R e n a ta A n to s ik * , M iro s ła w a El F ra y *
Synteza i właściwości
poliestrów modyfikowanych kwasem dodekano-
dikarboksylowym* * ** *
D o k o n a n o s y n t e z y s e r i i p o l i m e r ó w e s t r o w y c h , z a w i e r a j ą c y c h p o l i ( t e r e f t a l a n b u t y l e n u ) ( P B T ) , k t ó r y m o d y f i k o w a n o k w a s e m d o d e k a n o d i k a r b o k s y l o w y m ( D A ) . S y n t e z ę p r o w a d z o n o w d w ó c h e t a p a c h : t r a n s e s t r y f i k a c j i i p o l i k o n d e n s a c j i w s t o p i e . K a t a l i z a t o r m a g n e z o w o - t y t a n o w y M g T i d o d a w a n o w t r a k c i e t r a n s e s t r y f i k a c j i i p o l i k o n d e n s a c j i . M a t e r i a l p o l i m e r o w y p o d d a n o s z c z e g ó ł o w y m b a d a n i o m z e w z g l ę d u n a j e g o s p e c y f i c z n e w ł a ś c i w o ś c i w y n i k a j ą c e z w y s t ę p o w a n i a s e p a r a c j i m i k r o f a z o w e j . W y k o r z y s t u ją c m e t o d ę r ó ż n i c o w e j k a l o r y m e t r i i s k a n i n g o w e j ( D S C ) d o k o n a n o c h a r a k t e r y s t y k i w ł a ś c i w o ś c i f i z y c z n y c h i c h e m i c z n y c h t y c h p o l i m e r ó w . O z n a c z o n o g r a n i c z n ą l i c z b ę l e p k o ś c i o w ą ( G L L ). T e m p e r a t u r a z e s z k l e n i a ( T J i t e m p e r a t u r a t o p n i e n i a ( T J w z r a s t a ł a w r a z z e s p a d k i e m u d z i a ł u W a g o w e g o k w a s u d o d e k a n o d i k a r b o k s y l o w e g o i w z r o s t e m z a w a r t o ś c i f a z y k r y s t a l i c z n e j . W ł a ś c i w o ś c i m e c h a n i c z n e o p i s a n o j a k o f u n k c j ę s t o p n i a p o l i k o n d e n s a c j i P k ( c i ę ż a r u c z ą s t e c z k o w e g o ) .
S ł o w a k l u c z o w e : p o l i e s t r y , P B T , k w a s d o d e k a n o d i k a r b o k s y l o w y , r ó ż n i c o w a k a l o r y m e t r i a s k a n i n g o w a ( D S C )
Synthesis and properties of polyesters modified with dodecanedioic acid
A s e r i e s o f p o l y e s t e r c o p o l y m e r s , c o n s i s t i n g o f p o l y ( b u t y l e n e t e r e p h t h a l a t e ) ( P B T ) m o d i f i e d w i t h d o d e c a n e d i o i c a c i d ( D A ) w e r e o b t a i n e d . S y n t h e s i s w a s c a r r i e d o u t in a t w o - s t a g e p r o c e s s : t r a n s e s t e r i f i c a t i o n a n d p o l y c o n d e n s a t i o n f r o m th e m e l t. A m a g n e s i u m - t i t a n a t e c a t a l y s t w a s u s e d f o r t r a n s e s t e r i f i c a t i o n a n d p o l y c o n d e n s a t i o n . A m a t e r i a l is e x t e n s i v e l y s t u d i e d b e c a u s e o f t h e i r d i f f e r e n t a n d u n iq u e p r o p e r t i e s , w h i c h a r e a c o n s e q u e n c e o f t h e i r m i c r o p h a s e s e p a r a t e d s t r u c t u r e . T h e c h a r a c t e r i s t i c s o f p h y s i c a l a n d c h e m i c a l p r o p e r i t i e s o f t h e s e p o l y m e r s w e r e a c h i e v e d b y d i f f e r e n t i a l s c a n n i n g c a l o r i m e t r y ( D S C ) . T h e l i m i t i n g v i s c o s i t y n u m b e r w a s d e t e r m i n e d . T h e g l a s s t r a n s i t i o n t e m p e r a t u r e ( T J a n d m e l t i n g t e m p e r a t u r e ( T J i n c r e a s e w i t h d e c r e a s i n g w e i g h t f r a c t i o n o f th e d o d e c a n e d i o i c a c i d a n d w i t h th e i n c r e a s e o f th e c r y s t a l l i n e p h a s e c o n t e n t . T e n s il e p r o p e r t i e s w e r e d e s c r i b e d a s a f u n c t i o n o f t h e d e g r e e o f p o l y c o n d e n s a t i o n P k ( m o l e c u l a r w e i g h t ) .
