А.Н. Озерин, Т.С. Куркин, Г.Г. Алханишвили, А.С. Кечекьян, О.Т. Гриценко, Н.С. Перов, Л.А. Озерина, М.А. Бешенко, В.Ю. Долматов
Изучена структура и механические свойства полимер-наноалмазных композитов на основе блоксополимера полистиролполибутадиен — полистирол. Установлено, что введение наноалмазов детонационного синтеза и наноалмазной шихты в блоксополимерный термоэластопласт приводит к существенному изменению механических характеристик модифицированной полимерной матрицы. Показано, что оптимальное с точки зрения модифицирующего эффекта содержание наноалмазной шихты в полимерном композите составляет 8 — 10 масс. %. Обнаружено, что характер пространственного распределения наноалмазных частиц в полимерной матрице термоэластопласта является решающим фактором, определяющим возможности и пределы модифицирования свойств полимерного нанокомпозита. Обсуждены некоторые возможности и перспективы практического использования исследованных полимер — наноалмазных композитов. Полученные результаты имеют важное значение для отработки технологических приемов и способов модификации ряда базовых марок крупнотоннажных полимеров, приготовления высокопрочных адгезивов, клеев и клеев — расплавов, повышения ударопрочности пластиков.
THE STRUCTURE AND PROPERTIES OG POLYMER — NANODIAMONDS COMPOSITES BASED ON BLOCK COPOLYMER POLY(STYRENE) — POLY(BUTADIENE) — POLY(STYRENE)
The structure and mechanical properties were studied for the polymer — nanodiamond composites based on block copolymer poly(styrene) — poly(butadiene) — poly(styrene). It was revealed that addition of the nanodiamond of detonation synthesis or nanodiamond soot into the block copolymer thermoelastoplastic had a significant influence on the mechanical properties of the modified polymeric matrix. The optimal content of the nanodiamond soot in the nanocomposite was found to be of about 8 – 10 % by weight. The spatial distribution of the nanodiamond particles in the polymeric matrix was determinative to modify the properties of the polymeric nanocomposites. Some possible practical applications were discussed for the polymer — nanodiamond composites. The obtained results are significant for the technological development of modified large — scale produced polymers, high-strength bonding materials, impact — resistant plastics.
ВВЕДЕНИЕ
Полимерные материалы обеспечивают производство важнейших продуктов критических технологий (конструкционные материалы, полимерные и полимерно — волокнистые композиты, покрытия с заданными свойствами, мембраны, биосовместимые материалы, материалы для сенсорных, опто и фотоэлектронных устройств, гибридные и огнезащитные материалы и т. д.) и потребляются практически во всех отраслях производства.
Наряду с функциональными свойствами, необходимо, как правило, обеспечить высокие упруго — прочностные характеристики, химическую и температурную стойкость разрабатываемых новых полимерных материалов.
В последнее время становится ясным, что решить указанные задачи можно посредством разработки новых типов полимерных нанокомпозитов, где в качестве активных наполнителей используются наночастицы различной природы. Высокое соотношение поверхность — объем позволяет использовать ультрадисперсные (наноразмерные) частицывкачествет.н.«активных»объемных или поверхностных модификаторов для полимерных матриц. При этом представляется возможным получать композиты, обладающие уникальными свойствами, отличными от простой суперпозиции свойств исходного материала и дисперсного наполнителя: высокими каталитическими и магнитными характеристиками, селективной поглощающей способностью, триботехническими свойствами, термостойкостью и химической инертностью, высокими механическими характеристиками (прочностью, пластичностью и др.).
В том случае, если наночастицы имеют анизометрию формы (большое отношение длины к поперечным размерам), наибольшие изменения можно ожидать для комплекса физико — механических характеристик нанокомпозитов на их основе, особенно в ориентированном состоянии (пленки, волокна, нити).
Одним из перспективных компонентов ориентированных нанокомпозитов могут являться наноалмазы детонационного синтеза (НА), для которых в России отработана промышленная схема производства [1] и которые уже нашли широкую область практического применения [2]. НА образуют протяженные наноразмерные «неразрушаемые агрегаты» [3, 4], которые могут выступать в качестве эффективных модификаторов физико — механических свойств наполненных ориентированных полимерных систем.
В этом отношении использование НА представляется актуальным и экономически привлекательным вариантом создания нового поколения полимерных композиционных материалов. Еще более эффективным с точки зрения экономики производства и технологичности процессов является использование существенно более дешевой наноалмазной шихты (АШ) в качестве активного наполнителя полимерных нанокомпозитов.
