Релаксационные свойства пленок стирол-алкил(мет)акриловых латексных сополимеров в зависимости от фталоцианинового модификатора и свойств частиц латексов

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Одним из перспективных направлений исследований по улучшению свойств латексного полимера является направленное регулирование внутренней структуры коллоидных частиц латекса без изменения или с незначительным изменением его состава, а также установление связи между структурой частиц и свойствами латексов и их полимеров.

Морфология и структура полимерных частиц (50–500 нм) формируется в процессе латексной полимеризации, когда образующиеся макромолекулы подвижны ввиду наличия в них мономера, концентрация которого определяется условиями термодинамического равновесия, и содержанием мономера в реакционной системе. Граница раздела фаз, на которой образуются макромолекулы в частицах, и далее сами частицы, является важным фактором для конформации полимерных молекул, их упаковки и топографического распределения под влиянием сил, действующих на этой границе (дисперсионных, полярных, химических).

Латексная полимеризация начинается с зарождения полимерно-мономерных частиц (ПМЧ) в водной фазе. Зонами их зарождения могут быть мицеллы эмульгатора [1]; молекулярный раствор мономера в воде [2, 3]; микрокапли мономера [4]. Это зависит от молекулярной растворимости мономера, ее соотношения с коллоидной растворимостью в мицеллах эмульгатора, типа эмульгатора и инициатора, интенсивности гидродинамического воздействия на реакционную систему. По мере роста ПМЧ в зависимости от природы мономера, рецептуры и способа проведения процесса, в них могут происходить различные физико-химические изменения в ориентации макромолекул, разделение и обращение фаз, образование между ними переходных слоев, флоктуация первых частиц, гетерофлоктуация, коалесценция. В результате таких изменений имеет место формирование структуры частиц конечного латекса.

Эти вопросы особенно актуальны в случае алкил(мет)акриловых мономеров, которые характеризуются растворимостью в водной фазе, что определяет зарождение полимерно-мономерных частиц (ПМЧ) в водной фазе и механизм процесса полимеризации в зависимости от ее величины.

Структура полимера определяется реакционной способностью выбранных мономеров и их относительной растворимостью в воде [5, 6]. Обычно метод эмульсионной полимеризации приводит к образованию статистического сополимера. Однако, используя своеобразие процесса образования макромолекул в латексных системах, можно регулировать структуру полимера и морфологию частиц и, таким образом, влиять на свойства латексных пленок, не изменяя состава исходных компонентов. Этого можно достичь варьированием последовательности введения в реакцию мономеров или их сочетаний, одной из которых является полимеризация мономеров на уже сформированных частицах затравочного латекса, так называемый затравочный метод эмульсионной полимеризации [5, 6].

Повышенный интерес к алкил(мет)акриловым латексам вызван их пленкообразующими свойствами. Для получения латексов используются композиции, состоящие из нескольких мономеров. Состав композиций определяет физико-химические, адгезионные, эксплуатационные, декоративные свойства латексных полимеров.

Эффект мономерного состава латексного полимера определяет температуру его пленкообразования и размер формирующихся латексных частиц в процессе их формирования. Акриловые мономеры широко используются при синтезе пленкообразующих полимерных материалов благодаря низким температурам их пленкообразования.

Эмульсионная полимеризация акриловых мономеров в водной фазе характеризуется образованием полимерных частиц в ходе присоединения на первой стадии молекул мономера к радикальной молекуле водорастворимого инициатора процесса, и затем к радикальному концу макроцепи в водной фазе или уже с участием в объеме полимерной частицы.

Формирование первичных частиц дисперсии зависит от гидрофильно-гидрофобных свойств мономера/полимера (их водорастворимости). Так, растворимость одного из распространенных акриловых мономеров (метилметакрилата) составляет 1,5%, а такие акрилаты, как мет/акриловые кислоты, полностью растворяются в теплой воде.

Концентрация инициатора и поверхностно-активных веществ, используемых в процессе полимеризации, определяет размер частиц и устойчивость образующихся полимерных латексных частиц.

