Морфология, процессы релаксации и разрушения смесей полимеров разных классов (стр. 3 )

Для всех изученных систем на их температурных зависимостях, максимумам механических потерь соответствуют максимумы прочности как схематически показано на рис. 6, при этом последние смещены в область низких температур.

Природа максимумов на температурных зависимостях обусловлена изменением интенсивности движения кинетических единиц в области релаксационного перехода. Первое начало термодинамики для процесса разрушения можно представить в виде:

W=Gk + Q, (4)

где работа W, совершаемая при разрушении, идет на образование свободной поверхности Gk и на рассеяние энергии в виде тепла в системе Q. Но, c другой стороны, W ̴ σ2, а Q зависит от -, - и - процессов, следовательно, выражение (4) перепишется в виде:

W(σ)= Gk +Q(α1, ά, α2) (5)

Рис. 6. Модель и схематическое изображение температурных зависимостей разрывного напряжения (1) механических потерь (2) и динамического модуля упругости (3) для смеси двух полимеров с развитым диффузионным слоем. Пунктиром отмечена классическая кривая температурной зависимости разрывного напряжения, А– области с существенным преобладанием компонента А, В – то же для компонента В, С – диффузионный слой.

Классическая кривая температурной зависимости разрывного напряжения приведена на рис. 6 (пунктирная кривая), а для смеси двух полимеров с развитым переходным слоем схематически зависимость - Т изображена сплошной линией (рис.6, кривая 1), то есть механические потери, связанные с процессами -, - и - релаксации (рис.6, кривая 2), влияют на процессы разрушения, увеличивая прочность, следовательно, и долговечность, что подтверждает релаксационную природу разрушения полимеров. Схематически морфологию смесей на основе поливинилхлорида и бутадиен-акрилонитрильных эластомеров можно представить в виде модели, состоящей из трех фаз (рис.6).

На температурных зависимостях прочности и тангенса угла механических потерь смеси изопренового эластомера с полипропиленом проявляются четыре максимума. Низкотемпературный соответствует области стеклования эластомера. Максимум при температуре 350 К является результатом реализации подвижности кинетических единиц переходного слоя. А два максимума механических потерь при высоких температурах связаны с процессами плавления полипропилена. Исследования структуры смеси изопренового эластомера и полипропилена методом электронной микроскопии показало наличие двух типов кристаллов полипропилена в смеси, которые отличаются по структуре и могут иметь разные температуры плавления.

Малые добавки наночастиц сажи ДГ-100, оксида алюминия в качестве наполнителя, существенно влияют на морфологию и состояние поверхности смесей полимеров. На примере бутадиен-акрилонитрильного эластомера, содержащего 26 моль.% нитрильных групп+поливинилхлорид (80 мас.%+ 20 мас.%) и бутадиеновый эластомер+полиэтилен низкой плотности (80 мас.%+ 20 мас.%) установлено, при содержании сажи ̴ 0,272 мас.% в смесях наблюдается максимум значения σр и модуля Юнга Е на кривой их концентрационной зависимости. Наполнение смеси приводит к смещению максимумов кривых tgδ–T и σр -T в область высоких температур и уменьшению фона механических потерь.

Изменение морфологии и механических характеристик в наномодифицированных смесях связываем с самоорганизацией наночастиц. Концентрацию частиц меняем по экспоненциальному закону: с=0,1еn мас.%, где m=0,1,2,3,4,….,.

В случае экспоненциальной зависимости (прямоугольные точки рис.7) до одного массового процента имеет место три состава с концентрациями сажи в смеси 0,1; 0,272 и 0,74 (рис.7, таблица справа).

Т. е. охватываемая область малых добавок в 3 раза больше чем в случае (круглые точки, рис.7). Исходя из рассыпной плотности сажи, нами была рассчитана объемная доля сажи в смеси. При концентрации 0,272 мас.% сажи, его объемная доля порядка 0,047, что больше половины свободного объема смеси который может составить ~0,08 в полимерах (по данным с сотр.).

n	C=n	C=0,1exp(n)
0	0	0,1
1	1	0,27183
2	2	0,73891
3	3	2,00855
4	4	5,45982

Рис.7. Зависимость концентрации наночастиц С от n.

