Структурные аспекты получения нанокомпозитов методом крейзинга кристаллических полиолефинов в растворах полиэтиленоксида тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.06, кандидат наук Ярышева, Алена Юрьевна

• Ярышева, Алена Юрьевна
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Ярышева, Алена Юрьевна

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Пластическая деформация кристаллических полимеров

1.2 Деформация кристаллических полимеров в жидких

средах по механизму крейзинга

1.3 Крейзинг как способ создания полимер-полимерных нанокомпозитов

ГЛАВА 2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

ГЛАВА 3. ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИИ ПЭВП, ПП В АДСОРБЦИОННО-АКТИВНОЙ СРЕДЕ И В РАСТВОРАХ ПОЛИЭТИЛЕНОКСИДА

3.1 Характеристика исходной структуры ПЭВП и ПП

3.2 Деформация ПЭВП и ПП в адсорбционно-активной

среде и в растворах полиэтиленоксида

3.3 Исследование структуры ПЭВП и ПП, деформированных в адсорбционно-активной среде,

методом атомно-силовой микроскопии

ГЛАВА 4. ОСОБЕННОСТИ ПРОНИКНОВЕНИЯ ПЭО В ПОЛИМЕРНЫЕ МАТРИЦЫ ПЭВП И ПП ПРИ ПОЛУЧЕНИИ НАНОКОМПОЗИТОВ МЕТОДОМ

КРЕЙЗИНГА

ГЛАВА 5. СТРУКТУРА ПОЛИМЕР-ПОЛИМЕРНЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ ПЭВП-ПЭО, ПП-ПЭО

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структурные аспекты получения нанокомпозитов методом крейзинга кристаллических полиолефинов в растворах полиэтиленоксида»

ВВЕДЕНИЕ

В последние годы происходит интенсивное развитие научных направлений, связанных с получением многокомпонентных гетерофазных полимерных систем. Основной трудностью, препятствующей прогрессу в этой области, является термодинамическая несовместимость большинства полимеров. Для преодоления этой проблемы продуктивным подходом является получение полимер-полимерных нанокомпозитов, то есть создание устойчивых многокомпонентных систем с высоким уровнем взаимной дисперсности.

Деформирование аморфных стеклообразных и кристаллических полимеров в адсорбционно-активных жидких средах осуществляется по механизму крейзинга и сопровождается развитием фибриллярно-пористой структуры наноразмерного уровня. Крейзинг происходит при непрерывном заполнении образующейся пористой структуры окружающей средой, поэтому растворенные в ней низко- и высокомолекулярные вещества при определенных условиях способны проникать в поры деформируемого полимера с образованием нанокомпозитов. Исследование деформирования кристаллических полимеров в растворах высокомолекулярных соединений до настоящего времени не проводили, хотя такая работа является особенно актуальной для установления возможности получения полимер-полимерных высокодисперсных композитов с однородным распределением компонентов.

При исследовании особенностей крейзинга полимеров в растворах высокомолекулярных соединений большое значение имеют данные о структуре деформированных полимеров, поскольку она определяет возможность проникновения макромолекул в нанопоры, а также задает структуру самого нанокомпозита. Однако при описании крейзинга полимеров существуют определенные трудности, связанные с отсутствием

прямых микроскопических данных о «нативной» структуре деформированных полимеров, то есть в присутствии адсорбционно-активной жидкости и в условиях, исключающих усадку, что делает актуальным поиск новых методик исследования.

Преимуществом крейзинга является возможность создания нанокомпозитов, которые невозможно получить смешением полимеров через раствор или расплав. В связи с этим был интересен выбор в качестве объектов исследования несовместимых полимеров: гидрофильного полиэтиленоксида и гидрофобных полиэтилена высокой плотности и изотактического полипропилена. Постановка работы также связана с фундаментальными научными проблемами, поскольку рассматривает вопросы транспорта и кристаллизации высокомолекулярных соединений в ограниченном наноразмерном пространстве.

Таким образом, целью данной работы было исследование особенностей деформирования кристаллических полиолефинов в адсорбционно-активной среде и в растворах полиэтиленоксида, чтобы установить возможность получения полимер-полимерных нанокомпозитов методом крейзинга, а также выявить факторы, которые могут влиять на этот процесс.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Пластическая деформация кристаллических полимеров

Кристаллические полимеры - это большой класс высокомолекулярных соединений, к которым относятся многие широко используемые в технике и быту полимеры, поэтому изучение процессов их пластической деформации имеет важное фундаментальное и прикладное значение. Наибольшее внимание в литературе уделяется исследованию кристаллических полиолефинов на основе полиэтилена и полипропилена. Любой кристаллический полимер является частично кристаллическим, соответственно имея в своем составе две разные по строению и механическим свойствам фазы - жесткую кристаллическую (ламели, сферолиты) и податливую аморфную, которая в зависимости от температуры может находиться в разных состояниях (стеклообразном, высокоэластическом). Естественно, что механизмы пластической деформации в разных фазах должны существенно отличаться, а деформация всего полимерного материала в целом является суммарной величиной деформаций в кристаллической и аморфной фазах, связанных большим количеством проходных цепей (20-60% цепей являются проходными [1]) и взаимно влияющих друг на друга. Многообразие и сложность кристаллической структуры полимеров привели к тому, что в литературе рассматривается большое количество моделей и механизмов деформации, представленных в обзорах [2-8]. Согласно литературным данным, процессы, которые сопровождают деформацию кристаллических полимеров, весьма многообразны: раздвижение, скольжение, изгиб ламелей, их переориентация, фрагментация, микрофибриллизация, локальное плавление, мартенситные превращения, кристаллизация под действием напряжения, появление кавитаций и т.д.

Основные вопросы, которые возникают при обсуждении деформации кристаллических полимеров - это превращение сферолитной или

ламелярной морфологии в фибриллярную. Можно выделить три основные модели, которые предлагались для объяснения процессов кристаллической пластичности: модель Петерлина [2, 9, 10], модель плавления-рекристаллизации [7, 11] и кристаллографическая модель [3, 4]. Модель Петерлина исходит из предположения, что деформация кристаллитов происходит через стадию образования микрошеек. Ламели разрушаются на блоки, которые в свою очередь поворачиваются осью с в направлении вытяжки и встраиваются в фибриллы. Необходимым условием таких , поворотов и перестроек является возникновение кавитаций - микропор, которые обеспечивают свободу перемещения блоков. Однако оказалось, что кавитации наблюдаются только для случаев растяжения, а деформация и превращение исходной структуры полимера в структуру новой морфологии в режиме плоскодеформационного сжатия происходят без кавитаций [3, 12].

Модель плавления-рекристаллизации основана на предположении, что реализация превращений, происходящих с исходной структурой кристаллических полимеров, возможна только при частичном переходе кристаллитов в фазу расплава, дальнейшая рекристаллизация которого приводит к новой морфологии полимера. Основополагающая идея этой модели состоит в понижении температуры плавления полимера под действием напряжения. Согласно этой модели макроскопический предел текучести наступает в тот момент, когда первые наиболее подходящие кристаллиты начинают «плавиться» под действием внешней силы.

Кристаллографические модели [3, 13-19] основываются на том, что полимерные кристаллы деформируются по классическим кристаллографическим законам, то есть путем сдвигов по избранным кристаллографическим плоскостям, и все превращения в кристаллической фазе связаны с зарождением и движением дислокаций, то есть основными элементарными носителями пластической деформации в кристаллах на

микроуровне являются дислокации. Легкость их зарождения и движения обеспечивает способность кристаллов к деформациям. В кристаллографической модели пластической деформации полимерных кристаллов большая роль отводится скольжению, которое происходит с сохранением первоначальной кристаллографической симметрии и только по плоскостям, содержащим главные оси макромолекул. Кроме скольжения в кристаллах возможны также мартенситные превращения и двойникование [3, 15, 18, 20-22], хотя именно скольжением согласно кристаллографической модели в полимерных кристаллах достигаются наибольшие деформации вплоть до превращения ламелей в фибриллы.

Несмотря на обилие экспериментальных и литературных данных в настоящее время нет общепризнанной, экспериментально подтвержденной модели превращения ламелярной морфологии в фибриллярную.

