radiation. J Macromol Sei Phys 2001;B40(5):749-61.

120. Linda Vaisman, M. Fernanda Gonza'lez, Gad Marom Transcrystallinity in brominated UHMWPE fiber reinforced HDPE composites: morphology and dielectric properties Polymer 44 (2003) 1229-1235

121. M. Folkes and S. Hardvich. J. Mater. Sci. Lett. 6, 656 (1987).

122. Hui Quan, Zhong-Ming Li, Ming-Bo Yang, Rui Huang On transcrystallinity in semi-ciystalline polymer composites Composites Science and Technology 65 (2005) 999-1021

123. Li LY, Li CY, Ni CY. Polymer crystallization-driven, periodic patterning on carbon nanotubes. J Am Chem Soc 2006;128:1692-9.

124. Wang W, Qi Z, Jeronimidis G. Studies on interface structure and crystal texture of poly (ether-ether-ketone)-carbon fibre composite. J Mater Sci 1991;26:5915-20

125. Wang C, Liu CR. Transcrystallization of polypropylene composites: nucleating ability of fibres. Polymer 1999;40:289-98.

126. Nanying Ning, Sirui Fu, Wei Zhang, Feng Chen, Ke Wang, Hua Deng, Qin Zhang, Qiang Fu Realizing the enhancement of interfacial interaction in semicrystalline polymer/filler composites via interfacial crystallization Progress in Polymer Science 37 (2012) 1425- 1455

127. Choudhury A. Isothermal crystallization and mechanical behavior of ionomer treated sisal/HDPE composites. Mater Sci Eng A2008;491:492-500.

128. Carvalho, W. S. and Bretas, R. E. S. THERMOPLASTIC/CARBON FIBRE COMPOSITES: CORRELATION BETWEEN INTERPHASE MORPHOLOGY AND DYNAMIC MECHANICAL PROPERTIES Eur. Polym. J. 1990, 26, 817,

129. Lee BG, Lee S, Via BK. Influence of surface morphology of the kraft pulp fibers on the growth of the transcrystalline layer of polypropylene. J Appl Polym Sci 2010;116:1958-66.

130. Zhang R, Huang Y, Min M, Gao Y, Yu X, Lu A, Lu Z. Isothermal crystallization of pure and glass fiber reinforced poly (phenylene sulfide) composites. Polym Compos 2009;30:460-6.

131. Yuan Q, Bateman SA, Friedrich K. Thermal and mechanical properties of PAN-and pitch-based carbon fiber reinforced PEEK composites. J Thermoplast Compos 2008;21:323-36

132. Waddon A J, Hill M J, Keller A, Blundell D J 1987 On the crystal texture of linear polyaryls (PEEK, PEK and PPS). J. Mater. Sci. 22, 1773±84

133. Polymer Transcrystallinity in Composites Encyclopedia of Materials: Science and Technology (Second Edition), 2001, Pages 7535-7540 R.J. Young, M. Heppenstall-Butler

134. Cartledge HCY, Baillie CA. Studies of microstructural and mechanical properties of nylon/glass composite. Part I. The effect of thermal processing on crystallinity, transcrystallinity and crystal phases. J Mater Sci 1999;34(20):5099-111.

135. Avella M, Delia Volpe G, Martuscelli E, Raimo M 1992 Transcrystallinity phenomena in a polypropylene Kevlar fiber system. 1. Influence of crystallization conditions. Polym. Eng. Sci. 32, 376±82

136. Thomason J L, van Rooyen A A Transcrystallized interphase in thermoplastic composites. 2. Influence of interfacial stress, cooling rate, fiber properties and polymer molecular weight. J. Mater. Sci. 1992 27, 897±907

137. Thomason J L, van Rooyen A A 1992a Transcrystallized interphase in thermoplastic composites. 1. Influence of fiber type and crystallization temperature. J. Mater. Sci. 27, 889±96

138. Von Lacroix F, Werwer M, Schulte K. Solution impregnation of polyethylene fibre/polyethylene matrix composites. Composites A 1998;29(4):371-6

139. He TB, Porter RS. Melt transcrystallization of polyethylene on high modulus polyethylene fibers. J Appl Polymer Sci 1988;35(7): 1945-53.

