论文英文翻译.docx
- 文档编号:25290327
- 上传时间:2023-06-07
- 格式:DOCX
- 页数:15
- 大小:776.15KB
论文英文翻译.docx
《论文英文翻译.docx》由会员分享,可在线阅读,更多相关《论文英文翻译.docx(15页珍藏版)》请在冰豆网上搜索。
论文英文翻译
固态氯化聚乙烯的热行为和性能
内容摘要
不同平均分子量的固态氯化聚乙烯样品的熔融行为已经通过使用差示扫描量热法被研究。
用上述方法制备的氯化粉末聚合物样品的热和热力学特性被发现本质地不同,与熔融结晶的相比。
相应值的改变主要取决于共聚单体单元的含量例如氯乙烯,1,1-二氯二苯甲烷单元和它们沿着聚合物链的分布。
因此,可以被假定为聚合物结晶排列的顺序在氯化过程和随后地熔融结晶期间被扰乱。
关键词:
氯化聚乙烯,DSC,熔融行为
引言
氯化的聚乙烯(PE)的改性对不同性能的产品的制备有很好的提升,取决于氯化度,实验方法和反应条件。
通常,如果氯化在溶液中进行,氯原子沿着PE链无规分布。
低于熔融温度(大多数低于100℃),处于悬浮和固态氯化条件下PE的氯化导致聚合物的制备有类似块状的结构,以没被氯化的和低或高的氯化片段为特点[1]。
氯化的,处于溶液和悬浮态的PE的分子结构与热特征的内在关系被一些学者研究[2–13]。
这些产品的融化温度(Tm)峰随着氯化共聚单体单元片段的增减几乎是线性地下降[2,5,6,9,11]。
关于熔融焓(ΔHm)和相应的氯化材料结晶度的改变也有相同的趋势[2,6,10]。
制备成粉末状和胶片的不同类的氯化聚乙烯(CPE)样品的熔融行为更复杂[14–17]。
氯含量7%到16.4%时,粉末的氯化聚乙烯或者超高分子量的氯化聚乙烯与Tm可以忽略的减少相关[14–16],然而ΔHm不改变或是少量的减少[16]。
对于用上述方法制备的氯化的胶片,氯含量达到30%时,Tm随着此时温度的增加出现两阶段的降低已经被记录[17]。
根据作者所说,Tm的第一次降低与界面的自由能量的增加相关,与被观察到的氯化聚乙烯单晶体相似[14,18]。
对于氯化的,处于悬浮,溶液和固态PE的熔融结晶样品,Tm和ΔHm值连续的降低被观察到。
在这个事情中的主导看法是一定部分带有亚甲基(CH2)的氯化亚甲基(CHCl)官能团的共结晶发生了[4,5,9,10,14]。
根据常等人[9],带有CH2的CHCl官能团的共结晶的趋势对于处于溶液态的氯化聚乙烯更明显,与处于悬浮态的氯化聚乙烯相比。
在后来的实例中,氯原子明显地定位于PE的无定形相中。
显然的,CPE的熔融行为决定于制备的条件和热处理的方式。
在这项工作中,当不同平均分子量作为氯含量的函数被执行时,固态氯化聚乙烯的热行为被有规律的研究。
而且,氯化聚乙烯(CPEs)的一些热力学性能的改变取决于它们的微观结构也被研究。
实验
材料
原始聚合物是普通分子量的高密度PE和高分子量PE(HMMPE)。
这些材料是Neftochim,Bulgaria的商用产品,在催化剂Ziegler-Natta存在时用乙烯聚合作用制备的。
HDPE的只要特征如下:
平均粘度分子量(Mη)是96.5kgmol–1;熔融流动指数是4.28g/10min(190℃和负荷为5Kg时确定的);结晶度是61%,熔融峰(Tm)是128.8℃。
HMMPE相应的数据如下:
Mη是685kgmol–1;熔融流动指数是0.13g/10min(190℃和负荷是5Kg时确定的);结晶度是62%;Tm1和Tm2分别是126.8和135.4。
结晶度和融化温度峰的确定取决于速率是5℃min–1时熔融曲线上的第一个加热扫描。
样品准备
粉末状的HDPE和HMMPE的氯化在氯气和氮气体积比是3:
7的混合气体存在下的流化床反应器中实施的。
实验是在温度范围从20到80℃实施的。
总的氯含量是确定的(G,CL%),根据Scheniger法,0.1NAgNO3溶液电位滴定。