Начиная с работ Петерлина [2, 9, 10], во многих моделях рассматривается роль кавитаций в пластичности кристаллических полимеров. Кавитация - это явление локальной неустойчивости, появление в структуре полимеров микропустот, обычно при их растяжении или сдвиге. Наиболее полно вопросы зарождения и развития кавитаций при деформировании кристаллических полимеров представлены в работах Галески и Полака [5, 23-28]. Было установлено, что зарождение кавитаций происходит в области предела текучести, их появление связано со снятием стеснения деформации аморфной компоненты в результате начала деформации кристаллической компоненты. Новая фибриллярная морфология возникает на стадии деформационного размягчения в области предела текучести. Связанные процессы образования микропор в аморфной фазе и фрагментация ламелей ослабляют взаимное стеснение фаз и облегчают молекулярную подвижность цепей в обеих фазах. Однако до сих пор нет ясного

представления, являются ли кавитации причиной или следствием пластической деформации кристалилческих полимеров [5, 29-31].

В работе [23] было показано, что увеличение свободного объема полимера приводит к интенсификации кавитационных процессов. На основании этих данных авторы предполагают, что зарождение кавитаций связано с флуктуациями свободного объема макромолекул под действием напряжения при растяжении. На макроуровне появление кавитаций выражается в побелении образцов при степени вытяжки близкой к пределу текучести [24]. Наиболее подробную информацию о размерах и форме микропустот дают данные малоуглового рентгеноструктурного анализа. На рис. 1 представлена предполагаемая модель структурных перестроек при одноосной вытяжке ПЭВП в совокупности с появлением кавитаций и изменением формы микропустот [32].

ККГ

АК

ккГ

Нсдсфорнкроывкмй образец

Ориентация цепей о АК Картина ыалоуглоного у г рзсссгахх

Ж О

Зацеплениял I

Область упругости

Ось рдгпжевкя

О

• Пары

Ухс№

Мерядпаиовое ргоссжяис от пар

о и

Дсфорьсщвопвос рйхыягзенве

.СЁЬ

/

Эхп зтор илл ьи ос рзссснхис от пор

о

Плато олаглачлостп

Рисунок 1. Схема возникновения кавитаций в межламелярном пространстве при деформации ПЭВП [4, 32].

Видно, что при достижении предела текучести (области yield) появляется меридиональное рассеяние от микропустот, а после спада напряжения в области деформационного размягчения вследствие фрагментации ламелей и разрушения кристаллического каркаса, пустоты постепенно принимают форму щелей, ориентированных длинной стороной в направлении вытяжки, что приводит к появлению экваториального рассеяния.

На механизм деформации кристаллических полимеров оказывает влияние множество факторов: скорость деформации, температура, молекулярный вес, структура полимера. В свою очередь и кавитации, как часть процесса деформации, зависят от факторов, связанных с условиями деформации и характеристиками структуры. В работах [33-35] сообщается о возникновении кавитаций в ПЭВП, изотактическом ПП, полиметиленоксиде ПМО, в то же время в ПЭНП и сополимере этилен-октена кавитаций при деформации не наблюдалось. Установлено, что объем кавитаций, возникающих в кристаллическом полимере при деформировании, зависит от его первоначальной морфологии и степени кристалличности. Например, для ПЭВП в зависимости от термической предистории образцов (отжиг, рекристаллизация, скорость охлаждения) возможно несколько вариантов: гомогенные кавитации по всему образцу, гетерогенные кавитации, локализованные в шейке, и отсутствие кавитаций [29]. Параметром, определяющим возможность возникновения кавитаций, является толщина ламелей, которая должна быть больше некой критической величины, в обратном случае превалирующим процессом является фрагментация ламелей. В материалах с тонкими и податливыми ламелями (ПЭНП, например) деформация кристаллитов начинается раньше, чем напряжение превысит сопротивление аморфной фазы, и кавитации не возникают. Авторы работы [24] считают, что источником высокого абсолютного значения отрицательного давления, необходимого для

зарождения кавитаций в полимерах могут быть макромолекулярные цепные зацепления. Вследствие этого кавитации в процессе деформации могут наблюдаться лишь в полимерах, для которых критическое сдвиговое напряжение для самого легкого скольжения кристаллов выше, чем напряжение, необходимое для зарождения кавитаций в аморфной фазе. Другими словами, при низком критическом напряжении кристаллографическое скольжение будет происходить раньше, вызывая релаксацию напряжения в материале, и кавитационная пора не появится. Это необходимое условие может быть записано в форме

а>рсау(1 -у)/3 V где а - критическое напряжение самого легкого скольжения (цепное), отрицательное давление рсау , V - коэффициент Пуассона для аморфной фазы (около 0.5). Поскольку кавитационные пустоты имеют наноразмеры, возникает вопрос их стабильности. Поверхностное натяжение стремиться закрыть пору, поэтому, чтобы ее сохранить, требуется объемное (трехразмерное) напряжение растяжения (или отрицательное давление, р), обратно пропорциональное радиусу поры.

а30 = р>т/г

где т - поверхностное натяжение, г - радиус поры. Из этого соотношения следует, что мелкие поры залечиваются легче крупных, так как для их сохранения нужно большее отрицательное давление. Релаксация напряжений или их недостаточный уровень будут вести к спонтанному залечиванию кавитационных пор. Таким образом, для того чтобы раскрыть поры, необходимо защитить их поддерживающим напряжением или быстрым охлаждением материала ниже Тс.

В работе [26] рассмотрено влияние ориентации ламелей на возникновение кавитаций. Установлено, что расположение ламелей

перпендикулярно оси растяжения способствует возникновению кавитаций при более низких напряжениях по сравнению с изотропными образцами.

Результаты работы [27] показали, что увеличение молекулярного веса полимера приводит к уменьшению интенсивности кавитаций. Авторы объясняют такой эффект большей плотностью зацеплений макромолекул при больших молекулярных массах полимера. Высокая плотность зацеплений макромолекул вызывает большее сопротивление аморфной фазы и приводит к тому, что деформационные механизмы в кристаллической фазе начинаются раньше, чем образование кавитаций в аморфной фазе.

На возможность возникновения кавитаций влияют также условия деформирования - скорость растяжения и температура. Увеличение скорости деформирования вызывает более интенсивное образование кавитаций вследствие роста напряжения в пределе текучести [27]. Деформация при повышенных температурах полностью исключает кавитации, поскольку при более высоких температурах предпочтительным и легко осуществимым становится кристаллографическое скольжение [28, 36]. В работе [37] показано, что на ранних стадиях деформирования в области предела текучести уменьшается плотность материала и появляются микропустоты, которые «залечиваются» в процессе дальнейшей деформации.

Несмотря на то, что деформация кристаллических полимеров сопровождается появлением и развитием кавитаций, значительной величины пористости при растяжении удается достичь только для полимеров с определенной исходной структурой. Начиная с 70-х годов прошлого века было обнаружено, что многие кристаллические полимеры: ПП [38, 39], ПЭВП [40-45], поливинилиденфторид [46, 47] и др. после специальной модификации исходной структуры растяжением и отжигом могут показывать совершенно неожиданные свойства.

В первом цикле деформации полимер демонстрирует кривую растяжения, характерную для кристаллического полимера (начальный прямолинейный участок, предел текучести, область плато). Однако после снятия напряжения образец самопроизвольно сокращается практически до исходных размеров (большая обратимая деформация) и в последующих циклах растяжения показывает механическое поведение, характерное для каучукообразного полимера (низкий модуль, монотонно растущее напряжение). В дальнейшем материалы, сочетающие в себе свойства жестких кристаллических полимеров и каучукоподобных материалов, были названы жестко-эластичными (hard elastic fibers, films или springy fibers, films), поскольку их свойства находятся в контрасте с давно и хорошо известными свойствами высоко ориентированных кристаллических полимеров, которые имеют высокий модуль, прочность и малую деформируемость [48, 49].