Большие площади поверхности и большее отношение поверхности к объему, что характерно при полимеризации с участием латексных частиц, обычно повышают скорость процесса из-за большей реакционной поверхности, а также приводят к значительному влиянию свойств поверхности на их структуру [7–10]. Дисперсность материалов является ключевым фактором для поверхностных эффектов.

В настоящей работе проводилось исследование структуры свободных стирол-алкил(мет)акриловых латексных сополимерных пленок с привлечением метода динамической механической релаксационной спектроскопии (ДМРС), в основе которого лежит анализ релаксационной структуры полимера. Исследовано влияние размера частиц латекса, коррелирующего с растворимостью мономеров в водной фазе (гидрофильно-гидрофобными свойствами мономеров/полимеров), на интенсивность диссипативных процессов, протекающих в полимерах в области температур от –150 до +50°С, а также влияние этих параметров на температурную зависимость частоты затухающего колебательного процесса в полимерах с целью выяснения их упругих, высокоэластичных свойств.

В прикладном отношении для придания латексному полимеру тех или иных специфических свойств его модифицируют с целью создания полимерной композиции с требуемыми свойствами.

Полимерные композиции с высокополярными модификаторами представляют интерес с позиции создания новых функциональных материалов, сочетающих свойства полимерной матрицы и модификатора. В частности, фталоцианины/фталоцианинаты могут быть использованы в опто- и электронной промышленности для создания новых функционализированных поверхностных слоев и пленок и др. [11–12].

Модификация латексных акрилатных полимеров ионным карбоксилированным фталоцианином часто сопровождается образованием слабо упорядоченных очаговых кристаллических включений различной морфологии и структуры [12], что в ряде случаев понижает функциональные свойства формируемых композитов. Вместе с тем, в работах [13–14] показана возможность модификации латексных акрилатных полимеров ионным карбоксилированным фталоцианином без образования очаговых кристаллических включений. При этом модифицированная полимерная пленка проявляет люминесцентные свойства.

С использованием методов Фурье– и ИК–спектроскопии показано изменение контура полос поглощения, ответственных за образование водородных связей в результате взаимодействия карбоксильных групп модификатора и полимера [13, 15, 16].

Согласно данным оптической микроскопии и Раман спектроскопии установлено равномерное распределение ионного карбоксилированного фталоцианина в латексном полимере с комнатной температурой стеклования, который не удаляется из пленки при ее выдерживании в воде, что указывает на локализацию модификатора в латексном полимере [13].

С привлечением атомно-силовой микроскопии (АСМ) была изучена наноморфология поверхности пленок, модифицированных ионным карбоксилированным модификатором [17, 18]. Для высокоэластичного полимера с температурой пленкообразования ниже 5°С пленкообразование на его основе осуществляется в результате полной коалесценции частиц. Поверхность таких пленок характеризуется высокой гладкостью, что свидетельствует об объемном распределении модификатора в латексном полимере.

В случае полимера с более высокой температурой пленкообразования вплоть до комнатных температур обнаружена потеря гладкости поверхности, топографическая картина которой свидетельствует о гексагональной упаковке латексных частиц и распределении модификатора в межчастичных областях пленки.

В работах [15, 16] изучен эффект ионного карбоксилированного фталоцианина на диссипативные процессы в латексных алкил(мет)акрилатных сополимерах с температурой стеклования 5 и 8°С, который проявляется в увеличении подвижности релаксационной структуры и росте упругости полимера.

В настоящей работе с привлечением метода динамической механической релаксационной спектроскопии изучено влияние водорастворимого фталоцианината (тетранатриевой соли медь (II) – фталоцианин-тетрасульфониевой кислоты) на релаксационную структуру стирол-алкил(мет)акриловых сополимеров с учетом полимеризационных особенностей их формирования. Фталоцианинат вводился в систему на стадии приготовления полимерной композиции. Изучена температурная зависимость частоты затухающего колебательного процесса в области температуры стеклования немодифицированного и модифицированного полимеров с учетом взаимодействия полимер-фталоцианинат с целью выяснения влияния размера и гидрофобности поверхности свободных латексных частиц, а также роли модификатора на высокоэластичные свойства полимера.