140. Carvalho, W. S. and Bretas, R. E. S. THERMOPLASTIC/CARBON FIBRE COMPOSITES: CORRELATION BETWEEN INTERPHASE MORPHOLOGY AND DYNAMIC MECHANICAL PROPERTIES Eur. Polym. J. 1990, 26, 817.

141. Friedrich K, Ueda E, Kamo H, et al. Direct electron microscopic observation of transcrystalline layers in microfibrillar reinforced polymer-polymer composites. J Mater Sci 2002;37(20):4299-305.

142. Zafeiropoulos NE, Varelidis PC, Papaspyrides CD, et al. Characterisation of LDPE residual matrix deposited on glass fibres by a dissolution reprecipitation recycling process. Compos Part A-Appl S 1999;30(7):831-8.

143. Cho K, Kim D, Yoon S. Effect of substrate surface energy on transcrystalline growth and its effect on interfacial adhesion of semicrystalline polymers. Macromolecules 2003;36(20):7652-60.

144. Flores A, Poeppel A, Riekel C, et al. Evidence of a transcrystalline interphase in fiber PE homocomposites as revealed by microdiffraction experiments using synchrotron radiation. J Macromol Sei Phys 2001;B40(5):749-61.

145. Zhang MQ, Xu JR, Zhang ZY, et al. Effect of transcrystallinity on tensile behaviour of discontinuous carbon fibre reinforced semicrystalline thermoplastic composites. Polymer 1996;37(23):5151-8.

146. R.J. Young, M. Heppenstall-Butler, Heppenstall-Butler M, Bannister D J, Young R J 1996 A study of transcrystalline polypropylene} single-aramid fibre pull-out behavior using Raman spectroscopy. Composites 27, 833±8,

147. Wu CM, Chen M, Karger-Kocsis J. Effect of micromorphologic features on the interfacial strength of iPP/Kevlar fiber microcomposites. Polymer 2001;42:199-208

148. Alon Y, Marom G. On the □ transition in high density polyethylene: the effect of transcrystallinity. Macromol Rapid Commun 2004;25:1387-91

149. Cho K, Kim D, Yoon S. Effect of substrate surface energy on transcrystalline growth and its effect on interfacial adhesion of semicrystalline polymers. Macromolecules 2003;36:7652- 60.

150. Moon C. The effect of interfacial microstructure on the interfacial strength of glass fiber/polypropylene resin composites. J Appl Polym Sei 1994;54:73-82

151. Henson, F. 1997. Plastic Extrusion Technology, 2nd ed. New York. NY: Hanser Publishers

152. ASM International. 2003. Characterization and Failure Analysis of Plastics. Materials Park, OH: The Materials Information Society - International

153. Advani, S. G. and E. M. Sozer. 2002. Process Modeling in Composites Manufacturing. New York, NY: Marcel Dekker, Inc.

154. Dubois, J. H. and W. J. Rederich. 1974. Plastics. New York, NY: van Nostrand Reinhold Company

155. Rosato, D. V., V. D. Rosato and G. M. Rosato. 2000. Injection Molding Handbook, 3rd ed. Norwell, MA: Kluwer Academic Publishers

156. W. C. Chang, E. Harkin-Jones, M. Kearns, and M. McCourt Multilayered Glass Fibre reinforced Composites In Rotational Moulding AIP Conf. Proc. 1353, pp. 708-713,2011.

157. B.G. Wisley, Antec'99: Platics Bridging the Millennia, Conference Proceedings, 1487 (1999).

158. . RJ. Crawford, A. Robert, Asian-Australian Conference on Composite Materials (ACCM-3), 3rd, 1 (2002).

159. Chen, J., Yang, W., Yu, Guo-Ping, Wang, M., Ni, Hai-Ying, Shen, Kai-Zhi, 2008. Continuous extrusion and tensile strength of self-reinforced HDPE/UHMWPE sheet. Journal of Materials Processing Technology 202, 165-169.