K e y w o r d s : p o l y e s t e r s , P B T , d o d e c a n e d i o i c a c i d , d i f f e r e n t i a l s c a n n i n g c a l o r i m e t r y ( D S C )
* Zakład Technologii Elastomerów i Włókien Chemicznych, Instytut Polimerów, Politechnika Szczecińska
** Komunikat przedstawiony na konferencji Pomerania'01, 6-8 czerwca 2001, Międzyzdroje
try modyfikowane
1. Wstęp 2. Część doświadczalna
Termoplastyczne elastomery multiblokowe są materiałami składającymi się z odmiennych segmen
tów makrocząsteczek rozmieszczonych naprzemien
nie wzdłuż łańcucha głównego. Między cząsteczka
mi występują labilne połączenia, które mogą wyni
kać z zeszklenia segmentów makrocząsteczek, kry- staliczności wiązań wodorowych lub innych oddzia
ływań międzycząsteczkowych. Ugrupowania te na
zywane są segmentami sztywnymi. Segmenty, które charakteryzują się małym modułem elastyczności, niską temperaturą zeszklenia i wykazują stosunko
wo niewielkie oddziaływania międzycząsteczkowe, nazywane są segmentami giętkimi [1]. Przykładami multiblokowych kopolimerów są poli(estro-estry), poli(estro-etery), poli(etero-uretany), poli(estro- amidy) i poli(estro-siloksany) [2-5 ].
Wykonano serię polimerów kopoliestrowych opartych o poli(tereftalan butylenu) PBT, do które
go wprowadzono alifatyczne sekwencje alifatycz
nego kwasu dodekanodikarboksylow ego (DA).
Układ taki należałoby raczej rozpatrywać jako mo
dyfikację sztywnego PBT, choć wiele jego zacho
wań wskazuje na strukturę blokową. Dlatego też przyjęto nazywać te układy blokowymi kopoli(es- tro-estrami) zbudowanymi z PBT, który stanowi fazę sztywną (segment sztywny) i produktu przereago- wania jednej cząsteczki butanodiolu z kwasem DA, który tworzy fazę giętką (schemat 1).
W pracy przedstawiono wpływ zawartości seg-
M a te ria ły u ż y te d o s y n te z y k o p o lie s tró w
• dimetylotereftalan (DMT, MERCK-Schuchardt),
• 1,4-butanodiol (1,4-BD, FLUKAChemie),
• katalizator magnezowo-tytanowy (MgTi, sporządzo
ny według własnej receptury) [3],
• kwas dodekanodikarboksylowy (DA, ALDRICH)), ciężar cząsteczkowy -230 g mol'1.
P rz e b ie g s y n te z y
Materiał poliestrowy otrzymano w dwóch nastę
pujących po sobie etapach: transestryfikacji i polikon- densacji w stopie. Syntezę prowadzono w stalowym reaktorze wyposażonym w mieszadło kotwicowe, na
pędzane silnikiem elektrycznym. Wsad reaktora w po
staci DMT i 1,4-BD (stosunek molowy 1:1,8) i katali
zatora MgTi w ilości 2 g/kg polimeru podgrzewano ze stałą prędkością 1,5 °C min'1 do temperatury 210 °C przy stałych obrotach mieszadła (60 obr./min). Reak
cję prowadzono do uzyskania stopnia przereagowania około 95%. Stopień przereagowania określano na pod
stawie odbieranej ilości wydzielonego metanolu. Po zakończeniu wymiany estrowej do reaktora wprowa
dzono odpowiednią ilość kwasu dodekanodikarboksy
lowego i drugą porcję katalizatora (2 g/kg polimeru).