С привлечением метода флуоресцентной спектроскопии и учетом спектральных данных Раман спектроскопии проводится анализ взаимодействия полимеров с фталоцианинатовым модификатором и его распределении в межчастичных областях полимерных пленок, на основании которого дается объяснение особенностей протекания диссипативных процессов в его присутствии.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

В качестве латексных пленкообразователей использовали карбоксилсодержащие латексные сополимеры стирола с алкил(мет)акрилатами (в том числе, метилметакрилат, бутилакрилат, метакриловая кислота) с температурой стеклования 5, 5 и 15°С, далее именуемые как полимер (А1₅, А2₅, А3₁₅) соответственно. Наименование исследуемых полимеров содержит информацию о их температуре стеклования.

В качестве водорастворимого фталоцианината использовали тетранатриевую соль медь (II)-фталоцианин-тетрасульфониевой кислоты с концентрацией 0.1 ммоль/л, водорастворимость которой обусловлена наличием сульфатированных концевых групп.

Свободные латексные пленки готовили отливом латексов на тефлоновой подложке и высушиванием образцов до постоянного веса.

Для выяснения релаксационной структуры латексных полимерных пленок и покрытий и ее изменения в присутствии фталоцианинатового модификатора был привлечен метод ДМРС, в основе которого лежит возможность анализа высокоэластичности и релаксационного поведения полимера [19–21].

Для выяснения особенностей протекания диссипативных процессов в данном полимере, не модифицированном и модифицированном фталоцианинатом, исследовались спектры внутреннего трения λ = f(T, ^oC) в интервале температур от –150°С до +50°С в режиме свободных затухающих крутильных колебаний при частоте ν ≈ 1 Гц.

Спектры комбинационного рассеяния (КР) получены на спектрометре inVia Reflex (фирмы Renishaw) в области 100–3600 см^–1. Для регистрации спектров в качестве источника излучения использовался He-Ne лазер с длиной волны 633 нм. Лазерное излучение фокусировалось на образец при помощи 50х объектива (диаметр пятна возбуждения 2 мкм). Мощность излучения составляла менее 0,3 мВт.

Электронные спектры поглощения были получены на спектрофотометре Jasco V-770 в диапазоне 250–900 нм в прямоугольных кварцевых кюветах Hellma QS с оптическим путем 10 мм при комнатной температуре.

Спектры флуоресценции были получены на спектрофлуориметре Jasco FP-8300 в прямоугольных кварцевых кюветах Hellma QS с оптическим путем 10 мм при комнатной температуре. Для возбуждения флуоресценции образцов использовалась длина волны 625 нм, ширина щелей возбуждения и эмиссии составляла 10 нм.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В табл. 1 представлены физико-химические свойства исследованных латексов и полимеров на их основе.

 

Таблица 1. Физико-химические свойства латексных полимеров

Латекс	Размер частиц, нм	Суммарная растворимость мономеров в воде*, %	Температура стеклования, °С
А15	50	0.56	5
А25	100	0.56	5
А316	100–150	0.47	15

 

С целью выяснения влияния полимеризационных особенностей для полимерных латексов, представленных в табл. 1, на структуру латексных полимерных пленок и ее изменения в присутствии водорастворимого фталоцианинатового модификатора был привлечен метод ДМРС, в основе которого лежит возможность анализа высокоэластичности и релаксационного поведения полимера [19–21].

Метод ДМРС основан на том, что особенность строения полимера обусловлена наличием двух видов структурных элементов (звеньев цепей и самих цепей), значительно различающихся подвижностью [19, 20]. В случае высокоэластичного полимера это проявляется в перегруппировке звеньев, т.е. изменении конформации цепей при изменении температуры. Отсюда следует, что анализ релаксационной подвижности звеньев цепей и/или самих цепей с привлечением метода релаксационной спектроскопии может дать представление о структуре образующихся частиц и полимера до и после их модификации.