Наличие поливинилхлорида увеличивает прочность бутадиен - акрилонитрильного эластомера содержащего 26 моль.% нитрильных групп в 1,5 раза. Возрастание значения с увеличением концентрации наночастиц сажи до 0,272 мас.% по-видимому связано с «зашиванием дефектных пор» агломератами, образованными наночастицами сажи (рис.8). Дальнейшее увеличение концентрации сажи приводит к дополнительным дефектам. С этим связано падение значения при содержании сажи 0,73 мас.% и более.

При введении наполнителя в больших концентрациях, частицы наполнителя могут образовать пространственную структуру в матрице полимера и такая структура способствует упрочению композиции. При малых концентрациях наночастиц и определенных особенностях их поверхности, термодинамически выгодно образование коагуляционной структуры. Наночастицы и коагуляционные структуры имеют анизодиаметрическую форму и мозаичную поверхность (рис.8).

Рис. 8. Коагуляционная структура наночастиц:

Анизодиаметрическая форма агломератов может образовываться в результате процессов объединения наночастиц. Структурирование может протекать непосредственно при добавлении частиц в расплав полимерной смеси. В этом случае полимерная матрица формируется вокруг частиц и агрегатов (рис.9).

Рис. 9. Схематическая модель наполненной полимер-полимерной смеси:

а) полимер а; б) полимер б; в) переходный слой; г) коагуляционные структуры из наночастиц.

Если добавлять частицы к смесям с большим содержанием эластомера, структурирование наночастиц происходит непосредственно в межмолекулярных промежутках и микропорах. В этом случае форма и объем коагуляционных структур (агломератов) зависят от формы и объема межмолекулярных промежутков и микропор.

Для описания процессов релаксации микрогетерогенных полимерных смесей с сотр. использовали функцию распределения по величинам свободного объема каждого элемента модели, т. е. размеры «пор» в элементах структуры подчиняются распределению Гаусса, аналогичную картину имеем при возникновении коагуляционных структур из частиц сажи в смеси т. е. их размеры тоже подчиняются распределению Гаусса, а из работ с сотр. следует, что эти структуры являются тиксотропными. Отсюда видно, что каждая «дефектная пора» подбирает «свою» коагуляционную частицу, что и термодинамически выгодно.

Таким образом можно сказать, что наночастицы сажи играют роль универсального наполнителя для смесей полимеров, т. к. имеется большое разнообразие размеров и форм коагуляционных структур, которые могут образовываться из наночастиц. Эти структуры, как правило, могут быть сопоставимы по размерам и форме со свободными межструктурными и межмолекулярными объемами и порами. Эффективное заполнение этих объемов и пор, несомненно, влияет на физические свойства полимерных смесей, модифицированных малыми добавками. Разработанная схематическая модель наполненной смеси полимеров, позволяет объяснить полученные экспериментальные результаты (рис.9).

Концентрационная зависимость плотности объектов исследования показывает, что максимум плотности наблюдается также при концентрации 0,272 мас.%, что может быть подтверждением «зашивания дефектных пор».

В главе семь путем сопоставления температурных зависимостей механических потерь и разрывного напряжения для смесей поливинилхлорида с бутадиен-акрилонитрильными эластомерами, теоретически анализируется влияние релаксационных переходов на прочность полимерного материала, и приводятся математические модели различных процессов.

На рис.10 температурные зависимости коэффициента χ механических потерь (спектры внутреннего трения) и динамического модуля упругости Е' (при деформации одноосного сжатия) приведены для смеси 50 мас.% поливинилхлорида и 50 мас.% бутадиен-акрилонитрильного эластомера, содержащего 40 моль.% нитрильных групп при частоте ν=2,5•102 Гц. Там же приведены температурные зависимости истинного разрывного напряжения σр, полученные при скорости растяжения 10 мм/мин. Электронно-микроскопические исследования структуры смесей показывают картину микрогетерогенности и наличие межфазных слоев.

Такую структуру смесей отражают и спектры внутреннего трения, на которых наблюдается три максимума потерь и соответствующие им три ступеньки на температурной зависимости модуля упругости Е1. Крайние максимумы соответствуют компонентам, а средний - переходному (межфазному) слою между ними. В переходном слое компоненты взаимно растворимы и поэтому межфазный слой характеризуется областью стеклования α', находящейся между областями α1 и α2.