Способность к столь необычным для ориентированных кристаллических полимеров свойствам обусловлена их специфической структурой. Эта структура может быть представлена как множество регулярно расположенных (параллельных друг другу) слоев кристаллических ламелей, преимущественно ориентированных перпендикулярно оси экструзии расплава при его течении через фильеру. Такого рода структура может быть реализована в условиях силового воздействия на кристаллизующиеся расплавы полимеров [48, 49] или при термостимулируемой усадке ориентированных кристаллических полимеров [50]. Выраженная анизотропная структура экструдированных пленок предопределяет их жестко-эластические свойства и способность к порообразованию в процессе одноосной вытяжки. Рентгеноструктурные данные и прямые микроскопические наблюдения показывают, что деформация таких материалов сопровождается интенсивным развитием в них пористости и большой удельной поверхности. Пористость развивается

в межламелярных областях полимера по мере одновременного раздвижения (взаимного удаления) ламелей в направлении нормали к их плоскостям.

Таким образом, хотя при деформировании многих кристаллических полимеров на воздухе наблюдается образование кавитаций, получение высокопористых материалов предусматривает существование в полимере высокоупорядоченной слоевой ламелярной структуры. В то же время известно, что деформирование кристаллических полимеров в жидких средах сопровождается развитием пористости как в полимерах со слоевой, так и со сферолитной структурой.

1.2 Деформация кристаллических полимеров в жидких средах по механизму крейзинга

Характерной особенностью деформации полимеров в физически активных жидких средах по механизму крейзинга является развитие в полимере наноразмерной пористости [51-57]. Морфологически такого рода пористость при растяжении аморфных стеклообразных полимеров реализуется путем возникновения и роста особых зон пластически деформированного полимера. Указанные зоны (крейзы) содержат фибриллярно-пористую структуру, построенную из ориентированных фибрилл полимера диаметром 5-20 нм, разделенных микропустотами примерно такого же размера. Фибриллярно-пористая структура крейзов впервые была установлена при прямом микроскопическом исследовании деформированных тонких пленок, заполненных серой, с помощью трансмиссионного электронного микроскопа [51].

Известны два вида крейзинга, которые реализуются при деформации полимеров в физически активных жидких средах: классический (при вытяжке стеклообразных и некоторых кристаллических полимеров) [51-57] и делокализованный или межкристаллитный (наблюдается только для кристаллических полимеров) [54, 58].

Основное различие между двумя видами крейзинга состоит в размерах локальных зон деформации. Для полимеров, деформируемых по механизму классического крейзинга ширина крейзов может достигать нескольких микрон, а длина нескольких миллиметров и более. При этом развитие крейзов осуществляется путем постепенного расходования неориентированного блочного полимера в процессе его непрерывного перехода в высокодисперсное ориентированное состояние в объеме растущих крейзов.

В случае полимера, деформированного по механизму классического крейзинга, большая ширина крейзов и наличие участков недеформированного полимера позволяют наблюдать остаточную фибриллярно-пористую структуру крейзов с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) даже после удаления среды и усадки (рис. 2а). При деформировании кристаллических полимеров в физически активных жидких средах по механизму делокализованного крейзинга с использованием тех же методов исследования не удается наблюдать отдельных крейзов (рис. 26) [56].

Рисунок 2. СЭМ изображения сколов: (а) - ПЭТФ, деформированного в А АС на 100% по механизму классического крейзинга, (б) - ПЭВП, деформированного в А АС на 200% по механизму делокализованного крейзинга.

Это связано с тем, что фибриллярно-пористая структура является термодинамически неустойчивой. При удалении среды из объема пор и снятии напряжения происходит усадка образцов и коллапс (залечивание) пористой структуры. В связи с этим для определения структуры деформированного по механизму крейзинга полимера, находящегося под напряжением (в зажимах растягивающего устройства) и содержащего среду, в которой происходила вытяжка, было введено определение «нативная».

Основные данные о нативной структуре кристаллических полиолефинов, деформированных в жидких средах, были получены методом малоуглового рентгеновского рассеяния (МУРР) и методом протекания жидкостей под действием давления (ПЖДД). Исследование структуры ПЭВП и ПП, деформированных в алифатических спиртах и углеводородах, методом ПЖДД позволили оценить эффективный радиус пор и проследить за изменением параметров пористой структуры в зависимости природы среды, степени вытяжки полимеров и их исходной надмолекулярной структуры [59, 60]. Методом МУРР были определены следующие параметры структуры крейзованного полимера: удельная поверхность фибрилл, объемная концентрация фибрилл в крейзах, объем фибриллизованного материала, диаметр фибрилл и большой период [6163]. Однако в исследовании нативной структуры ПЭВП и ПП данным методом существуют определенные трудности, связанные с близкими электронными плотностями кристаллических полиолефинов и жидких сред, используемых для реализации крейзинга.

Исследования показали [64, 65], что многие закономерности формирования фибриллярно-пористой структуры полимеров, деформируемых по механизму классического крейзинга, хорошо описываются в рамках теории нестабильного мениска, рассмотренной в работах Тейлора для простых жидкостей [66]. В самом общем виде на

деформируемое в условиях растяжения твердое тело действуют две силы: сила поверхностного натяжения, которая «стремится» уменьшить площадь межфазной поверхности, и расширяющее механическое напряжение, действующее в противоположном направлении. Предполагается, что расширяющее механическое напряжение приводит к локальному увеличению свободного объема, и напряженный материал в активной зоне разбивается на систему цилиндрических пустот (менисков) [67]. При этом полимер переходит в размягченное, каучукоподобное состояние в узком слое, примыкающем к стенке крейза, что обеспечивает возможность образования высокодисперсной регулярной фибриллярной структуры.

В работе [68] рассмотрена роль повышенной подвижности макромолекул в поверхностном слое как ключевого фактора в зарождении крейзов в аморфных стеклообразных и кристаллических полимерах. Автор рассматривает инициирование крейзов как локальное хрупкое разрушение, при этом фибриллярная структура крейзов определяется параметрами макромолекулярной сетки зацеплений.

Для аморфных стеклообразных полимеров, деформируемых в жидких средах, как было показано в работах [69, 70], закономерности развития крейзов хорошо описываются с привлечением теории нестабильного мениска. Об этом свидетельствует четкая взаимосвязь между диаметром фибрилл в крейзах, напряжением вытяжки и снижением поверхностной энергии полимера в присутствии жидкой среды в рамках теории нестабильного мениска. Однако влияние среды на деформацию кристаллических полимеров является более сложным. Классический крейзинг аморфных стеклообразных полимеров в основном рассматривался для жидкостей, в которых полимер при отсутствии напряжения практически не набухает. В то время как при крейзинге кристаллических полиолефинов, аморфная фаза которых находится в высокоэластическом состоянии, степень набухания полимеров в жидкости может быть

значительно выше. Очевидно, что представление о механизме деформации кристаллических полимеров в жидких средах тесно связано с механизмом влияния среды.

В предыдущем разделе литературного обзора была рассмотрена деформация кристаллических полимеров на воздухе, а также образование кавитаций, сопутствующих этому процессу. Но пустоты, образующиеся в полимере на ранних стадиях растяжения, с увеличением степени вытяжки, как правило, способны «схлопываться» и «залечиваться» с образованием шейки. Однако, как уже упоминалось выше, деформация полимеров в присутствии физически активных по отношению к ним жидкостей сопровождается образованием фибриллярно-пористой структуры с высокими значениями пористости.

Как правило, совместное воздействие на полимер жидких сред и напряжений понижает модуль, прочность и долговечность полимера, резко увеличивает скорость ралаксации напряжений. Разрушение полимера происходит с образованием микротрещин - креков или крейзов. Например, установлено, что 15 % всех случаев разрушения пластических материалов, используемых в коммерческих целях - это разрушение под действием среды, которое даже получило особое название в литературе Environmental Stress Cracking (ESC) [71, 72].

Для объяснения механизма влияния жидких физически активных сред на механические свойства полимеров привлекают два механизма:

- пластификационный, который подразумевает, что набухание полимера под действием напряжения приводит к увеличению подвижности сегментов макромолекул, снижению начального модуля упругости и температуры стеклования полимера;

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Ярышева, Алена Юрьевна, 2013 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ:

1. Егоров Е. А., Жиженков В. В., Марихин В. А., Мясникова Л. П., Попов А. Н. Строение неупорядоченных областей линейного полиэтилена. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1983. Т. 25. № 4. С. 693-701.

2. Peterlin A. Drawing and extrusion of semi-crystalline polymers. // Colloid. Polym. Sci. 1987. V. 265. № 5. P. 357-382.

3. Lin L., Argon A. S. Structure and plastic deformation of polyethylene. // J. Mater. Sci. 1994. V. 29. № 2. P. 294-323.