На основании анализа интенсивности диссипативных потерь и частоты упругих колебаний можно описать эффект модификатора на релаксационные характеристики и упругие свойства полимерного материала. Особый интерес представляет область температуры стеклования, анализ изменения которой дает представление об эффекте фталоцианината на неупругие свойства полимера.

На рис. 1 (а, б) представлены температурные зависимости спектров внутреннего трения λ (а) и частоты затухающего колебательного процесса ν (б), возбуждаемого во всех трех исследованных высокоэластичных сополимерах.

 

Рис. 1. Температурные зависимости спектров внутреннего трения λ (а) и частоты затухающего колебательного процесса ν (б), возбуждаемого в высокоэластичных сополимерах: 1 – А1₅, 2 – А2₅, 3 – А3₁₅

 

Полученные экспериментальные зависимости показывают, что в интервале температур от –150° до +50°С присутствует несколько локальных диссипативных процессов, расположенных в разных температурных интервалах и имеющих различную интенсивность λ_imax, наиболее четко выраженных в случае менее эластичного полимера А3₁₆.

В случае полимеров А1₅ и А2₅ диссипативных процессов при отрицательных температурах практически не обнаружено из-за их высокой эластичности.

Два низкотемпературных процесса в полимере А3₁₅ имеют слабую интенсивность потерь µ_с-процесса и µ_LDA-процесса (рис. 1а) и проявляются в температурных областях от –140° до –130°С и –100° до –80°С соответственно.

Дальнейшее повышение температуры приводит к появлению на спектре λ = f(T) крайне слабовыраженного диссипативного µ_h–процесса в интервале температур от –80° до –50°С, возникновение которого может быть связано с наличием в структуре полимера определенного количества связанной молекулярной воды [22–25].

Наличие воды в структуре различных полимеров подтверждается данными оптических и диэлектрических потерь, а также исследованиями ИК–спектров воды при нормальном давлении [23, 24]. Не останавливаясь подробно на этом вопросе, можно отметить, что исследование возможных кластерных форм воды показало ее наличие при температуре ниже 273К в структуре полимера в виде нескольких форм: гексагональной кристаллической формы J_h; кубической кристаллической формы J_c и аморфной или стеклообразной фазы J_LDA.

Для всех трех локальных диссипативных процессов характерен положительный дефект модуля, т.е. ΔG_Jc >0; ΔG_Jh >0; ΔG_JLDA >0 [25], что определяет механизм диссипативных потерь как фазовый, связанный с определенными кристаллическими структурно-кинетическими подсистемами, подвижность элементов которых и определяет появление пика потерь на спектре внутреннего трения.

Сопоставление максимумов интенсивности диссипативных процессов в области температуры стеклования во всех трех полимерах показывает ее увеличение с уменьшением размера латексных частиц и гидрофобности полимера, что может указывать на рост подвижности макроцепей с увеличением высокоэластичности полимера. Значение λ_max снижается в ряду А1₅, А2₅, А3₁₅ от 0.85; 0.55; до 0.22 соответственно. При этом ощутимый сдвиг температуры, соответствующей максимуму интенсивности процессов, наблюдается лишь для полимера А₁₀₁. Температура составляет –2.6; –2.75; 2.61°С для А1₅, А2₅, А3₁₅ соответственно.

Следует отметить тот факт, что при близких гидрофильно-гидрофобных свойствах полимеров А1₅ и А2₅ наблюдается ощутимое различие в максимуме интенсивности диссипативных процессов, что можно связать исключительно с размером латексных частиц.

Сопоставление максимума интенсивности диссипативных процессов в полимерах А2₅ и А3₁₅, которые характеризуются близким размером частиц, показывает определяющую роль гидрофильно-гидрофобных свойств в его проявлении.