Рис. 10. Температурные зависимости χ - механических потерь (1), σр-разрывного напряжения рассчитанного на разрывное поперечное сечение образцов (2) и E' - динамического модуля упругости (3) для смеси ПВХ (50 мас.%) и СКНмас.%). Смесь получена при 418 К.

Известно, что на спектрах внутреннего трения наполненных эластомеров также наблюдается α'-максимум, исчезающий при удалении из эластомера активного наполнителя (технического углерода). Если считать поливинилхлорид наполнителем, а это особенно верно для низкотемпературного смешения, то возникает аналогия с эластомерами, наполненными техническим углеродом, у которых α'-процесс связан с сегментальной подвижностью в межфазных слоях эластомера. Эластомер, наполненный твердыми частицами (техуглеродом), является предельным случаем в том смысле, что Тс твердого компонента находится за пределами существования эластомера (Тс → ∞) и растворимость его в эластомере полностью отсутствует. Из этих данных следует, что температурная зависимость разрывного напряжения σр также характеризуется тремя максимумами I, II, III, но сдвинутыми относительно соответствующих α-максимумов к низким температурам. И это явление не случайно, а объясняется взаимосвязью процессов разрушения и релаксационных процессов.

Времена релаксации подчиняются (в линейной области) уравнению Больцмана—Аррениуса:

, (6)

где, Bi и Ui - предэкспонента и энергия активации i-того релаксационного процесса, не зависящие от напряжения σ. Но долговечность твердых полимеров подчиняется известному уравнению долговечности Журкова, из которых следует, что долговечность существенно зависит от напряжения растяжения. Из изложенного следует, что между процессами разрушения и соответствующими им релаксационными процессами имеется определенная связь, а их энергии активации Ui и U0 должны совпадать между собой. В связи с этим можно утверждать, что процесс определяющий разрушение полимера есть соответствующий релаксационный процесс, локализованный и активированный большими напряжениями.

Соответствие α-максимумам механических потерь максимумов разрывного напряжения объясняется тем, что в процессе разрушения полимеров наблюдается несколько видов рассеяния упругой энергии, возникающей при деформации образца под действием растягивающей силы. Основной вид рассеяния относится к механическим потерям в нелинейной области вязкоупругости (упругий гистерезис или внутреннее трение, вязкие и пластические деформации в местах перенапряжений, например в вершинах микротрещин). Обозначим величину рассеянной энергии, отнесенной к единице поверхности разрушения, Gk, тогда приближенно верна формула Гриффита—Ирвина:

(7)

Формула дана для тонкой полоски с внутренней микротрещиной длиной l0, где σp — разрывное напряжение (кратковременная прочность), Е - модуль Юнга. Отсюда становится ясным, что при температурах α-переходов должны наблюдаться максимумы σр. Поэтому, хотя α-процесс релаксации не является процессом, определяющим разрушение полимеров, он влияет на скорость разрушения и, следовательно, на σр.

Смещение максимума прочности в область низких температур по отношению к максимумам потерь на их температурных зависимостях связано с влиянием на Тα нелинейной вязкоупругости. Спектры внутреннего трения (рис. 9) получены при относительно малых деформациях и напряжениях, т. е. в области линейной вязкоупругости, когда Тα не зависит от величины напряжения. Процесс разрушения, наоборот, протекает при больших напряжениях, т. е. в условиях нелинейной вязкоупругости.

А для α-процесса релаксации в нелинейной области релаксации известно уравнение Александрова-Гуревича:

, (8)

где, τ - время релаксации α-процесса аморфного полимера, U— энергия активации сегментального движения, τ0 —предэкспонента — период колебания кинетической единицы (сегмента) около положения равновесия, υ—константа, по порядку величины равная объему кинетической единицы, σ—растягивающее напряжение. Это уравнение привлекалось для объяснения явления вынужденной эластичности полимера ниже Тс. При стандартной шкале времени релаксации τ=102 с из уравнения (8) рассчитывается предел вынужденной высокой эластичности σв=(U/v)-(kT/υ)In(τ/τ0) при заданной температуре опыта. Но при заданном в опыте напряжении σ можно найти температуру Тα(σ), при которой начинается развитие высокоэластической деформации

. (9)

При σ →0 получается обычная температура стеклования Тα полимера при малых напряжениях

. (10)

Отсюда следует, что при больших напряжениях Тα(σ) будет заметно ниже Тα

Очевидно, что разность ΔТα=Тα–Тα(σ) будет определять смещение максимума прочности относительно соответствующего α-максимума на рис.9. Сделаем оценку этой разности.