Следует отметить, что в настоящее время рынок потребления НА в основном формируется их использованием именно в качестве полирующих агентов и присадок к смазочным материалам. Однако, высокий темп развития технологий синтеза НА, способов их фракционирования и модификации позволит в ближайшем будущем реализовать весь потенциал этих наночастиц и приведет к расширению рынка их сбыта и появлению качественно новых изделий в области медицины, машино и приборостроения, материалов конструкционного и армирующего назначения и в других областях промышленности.
Анализ современного состояния проблемы показывает, что создание новых типов полимерных композиционных материалов с использованием традиционных приемов наполнения полимерных матриц различного рода дисперсными наполнителями (частицы микронного и субмикронного уровня дисперсности, непрерывные и рубленые волокна и т. п.) в значительной степени исчерпало себя в плане достижения нового уровня эксплуатационных свойств и характеристик материалов.
Новые прорывные решения могут быть достигнуты только на пути использования принципов нанотехнологий, т. е. переходом к нанодисперсному распределению компонентов. В этом случае проявляется еще одна важнейшая характеристика диспергируемого материала – межфазная поверхность, вклад которой в изменение свойств нанокомпозиционных материалов, в отличие от традиционных «классических аддитивных» композитов, становится столь существенным, что это приводит к радикальным и нелинейным изменениям свойств материалов.
В настоящее время существуют два подхода к созданию полимерных нанокомпозитов:
(1) «сверху вниз» – посредством введения (распределения, диспергирования, нанесения и т. д.) в полимерную матрицу приготовленных заранее нанодисперсных наполнителей;
(2) «снизу вверх» – посредством создания в полимерной матрице (специальный синтез, специальная модификация, специальная обработка (воздействие) и т. д.) упорядоченных наноструктур, в т. ч. с использованием принципов самосборки и самоорганизации.
Использование НА и АШ в качестве активных наполнителей в полимерных матрицах отвечает варианту (1).
Особое место полимерных нанокомпозитов в ряду других известных материалов обусловлено «сведением в одной точке» шкалы характерных размеров, отвечающих: (1) радиусу инерции полимерной цепи (размер цепи), (2) размеру частиц наполнителя (модификатора) и (3) среднему размеру элементов наноструктуры (расстояние между частицами, структурная периодичность, размер переходной зоны или межфазовой границы и т. п.). Все это приводит к существенно более резкому «синергетическому» характеру изменения свойств нанокомпозиционных полимерных материалов при варьировании структурных характеристик по сравнению с традиционными полимерными композиционными материалами [5].
Использование НА и АШ в качестве активных наполнителей в полимерных матрицах полностью отвечает сформулированному требованию к нанокомпозитам.
Весьма перспективной представляется возможность модификации термоэластопластов НА и АШ. Термоэластопласты широко применяются в самых различных областях, что обусловлено уникальным сочетанием их способности к высокотемпературной переработке с эластичностью резин, исключением процесса вулканизации, отсутствием отходов, малой энергоемкостью процесса их переработки [6]. Синтез полибутадиен — полистирольных (диен — стирольных) термоэластопластов является многотоннажным процессом, хорошо освоенным отечественной промышленностью. Такие термоэластопласты (ДСТ) представляют собой триблоксополимеры с центральным полибутадиеновым и концевыми полистирольными блоками, химическая структура которых показана на схеме.
Схема. Химическая структура термоэластопласта ДСТ
Известно, что благодаря несовместимости полибутадиенового и полистирольного блоков в термоэластопластах происходит фазовое расслоение, которое, в зависимости от весовой доли каждого из блоков, приводит к возникновению того или иного типа мезофазных упорядоченных структур, например – цилиндрических доменов полистирола, образующих упорядоченную гексагональную суперрешетку в полибутадиеновой матрице (рис. 1).
Рисунок 1. Цилиндрические домены полистирола в полибутадиеновой матрице ДСТ: (а) – схема строения; (б) – вид поперечного среза в просвечивающем электронном микроскопе [7]
В свою очередь, характер возникающих структур определяет физико — механические свойства термоэластопластов.
Термоэластопласты являются также перспективными материалами для модификации свойств различных полимеров в процессе их переработки, так как наряду с эластическими свойствами обладают термопластичностью и способностью к многократной переработке [6].