4. Олейник Э. Ф. Пластичность частично кристаллических гибкоцепных полимеров на микро и мезо-уровнях. // Высокомолек. соед. Сер. С. 2003. Т. 45. № ю. С. 1-129.

5. Galeski A. Strength and toughness of crystalline polymer systems. // Prog. Polym. Sci. 2003. V. 28. № 12. P. 1643-1699.

6. Bartczak Z., Galeski A. Plasticity of semicrystalline polymers. // Macromol. Symp. 2010. V. 294. № 1. P. 67-90.

7. Geil P. H., Ginzburg В. M. On the terminology and structural interpretation of stress-strain curves during uniaxial stretching of soft-chain semicrystalline polymers. // J. Macromol. Sci. Part B: Phys. 2006. V. 45. №2. P. 291-323.

8. Patlazhan S., Remond Y. Structural mechanics of semicrystalline polymers prior to the yield point: a review. // J. Mater. Sci. 2012. V. 47. № 19. P. 6749-6767.

9. Meinel G., Peterlin A., Sakaoku K. Analytical calorimelry. ed. Porter S., Johnson J. F. 1968. Berlin: Springer-Verlag. P. 15-22.

10. Peterlin A. Molecular model of drawing polyethylene and polypropylene. // J. Mater. Sci. 1971. V. 6. № 6. P. 490-508.

11. Flory P. J., Yoon D. Y. Molecular morphology in semicrystalline polymers. //Nature. 1978. V. 272. № 5650. P. 226-229.

12. Galeski A., Bartczak Z., Argon A. S., Cohen R. E. Morphological alterations during texture-producing plastic plane strain compression of high-density polyethylene. // Macromolecules. 1992. V. 25. № 21. P. 5705-5718.

13. Владимиров В. И., Романов А. Е. Дисклинации в кристаллах. 1986. Ленинград: Наука. 222 с.

14. Krausz A. S., Eyring H. Deformation kinetics. 1975. New York: J. Wiley & Sons. 398 p.

15. Фриедель Ж. Дислокации. 1967. Москва: Мир. 643 с.

16. Lee В. J., Parks D. M., Ahzi S. Micromechanical modeling of large plastic deformation and texture evolution in semi-crystalline polymers. //J. Mech. Phys. Solids. 1993. V. 41. № 10. P. 1651-1687.

17. Lee B. J., Argon A. S., Parks D. M., Ahzi S., Bartczak Z. Simulation of large strain plastic deformation and texture evolution in high density polyethylene. // Polymer. 1993. V. 34. № 17. P. 3555-3575.

18. Марихин В. А., Френкель С. Я., Мясникова JI. П. Надмолекулярная структура полимеров. 1977. Москва: Химия. 237 с.

19. Bowden Р. В., Young R. J. Deformation mechanisms in crystalline polymers. // J. Mater. Sci. 1974. V. 9. № 12. P. 2034-2051.

20. Киттел Ч. Введение в физику твердого тела. 1978. Москва: Наука. 790 с.

21. Adda Y., Dupouy J. M., Philibert J., Quere Y. Elements de metallurgie Phydsique. Déformation plastique. 1991. Saclay: Institut national des sciences et techniques nucléaires. V. 5. 453 p.

22. Кузьмин С. Л., Лихачев В. А. Механика эластомеров. Межвуз. сб. науч. трудов. 1980. Краснодар. Вып. 101. Т. 3. 81 с.

23. Rozanski A., Galeski A., Debowska М. Initiation of cavitation of polypropylene during tensile drawing. // Macromolecules. 2010. V. 44. № l.P. 20-28.

24. Pawlak A., Galeski A. Plastic deformation of crystalline polymers: The role of cavitation and crystal plasticity. // Macromolecules. 2005. V. 38. №23. P. 9688-9697.

25. Galeski A., Argon A. S., Cohen R. E. Changes in the morphology of bulk spherulitic nylon 6 due to plastic deformation. // Macromolecules. 1988. V. 21. № 9. P. 2761-2770.

26. Pawlak A. Cavitation during tensile deformation of high-density polyethylene. // Polymer. 2007. V. 48. № 5. P. 1397-1409.

27. Pawlak A., Galeski A. Cavitation during tensile deformation of polypropylene. // Macromolecules. 2008. V. 41. № 8. P. 2839-2851.

28. Pawlak A., Galeski A. Cavitation and morphological changes in polypropylene deformed at elevated temperatures. // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 2010. V. 48. № 12. P. 1271-1280.

29. Humbert S., Lame O., Chenal J. M., Rochas C., Vigier G. New insight on initiation of cavitation in semicrystalline polymers: In-situ SAXS measurements. // Macromolecules. 2010. V. 43. № 17. P. 7212-7221.

30. Castagnet S., Deburck Y. Relative influence of microstructure and macroscopic triaxiality on cavitation damage in a semi-crystalline polymer. // Mater. Sci. Eng. A. Struct. Mater.: Prop. Microstruct. Process. 2007. V. 448. № 1. P. 56-66.

31. Xiong В., Lame O., Chenal J. M., Rochas C., Seguela R., Vigier G. In-situ SAXS study and modeling of the cavitation/crystal-shear competition in semi-crystalline polymers: Influence of temperature and

microstructure in polyethylene. // Polymer. 2013. V. 54. № 20. P. 54085418.

32. Butler M. F., Donald A. M., Ryan A. J. Time resolved simultaneous small- and wide-angle X-ray scattering during polyethylene deformation. 2. Cold drawing of linear polyethylene. // Polymer. 1998. V. 39. № l.P. 39-52.

33. Butler M. F., Donald A. M., Ryan A. J. Time resolved simultaneous small- and wide-angle X-ray scattering during polyethylene deformation. 1. Cold drawing of ethylene-alpha-olefin copolymers. // Polymer. 1997. V. 38. № 22. P. 5521-5538.

34. Rozanski A., Galeski A. Controlling cavitation of semicrystalline polymers during tensile drawing. // Macromolecules. 2011. V. 44. № 18. P. 7273-7287.

35. Zhurkov S. N., Zakrevsk.Va, Korsukov V. E., Kuksenko V. S. Mechanism of submicrocrack generation in stressed polymers. // J. Polym. Sci. Part A-2: Polym. Phys. 1972. V. 10. № 8. P. 1509-1520.

36. Liu Y., Truss R. W. A study of tensile yielding of isotactic polypropylene. // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 1994. V. 32. № 12. P. 2037-2047.

37. Schaper A., Hirte R., Ruscher C. The electron-microscope characterization of the fine-structure of nylon-6. 2. On the rearrangement of the structure during cold-drawing. // Colloid. Polym. Sci. 1986. V. 264. № 8. P. 668-675.

38. Loboda-Cackovic J., Cackovic H., Hosemann R. Hard elastic fibers. I. Four-component analysis of the NMR spectra of isotactic polypropylene. // J. Macromol. Sci. Part B: Phys. 1979. V. 16. № 1. P. 127-144.

39. Hild S., Gutmannsbauer W., Ltithi R., Fuhrmann J., Giintherodt H. J. A nanoscopic view of structure and deformation of hard elastic polypropylene with scanning force microscopy. // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 1996. V. 34. № 12. P. 1953-1959.

40. Lee S. Y., Park S. Y., Song H. S. Lamellar crystalline structure of hard elastic HDPE films and its influence on microporous membrane formation. // Polymer. 2006. V. 47. № 10. P. 3540-3547.

41. Elyashevich G., Karpov E., Kozlov A. Deformation behavior and mechanical properties of hard elastic and porous films of polyethylene. // Macromol. Symp. 1999. V. 147. № 1. P. 91-101.

42. Elyashevich G. K., Olifirenko A. S., Pimenov A. Micro- and nanofiltration membranes on the base of porous polyethylene films. // Desalination. 2005. V. 184. № 1-3. P. 273-279.

43. Ельяшевич Г. К., Курындин И. С., Лаврентьев В. К., Бобровский А. Ю., Bukosek V. Пористая структура, проницаемость и механические свойства микропористых пленок из полиолефинов. // ФТТ. 2012. Т. 54. № 9. с. 1787-1796.