CPE样品,包括1.27,3.12,5.08,7.82,10.14,15.87,22.16,27.62,37.04,44.42,56.09%的氯气被用来DSC分析。
在HMMPE中的氯含量如下:
1.26,3.31,5.32,7.93,10.36,15.68,21.56,27.60,37.00,44.77,53.23和55.21%。
方法
测量的研究在PerkinElmerDSC7差示扫描量热仪上进行,温度范围是40-160℃。
测量是在氩气氛围中。
对所有的CPE和HMMPE加热和冷却速率(β)是5℃min-1。
样品重量是10mg。
仪器标了刻度作为温度和热量改变的标准。
一个空的铝盆用来作为参考样品。
DSC痕迹标准的表示出与样品质量的关系。
样品的实际熔融温度Tmr与冷却速率达到10℃min-1后形成的结晶结构相关,根据模具加热器确定[19]。
加热速率20℃min-1被使用。
融化区间的起始温度(Tir)和最终温度(Trf)也被确定,使用不同扫描速率时的实验值。
这些数值是分别从最低温度和最高温度的切线的交叉点得到的[20,21]。
熔融热是对氯含量的修正,用焦耳每克表示,根据以下方程:
ΔHm(corr)=ΔHmm(obs)/(1-0.972·Cl质量分数)
(1)
用图标表示的结果在适当氯含量时至少两个点的平均值。
相对误差小于3%。
氯含量达到30%的氯化聚乙烯的熔融温度,只发现了CHCL官能团[22],用适用于半结晶线性不规则的共聚物的粘度方程估算[23]:
1/T-1/T0m=-R/ΔHm0lnXA
(2)
T0m=145.5±0.5℃是无数的PE晶体的均衡熔融温度[23,24];CH2官能团ΔHm0=4102Jmol–1,是均聚物(PE)的熔融摩尔焓,实际上是100%结晶的PE的熔融焓[25];R=8.314JK–1mol-1是分子气态常数;XA是规则结晶单元的摩尔分数。
对于CPEs,XA=1–XB,,XB是无结晶的CHCL单体的摩尔分数。
熔融(ν)的链内的协同性参数根据以下方程被估算:
ν=2R(Trm)2/ΔHm0ΔTr(3)
ΔTmr是实际的熔融峰;ΔTmr=Trf-Tri和Tronset是一样的。
参数ν反映了在链中单体序数的最小值,以统计的球形发生在从结晶态到熔融态。
代表CH2官能团的数量或链序列的长度,用A表示。
高分子的热力学硬度的参数或所谓的立体系数(σ)是在以下方程的基础上确定的[26]:
ΔSc=Rlnz′+Cz′/σ2(4)
ΔSc是构象熵;z′链中顺式和反式异构体的贡献的总量。
参数Cz′与顺式和反式异构体的能量的差异有关。
参数σ的值主要取决于短间距的相互作用,包括在聚合物主链中四个连续的结合物。
已经被发现对于大多数聚合物,Rlnz′=1.5JK–1mol–1,Cz′=18JK–1mol–1[26]。
结果是,经验方程(4)可以表示为:
ΔSc=1.5+18/σ2。
因此,已知ΔSc值,参数σ可以计算。
ΔSc是在以下经验方程的基础上确定的:
ΔSc=(0.75±0.1)ΔSu(5)
ΔSu是样品的熔融修正焓,用图如下比率表示:
ΔSu=ΔHm(corr)/Tmr(6)
ΔHm(corr)是样品的熔融修正焓。
计算的σ值不是绝对的,仅仅与彼此相互比较。
结果与讨论
图1高密度PE和不同类的氯化聚乙烯的第一(—),第二(---)加热扫描标准化DSC曲线,b-5.08%Cl,c-10.14%Cl,d-22.16%Cl,,e-37.04%Cl,f-56.09%Cl;加热扫描速率是5℃min-1
图2HMMPE和不同类的氯化的HMMPE的第一(——),第二(---)加热扫描标准化DSC曲线,b-5.32%Cl,c-10.36%Cl,d-21.56%Cl,,e-37.00%Cl,f-53.23%Cl;加热扫描速率是5℃min-1
CPE和CHMMPE的第一,第二加热扫描的一些典型的熔融内温分别显示在Fig.1和Fig.2中。
在研究的温度范围内,CPE样品的第一个熔融单形峰在曲线(Fig.1)中观察到。