К настоящему времени публикации, посвященные введению НА и АШ в ДСТ, в открытой печати отсутствуют.
Рисунок 2. Малоугловые рентгенограммы образца ДСТ — 30 и схема деформации при растяжении макрорешетки, образованной цилиндрическими доменами полистирола
Целью настоящей работы является изучение структуры и механических свойств композиционных материалов на основе блоксополимера полистиролполибутадиен — полистирол, модифицированного наноалмазами детонационного синтеза и наноалмазной шихтой.
Таблица 1. Характеристики термоэластопласта ДСТ — 30 — 01
| Наименование показателя | ДСТ — 30 — 01 |
| 1 гр. | |
| Содержание связанного стирола, % | 27 — 31 |
| Потери массы при сушке, % | 0.4 |
| Массовая доля золы, % | 0.3 |
| Твердость по Шору | не менее 65 |
| Условная прочность при растяжении, кгс/см2 | 200 |
| Относительная остаточная деформация после разрыва, % | 25 |
| Относительное удлинение при разрыве, % | 650 |
| Характеристическая вязкость, дл/г | 1.0 |
| Массовая доля антиоксиданта Агидола — 1, % | 0.3 |
| Эластичность по отскоку, % | 52 |
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Использовали НА производства ЗАО «Алмазный Центр» (С. — Петербург) в виде порошка (марка УДД — СТП по ТУ 05121441-275-95), среда подрыва заряда (сплав тротила с гексогеном ~ 50/50) – водная, очистка HNO3 (p ~ 80 атм., t ~ 240 ОС). Стандартную АШ того же производства использовали также в виде порошка. Структура НА достаточно подробно исследована в работе [8].
Нанокомпозиты с разной степенью наполнения НА и АШ готовили на основе промышленного бутадиенстирольного термоэластопласта ДСТ — 30 — 01 производства ОАО «Воронежсинтезкаучук», ТУ 38.103267-99, изм. 3,4 (ДСТ — 30). Характеристики ДСТ — 30 приведены в табл. 1.
Навески гранул ДСТ — 30 и порошка НА (АШ) загружали в двухшнековый микросмеситель фирмы DACA при температуре в камере смешения 185° С и смешивали в течение заданного времени, после чего готовую композицию выпускали из микросмесителя через круглую фильеру в виде прутка.
Из измельченного прутка композиции в прессформе при температуре 185° С и давлении 150 кг/см2 готовили пленки толщиной 450 мкм для дальнейших исследований.
Для измерения механических характеристик сформованных материалов использовали универсальную испытательную машину Shimadzu AGS — 10. Величину деформации материала при одноосном растяжении характеризовали относительной деформацией
где l и l0 – длина рабочей части образца в деформированном и исходном состояниях соответственно.
Измерения на пленках наполненного ДСТ — 30 при одноосном растяжении до разрыва проводили при комнатной температуре на измерительной базе по ГОСТ 270 — 75 и скорости движения зажима 400 мм/мин.
Рисунок 3. Малоугловые рентгенограммы образца ДСТ — 30 + АШ 4 масс. %
Рентгенографические измерения в малых углах дифракции выполняли на установке Bruker NANOSTAR с двухмерным координатным детектором на CuKα-излучении.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Термоэластопласт ДСТ — 30 является типичным представителем блок — сополимеров типа СБС (полистиролполибутадиен — полистирол), характерной особенностью которых является их способность к большим обратимым деформациям за счет высокоэластической деформации полидиеновой матрицы. В ДСТ — 30 полистирольные домены агрегируют с образованием цилиндрических доменов, упорядоченно расположенных в полибутадиеновой матрице (рис. 1). Структурные изменения при деформации ориентированных и изотропных образцов ДСТ — 30 подробно исследованы и описаны в работе [9].
На рис. 2 приведены малоугловые рентгенограммы исходного образца ДСТ — 30, полученные при его одноосном растяжении.
Изменение картины малоуглового рассеяния на рис. 2 полностью соответствует модели деформации макрорешетки, образованной цилиндрическими доменами полистирола, при одноосном растяжении образца, которая была предложена в работе [9].
В наполненных системах исходная доменная структура сохраняется, о чем свидетельствует картина малоуглового рентгеновского рассеяния исследованного образца ДСТ — 30 + АШ 4 масс. % (рис. 3).