44. Новиков Д. В., Лаврентьев В. К., Ельяшевич Г. К., Bukosek V. Переход беспорядок-порядок в микропористых ориентированных пленках полиэтилена. // ФТТ. 2012. Т. 54. № 9. С. 1783-1786.

45. Kim J., Kim S. S., Park M., Jang M. Effects of precursor properties on the preparation of polyethylene hollow fiber membranes by stretching. // J. Membr. Sci. 2008. V. 318. № 1-2. P. 201-209.

46. Du С. H., Zhu В. K., Xu Y. N. A study on the relationship between the crystal structure and hard elasticity of PVDF fibers. // Macromol. Mater. Eng. 2005. V. 290. № 8. P. 786-791.

47. Dmitriev I., Bukosek V., Lavrentyev V., Elyashevich G. Structure and deformational behavior of poly( vinylidene fluoride) hard elastic films. // Acta Chim. Slov. 2007. V. 54. № 4. P. 784-791.

48. Sprague B. S. Relationship of structure and morphology to properties of "hard" elastic fibers and films. // J. Macromol. Sci. Part B: Phys. 1973. V. 8. № 1-2. P. 157-187.

49. Cannon S. L., McKenna G. В., Station W. O. Hard-elastic fibers. (A review of a novel state for crystalline polymers). // J. Polym. Sci. Macromol. Rev. 1976. V. 11. № 1. P. 209-275.

50. Ефимов А. В., Лапшин В. П., Фартунин В. И., Козлов П. В., Бакеев Н. Ф. Влияние отжига на механизм пластической деформации ориентированного полипропилена. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1983. Т. 25. №3. С. 588-593.

51. Kambour R. P. A review of crazing and fracture in thermoplastics. // J. Polymer Sci. Macromol. Rev. 1973. V. 7. № 1. P. 1-154.

52. Kramer E. J. Developments in polymer fracture. Environmental cracking of polymers, ed. Anderson E. H. 1979. London: Appl. Sci. V. 3.P. 55-119.

53. Волынский А. Л., Бакеев H. Ф. Высоко дисперсное ориентированное состояние полимеров. 1985. Москва: Химия. 190 с.

54. Volynskii A. L., Bakeev N. F. Solvent crazing of polymers. 1995. Amsterdam, New York, and Tokyo: Elsevier. 410 c.

55. Kotoul M. Micromechanical and thermodynamical aspects of environmental crazing. // J. Mater. Sci. 1996. V. 31. № 13. P. 33333347.

56. Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Структурная самоорганизация аморфных полимеров. 2005. Москва: Физико-математическая литература. 230 с.

57. Луковкин Г. М. Структурное разрушение аморфных стеклообразных полимеров в адсорбционно-активной среде. Дисс... док. хим. наук. 1987. Москва: Научно-исследовательский физико-химический институт им. Л.Я.Карпова.

58. Волынский А. Л., Аржакова О. В., Ярышева Л. М., Бакеев Н. Ф. Делокализованный крейзинг полимеров в жидких средах. // Высокомолек. соед. Сер. Б. 2000. Т. 42. № 3. С. 549-564.

59. Шматок Е. А., Аржакова О. В., Ярышева Л. М., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Параметры пористой структуры и механизм деформации изотактического полипропилена в активных жидких средах. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1990. Т. 32. № 3. С. 577-582.

60. Аржакова О. В., Долгова А. А., Прищепа Д. В., Ярышева Л. М., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Влияние природы среды на особенности протекания делокализованного крейзинга при деформировании пленок полукристаллических полимеров на примере полиэтилена высокой плотности. // Физико-химия полимеров: Синтез, структура и свойства. Сб. науч. трудов. 2011. Вып. 17. № С. 74-79.

61. Ефимов А. В., Валиотти Н. Н., Дакин В. И., Озерин А. Н., Бакеев Н. Ф. Влияние химической сшивки на микрорастрескивание полиэтилена в жидкой среде. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1988. Т. 30. № 5. С. 963-968.

62. Синевич Е. А., Быкова И. В., Бакеев Н. Ф. Влияние межфазной поверхностной энергии на структуру крейзованных полимеров // Высокомолек. соед. Сер. Б. 1998. Т. 40. № 10. С. 1671-1680.

63. Трофимчук Е. С., Ефимов А. В., Никонорова Н. И., Волынский А. JL, Бакеев Н. Ф., Никитин JI. Н., Хохлов А. Р., Озерина J1. А. Крейзинг изотактического полипропилена в среде сверхкритического углерода. // Высокомолек. соед. Сер. А. 2011. Т. 53. №7. С. 1020-1032.

64. Kramer Е., Berger L. Fundamental processes of craze growth and fracture in Crazing in polymers Vol. 2. Ed. Kausch H. H. 1990, Berlin: Springer. V. 91/92. P. 1-68.

65. Argon A. S., Salama M. M. Growth of crazes in glassy polymers. // Philos. Mag. 1977. V. 36. № 5. P. 1217-1234.

66. Taylor G. The instability of liquid surfaces when accelerated in a direction perpendicular to their planes. // Proc. R. Soc. London Ser. A -Math. Phys. Sci. 1950. V. 201. № 1065. P. 192-196.

67. Gent A. N. Crazing and fracture of glassy plastics. // J. Macromol. Sci. Part B: Phys. 1973. V. 8. № 3-4. P. 597-603.

68. Bucknall С. B. Role of surface chain mobility in crazing. // Polymer. 2012. V. 53. № 21. P. 4778-4786.

69. Миронова А. А., Аржакова О. В., Ярышева Jl. М., Волынский А., Бакеев Н. Ф. Влияние природы адсорбционно-активной среды на структуру крейзов, образующихся при деформировании полиэтилентерефталата в жидких средах. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1996. Т. 38. № 5. С. 828-832.

70. Ефимов А. В., Щерба В. Ю., Озерин А. Н., Бакеев Н. Ф. Структура микротрещин, образующихся в результате деформирования полиэтилентерефталата при разных температурах. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1990. Т. 32. № 4. С. 828-834.

71. Lagaron J. М., Dixon N. М., Reed W., Pastor J. M., Kip B. J. Morphological characterisation of the crystalline structure of cold-

drawn HDPE used as a model material for the environmental stress cracking (ESC) phenomenon. // Polymer. 1999. V. 40. № 10. P. 25692586.

72. Cornelis H., Kander R. G. A new method to evaluate solvent stress cracking. // Polym. Eng. Sci. 1996. V. 36. № 6. P. 869-878.

73. Bandyopadhyay S., Brown H. R. Environmental-stress cracking of low-molecular weight high-density polyethylene. // Polymer. 1981. V. 22. № 2. P. 245-249.

74. Tonyali K., Rogers С. E., Brown H. R. Stress-cracking of polyethylene in organic liquids. // Polymer. 1987. V. 28. № 9. P. 1472-1477.

75. Brown H. R. A theory of the environmental stress cracking of polyethylene. //Polymer. 1978. V. 19. № 10. P. 1186-1188.

76. Bandyopadhyay S., Brown H. R. Environmental-stress cracking and morphology of polyethylene. // Polymer. 1978. V. 19. № 5. P. 589-592.

77. Горюнов Ю. В., Перцов H. В., Сумм Б. Д. Эффект ребиндера. 1966. Москва: Наука. 127 с.

78. Kramer Е. Microscopic and molecular fundamentals of crazing in Crazing in polymers. Ed. Kausch H. H. 1983, Berlin: Springer. V. 5253. P. 1-56.

79. Воюцкий С. С. Курс коллоидной химии. 1976. Москва: Химия. 511 с.

80. Ефимов А. В., Муххамед Я., Шитов Н. А., Волынский А. Л., Козлов П. В., Бакеев Н. Ф. Особенности физико-механических свойств кристаллических полимеров при их деформировании в адсорбционно-активных жидких средах. // Высокомолек. соед. Сер. Б. 1982. Т. 24. № 6. С. 433-437.

81. Ефимов А. В., Бондарев В. В., Козлов П. В., Бакеев Н. Ф. Влияние жидких пластифицирующих сред на деформацию кристаллических полиолефинов. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1982. Т. 24. № 8. С. 1690-1695.

82. Ефимов А. В., Бондарев В. В., Козлов П. В., Бакеев Н. Ф. Влияние химической природы жидкой среды на образование микротрещин в деформированных кристаллических полиолефинах. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1983. Т. 25. № 3. С. 642-651.