160. Ruan S, Gao P, Yu TX. Ultra-strong gel-spun UHMWPE fibers reinforced using multiwalled carbon nonatubes. Polymer 2006;47:1604-11.

161. Bin Y, Xu C, Zhu D, Matsuo M. Electrical properties of polyethylene and carbon black particle blends prepared by gelation/crystallization from solution. Carbon 2002;40:195-9.

162. Xu C, Bin Y, Agari Y, Matsuo M. Morphology and electrical conductivity of cross-linked polyethylene-carbon black blends prepared by gelation/crystallization from solution. Colloid Polym Sci 1998;276:669-79.

163. Ying Xi, Hisako Ishikawa, Yuezhen Bin, Masaru Matsuo Positive temperature coefficient effect of LMWPE-UHMWPE blends filled with short carbon fibers. Carbon 42 (2004) 1699-1706

164. Ishida T., Tamaru S. Mechanical alloying of polymer/metal systems // Journal of Materials Science Letters.-1993.-V.12.-P.1851-1853.

165. Zhu Y.G, Li Z.Q, Zhang D. et al. PET/Si02 nanocomposites prepared by cryomilling // Journal of Polymer Science Part B: Polymer Physics.-2006.-V.44.-№ 8.-P.1161-1167.

166. Wang G., Chen Y., Wang Q. Structure and properties of poly(ethylene terephthalate)/Na+-montmorillonite nanocomposites prepared by solid state shear

milling (S3M) method // Journal of polymer science. Part B. Polymer physics.-2008.-V.46.-№ 8.- P.807-817.

167. Huang H. Structure Development and Property Changes in HighDensity Polyethylene/Calcium Carbonate Blends During Pan-Milling // Journal of Applied Polymer Science.-1999.-V.74.-№ 6.-P.1459-1464.

168. Huang H. Structure development and property changes in high density polyethylene during pan-milling // Journal of Applied Polymer Science - 2000-V.78.-№ 11.-P.2016-2024.

169. Stranz M., Koster U., Katzenberg F. Stress Induced Formation of Metastable Phases in Semi-Crystalline Polymers During Cryogenic Mechanical Milling // Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials.-2005.-V.24-25.-P.463-466.

170. Fonta J., Muntasell J., Cesari E. Cold-crystallization of poly(ether-ether-ketone) amorphized by ball milling // Materials Research Bulletin.-2001.-V.36.-P.l665-1673.

171. Esterly D., Love B. Phase transformation to P-poly(vinylidene fluoride) by milling // Journal of Polymer Science Part B: Polymer Physics.-2004.-V.42.-№ 1-P.91-97.

172. Stranz M., Koster U. Accelerated crystal growth in cryogenic mechanically milled polymers and polymer blends // Journal of Alloys and Compounds-2007-V.434-435.- P.447-450.

173. E. Sclippa, M.S.Sc. Thesis, University of Waterloo, 1971

174. GUR® ultra-high molecular weight polyethylene (PE-UHMW), www.ticona.com.

175. A.B. Тихомиров, A.A. Аксенов, E.B. Шелехов, С.Д. Калошкин, В.Ю. Задорожный, Ю.А, Скаков, Г.С. Миловзоров "Расчет и измерение фоновой температуры механического легирования в планетарной мельнице с шаровой загрузкой и квазицилиндрическим мелющим телом" // Изв. Вузов. Цветная металлургия, 2008, № 3.

176. В.В. Чердынцев, Л.Ю. Пустов, С.Д. Калошкин, И.А. Томилин, Е.В. Шелехов "Расчет энергонапряженности и температуры в планетарном механоактиваторе" // Материаловедение, 2000, №2, с.18 - 23; №3, с.22 - 26.

177. L.Yu. Pustov, S.D. Kaloshkin, V.V. Tcherdyntsev, I. A. Tomilin, E.V.Shelekhov, A.I.Salimon "Experimental measurement and theoretical computation of milling intensity and temperature for the purpose of mechanical alloying kinetics description" // Mater. Sci. Forum., 2001, vol. 360-362, pp. 373 — 378.