К сожалению, интенсивное центральное рассеяние, которое обусловлено рассеянием на фазово — контрастных наноалмазных частицах, не позволяет выделить и проанализировать рассеяние от доменной структуры полимерной матрицы при более высоких степенях наполнения. По этой причине вопрос о том, сохраняется ли такая доменная структура при высоких степенях наполнения, остается пока открытым. Вероятно, в этом случае для решения поставленной задачи необходимо использовать метод просвечивающей электронной микроскопии с одновременным контрастированием эластомерной матрицы. Такое исследование предполагается выполнить в дальнейшем.
При исследовании физико — механических свойств ДСТ — 30, наполненных ДНА и АШ, установлено, что в этом случае достигается существенное изменение механических характеристик материала (рис. 4 – 6).
Рисунок 4. Деформационные кривые ДСТ — 30 + НА. Содержание НА: 0 (1); 2 (2); 4 (3) и 8 масс. % (4)
Рисунок 5. Деформационные кривые ДСТ — 30 + АШ. Содержание АШ: 0 (1); 4 (2); 8 (3); 16 (4) и 25 масс. % (5)
Рисунок 6. Изменение характеристики упругости M300 ДСТ — 30 при введении НА (1) и АШ (2)
Рисунок 7. Изменение энергии деформации до разрыва системы ДСТ — 30 + АШ
Рисунок 8. Схема полимерной сетки, образованной узлами макромолекулярных зацеплений (1) и сшивками (2). a – длина сегмента («арки»), в пределах которой возможно скольжение узла зацепления при деформации сетки
Поведение наполненного ДСТ — 30 при одноосном растяжении отвечает увеличению «эффективной» степени вулканизации эластомерной полибутадиеновой фазы, что является технологически привлекательным результатом и свидетельствует об увеличении когезионной прочности материала. Полученный результат может быть использован при разработке новых типов высокопрочных адгезивов и клеев — расплавов на основе модифицированного промышленного термоэластопласта ДСТ — 30.
Обращает на себя внимание тот факт, что введение АШ в ДСТ — 30 приводит к существенному одновременному возрастанию разрывной прочности и разрывного удлинения при степени наполнения 8 – 16 масс. % (рис. 5). Зависимость энергии деформации композита до разрыва от степени наполнения носит в этом случае экстремальный характер (рис. 7), что является нетривиальным результатом, поскольку обычно при наполнении полимерной матрицы наночастицами наблюдают некоторое увеличение упругих характеристик (например, модуля упругости) при одновременном снижении величины деформации материала до разрыва. Данный результат является важным для определения областей практического применения полимер — наноалмазных композиций на основе ДСТ — 30.
АШ является более эффективным модификатором физико — механических свойств термоэластопласта, что следует из данных, представленных на рис. 6. Действительно, сопоставимый уровень изменения упругих характеристик ДСТ — 30 достигается при существенно меньшем содержании АШ в нанокомпозите по сравнению с НА.
Для анализа морфологических изменений, происходящих в полимерной матрице термоэластопласта при наполнении наночастицами, были использованы основные положения теории эластичности полимерных сеток, образованных зацеплениями макромолекул [10, 11].
В соответствии с теорией, изменение свободной энергии F при деформации таких сеток при температуре T описывается соотношением:
Рисунок 10. Изменение параметров (а), (б), (в); Nc(г), характеризующих деформируемость термоэластопласта ДСТ — 30, в зависимости от концентрации наполнителя. 1 – НА; 2 – АШ
где k – константа Больцмана, Ns – плотность узлов зацеплений макромолекул, Nc – плотность сшивок (рис. 8); η – числовой параметр модели, характеризующий «гладкость» скольжения узлов зацеплений, α – параметр «недеформируемости» макромолекулярного клубка, а суммирование в выражениях проводится по всем трем координатным компонентам деформации, характеризуемой кратностью растяжения λ.
Величина напряжения, возникающего при деформации сетки с зацеплениями, определяется соотношением:
Если η = 0, то узел зацепления является жестким и ведет себя при деформации как простая сшивка. При α = 0 слагаемые в соотношении (*), описывающие вклад сшивок, вырождаются в соотношения классической теории «фантомных» цепей (система макромолекул ведет себя как идеальный газ).
Первое слагаемое в соотношении (*), содержащее параметр η, характеризует вклад в изменение свободной энергии (напряжение деформации) узлов зацеплений, второе и третье слагаемые – в изменение сшивок макромолекул.