CHMMPE样品在氯含量达到22%时的第一熔融宽双峰,类似于原始聚合物(Fig.2)。
在宽的熔融范围,更高的氯含量的单形的内温降低区域被观察到。
多重的内温峰代表不同的结晶序列群体和微晶尺寸分布[21,27–29]。
原始的HMMPE双内温峰的存在暗示了微晶尺寸分布相应的类型。
分布的类型保持在CHMMPE中近似于22%的氯含量,紧随着高的内温峰的急剧降低。
根据Jokelaetal.[30],PE共聚物的高的温度峰可能与长的亚甲基官能团序列的存在而形成的结晶相有关。
因此,可以假定,在固相的CHMMPE中氯含量超过22%时,平均的结晶序列单元的长度在聚合物主链中氯原子的影响下发生。
当氯化聚乙烯样品从熔融到再结晶时,相应的内温主要显示了一个单独的熔融峰。
这可能是由于不同长度结构上的序列的共结晶。
对于CPE样品,氯含量在10.14-22.16之间,双熔融峰的内温的扫描速率2-20℃min-1(Fig.1曲线c和d)。
着可以用一个模型解释,结晶序列分为两个不同长度的片段[21,27,28]。
显然的,氯含量在10%-22%时,相当于每100个碳原子中有4-11个氯原子。
后者由之前形成的适当长度的结晶单元序列促进。
另一方面,氯含量超过5%,内温和熔融温度峰区域的降低持续着(Figs1和2)。
由氯化的PEs的内温在相同的加热速率(5℃min–1)下作比较,熔融到再结晶后的形状主要取决于晶体的完美尺寸和结晶度[31]。
在无结晶单元相对的部分后者明显的减少,例如氯乙烯和二氯乙烯官能团的增加。
粉末状的和熔融结晶的氯化的PEs的熔融焓的修正值(ΔHm(corr))展示在Fig.3中。
图3熔融焓(ΔHm)-氯含量(G):
粉末状的CPE-1,CHMMPE样品-2;熔融结晶CPE-3,CHMMPE-4;加热速率是5℃min–1
图4对于1,1′高密度PE和CPE的第一,第二加热扫描的熔融温度峰(Tm)作为扫描速率(β)的函数,包括2,2′5.08%Cl,3,3′22.16%Cl和4,4′56.09%Cl
图5熔融温度峰(Tm)-氯含量(G):
1-粉末状的CPE,3-粉末状的CHMMPE样品;2-熔融结晶的CPE;4-熔融结晶的CHMMPE样品;5-无规的乙烯共聚物,根据粘度理论;加热速率是5℃min–1
对于粉末状CPE和CHMMPE样品(曲线1和2)参数ΔHm(corr)值,1-15%氯含量的集中范围是2-6%,与原始聚合物的ΔHm相比。
达到25%氯含量ΔHm(corr)的增加通过Guzmánetal.观察到,在第一加热扫描的氯化的PE单独晶体中[18]。
其他的学者发现ΔHm(corr)值几乎是常数直到在氯化聚乙烯晶体[14,32]或悬浮的氯化聚乙烯[9,14]中氯含量达到20%时。
发生在无结晶区域的ΔHm(corr)的常数值或氯化的样品的轻微的增加用优先攻击解释[14,18]。
对于氯含量达到15%的固态氯化聚乙烯和HMMPE参数值ΔHm(corr)的改变可以被更好的理解,如果这些聚合物的无定形态被看做两个区别的片段的组成:
一个有序的片段和一个无定形的[33,34]。
这个有序的无定形片段位于中间相,根据Chengetal.[35],c-c键主要是顺式构象,在晶体中但是拥有很高的流动性,与结晶相相比。
高密度PE和CHMMPE的真实的无定形的初始氯化和中间相的结果是,在聚合物链中庞大的氯原子导致了应力。
根据Schneider[36],从诱导的应力得到的高分子释放可以被应用,通过相应的构象的改变,这取决于分子间的协同性和相互联系的分子单元的柔顺性。
氯含量达到10%-15%对应每22-14个碳原子含一个氯原子,在这样的事例中,碳-碳键的弹性仍然很高,由于结构中的CHCL单元像CHCL(CH2)nCHCL稍微限制了中间相CH2官能团的内旋转,条件是n≥9[37]。
这暗示了长的CH2官能团序列的偏转-顺式和顺式-偏转的转变的实施的可能性。
之气被确立的,在固态氯化聚乙烯和HMMPE中,氯含量10%-15%,SHHTT构象模型中孤立的CHCL官能团的形成占主导地位的发生[38]。