При больших напряжениях кинетическая единица трансформируется от сегмента к звену макромолекулы, где сегмент — кинетическая единица α-процесса при малых σ, а звено — кинетическая единица так называемого β-процесса релаксации, предшествующего α-процессу релаксации. Соответственно объем кинетической единицы υ будет изменяться от (0,7 —1,0)*10-21 см3 досм3. Для расчета ΔТα применим вторую величину, характерную для β-перехода, для которого τ0= Bi = с. Остается определить время релаксации, соответствующее условиям опыта при разрыве. Для оценки положим, что τ примерно равно времени до разрыва, которое ниже 273 К равно ~ 102 с, а выше 273 К равно ≈103 с.

Подстановка этих величин в уравнение

(11)

дает для α1 - перехода (σ = σр = 40-50 МПа) Δ Тα = 10-20 или в среднем 15, а для α2-перехода (σ= σр = 20—40 МПа) Δ Тα = 5—17 или в среднем 11. Эксперимент дает смещение от 10 до 20 К, что согласуется с расчетом.

Таким образом, впервые установлено что релаксационные α-переходы (α1-, α'- и α2-) влияют на особенности температурной зависимости прочности смеси эластомер-пластмасса и это подтверждается расчетами.

Составлены определяющие соотношения между напряжением и деформацией для вязкоупругих тел, записанные через континуальные производные. Такие математические модели хорошо коррелируют с экспериментальными данными по релаксации напряжения в полимерах.

Представляя процесс смешения исходных компонентов А и В, как взаимодиффузию квазичастиц (статистических сегментов с концентрациями и размерами соответственно) под воздействием механического и теплового полей и применяя понятия физической кинетики, в частности уравнение Больцмана, получено соотношение для оценки толщины переходного слоя:

. (12)

Для случая «плотной упаковки» макромолекул и имеем: , т. е. характерный размер переходного слоя имеет порядок сегментального размера макромолекулы, что хорошо согласуется с литературными данными.

Проведено математическое моделирование диаграммы σр – ε путем решения нелинейной системы дифференциальных уравнений в частных производных. Решение нелинейных уравнений осуществляется с помощью линеаризации.

ВЫВОДЫ

1. В результате систематических экспериментальных и теоретических исследований релаксационных явлений и процессов разрушения смесей термопластов и эластомеров развито новое научное направление в области полимер-полимерных композитных материалов, объясняющее наблюдаемые явления через образование межфазного слоя и позволяющее рассчитывать его размеры. Полученные результаты дают возможность расширить области применения полимер-полимерных композитов в кабельной, электротехнической и автомобильной промышленности, машиностроении и других отраслях промышленности.

2. На примере модельных смесей полярных полимеров (поливинилхлорид+бутадиен-акрилонитрильный эластомер) получены системы, морфология которых может быть как микронеоднородными, так и макронеоднороными, в зависимости от технологии приготовления, концентрации компонентов и природы взаимодействия макромолекул разных компонентов. Отжиг и закалка смесей поливинилхлорида и бутадиен-акрилонитрильного эластомера с содержанием 40 моль.% нитрильных групп, приводят к структурам, в результате чего растет разрывное напряжение закаленного образца. А в случае поливинилхлорид+бутадиен-акрилонитрильный эластомер с содержанием 18 моль.% нитрильных групп и поливинилхлорид+бутадиен-акрилонитрильный эластомер с содержанием 26 моль.% нитрильных групп идет процесс разделения фаз, что способствует уменьшению объемной доли переходного слоя и понижению значения разрывного напряжения.