Из экспериментальных деформационных кривых σ — λ, представленных на рис. 4 и 5, с учетом соотношений (*) и (**), можно методом подгонки рассчитать значения параметров η и α, определив тем самым вклад каждой из составляющих в суммарную деформационную кривую (рис. 9).
Поскольку поведение кривых (1) и (2) на рис. 9 в области малых и больших деформаций различаются существенно, использование простых алгоритмов последовательных приближений обеспечивает быструю сходимость метода подгонки. Так, например, для деформационных кривых из рис. 9 были получены следующие значения параметров, характеризующих полимеров матриц: NskT = 7 MPa; NckT = 0.5 MPa; η = 0.57; α = 0.057 для ДСТ — 30 и NskT = 1MPa; NckT = 1.35 MPa; η = 0.1; α = 0.044 для ДСТ — 30 + АШ 25 масс. %.
Рисунок 11. Механические характеристики системы ДСТ — 30 + НА
Сводные данные, полученные обработкой экспериментальных деформационных кривых, проведены на рис. 10.
Как следует из данных на рис. 10, значения параметров η и α слабо меняются при изменении концентрации наполнителя, в то время как параметры Ns и Nc демонстрируют значительные изменения. Таким образом, основные изменения, которые происходят в полимерной матрице при введении наночастиц наполнителя, обусловлены изменением морфологии (топологии) полимерной сетки, а не изменением состояния (напряженности) полимерной цепи. Отмеченные морфологические изменения коррелируют с изменением механических характеристик композиционных материалов (рис. 11 и 12).
Видно, что модуль упругости и разрывное удлинение системы ДСТ — 30 + НА мало меняются при увеличении содержания НА в композите, а значение величины характеристики упругости материала M300 и концентрация сшивок полимерной сетки Nc увеличиваются линейно с увеличением концентрации НА в композите и симбатно друг другу.
Для системы ДСТ — 30 + АШ изменение характеристик носит пороговый характер с точкой излома в области 8 – 10 масс. % АШ.
Полагаем, что указанные особенности поведения наполненных систем можно достаточно просто объяснить, предположив различный характер распределения двух типов наполнителей, НА и АШ, в полимерной матрице.
Поскольку аморфные блоки полистирола сополимера ДСТ — 30 при формовании из вязкотекучего состояния сегрегируют с образованием цилиндрических доменов [6], распределение наночастиц НА или АШ в этих блоках становится невозможным, и все наночастицы должны находится в эластомерной полибутадиеновой фазе. В этом случае возможная схема пространственного распределения нанонаполнителя в структуре полимерной матрицы может выглядеть так, как это показано на рис. 13.
Рисунок 12. Механические характеристики системы ДСТ — 30 + АШ
В системе ДСТ — 30 + НА распределение наночастиц в эластомерной фазе является, по всей видимости, неравномерным (схема 1 на рис. 13) с повышением их концентрации на межфазной границе, разделяющей сегрегированные блоки (хорошо известный в коллоидной химии «эффект Пиккеринга») [13]. Локализованные и сконцентрированные на межфазной границе частицы НА могут действовать как дополнительные «молекулярные зажимы», вызывая изменения механических характеристик материала, характерные для случая увеличения «эффективной» концентрации сшивок эластомерной матрицы. Этим можно объяснить увеличение значений величины характеристики упругости материала M300 и концентрации сшивок полимерной сетки Nc в системе при увеличении концентрации НА (рис. 11).
В системе ДСТ — 30 + АШ распределение наночастиц в эластомерной фазе первоначально носит равномерный характер (схема 2 на рис. 13), что, в силу наличия специфического взаимодействия АШ с полибутадиеновой фазой [14, 15], увеличивает когезионную прочность материала, не затрагивая остальные механические характеристики системы. Лишь при превышении некоторого порогового значения по концентрации АШ начинает концентрироваться на межфазных границах(схема 3 на рис. 13), как и в случае НА.
Таким образом, в данной работе показано, что характер пространственного распределения наноалмазных частиц в полимерной матрице термоэластопласта является решающим фактором, определяющим возможности и пределы модифицирования свойств полимерного нанокомпозита.