83. Kawagoe ML, Ishimi Т. On the properties of organic liquids affecting the crazing behaviour in glassy polymers. // J. Mater. Sci. 2002. V. 37. №23.P. 5115-5121.

84. Волынский A. JL, Штанчаев А. Ш., Бакеев H. Ф. О механизме неупругой деформации полиэтилена высокой плотности в контакте с пластифицирующей жидкостью - гептаном. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1984. Т. 26. № 11. С. 2445-2449.

85. Wolf С. J., Fu Н. Stress-enhanced transport of toluene in poly aryl ether ether ketone (PEEK). // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 1996. V. 34. № 1. p. 75-82.

86. Пол Д., Бакнелл К. Полимерные смеси. 2009. Санкт-Петербург: НОТ. Т. 1,2.616 с, 605 с.

87. Кулезнев В. Н. Смеси полимеров. Химия. 1980. Москва: Химия. 320 с.

88. Сперлинг JI. Взаимопроникающие полимерные сетки и аналогичные материалы. 1984. Москва: Мир. 423 с.

89. Ratna D., Karger-Kocsis J. Shape memory polymer system of semi-interpenetrating network structure composed of crosslinked poly (methyl methacrylate) and poly (ethylene oxide). // Polymer. 2011. V. 52. №4. P. 1063-1070.

90. Beginn U., Fischer E., Pieper Т., Mellinger F., Kimmich R., Moller M. Controlled preparation of nanometer-sized supramolecular cylinders of poly(ethylene oxide) embedded in methacrylate matrices. // J. Polym. Sci. Part A: Polym. Chem. 2000. V. 38. № 11. P. 2041-2056.

91. Буянов A. JL, Ревельская JI. Г., Боброва Н. В., Ельяшевич Г. К. Новые композиционные мембраны на основе сшитой полиакриловой кислоты и пористых полиэтиленовых пленок. // Высокомолек. соед. Сер. А. 2006. Т. 48. № 7. С. 1135-1143.

92. Никитин Л. Н., Галлямов М. О., Николаев А. Ю., Саид-Галиев Э. Е., Хохлов А. Р., Букалов С. С., Магдануров Г. И., Волков В. В., Штыкова Э. В., Дембо К. А., Ельяшевич Г. К. Структура композитов, полученных формированием полипиррола в сверхкритическом С02 на микропористом полиэтилене. // Высокомолек. соед. Сер. А. 2006. Т. 48. № 8. С. 1431-1447.

93. Смирнов М. А., Боброва Н. В., Pientka Z., Ельяшевич Г. К. Высокопроводящие слои полипиррола на пористой полиэтиленовой пленке. // Высокомолек. соед. Сер. Б. 2005. Т. 47. №7. С. 1231-1236.

94. Волынский А. Л., Рухля Е. Г., Ярышева Л. М., Бакеев Н. Ф. Полимер-полимерные нанокомпозиты на основе крейзованных полимерных матриц. // Рос. нанотехнол. 2007. Т. 2. № 5-6. С. 44-55.

95. Rukhlya Е. G., Arzhakova О. V., Dolgova A. A., Yarysheva L. М., Volynskii A. L., Bakeev N. F. Structre of polymer blends based on solvent-crazed polymers. // Int. J. Polym. Anal. Charact. 2007. V. 12. № 1. P. 65-75.

96. Синевич E. А., Праздничный A. M., Брук M. А., Исаева Г. Г., Телещов Э. Н., Бакеев Н. Ф. Радиационная полимеризация N-

винилпирролидона в крейзах полиэтилентерефталата. // Высокомолек.соед. Сер. А. 1991. Т. 33. № 7. С. 1518-1524.

97. Ярышева JI. М., Сайфуллина С. А., Розова Е. А., Сизов А. И., Булычев Б. М., Волынский А. Д., Бакеев Н. Ф. Структура и физико-механические свойства электропроводящих смесей на основе высокодисперсных пористых полимерных матриц. Полиацетилен в матрице полиэтилена. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1994. Т. 36. № 2. С. 363-368.

98. Волынский А. Л., Штанчаев А. Ш., Бакеев Н. Ф. Получение полимерных композиций на основе полиэтилена высокой плотности методом полимеризации in situ и изучение их структуры. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1984. Т. 26. № 11. С. 2374-2379.

99. Волынский А. Л., Лопатина Л. И., Ярышева Л. М., Бакеев Н. Ф. Структура смесей на основе кристаллического полипропилена, деформированного в мономере по механизму делокализованного крейзинга. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1997. Т. 39. № 7. С. 11661171.

100. Волынский А. Л., Лопатина Л. И., Ярышева Л. М., Бакеев Н. Ф. Смеси полиамида-12 и полистирола на основе пористых матриц, получаемых по механизму делокализованного крейзинга. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1998. Т. 40. № 2. С. 331-337.

101. Volynskii A. L., Bakeev N. F. Networks based in crystalline polymers deformed in liquid monomers. Advances in interpenetrating polymer networks, ed. Klempner D., Frisch К. С. 1991. Lancaster, PA: Technomic publishing. V. 3. P. 53-74.

102. Рухля E. Г., Аржакова О. В., Ярышева Л. М., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Олигомер-полимерные смеси на основе полимеров,

деформированных по механизму крейзинга. // Высокомолек. соед. Сер. Б. 2007. Т. 49. № 5. С. 920-925.

103. Ярышева Л. М., Рухля Е. Г., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Новый метод получения полимер-полимерных смесей с помощью крейзинга полимеров в жидких средах. // Перспективные материалы. 2008. Вып. 6. № 2. С. 203-207.

104. Рухля Е. Г., Ярышева Л. М., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Влияние скорости деформирования на крейзинг ПЭТФ в растворах ПЭО различной молекулярной массы. // Высокомолек. соед. Сер. А. 2010. Т. 52. № 6. С. 949-955.

105. Рухля Е. Г., Ярышева Л. М., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Включение аномально большого количества полиэтиленгликоля в процессе вытяжки полиэтилентерефталата в жидких средах // Высокомолек. соед. Сер. Б. 2007. Т. 49. № 10. С. 1876-1877.

106. Rukhlya Е. G., Litmanovich Е. A., Dolinnyi А. I., Yarysheva L. M., Volynskii A. L., Bakeev N. F. Penetration of poly(ethylene oxide) into the nanoporous structure of the solvent-crazed poly(ethylene terephthalate) films. // Macromolecules. 2011. V. 44. № 13. P. 52625267.

107. Волынский А. Л., Рухля E. Г., Ярышева Л. M., Бакеев H. Ф. Особенности массопереноса жидкого компонента в процессе крейзинга полиэтилентерефталата в растворах полиэтиленоксида. // Докл. АН. 2012. Т. 447. № 2. С. 176-178.

108. Beerlage M. A. M., Heijnen M. L., Mulder M. H. V., Smolders С. A., Strathmann H. Non-aqueous retention measurements: Ultrafiltration behaviour of polystyrene solutions and colloidal silver particles. // J. Membr. Sei. 1996. V. 113. № 2. P. 259-273.

109. Movileanu L., Cheley S., Bayley H. Partitioning of individual flexible polymers into a nanoscopic protein pore. // Biophys. J. 2003. V. 85. № 2. P. 897-910.

110. Caspi Y., Zbaida D., Cohen H., Elbaum M. Anomalous diffusion of high molecular weight polyisopropylacrylamide in nanopores. // Macromolecules. 2009. V. 42. № 3. P. 760-767.

111. Grull H., Shaulitch R., Yerushalmi-Rozen R. Adsorption of PEO in highly confining porous glass. // Macromolecules. 2001. V. 34. № 23. P. 8315-8320.

112. Teraoka I., Langley K. H., Karasz F. E. Diffusion of polystyrene in controlled pore glasses -transition from the dilute to the semidilute regime. // Macromolecules. 1993. V. 26. № 2. P. 287-297.

113. Keller A., Machin M. J. Oriented crystallization in polymers. // J. Macromol. Sci. PartB: Phys. 1967. V. 1. № 1. P. 41-91.

114. Zhang X. M., Elkoun S., Ajji A., Huneault M. A. Oriented structure and anisotropy properties of polymer blown films: HDPE, LLDPE and LDPE. // Polymer. 2004. V. 45. № 1. P. 217-229.