178. Максимкин А. В., Калошкин С. Д., Чердынцев В. В., Ергин К. С., "Влияние механоактивационной обработки на фазовый состав и механические свойства сверхвысокомолекулярного полиэтилена" // Деформация и разрушение материалов. - 2010. - № 12. - С. 10-14.

179. P. Gao, Man Ken Cheung and Т. Y. Leung. Effects of compaction pressure on cohesive strength and chain mobility of low temperature compacted nascent UHMWPE/ZPolymer, Vol. 37 No. 15, pp. 3265-3272, 1996

180. Wunderlihc В., Cormier С. M. Heat of fusion of polyethylene// Journal of Polymer Science. - 1967. - V. A2. - N5. - P. 987-988

181. Карпинос, Д.М.; Тучинский, Л.И.; Вишняков, Л.Р. Новые композиционные материалы. Киев: Высшая школа 312 страниц; 1977 г

182. Липатов Ю. С., Шилов В. В., Гомза Ю. П., Кругляк Н. Е. Рентгенографические методы изучения полимерных систем. Киев: Наукова думка, 1982. 296 с.

183. A. Maksimkin, S. Kaloshkin, М. Zadorozhnyy, V. Tcherdyntsev Comparison of shape memory effect in UHMWPE for bulk and fiber state // Journal of Alloys and Compounds (2013), http://dx.doi.Org/10.1016/j.jallcom.2012.12.014

184. Максимкин A.B. Структурные особенности формирования нанокомпозиционных материалов при твердофазном синтезе: дис. канд. физ,-мат. наук: 01.04.07./Максимкин Алексей Валентинович.-М.,-2013.-157 с.

185. Shin S, Jang J, Yoon S-H, Mochida I. A study on the effect of heat treatment on functional groups of pitch based activated carbon fiber using FTIR. // Carbon. 1997. V.35. P. 1743-93

186. Boudou JP, Paredes JI, Cuesta A, M-Alonso A, Tascon JM. Oxygen plasma modification of pitch-based isotropic carbon fibers. // Carbon. 2003. V.41 P.41-56.

187. Fu R, Liu L, Huang W, Sun P-C. Studies on the structure of activated carbon fibers activated by phosphoric acid. // J Appl Polym Sci. 2003. V. 87. P.2253-61.

188. Годовский Ю. К. Теплофизические методы исследования полимеров. М., Химия, 1976,216 с.

189. N.C Parasnis, К. Ramani Analysis of the effect of pressure on compression moulding of UHMWPE // J. of Materials Sci. Materials in medicine -1998- V.9 - P. 165-172

190. Margaret F. Talbott, George S. Springer and Lars A. Berglund The Effects of Crystallinity on the Mechanical Properties of PEEK Polymer and Graphite Fiber Reinforced PEEK Journal of Composite Materials 1987 21: 1056

191. Ying Xi, Hisako Ishikawa, Yuezhen Bin, Masaru Matsuo Positive temperature coefficient effect of LMWPE-UHMWPE blends filled with short carbon fibers. Carbon 42 (2004) 1699-1706

192. Shoufan Cao, Hongtao Liu, Shirong Ge, Gaofeng Wu Mechanical and tribological behaviors of UHMWPE composites filled with basalt fibers Journal of Reinforced Plastics and Composites 30(4) 347-355 2011

193. Бартенев Г.М., Лаврентьев В.В. Трение и износ полимеров Ленинград, Химия, 1972.-240 с.

194. http://www.poliks.ru/newmaterials/grafit/

195. http://www.graphitel.ru/index.php?id=312

ПРИЛОЖЕНИЕ А. АКТ ВНЕДРЕНИЯ И ЗАЩИТА ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ

УТВЕРЖДАЮ 11роректор по науке и

АКТ

внедрении результатов диссертационной работы аспиранта кафедры «Физической химии» Чукова Дилюса Ирековича

Настоящий акт свидетельствует о том, что основные результаты диссертационной работы «Формирование структуры и свойств композиционных материалов на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена, армированных углеродными волокнами», представленной на соискание ученой степени кандидата технических наук, в частности, разработанный метод введения волокнистых наполнителей в термопластичный полимер, обладающий высокой вязкостью расплава, используются в научно-исследовательском процессе НИЦ «Композиционных материалов», НИ ГУ «МИСиС», а также могут быть полезны для студентов, аспирантов и специалистов, занимающихся исследованиями в области создания и применения полимерных композиционных материалов.