Самый высокотемпературный диссипативный процесс проявляется при температурах от +45° до +55°С, природа которого пока остается недостаточно ясной.

Спад кривых температурно-частотных зависимостей характеризует дефект модуля упругости полимера и может быть оценен отрезком, отсекаемым касательными к кривой. Дефект модуля дает представление о упругих свойствах полимера: чем он выше, тем меньше упругость полимерного материала [15, 16, 26, 27].

Дефект модуля рассчитывается по соотношению (ν₂–ν₁)/ (Т₂–Т₁) = Δ G, где ν₂ и ν₁ – частота колебательного процесса при соответствующих температурам Т₂ и Т₁, при которых имеет место пересечение касательных в области температуры стеклования.

Основываясь на данных рис. 1 б для свободных латексных сополимеров А1₅, А2₅ и А3₁₅, рассчитанный дефект модуля составляет ΔG 0.035, 0.028 и 0.015 соответственно. Отсюда следует, что с ростом гидрофобности полимера и размера латексных частиц, что является следствием первого, его упругость возрастает.

Дальнейшее исследование структуры латексного полимера продолжено на примере его модификации водорастворимым фталоцианинатом.

На рис. 2 (а, б) представлены температурные зависимости спектров внутреннего трения λ (а) и частоты затухающего колебательного процесса ν (б), возбуждаемого в немодифицированном и модифицированном высокоэластичном сополимере А1₅ и А3₁₅ Аналогичные зависимости получены для полимера А2₅.

 

Рис. 2. Диссипативные процессы и частота колебаний в пленках А1₅ (а, б) и А3₁₅ (в, г): кривые 1 – без модификатора; кривые 2 – с модификатором

 

Видно (рис. 2 а), что релаксационная подвижность высокоэластичного латексного полимера А1₅ (λ_max) увеличивается от 0.57 до 0.85 при введении водорастворимого фталоцианината. При этом температура, соответствующая максимуму α-релаксации, практически не изменяется.

Анализ эффекта модификатора на неупругие свойства полимера основывается на рассмотрении изменения частоты колебательного процесса в области температуры стеклования. На рис. 2 б видно, что спад частоты затухающего колебательного процесса ν, возбуждаемого в модифицированном полимере (кривая 2) гораздо больше, чем в немодифицированном полимере (кривая 1), и указывает на увеличение его неупругости при модификации.

В случае латексного полимера А3₁₅ обнаружено, что релаксационная подвижность увеличивается при введении фталоцианината от 0.19 до 0.25. при этом температура, соответствующая максимуму α-релаксации, также практически не изменяется и составляет 6,0° и 5.5°С соответственно.

Температура, при которой обнаруживается максимальное значение интенсивности α-релаксации, соответствует температуре стеклования полимера. Она практически не меняется, незначительно снижаясь от 6° до 5.5°С, что указывает на незначительный рост неупругости модифицированного полимера А3₁₅.

Основываясь на данных о влиянии модификатора на частоту колебательного процесса на рис. 1 (б), удается сопоставить механические свойства полимера до и после его модификации фталоцианинатом согласно работам [19–21]. Анализ эффекта модификатора на неупругие свойства полимера основывается на рассмотрении изменения частоты колебательного процесса в области температуры стеклования. Как видно из рис., он характеризуется резким спадом частоты колебательного процесса, что подтверждает релаксационный механизм диссипативного процесса внутреннего трения в полимере.

На рис. 3 представлено сопоставление температурных зависимостей спектров внутреннего трения λ (а) и частоты затухающего колебательного процесса ν (б), возбуждаемого в модифицированных полимерах А1₅ и А3₁₅.

 

Рис. 3. Температурные зависимости спектров внутреннего трения λ (а) и частоты затухающего колебательного процесса ν (б), возбуждаемого в модифицированных полимерах А1₅ (кривая 1) и А3₁₅ (кривая 2)

 

Принимая во внимание эффект увеличения подвижности макроцепей модифицированных сополимеров А1₅ и А3₁₅ по сравнению с немодифицированными полимерами, можно отметить, что релаксационная подвижность макроцепей полимера А1₅, модифицированных фталоцианинатом, гораздо выше, чем сополимера А3₁₆.