3. В двухкомпонентных системах (изопреновый эластомер + полипропилен), содержащих кристаллизующийся полимер термомеханическая предыстория действует так, что в одном случае смесь представляет собой достаточно однородную систему с равномерным распределением частиц полипропилена в массе эластомера. В другом случае видны крупные структурные образования, имеющие четкие границы раздела и ориентированные в направлении вальцевания. Исследование релаксации напряжения в смесях с кристаллизующимися полимерами показывает четыре составляющих спектра времен релаксации тогда как в чистом эластомере наблюдается только два.

4. Модификация смесей полимеров малыми добавками наночастиц различной природы приводит к существенному изменению морфологии, поверхности и, соответственно, макроскопических характеристик. Установлено увеличение прочности композита на 90% при введении 0,272 мас.% сажи. В этой области концентраций и плотность наномодифицированных смесей проходит через максимум, что объясняется возникновением коагуляционных структур из наночастиц, которые «зашивают» дефекты структуры. Впервые установлено, что релаксационные переходы влияют на особенности температурной зависимости прочности смеси эластомер-термопласт, что подтверждено теоретическими расчетами. В расчетах использованы полученные из экспериментов объемы кинетических единиц в полимерных композициях. Выявлено, что температурная зависимость разрывного напряжения характеризуется тремя максимумами, сдвинутыми к более низким температурам по отношению к максимумам кривой температурной зависимости фактора механических потерь и обусловленные взаимосвязью процессов разрушения и релаксации. Термофлуктуационный разрыв химических и межмолекулярных связей является общей причиной, как релаксационных, так и процессов разрушения. Разрушение смесей термопластов с эластомерами подчиняются более сложным закономерностям, чем составляющих компонентов.

5. В смесях поливинилхлорида с бутадиен-акрилонитрильными эластомерами на температурной зависимости тангенса угла потерь проявляются три максимума, соответствующие трем релаксационным переходам. Природа этих релаксационных переходов следующая: два α- перехода, связаны с сегментальной подвижностью исходных компонентов, а промежуточный релаксационный переход обусловлен сегментальной подвижностью в переходных слоях. Впервые показана зависимость температурного положения промежуточного максимума от соотношения компонентов в смеси.

6. На концентрационных зависимостях работы адгезии и межфазного натяжения смесей поливинилхлорид + бутадиен-акрилонитрильный эластомер обнаружены экстремумы при концентрациях, соответствующих обращению фаз. Характер изотерм работы адгезии и межфазного натяжения зависит от числа нитрильных групп в бутадиен-акрилонитрильном эластомере: с увеличением числа нитрильных групп ярче проявляются экстремумы на изотермах межфазного натяжения и работы адгезии.

7. Установлена корреляция между поверхностными и прочностными характеристиками на кривых концентрационной зависимости работы адгезии, межфазного натяжения и разрывной прочности: точки экстремумов приходятся на одинаковые концентрационные области. Выявлено, что чем ближе значения поверхностных натяжений исходных компонентов, тем выше прочность полученных на их основе композиций.

8. На примере смесей поливинилхлорида и бутадиен-акрилонитрильных эластомеров доказана определяющая роль переходного слоя в формировании прочностных свойств смесей полимеров. Сделана попытка объяснить с этих позиций механизм упрочнения эластомера поливинилхлоридом.

9. Расчеты проведенные с использованием данных по исследованию плотности, оптической и электронной микроскопией по изучению морфологии показал, что увеличение величины взаимодействия макромолекул поливинилхлорида и бутадиен-акрилонитрильного эластомера приводит к возрастанию толщины переходного слоя и увеличению его объемной доли, что подтверждают данные динамических механических методов исследования.

10. Выявлено, что рассеяние упругой энергии, которое связано с механическими потерями в нелинейной области является причиной трех максимумов на кривой температурной зависимости разрывного напряжения.

Показано, что смещение максимумов на кривой температурной зависимости разрушающего напряжения по отношению к максимумам на температурной зависимости механических потерь, связано с зависимостью энергии активации малоразмерных кинетических единиц от разрывного напряжения.

11. Методами физической кинетики, теоретически рассчитана толщина переходного слоя, которая оказалась порядка величины статистического сегмента, что позволяет оценить объем диффузионного слоя в системах полимер-полимерных композитах. Предложены методы решения нелинейных задач, а также условия сходимости методов последовательных приближений, сводящих проблему к решению линейных задач для моделирования деформационно-прочностных характеристик смесей полимеров. Сделана попытка на основе математических моделей о континуальных аналогах реологических уравнений состояния и логистическом законе измерения вязкоупругих свойств полимера моделировать релаксацию напряжения полимер-полимерных композитов.