115. Lu J., Sue H. J., Rieker T. P. Dual crystalline texture in HDPE blown films and its implication on mechanical properties. // Polymer. 2001. V. 42. № 10. P. 4635-4646.

116. Prasad A., Shroff R., Rane S., Beaucage G. Morphological study of HDPE blown films by SAXS, SEM and TEM: a relationship between the melt elasticity parameter and lamellae orientation. // Polymer. 2001. V. 42. №7. P. 3103-3113.

117. Godshall D., Wilkes G., Krishnaswamy R. K., Sukhadia A. M. Processing-structure-property investigation of blown HDPE films containing both machine and transverse direction oriented lamellar stacks. // Polymer. 2003. V. 44. № 18. P. 5397-5406.

118. Ajji A., Zhang X., Elkoun S. Biaxial orientation in HDPE films: comparison of infrared spectroscopy, X-ray pole figures and birefringence techniques. // Polymer. 2005. V. 46. № 11. P. 3838-3846.

119. Wawkuschewski A., Cantow H. J., Magonov S. N., Sheiko S. S., Moller M. Scanning force microscopy of nanofibrillar structure of drawn polyethylene tapes. // Polym. Bull. 1993. V. 31. № 6. P. 699705.

120. Keller A., Mackley M. R. Chain orientation and crystallization. // Pure. Appl. Chem. 1974. V. 39. № 1. p. 195.

121. Norton D. R., Keller A. The spherulitic and lamellar morphology of melt-crystallized isotactic polypropylene. // Polymer. 1985. V. 26. № 5. P. 704-716.

122. Grebowicz J., Lau S. F., Wunderlich B. The thermal properties of polypropylene. // J. Polym. Sci. Polym. Symp. 1984. V. 71. № 1. P. 19-37.

123. De Candia F., Russo R., Tidjani A., Vittoria V., Peterlin A. Aging phenomena in isotactic polypropylene drawn at different temperatures. // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 1988. V. 26. № 9. P. 1897-1906.

124. Law A., Simon L., Lee-Sullivan P. Effects of thermal aging on isotactic polypropylene crystallinity. // Polym. Eng. Sci. 2008. V. 48. № 4. P. 627-633.

125. Aboulfaraj M., G'Sell C., Ulrich В., Dahoun A. In situ observation of the plastic deformation of polypropylene spherulites under uniaxial tension and simple shear in the scanning electron microscope. // Polymer. 1995. V. 36. № 4. P. 731-742.

126. Волынский A. JL, Ярышева JI. M., Бакеев Н. Ф. Универсальный метод получения нанокомпозитов на полимерной основе. // Рос. нанотехнол. 2007. Т. 2. № 3-4. С. 58-68.

127. Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Новый подход к созданию нанокомпозитов с полимерной матрицей. // Высокомолек. соед. Сер. С. 2011. Т.53. № 7. 1203-1216.

128. Лапшин В. П. Влияние жидких сред на процессы деформации кристаллических полиолефинов. Дис...канд. хим. наук. 1982. Москва: МГУ имени М.В.Ломоносова. 161с.

129. Аржакова О. В., Долгова А. А., Ярышева Л. М., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Создание стабильной открытопористой структуры в полиэтилене высокой плотности, деформированном в жидких средах по механизму крейзинга. // Перспективные материалы. 2011. Вып. 8. № 1.С. 32-37.

130. Truss R. W., Clarke P. L., Duckett R. A., Ward I. M. The dependence of yield behavior on temperature, pressure, and strain rate for linear polyethylenes of different molecular weight and morphology. // J. Polym. Sci., Polym. Phys. ed. 1984. V. 22. № 2. P. 191-209.

131. Garber C. A., Clark E. S. Morphology and deformation behavior of "row-nucleated" polyoxymethylene film. // J. Macromol. Sci. Part B: Phys. 1970. V. 4. № 3. P. 499-517.

132. Zhang X. C., Butler M. F., Cameron R. E. The ductile-brittle transition of irradiated isotactic polypropylene studied using simultaneous small angle X-ray scattering and tensile deformation. // Polymer. 2000. V. 41. № 10. P. 3797-3807.

133. Lustiger A., Markham R. L. Importance of tie molecules in preventing polyethylene fracture under long-term loading conditions. // Polymer. 1983. V. 24. № 12. P. 1647-1654.

134. Parks D. M., Ahzi S. Polycrystalline plastic deformation and texture evolution for crystals lacking five independent slip systems. // J. Mech. Phys. Solids. 1990. V. 38. № 5. P. 701-724.

135. Seguela R., Gaucher-Miri V., Elkoun S. Plastic deformation of polyethylene and ethylene copolymers: Part I Homogeneous crystal slip and molecular mobility. // J. Mater. Sci. 1998. V. 33. № 5. P. 12731279.

136. Adams W. W., Yang D., Thomas E. Direct visualization of microstructural deformation processes in polyethylene. // J. Mater. Sci. 1986. V. 21. № 7. P. 2239-2253.

137. Ефимов А. В., Валиотти H. H., Бакеев Н. Ф. Крейзообразование при растяжении образцов полиэтилена высокой плотности различной молекулярной массы в жидких средах. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1991. Т. 33. № 5. С. 1042-1049.

138. Kambour R. P., Корр R. W. Cyclic stress-strain behavior of the dry polycarbonate craze. // J. Polym. Sci. Part A-2: Polym. Phys. 1969. V. 7. № l.P. 183-200.

139. Castelein G., Coulon G., G'Sell C. Polymers under mechanical stress: Deformation of the nanostructure of isotactic polypropylene revealed by scanning force microscopy. // Polym. Eng. Sci. 1997. V. 37. № 10. P. 1694-1701.

140. Coulon G., Castelein G., G'Sell C. Scanning force microscopic investigation of plasticity and damage mechanisms in polypropylene spherulites under simple shear. // Polymer. 1999. V. 40. № 1. P. 95110.

141. Hong Z., Cong Y., Qi Z., Li H., Zhou W., Chen W., Wang X., Zhou Y., Li L. Studying deformation behavior of a single spherulite with in-situ infrared microspectroscopic imaging. // Polymer. 2012. V. 53. № 2. P. 640-647.

142. Osaka N., Kono F., Saito H. SAXS study on deformation behavior of isotactic polypropylene under pressurized C02. // J. Appl. Polym. Sci. 2013. V. 127. № 2. P. 1228-1236.

143. Ефимов А. В., Булаев В. M., Озерин А. Н., Ребров А. В., Годовский Ю. К., Бакеев Н. Ф. Образование микротрещин в изотактическом полипропилене и энергетические характеристики этого процесса. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1986. Т. 28. № 8. С. 1750-1756.

144. Casassa Е. F., Tagami Y. An equilibrium theory for exclusion chromatography of branched and linear polymer chains. // Macromolecules. 1969. V. 2. № 1. P. 14-26.

145. Де Жен П. Идеи скейлинга в физике полимеров. 1982. Москва: Мир. 368 с.

146. Sakaue Т., Raphael Е. Polymer chains in confined spaces and flow-injection problems: Some remarks. // Macromolecules. 2006. V. 39. № 7. P. 2621-2628.

147. Гросберг А. Ю., Хохлов A. P. Статистическая физика макромолекул. 1989. Москва: Наука. 341 с.

148. Daoudi S., Brochard F. Flows of flexible polymer solutions in pores. // Macromolecules. 1978. V. 11. №4. P. 751-758.

149. Волынский A. JL, Шитов H. А., Бакеев H. Ф. Исследование взаимосвязи процессов микрорастрескивания с механическим поведением стеклообразного полиэтилентерефталата при его деформации в адсорбционно-активных средах. // Высокомолек. соед. Сер. А. 1981. Т. 23. № 5. С. 978-984.

150. Nguyen Q. Т., Neel J. Characterization of ultrafiltration membranes. 4. Influence of the deformation of macromolecular solutes on the transport through ultrafiltration membranes. // J. Membr. Sci. 1983. V. 14. №2. P. 111-128.

151. Teraoka I. An introduction to physical properties. Polymer solutions. 2002. New York: J. Wiley & Sons. 332 p.

152. Дой M., Эдварде С. Динамическая теория полимеров. 1998. Москва: Мир. 440 с.