这种构象与位于顺式位置的氧原子和次要的C-C键两边的氯原子有关。
可以假设这些官能团相对的高含量不仅仅是由于存在于中间相的顺式CH2官能团的氯化,而是顺式CH2官能团出现偏转-顺式的转变。
这些转变是被高能量的构象转变成低能量的构象促进的。
这些伸展结构的形成可以被做为含有受限制运动的结构域名[32]。
含有层间区域的复杂结构的形成提供了1-15%氯含量的氯化PEs较高的ΔHm(corr)值。
观察到的趋势与叙述相应,在无定形相中结构的变化可以影响半结晶聚合物的焓和热容值[21-39]。
CPE和CHMMPE(Fig.3,曲线1和2)ΔHm(corr)的明显降低在氯含量15%-56%被观察到。
熔融焓的减少主要与聚合物晶体的顺序的干扰有关,这导致了大量的相当小和无序的晶体的出现[21,27,40]。
低于熔融温度(Tm)峰的固相氯化聚乙烯明显的发生,根据与悬浮氯化相似的机理。
后者包括晶体的破坏,定向的从边缘到内部,而不是从表面[9]。
反应物渗入到晶体的深度由在庞大的氯原子影响下的晶格的变形[15]和PE链分段的流动性促进,由并且这个反应是在高于玻璃化转变温度下实施的。
链内的熔融协同性参数(ν)的改变可以作为氯化度对于固态氯化PEs(Table1)中晶体的尺寸的影响的证明。
由于参数值与晶体的层厚度的第一个近似值相应[20,21],他们不可以作为绝对值;而且他们仅仅能被看做比较值。
氯化度的增加导致可结晶的CH2官能团(N(CH2))数量和相应的粉末状的CPEs样品的长度的增加,然而,对于CHMMPE样品,他们几乎为改变(Table1)。
对于熔融结晶的CHMMPE样品,CH2序列比CPE长。
这可能是由从结晶到熔融时内部层到有聚合物的序区域时一部分未结晶的CH2官能团的杂质引起的。
表1高密度聚乙烯,HMMPE的熔融性能和他们的不同氯含量的氯化的产品
熔融结晶的样品的ΔHm(corr)值分别从8.6%(CPE-1.27%Cl)降低到52.3%(CPE-56.09%Cl),7.4%(CHMMPE-1.26%Cl)到66.0%(CHMMPE-55.21%Cl),与最初的粉末状聚合物值相比(Fig.3,曲线3和4)。
相同的氯含量,CHMMPE的ΔHm(corr)值低于CPE的值。
三个集中的范围显示在曲线3和4上,ΔHm(corr)值连续的降低:
从1%-15%CL,ΔHm(corr)值改变59-65Jg–1PE;从15%-37%CL,相应的值改变是39-41Jg–1PE;从37-56%CL,改变是41-49Jg–1PE.根据一些学者,熔融再结晶后的氯化PEs熔融焓的衰弱与结晶的晶格中的缺陷是一致的,因此降低了结晶度[4,5,9,10,14]。
曲线上第一部分的ΔHm(corr)值急剧的减少符合这个事实,即在这个集中的间隔内,单独的CHCL官能团主要是在氯化聚乙烯链中形成的。
这是之前通过13C-NMR光谱学被确立的[22]。
CHCL官能团和CH2官能团的联合共结晶不仅仅导致ΔHm值得降低,而且也导致晶体尺寸的增加朝着[110]和[020]结晶的方向[41]。
氯含量超过15%导致邻位的CHCL官能团集中的增加;对于超过30%CL的样品,CCL2官能团的存在也受限制[22]。
无论这个事实,邻位的CHCL单元可以引起比单独的单元更多具有重大意义的晶体的缺陷[5],在第二和第三部分的ΔHm(corr)值的衰弱小于第一部分的衰弱。
这可能与更庞大的共聚单体单元例如邻位的CHCl–CHCl和孤立于PE结晶层中的CCL2官能团的阻碍杂质有关。
然而,他们在结晶表面附近的存在可能引起具有意义的晶体的变形[10,15],也能导致ΔHm(corr)值的衰弱。
熔融峰(Tm)的改变取决于扫描速率和氯化度,展示在Fig.4和Fig.5中。
通过外推法至0扫描速率,Tm,Ti,Tf和他们的差值ΔTmr确定(Table1)。