12. Впервые сделана попытка прогнозирования деформационно-прочностных свойств смесей полимеров в широком интервале температур по данным динамических механических методов исследования. Установлено, что смеси с высоким фоном механических потерь обладают высокими шумопоглощающими свойствами, что имеет большое значение в разработке приборов и конструкций, в станкостроении, машиностроении и автомобильной промышленности.

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах:

1.  Tchakachow R. B. Untersuchungen des Einflusses der thermomechanischen Vorgeschichte auf das Relaxationsverhalten von Polymerkompositionen) /Kardanow Ch. K., und Selenev Ju. W.// Plast und kautchuk, 1973, №8, p. 613-617.

2.  Tchakachow R. B. Untersuchungen des Einflusses der thermomechanischen Vorgeschichte auf Struktur und rheologisches Verhalten von Polymerkompositionen /Kardanow Ch. K. und Selenev Ju. W. //Plast und kautchuk, 1973, №8, p. 618-620.

3.  Тхакахов представлений о свободном объеме к описанию релаксационных свойств полимерных композиций разных классов /, // Сб. «Прогнозирование эксплуатационных свойств полимерных материалов», г. Казань, КИСИ, 1976, с. 41-44.

4.  Тхакахов термомеханической предыстории в формировании структуры и релаксационных свойств смесей полимеров на основе изопренового каучука полипропилена /, //Материалы научной конференции профессорско – преподавательского состава, научных сотрудников и аспирантов, 3-4 февраля, 1976, г. Москва, 1976, с. 137-138.

5.  Tchakachow R. B. Molekulare Relaxationsvorgange in Gemishen aus amorphen und teilkristallinen Polymeren /Aiwasow A. B., und Selenev Ju. W. //Plast und kautchuk, 1979, №1, p.15-17.

6.  Тхакахов тонкой структуры релаксационных спектров дивиниловых эластомеров /, //Сб. «Механизмы релаксационных явлений в твердых телах», г. Воронеж, ВГУ, 1981, с.270-272.

7.  Тхакахов процессов разрушения и релаксации в смесях пластмасс с эластомерами /, //ДАН СССР, 1985, Т.282, №6,с..

8.  О континуальных аналогах реологических уравнений состояния и логическом законе изменения вязкоупругих свойств полимера / //Докл. Адыгской (Черкесской) международной академии наук. 1995, Т.1, №2, с.6-12.

9.  Тхакахов особенностей структуры и свойств смесей полимеров методом дифференциальных кинетических уравнений / //Докл. Адыгской (Черкесской) международной академии наук. 1997, Т.2, №2, с.57-64.

10.  Тхакахов процессы в двухкомпонентных полимерных ситемах //Вестник КБГУ, серия Физические науки, Нальчик: КБГУ, 1997, вып.2, с. 30-36.

11.  , О плотности и переходном слое в композициях на основе поливинилхлорида (ПВХ) с бутадиенакрилонитрильными эластомерами (СКН) /, //Физика и Химия перспективных материалов. Сб. научных трудов, Нальчик: КБГУ, 1998, с.63-67.

12.  , О схематической модели морфологии смеси на основе некристаллических полимеров / //Вестник КБГУ, серия Физические науки, Нальчик: КБГУ, 1999, вып.3, с.28-32.

13.  Тхакахов моделирования вязкоупругих свойств полимер-полимерных композиционных систем /, //Вестник КБГУ, серия Физические науки, Нальчик: КБГУ, 2000, вып.5, с.52-53.

14.  Тхакахов поверхностной энергии и энергии адгезии полимерных композиций /, , //Вестник КБГУ, серия Физические науки, Нальчик: КБГУ, 2001, вып.6, с. 26-28.

15.  Тхакахов формирования сетчатой структуры в смесях эпоксиноволачных и формальдегидных смол /, //Пластические массы, 2002, №12,с.15-16.