153. Guillot G., Leger L., Rondelez F. Diffusion of large flexible polymer-chains through model porous membranes. // Macromolecules. 1985. V. 18. № 12. P. 2531-2537.

154. Guillot G. Diffusion of polystyrene solutions through model membranes. 1. Diffusion kinetics of monodisperse solutions. // Macromolecules. 1987. V. 20. № Ю. P. 2600-2606.

155. Guillot G. Diffusion of polystyrene solutions through model membranes. 2. Experiments with mixture solutions. // Macromolecules. 1987. V. 20. № 10. P. 2606-2614.

156. Oukhaled A. G., Biance A.-L., Pelta J., Auvray L., Bacri L. Transport of long neutral polymers in the semidilute regime through a protein nanopore. // Phys. Rev. Lett. 2012. V. 108. № 8. 088104.

157. Beerlage M. A. M., Peeters J. M. M., Nolten J. A. M., Mulder M. H. V., Strathmann H. Hindered diffusion of flexible polymers through polyimide ultrafiltration membranes. // J. Appl. Polym. Sci. 2000. V. 75. №9. P. 1180-1193.

158. Рухля E. Г. Особенности крейзинга полиэтилентерефталата в растворах высокомолекулярных соединений. Дисс...канд. хим. наук. 2008. Москва: МГУ имени М.В.Ломоносова. 115 с.

159. Van Heiningen J. A., Hill R. J. Poly(ethylene oxide) adsorption onto and desorption from silica microspheres: New insights from optical tweezers electrophoresis. // Macromolecules. 2011. V. 44. № 20. P. 8245-8260.

160. Buckley С. P., Kovacs A. J. Melting behaviour of low molecular weight poly (ethylene-oxide) fractions. 1. Extended chain crystals. // Progr. Colloid & Polymer Sci. 1975. V. 58. № 8. P. 44-52.

161. Buckley C. P., Kovacs A. J. Melting behavior of low-molecular weight poly (ethylene-oxide) fractions. 2. Folded chain crystals. // Coll. Pol. Sci. 1976. V. 254. № 8. P. 695-715.

162. Liu Y.-X., Chen E.-Q. Polymer crystallization of ultrathin films on solid substrates. // Coord. Chem. Rev. 2010. V. 254. № 9-10. P. 10111037.

163. Wang H., Keum J. K., Hiltner A., Baer E., Freeman В., Rozanski A., Galeski A. Confined crystallization of polyethylene oxide in nanolayer assemblies. // Science. 2009. V. 323. № 5915. P. 757-760.

164. Zhu L., Cheng S. Z. D., Calhoun В. H., Ge Q., Quirk R. P., Thomas E. L., Hsiao B. S., Yeh F., Lotz B. Phase structures and morphologies determined by self-organization, vitrification, and crystallization: confined crystallization in an ordered lamellar phase of PEO-b-PS diblock copolymer. // Polymer. 2001. V. 42. № 13. P. 5829-5839.

165. Ogata N., Kawakage S., Ogihara T. Structure and thermal/mechanical properties of poly(ethylene oxide)-clay mineral blends. // Polymer. 1997. V. 38. №20. P. 5115-5118.

166. Suzuki Y., Duran H., Steinhart M., Butt H.-J., Floudas G. Homogeneous crystallization and local dynamics of poly(ethylene oxide) (PEO) confined to nanoporous alumina. // Soft Matt. 2013. V. 9. № 9. P. 2621-2628.

167. Филиппов А. В., Зарипов A. M., Пименов Г. Г. Плавление гибкоцепного полимера, закристаллизованного в пористой среде. // Коллоидный журнал. 2000. Т. 62. № 3. С. 417-424.

168. Филиппов А. В., Пименов Г. Г., Зарипов А. М. Кинетика кристаллизации гибкоцепного полимера, введенного в поры. // Коллоидный журнал. 2000. Т. 62. № 3. С. 425-430.

169. Shin К., Woo Е., Jeong Y. G., Kim С., Huh J., Kim K.-W. Crystalline structures, melting, and crystallization of linear polyethylene in cylindrical nanopores. // Macromolecules. 2007. V. 40. № 18. P. 66176623.

170. Woo E., Huh J., Jeong Y. G., Shin K. From homogeneous to heterogeneous nucleation of chain molecules under nanoscopic cylindrical confinement. // Phys. Rev. Lett. 2007. V. 98. № 13. 136103.

171. Манделькерн JI. Кристаллизация полимеров. 1966. Москва-Ленинград: Химия. 336 с.

172. Maiz J., Martin J., Mijangos С. Confinement effects on the crystallization of poly(ethylene oxide) nanotubes. // Langmuir. 2012. V. 28. №33. P. 12296-12303.

173. Geng Y., Wang G. L., Cong Y. H., Bai L. G., Li L. В., Yang C. L. Surface adsorption-induced conformational ordering and crystallization of polyethylene oxide. // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 2010. V. 48. №2. P. 106-112.

174. Москвина M. А., Волков А. В., Гроховская Т. E., Волынский А. Л., Бакеев Н. Ф. Исследование фазового состава и ориентации низкомолекулярных веществ в микропорах ориентированных полимерных матриц. // Высокомолек.соед. Сер. А. 1987. Т. 29. № 10. С. 2125-2120.

175. Liang W. В., Martin С. R. Template-synthesized polyacetylene fibrils show enhanced supermolecular order. // J. Am. Chem. Soc. 1990. V. 112. №26. P. 9666-9668.

176. Cai Z. H., Lei J. T., Liang W. B., Menon V., Martin C. R. Molecular and supermolecular origins of enhanced electronic conductivity in template-synthesized polyheterocyclic fibrils. 1. Supermolecular effects. // Chem. Mater. 1991. V. 3. № 5. P. 960-967.

177. Martin C. R. Template synthesis of electronically conductive polymer nanostructures. // Accounts of Chem. Res. 1995. V. 28. № 2. P. 61-68.

178. Michell R. M., Lorenzo A. T., Muller A. J., Lin M. C., Chen H. L., Blaszczyk-Lezak I., Martin J., Mijangos C. The crystallization of confined polymers and block copolymers infiltrated within alumina nanotube templates. // Macromolecules. 2012. V. 45. № 3. P. 15171528.

179. Wang H. P., Keum J. K., Hiltner A., Baer E. Impact of nanoscale confinement on crystal orientation of poly(ethylene oxide). // Macromol. Rapid Comm. 2010. V. 31. № 4. P. 356-361.

180. Li H. H., Yan S. K. Surface-induced polymer crystallization and the resultant structures and morphologies. // Macromolecules. 2011. V. 44. № 3. P. 417-428.

181. Steinhart M. Supramolecular organization of polymeric materials in nanoporous hard templates. Self-assembled nanomaterials II: Nanotubes. Adv. Polym. Sci., ed. Shimizu T. 2008. Berlin: SpringerVerlag. V. 220. P. 123-187.

182. Michler G. H., Adhikari R., Henning S. Micromechanical properties in lamellar heterophase polymer systems. // J. Mater. Sci. 2004. V. 39. № 10. P. 3281-3292.

183. Huy T. A., Adhikari R., Lupke T., Henning S., Michler G. H. Molecular deformation mechanisms of isotactic polypropylene in alpha- and beta-crystal forms by FTIR spectroscopy. // J. Polym. Sci. Part B: Polym. Phys. 2004. V. 42. № 24. P. 4478-4488.

185.

186.

187.

Siesler H. W. Rheo-optical Fourier-Transform infrared-spectroscopy: Vibrational spectra and mechanical properties of polymers. // Adv. Polym. Sci. 1984. V. 65. P. 1-77.

Yoshihara T., Tadokoro H., Murahashi S. Normal vibrations of the polymer molecules of helical conformation. IV. Polyethylene oxide and polyethylene-d4 oxide. // J. Chem. Phys. 1964. V. 41. № 9. P. 29022911.

Yoon J. G., Kim J. H., Zin W. C. Substrate effects on crystal orientations and structures of poly(ethylene-ran-vinyl acetate) ultrathin films. // Polymer. 2013. V. 54. № 16. P. 4325-4331.

Ma Y., Hu W., Reiter G. Lamellar crystal orientations biased by crystallization kinetics in polymer thin films. // Macromolecules. 2006. V. 39. № 15. P. 5159-5164.