由于Tm对扫描速率的依赖是线性的,它可以被假定为,对于初期的和氯化的聚合物,在亚稳态的薄层中的再结晶和重组过程被强烈的限制了。
然而,在β=20℃min–1和β=2℃min-1之间样品的Tm在1.6-5℃的限制以内,显示出在熔融过程中晶体的轻微过热现象[20,21]。
从Fig.4中看到,熔融结晶样品的Tm对扫描速率的差异有较少的敏感性,与粉末状样品的Tm相比。
类似的熔融结晶CHMMPE样品的线性斜率的改变被观察到。
就像假设的,相同氯含量的粉末状的和再结晶的样品的热传导应该与相应的扫描速率是一样的,加热速率对第二部分熔融的Tm的很少的影响的原因可能是样品几何体在熔融再结晶后较低不均匀性[42]。
然而样品的结构不均匀性随着氯化度增加,这被连续的ΔTr值得增加所证实(Table1)。
因为ΔTmr值反映了Ti和Tf真实的差异,他们值的改变不取决于扫描速率。
参数ΔTmr主要与与厚度和完美度[21,27]一致的薄层分布,还有链内的熔融协同性的影响[21]和晶体边界的预融[27]有关。
CPE样品的ΔTmr值大约与相同氯含量的粉末状和熔融结晶样品的值相同。
然而,观察到的粉末状和熔融结晶的CHMMPE样品的ΔTmr值的差异可能与熔融协同性参数ν的改变有关。
这可以从Table1中看到,在参数较高值时,相转变发生在狭窄的温度范围内。
粉末状和熔融结晶的氯化PEs的熔融温度峰的实验值表示在Fig.5中。
第一部分加热扫描的地-高温度峰是CHMMPE样品的(Fig.5,曲线3)。
对于所有的氯化样品,Tm在最高的速率时降低,在集中范围1-10%CL内:
对于粉末状样品速率分别是0.66℃/质量分数Cl(CPE),0.84-0.93℃/质量分数Cl(CHMMPE);对于熔融结晶样品是0.84℃/质量分数Cl(CPE),0.74℃/质量分数Cl(CHMMPE)。
对于10-15%到35%CL的区间,粉末状样品的Tm几乎是常数;从35到56%CL相应的值在速率是0.13-0.17℃/质量分数Cl时是减少的(Fig.5,曲线1和3)。
熔融结晶的CPE和CHMMPE样品在低于粉末状的熔融温度时融化。
这些样品在15-56%CL区间Tm减少的速率是0.22-0.23℃/质量分数Cl(Fig.5,曲线2和4)。
Table2高密度PE,HMMPE和他们的不同氯含量的氯化产品的总的熔融熵(ΔSu),构象熵(ΔSc)和高分子的热力学硬度参数(σ)
粉末状和熔融结晶的氯化PEs在1%-10%CL区间Tm的衰弱可能受多种因素的影响。
一方面,粉末状样品的Tm衰弱与之前建立的氯化的单独的PE晶体的内部自由能量有关[14,18]。
另一方面,考虑到Tm衰弱的主要原因是晶体中缺陷的存在[27],可以假定,在低的氯化度,缺陷主要出现在边界的表面。
根据Biksonetal.[15],临近与晶体表面的庞大的氯原子引起晶体无破坏的变形。
这导致了CPE和CHMMPE的总熵ΔSu和构象熵ΔSc少许的增加,氯含量达到22%(Table2),类似于观察到的主要的氯化和溴化PE单独晶体熵的增加[32,43]。
在22-56%CL集中范围,不管结晶的乙烯序列的长度的逐渐减少(Table1),Tm几乎保持在常数或轻微的减少(Fig.5,曲线1-4)。
参数Tm不仅取决于尺寸,也取决于晶体的完美度被广泛知道[27]。
显然的,对于固相氯化过程,晶体的完美度没有被很大的影响。
另一方面,Tm的可以忽略的改变也可以被归因于由氯化的PE结构上序列的偶极矩-偶极矩诱导的相互作用引起的内部链硬度的提高。
这个被高分子的热力学的硬度的参数值得改变证实。
对于粉末状的CPE和CHMMPE,这个参数几乎是常数。
在22%CL时它明显的增加,53%-56%CL,参数值是4.5-6(Table2;Fig.6,曲线1和2)。
粉末状和熔融结晶的样品Tm的差异在氯含量超过10%时持续的增加(Fig.5)。
然而,对于熔融结晶样品Tm的衰弱高于曲线的第一部分(1-15%CL),与第二部分相比(15-56%)。