16.  Тхакахов особенностей структуры и свойств смесей полимеров методом дифференциальных уравнений /, , //Пластические массы, 2002, №12, с.32-34.

17.  Тхакахов энергия и механические характеристики композиций на основе поливинилхлорида и бутадиен-акрилонитрильных эластомеров / //Пластические массы, 2003, №3, с.18-20.

18.  Тхакахов и механические характеристики полимерных композоций на основе СКН и ПВХ /, , //Материалы менделеевского съезда по общей и прикладной химии. Т.№3, материалы и технологии 21-26 сентября, г. Казань, 2003г., с.322-323.

19.  Тхакахов термической предыстории в формировании прочностных свойств смсей полярных полимеров /, , // «Полимеры-2004», Третья Всероссийская Каргинская конференция, М.: МГУ, 27 января-1 февраля, 2004 г., том 1, с. 422-423.

20.  Тхакахов разрушения пластифицированных композиций на основе поливинилхлорида / , , //Пластические массы, 2004, №12, с.19-20.

21.  Тхакахов влияние концентрации, режима приготовления и величины взаимодействия молекул на структуру композиций ПВХ с СКН /, , //Пластические массы, №10, 2005, с.18-20.

22.  Тхакахов наноструктур на макроскопические свойства сложных полимерных композиций /, //Сб. «Новые полимерные композиционные материалы». Материалы II-й Всероссийской научно-практической конференции, Нальчик: КБГУ, 2005, с. 275-277.

23.  Тхакахов -прочностные свойства пластифицированного поливинилхлорида при малых скоростях растяжения /, //Сб. «Новые полимерные композиционные материалы». Материалы II-й Всероссийской научно-практической конференции, Нальчик: КБГУ, 2005, с.301-304.

24. Тхакахов влияния физической модификации на прочностные свойства смесей полярных полимеров /, //Сб. «Малый полимерный конгресс». М.: МГУ, 2005, с.87.

25. Тхакахов релаксационных переходов в смесях поливинилхлорида с бутадиен-акрилонитрильными эластомерами /, , //Украинский информац. Центр «Наука, техника, технлогия» «Композиц. Материалы в промышл.», Мат. XXVI Междунар. конфер. г. Ялта, Крым, 29мая-2 июня, 2006, с.224-227.

26. Тхакахов концентрации и степени измельчения антипиреннаполнителя на физические свойства ПВХ композиций /, , //Пластические массы, 2006, № 8, с.13-14.

27. Тхакахов термообработки на прочностные свойства систем эластомер-жесткоцепной полимер /, , //Украинский информац. Центр «Наука, техника, технлогия» «Композиц. Материалы в промышл.», Мат. XXVI Междунар. конфер., 29мая-2 июня 2006, г. Ялта, Крым, 2006, с.224-227.

28. Тхакахов предыстория, структура и деформационно –прочностные характеристики композиций на основе полярных полимеров /, , //Пластические массы, 2006, №8, с.23-26.

29. Тхакахов трение, переходный слой и процессы разрушения смесей полимеров /, //Матер. II-ой Международной конференции «Моделирование устойчивого регионального развития». т. II, Нальчик: КБГУ, 14-18 июля, 2007, с.317-319.

30. Тхакахов -переходы и особенности температурной зависимости прочности смесей эластомеров – пластмасс / //Пластические массы. 2007, №9, с.18-21.

31. , Температурная модификация термоэластопластов на основе бинарных смесей различной природы /, //«Наноструктуры в полимерах и полимерные нанокомпозиты». Нальчик: КБГУ, 2007, с.72-75.

32.  Тхакахов модели и методы расчета на прочность поливинилхлоридных композиций / //Пластические массы. №11, 2007, с.43-47.

33.  Тхакахов и исследование свойств полиамидов и полиамидэфиров на основе диаманов триарилметанового ряда /, //Пластические массы. №12, 2007, с.19-23.

34.  Тхакахов влияния концентрации компонентов и технологии приготовления на релаксационные переходы в смесях поливинилхлорида с бутадиен-акрилонитрильными эластомерами /, , //Журнал прикладной химии, 2008, Т.81, Вып. 6, с.989-994.

35.  Тхакахов ароматические диальдегиды и получение полиазометинэфиров на их основе /, , //Пластические массы, 2008, №10, с.22-24.