Выше было отмечено, что АШ становится «активным» наполнителем и заметно изменяет характеристики упругости модифицируемой матрицы при концентрациях, превышающих 10 – 12 масс. %. Ясно, что оптимизацию свойств наполненного ДСТ — 30 следует проводить при наполнении, не превышающем этот порог. В этом случае есть основания полагать, что при изменении степени дисперсности исходной АШ (например, с помощью ультразвукового воздействия) можно будет добиться еще большего увеличения когезионной прочности материала без изменения величины предельной деформации до разрыва, что является чрезвычайно важным с точки зрения разработки принципиально новой технологии модифицирования свойств термоэластопластов.
Рисунок 13. Схема распределения в эластомерной фазе ДСТ — 30 частиц НА (1) и частиц АШ с содержанием в композите ниже 10 масс. % (2) и выше 10 масс. % (3)
Рынок подобной продукции, что важно, уже сформирован. Действительно, отечественной промышленностью с 1976 г. выпускаются стирольные термоэластопласты серий ДСТ (дивинилстирольный), ДМСТ, ИСТ (изопренстирольный). В настоящее время синтезированы маслобензостойкие и теплостойкие термоэластопласты. В области промышленного производства термоэластопласты могут заменить каучуки общего назначения, например, в производстве прорезиненных тканей, формовых изделий, рукавов. Разработан также большой ассортимент новых различных типов термоэластопластов, которые характеризуются высокой озоно, масло и бензостойкостью, высокими диэлектрическими показателями, достаточной морозостойкостью, хорошими физико — механическими показателями, особенно тепло и температуростойкостью.
Лидером среди российских производителей стирольных термоэластопластов является ОАО «Воронежсинтезкаучук», выпускающий блоксополимерные композиционные материалы под торговой маркой «ДСТ», которые применяются при производстве обуви, в дорожном строительстве для модификации битумов. Кроме того, ОАО «Кировский комбинат искусственных кож», ОАО «Полигран» (Тверь) выпускают термоэластопласты, применяемые в производстве обуви и изделий технического назначения, деталей автомобилей.
Технологии модификации термоэластопластов, основанные на применении НА и АШ, могут использовать при производстве полимерных композиционных материалов уже имеющийся парк станков и оборудования, применяемых для производства пластмасс и пластиков, что является экономически привлекательным обстоятельством.
На основе термоэластопласта ДСТ — 30 может быть приготовлен суперконцентрат АШ, который, в свою очередь, можно использовать для модификации ряда базовых марок крупнотоннажных полимеров, приготовления высокопрочных адгезивов, клеев и клеев — расплавов, повышения ударопрочности пластиков.
Работа поддержана РФФИ (грант 08-03-01074а) и Федеральным агентством по науке и инновациям (контракт No 02.523.11.3003).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
- Долматов В.Ю., Веретенникова М.В., Марчуков В.А., Сущев В.Г. // Физика твердого тела. 2004. Т. 46. No 4. С. 596.
- Долматов В.Ю. // Успехи химии. 2001. Т. 70. No 7. С. 68.
- Krüger A., Kataoka F., Ozawa M., Fujino T., Suzuki Y. Aleksenskii A.E., Vul’ A.Ya., Osawa E. // Carbon. 2005. V. 43. No. 8. P. 172.
- Кулакова И.И. // Физика твердого тела. 2004. Т. 46. No 4. С. 621.
- Krishnamoorti R., R.A. Vaia. // J. Polymer Sci., part B: Polymer Phys. 2007. V. 45. Iss. 24. P. 3252
- Термоэластопласты (под ред. В.В. Моисеева). 1985. М.: Химия. С. 184
- http://en.wikipedia.org/wiki/File:Sbs_block_copolymer.jpg
- Озерин А.Н., Куркин Т.С., Озерина Л.А., Долматов В.Ю. // Кристаллография. 2008. Т. 53. No 1. С. 80
- Тарасов С.Г., Цванкин Д.Я., Годовский Ю.К. // Высокомолек. соед. сер. А. 1978. Т. 20. No 7. С. 1534
- Ball, R.C., Doi, M., Edwards, S.F., Warner // M. Polymer. 1981. V. 22. P. 1010.
- Edwards, S.F., Vilgis, Th. // Polymer. 1986. V. 27. P. 483.
- Balazs A.C., Emrick T., Russell T.P.// Science. 2006. V. 314. Iss. 5802. P. 1107
- Долматов В.Ю. // Российские нанотехнологии, 2007. Т. 2. No 7–8. С. 19
- Долматов В.Ю. // Успехи химии. 2007. Т. 76. No 4. С. 375.