Результаты работы внедрялись при выполнении ГК № 16,513.11.3029 от 22 апреля 201 I года.

"Зав. кафедры «Физической химии»

Астахов М.В.

Директор

НИЦ «Композиционных материалов»

Калошкин С.Д.

РШХШЗЙОШК #ЗДШ!1РА1ЩШШ

•мммш

НА ИЗОБРЕТЕНИЕ

№ 2500697

СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ композиционных МАТЕРИАЛОВ НА ПОЛИМЕРНОЙ ОСНОВЕ, АРМИРОВАННЫХ УГЛЕРОДНЫМИ ВОЛОКНАМИ

Патентообладатель^ )!!): Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального обраювания "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" (НИТЬ "МИСиС") (RU)

Автор(ы): см. на обороте

•Заявка .Vs 2012126857

Приоритет июбрегения 27 июня 2012 г.

.'i.ipi'i in грировано в 1 осударствешюм рттрс

н KiúpcTi'Hüii l'dCTinicKdii (Федерации 10 декабря 2013г.

(.'рок .u-Ги'ч имя натеши m ichaci 27 июня 2032 Г,

l'i/himii<ht/nc iii Федеральной служИи пи ипте.гп-шуалыюй соСнтпеншкти

li.il. Симонов

РОС СИ Й СКЛЯ ФВД Ш'Л 1ДИЯ

(19)

ки

(II)

'У КПП £

Ши

(13)

С1

(51) МПК

С081, 23/06 (2006.01) СОН/ 5/04 ( 2006 01) ГОН./ 5/ГЛ5 (2006.01 ) СУУЛ'А" .?/№/ (2006.01) В02С 18/00 (2006.01 )

ФЕДЕРАЛЬНАЯ СЛУЖЬА ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСГВЕННОС I И

!| ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

()(22) Заявка 2012126857/05, 27.06.2012

И Даш начала оючеш срока действия пак-н 1а 27.06.2012

ЖОригег(Ы):

!) Дата полами ¡аяики: 27.06.2012

>) Опубликовано 10.12.2013 Ьюл. № 34

5) Список документов, цитированных в отчете о

иске: ил 41868 и 1, 10.06.2009. К и 2403269 С2, 10.11.2010. Ки 2347791 С1, 27.02 2009 Ш 6172163 В1, 09.01.2(Ю1. Ш 4944974 Л1, 31.07.1990.

(реедля переписки:

119049, Москва, Ленинский пр-кт, 4, НИ'ГУ "МИСиС", Д.И. Чукову

(72) Лвтор(ы):

Чуков Дилюс Иреконич (КИ). Калошкин Сергей Дмитриевич (Ки). Чсрдынцек Виктор Викторович (ГШ). С'тспашкин Андрей Александрович (КI/). Максимкин Алексей Валентинович (К11)

(73 > Патентообладателеи):

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" (НИТУ "МИСиС") (Ки)

ЦСПОСОЫЮЛУЧЕНИЯ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ПОЛИМЕРНОИ :новн, АРМИРОВАННЫХ УГЛЕРОДНЫМИ ВОЛОКНАМИ

(57) Форму 1а изобретения Способ получения композиционного материала на основе

ерхвысокомолскулярного поли п илена, армированного углеродными волокнами, со епеныо наполнения не более 30 мас.%. отличающийся тем. что формование шпозита осуществляется твердофазным деформационным методом, который .ключасгся в совместном помоле порошка термопласта и \т леродных волокон в )жевой мельнице, а получение монолитных образцов из композиционного порошка ¡ализуют методом термопрессования при темпера туре 160 С и давлении 60 МПа.

70 С

го сл о о

СП Ю

о

Стр 1