36.  Тхакахов толщины полимерной пленки и облучения на звукопоглащение полимерными композициями /, , //Пластические массы, 2008, №3, с.13-14.

37.  Тхакахов выхода электрона нанонити алюминия на границе с диэлектрической средой /, , //Известия РАН серия физическая, 2009, т.73, №7, с. .

38.  Тхакахов и деформационно-прочностные свойства смесей СКД-35 с ПЭВД под действием термической обработки. /, , //Новые полимерные композиционные материалы. Материалы V Междунар. научно-практической конференции. Нальчик: КБГУ, 2009, с.212-215.

39.  Тхакахов морфология и механические характеристики смесей пластмасс и эластомеров / //Монография, Нальчик: КБГУ 2009, 145 с.

40.  Тхакахов наночастиц в формировании структуры и макроскопических свойств полимер-полимерных систем /, //Композиционные материалы в промышленности. г. Ялта. Крым. 2010 г, 7-11 июня, 2010, с.417-420.

41.  Тхакахов и прочностные характеристики полимерных композиций на основе поливинилхлорида и акрилонитрильного эластомера /, //Композиционные материалы в промышленности. Ялта. Крым, 2010. г., 7-11 июня. c.410-414.

42.  Тхакахов состояния полимерных смесей в условиях ударного сжатия с учетом их пористости /, , //Пластические массы, 2010, №4, с.25-27.

43.  Тхакахов способа модификации на процессы релаксации и разрушения смесей с кристаллизующимися полимерами /, //Материалы VII Международной научно-практической конференции «Новые полимерные композиционные материалы», г. Нальчик, 2011, 14-18 сентября с.162-165.

44.  Тхакахов наночастиц сажи и температуры на поверхностные свойства СКН-26+ПВХ /, //Материалы тридцать первой ежегодной международной конференции «Композиционные материалы в промышленности», 6-10 июня, 2011, г. Ялта, Крым, 2011, с.220.

45.  Тхакахов наноразмерных наполнителей на морфологию и механические свойства смесей с кристаллизующимися полимерами /, С //Материалы тридцать первой ежегодной международной конференции «Композиционные материалы в промышленности», 6-10 июня, 2011, г. Ялта, Крым, с.224.

46.  Тхакахов энергетические и прочностные характеристики термообработанных композитов на основе бутадиен-эластомера нитрильного, модифицированного сажей /, , //Пластические массы. 2012, №2, с.42-45.

47.  Тхакахов наноразмерных наполнителей на структуру и деформационно-прочностные характеристики полимерных смесей на основе СКН и ПВХ /, , С, //Пластические массы, 2012, №4, с.3-7.

48.  Тхакахов свойства полимерных композиций на основе СКН-26 и ПВХ, содержащих наноразмерные наполнители /, , //Пластические массы, 2012, №3, с.4-6.

49.  Тхакахов релаксации и разрушения в композитах с наноструктурной морфологией /, , //Пластические массы, 2012, №3, с.28-33.

50.  Тхакахов композиция /, , //Патент № 000/ (21). Заявка №/05(027782). Приоритет изобретений 10.05.2011, зарегистрировано 10.03.2013.

51.  Тхакахов композиция /, , //Патент № 000/ (21). Заявка №/05(010009) Приоритет изобретения 24.02.2011, зарегистрировано 27.02.2013

52.  Тхакахов композиция /, , //Патент № 000. Заявка №/05(026541). Приоритет изобретения 04.05.2011, зарегистрировано 10.03.2013.

53.  Тхакахов композиция /, , //Патент № 000. Заявка № /05(027560) Приоритет изобретения 10.05.2011, зарегистрировано 27.02.2013

54.  Тхакахов смесь /, , //Патент № 000. Заявка №/05(027784). Приоритет изобретения 10.05.2011, зарегистрировано 27.02.2013

55.  Тхакахов предыстория, процессы релаксации и разрушения в бинарных смесях с кристаллизующимися полимерами /, , //Пластические массы, 2012, №5, с.16-19.

56.  Тхакахов зависимость межфазных характеристик полимерных смесей СКД-35-ПЭВД наполненных сажей /, , //Пластические массы, 2013г., №4, с 28-30.