Основываясь на данных рис. 3 б, эластичность этих полимеров характеризовали с учетом значения дефекта модуля Δ G, который рассчитывается по приведенному выше соотношению (ν₂ – ν₁)/(Т₂ – Т₁). Дефект модуля, характеризующий упругость и соответственно эластичность полимера, для модифицированных полимеров А1₅ и А3₁₆ составляет 0.15 и 0.03 соответственно, подтверждая большую упругость последнего.

Сравнивая значения дефекта модуля для немодифицированных А1₅ и А3₁₅ (ΔG 0.035 и 0.015) и модифицированных А1₅ и А3₁₅ (ΔG 0.15 и 0.03), можно прийти к заключению, что более высокое значение последних указывает на увеличение неупругости обоих полимеров при их модификации.

Для объяснения увеличения релаксационной подвижности макроцепей полимера в присутствии водорастворимого медь-содержащего фталоцианината в работе [28] с привлечением Раман спектроскопии были получены и проанализированы электронные спектры поглощения модифицированных и немодифицированных стирол/алкил(мет)акриловых латексных сополимеров и модификатора в области от 400 до 1500 нм. С помощью программы математического разложения контура КР-спектров в программе Fityk software [29] установлено смещение полос, как полимера, так и фталоцианината. На основании этого сделан вывод об их взаимодействии при локализации модификатора на поверхности частиц в межчастичных областях полимерной пленки.

В случае наиболее выраженных случаев смещения сдвиг составляет примерно 2 см^–1. Сопоставление данных указывает на смещение полос ~2 см^–1 как для фталоцианината, так и исследованных полимерных пленок в ту или иную сторону.

Основываясь на интерпретации полос КР-спектра водорастворимого медь -содержащего фталоцианината, проведенной в работе [28], можно заключить, что в случае пленки модифицированного полимера А3₁₅, содержащего в своей структуре бензольные кольца модификатора и полимера, наблюдается сдвиг полос фталоцианината в сторону большей длины волны для длин волн, соответствующих макроциклам, бензольным циклам и пиррольным связям. И наоборот, некоторый сдвиг длин волн фталоцианината в сторону меньших длин волн наблюдается в случае слабых и средних колебаний С–Н связей (1198,2 и 1296.0 см^–1).

В случае пленки модифицированного алкил(мет)акрилового полимера, содержащего только карбоксильные функциональные группы и не содержащего бензольные кольца, в спектре модифицированной композиции также обнаруживается смещение полос фталоцианината в сторону меньших длин волн при тех же длинах волн 1198.2 и 1216.0 см^–1, как и в случае А3₁₅, что может указывать на взаимодействие функциональных групп другого типа.

Такая же интерпретация спектров водорастворимого медь -содержащего фталоцианината была дана в работах [29–31], учет которой позволяет прийти к заключению о возможности взаимодействия модификатора с полимерами в той или иной степени, и следовательно, возможности его локализации на поверхности латексных частиц в межчастичных областях.

Для подтверждения взаимодействия полимер-фталоцианинат были проведены спектроскопические исследования.

В работах [32, 33] показано, что на электронных спектрах поглощения водорастворимых карбоксилированного фталоцианина и медь-содержащего фталоцианината в видимой области проявляется характерная полоса поглощения при 616 нм, которая показывает возможность образования Н-агрегатов. Установлено также, что фталоцианины проявляют эксимерную флюоресценцию в области от 300 до 600 нм [34–36].

В работе [33] при сопоставлении обоих модификаторов отмечается более сложная химическая структура фталоцианината, содержащего шестнадцать различных функциональных групп (натрий-карбоксилатные и гидроксильные группы, соотношение которых зависит от рН водной среды [33]), по сравнению карбоксилированным флолоцианином. В отличие от фталоцианина положение карбоксильных групп в бензольных кольцах фталоцианината обуславливает отличие в интенсивности характерного пика абсорбции при 687 нм. В этом случае пик хорошо выражен, тогда как в случае ионного карбоксилированного фталоцианина он проявляется как плечо на пике 627 нм.