第一个集中区间中Tm的衰弱与相同区间的熔融焓的衰弱有一致性。
基于这个,由孤立的CHCL官能团导致的CPE和CHMMPE的晶体结构中的缺陷高于由邻位的CHCL官能团的存在导致的缺陷。
这与CHCL官能团和CH2的共结晶的趋势随着在氯化聚合物中代替物的无规性而增长是一致的[9,27]。
然而,在第一个加热周期后,在熔融的物体中氯化的结构体更加均匀,导致分子间相互作用的增加。
这个被参数σ本质的增加所证实(Fig.6,曲线3和4),这与ΔSu和ΔSc值连续的减少有关(Table2)。
因此,更明显的Tm的衰弱,尤其是在高氯化度时被暗示。
Tm的实验值与估算值相比,根据适用于线性无规共聚体的粘度理论(Fig.5,曲线5)。
15-20%CL时,氯化的PEs的Tm值低于理论上计算的值,这归因于在氯化PE链中氯的取代物的无规性。
然而,对于高的氯含量(20-56%)的区域,Tm的实验值高于理论的计算值。
对应了氯化乙烯序列的明显的类似块状的结构。
观察到的趋势与之前建立的PE,悬浮氯化[11]和氯化的单独晶体[18]的趋势相似。
实际上,含有实验的熔融曲线的粘度曲线的交联点符合通过使用13C-NMR和IR分析法发现的固态氯化聚乙烯链的微观结构的改变。
微观结构的改变可以被总结为:
近似于10%-15%CL时个别的CHCL官能团形成,在较高的氯集中区,氯化聚乙烯群体中邻位的CHCL官能团的摩尔分数的连续的增加[22-38]。
图6高分子的热力学硬度参数(σ)--氯含量(G):
粉末状1-CPE,2-CHMMPE;熔融结晶的样品3-CPE,4-CHMMPE
结论
不同摩尔分数的不同类的氯化聚乙烯样品的熔融行为被研究,通过DSC分析仪。
一定数量的氯化产品的热和热力学性能被确定,他们关于氯含量的改变也被描述。
当氯含量在集中区间1%-15%变得很高时,粉末状的氯化聚乙烯的熔融焓(ΔHm)的增加被发现。
这与层间区域结构的改变相关,发生在聚乙烯样品的氯化过程中。
熔融结晶样品的ΔHm值随着氯化度的增加连续的减少。
这暗示了PE结晶层中有共聚单体单元的缺陷。
再结晶的CHMMPE晶体结构拥有多于CPE的缺陷,这被相应的氯化的PEs(40%CL)的ΔHm值的差异证实。
另一方面,单独的氯乙烯官能团引起的缺陷导致了熔融温度峰(Tm)的衰弱高于在聚合物链中被邻位的聚乙烯官能团诱导的熔融温度峰值。
然而,Tm在高的氯含量(20%-56%)明显的衰弱与高分子的热力学的硬度(σ)的增加相关联。
对于CHMMPE的再结晶样品,相同氯含量时后者的参数值高于CPE的。
这可以假定这是因为固态的CHMMPE的不明显的类似块状的结构的存在和在第一加热期间熔融的氯化结构序列的更明显的分布。
参考文献
1A.A.Dontsov,G.Ja.LozovikandS.P.Novitskaya,ChlorinatedPolymers,Khimiya,Moscow1979,pp.7,31(inRussian).
2W.Glenz,H.G.Kilian,D.KlattenhoffandFr.Stracke,Polymer,18(1977)685.
3R.-J.RoeandC.Gieniewski,Macromolecules,6(1973)212.
4R.-J.RoeandC.Gieniewski,J.Cryst.Growth,48(1980)295.
5F.GutzlerandG.Wegner,ColloidPolym.Sci.,258(1980)776.
6C.Zhikuan,S.LiangheandR.N.Sheppard,Polymer,25(1984)369.
7B.Hö_elbarth,Angew.M
- 配套讲稿:
如PPT文件的首页显示word图标,表示该PPT已包含配套word讲稿。双击word图标可打开word文档。
- 特殊限制:
部分文档作品中含有的国旗、国徽等图片,仅作为作品整体效果示例展示,禁止商用。设计者仅对作品中独创性部分享有著作权。
- 关 键 词:
- 论文 英文翻译