На рис. 4(а) приведены электронные спектры поглощения фталоцианината, характер которых соответствует данным работ [32, 33].

 

Рис. 4. Спектры абсорбции (а) и флуоресценции (б): фталоцианина (1) и модифицированных полимеров А1₅ (2) и А2₅ (3)

 

На спектрах фталоцианината и модифицированных полимеров А1₅ и А2₅ обнаруживается область максимальной абсорбции при максимуме 610 нм, при которой далее проведено исследование флуоресценции модификатора и модифицированных полимерах.

На рис. 4 (б) представлены спектры флуоресценции фталоцианината и модифицированных им полимеров А1₅ и А2₅.

Из рис. 4 следует, что фталоцианинат практически не проявляет флуоресценцию, тогда как на спектрах модифицированных им полимеров четко обнаруживается пик флуоресценции в области 690 нм. Флуоресценция модифицированных полимерных пленок свидетельствует о том, что при локализации модификатора в межчастичных областях именно взаимодействие с поверхностью латексных частиц вызывает изменение структуры фталоцианината, активируя его эмиссионные свойства.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Химическая природа алкил(мет)акриловых мономеров определяет особенности латексной полимеризации и физико-химические свойства пленкообразующих латексных сополимеров, в том числе размер образующихся частиц и гидрофильно-гидрофобные свойства поверхности полимерных частиц, что в свою очередь влияет на процесс пленкообразования в таких системах.

Своеобразие процесса образования пленок из латексных систем с температурой стеклования ниже комнатной регулирует их структуру и морфологию и, таким образом, обуславливает физико-механические и физико-химические свойства.

Влияние размера латексных частиц и гидрофильно-гидрофобных свойств их поверхности на структуру и морфологию полимерных пленок изучено с привлечением метода динамической механической релаксационной спектроскопии. На основании анализа интенсивности диссипативных потерь и частоты упругих колебаний проведено исследование релаксационной однородности полимерного материала.

Подтверждено увеличение интенсивности релаксационной подвижности макроцепей полимера с уменьшением размера соответствующих ему латексных частиц и гидрофобности их поверхности. С ростом размера частиц и гидрофобности поверхности возрастает температура стеклования полимера.

При модификации полимерных пленок водорастворимым фталоцианинатом обнаружен рост интенсивности α-релаксации и сдвиг максимального значения температуры стеклования полимера в положительную область. При этом повышение дефекта модуля в модифицированном полимере по сравнению с немодифицированным полимером указывает на рост его неупругости при модификации.

Рост интенсивности диссипативных процессов в присутствии модификатора объясняется нарушением релаксационной структуры полимера. Это подтверждается спектральными данными, полученными с привлечением методов Раман спектроскопии и флуоресцентной спектроскопии. С использованием последней показано отсутствие флуоресценции свободного фталоцианината и ее проявление в модифицированном полимере, свидетельствующее взаимодействии его поверхности с модификатором.

About the authors

Т. Р. Асламазова

ФГБУН Институт физической химии и электрохимии имени А.Н. Фрумкина РАН

Author for correspondence.
Email: t.aslamazova@yandex.ru
Russian Federation, Ленинский пр., 31, корп. 4, Москва, 119071

В. А. Котенев

ФГБУН Институт физической химии и электрохимии имени А.Н. Фрумкина РАН

Email: t.aslamazova@yandex.ru
Russian Federation, Ленинский пр., 31, корп. 4, Москва, 119071

Н. Ю. Ломовская

ФГБУН Институт физической химии и электрохимии имени А.Н. Фрумкина РАН

Email: t.aslamazova@yandex.ru
Russian Federation, Ленинский пр., 31, корп. 4, Москва, 119071

References

Supplementary files