Podczas procesu polikondensacji stopniowo obniżano ciśnienie do ok. 0,4 hPa i równocześnie podnoszono temperaturę do 220°C. Podczas obniżania ciśnienia następowało odparowanie nadmiaru 1,4-BD oraz wzrost granicznej liczby lepkościowej [p], o czym świadczył
Pic - stopień polimeryzacji kondensacyjnej segmentów sztywnych
mentów sztywnych i giętkich na termiczne i mecha
niczne właściwości polimerów, szczególnie w fazie krystalicznej, i stopień polikondensacji segmentów sztywnych. Podjęte w następnej kolejności badania będą dotyczyły dynamicznych badań mechanicznych mających na celu szczegółowe omówienie struktu
ry multiblokowej rozpatrywanych układów.
zwiększony pobór mocy przez silnik mieszadła. Reak
cję prowadzono do momentu uzyskania przez polimer wysokiej lepkości stopu. Czas polikondensacji zależał od składu mieszaniny reakcyjnej i wynosił ok. 2 h. Za optymalny zakres temperatury polikondensacji przyję
to 220-230°C. Powyżej temperatury 240°C zaobserwo
wano wzrost degradacji polimeru oraz zwiększony
TOM 6 styczeń - luty 2002 r. S h z& tw i& ity nr 1
udział produktów ubocznych. Po zakończeniu reakcji stopiony polimer wytłaczano sprężonym azotem przez dyszę reaktora do kąpieli wodnej, a następnie granulo
wano i suszono w suszarce próżniowej.
P rz y g o to w a n ie p ró b e k d o b a d a ń
Zgranulowane polimery przetwarzano metodą wtrysku na kształtki do badań metodą wtrysku. Wszyst
kie otrzymane polimery charakteryzowały się bardzo dobrym odwzorowaniem formy. Kształtki do badań DSC otrzymano metodą prasowania w temperaturze wyższej 0 25°C od temperatury topnienia polimerów (Tml) ozna
czonej za pomocą aparatu Bóethiusa (tab.l). Ciśnienie prasowania wynosiło 25 MPa. Po sprasowaniu przetrzy
mywano próbki w zamkniętej formie w ciągu 3 min, a następnie schładzano z szybkością ~15°C min1. Kształt
ki do statycznych badań mechanicznych, w postaci krąż
ków i wiosełek, wykonywano metodą wtrysku w na
stępujących warunkach: temperatura wtryskiwanej masy wyższa o 5-10°C od temperatury topnienia poli
meru, ciśnienie ok. 50 MPa, temperatura formy 25-35°C.
M e to d y b a d a ń
Graniczną liczbę lepkościową [r|] oznaczono rozpusz
czając polimery w mieszaninie fenol-trichloroetylen (stosunek obj. 2:3). Pomiar wykonano za pomocą wiskozymetru Ubbelohde’a I w temperaturze 30°C.
Temperaturę topnienia (Tm]) oznaczono za pomocą mikroskopu Bóethiusa (typ HMK, Franz Kustner Nacht KG) przy szybkości ogrzewania 4°C min1.
Temperaturę topnienia wyznaczono w momencie, gdy próbka przybrała kształt kropli.
Pomiary metodą różnicowej kalorymetrii skaningo
wej (DSC) prowadzono stosując aparat Mettler To
ledo Stari System. Proces prowadzono w trzech cy
klach “grzanie-chlodzenie-grzanie”, w zakresie tem
peratur od -70 do 210°C i od -30 do 210°C. Próbki od temperatury normalnej ogrzewano do stopienia, a następnie chłodzono do temperatury -70°C i po
nownie ogrzewano z szybkością 10°C min1. Tem
peraturę zeszklenia (Tg) wyznaczono na podstawie diagramów jako punkt przegięcia (maksimum) krzy
wej . Temperaturę topnienia (Tm) i temperaturę kry
stalizacji (Tc) oznaczono odpowiednio z maksimum i minimum krzywej endotermicznej.
Badania mechaniczne wykonano na maszynie wy
trzymałościowej INSTRON. Pomiar przeprowadzo
no w temperaturze pokojowej, przy szybkości roz
ciągania 20 cm min1.
3. Wyniki badań 1 dyskusja
Otrzymano serię polimerów estrowych różniących się zawartością wprowadzanych do makrocząsteczki PBT sekwencji kwasu dodekanodikarboksylowego, tj. segmen
tów giętkich. Syntezy rozpoczęto od polimeru o bardzo dużej zawartości segmentów giętkich (Wh=30), kończąc
na polimerze o dużej zawartości segmentów sztywnych (Wh=70). Stopień polimeryzacji kondensacyjnej zmieniał się od Pk=l (Wh=40) do P=3,0 (Wh=70) (tab.l).
Tabela 1. S k ł a d i w ł a ś c i w o ś c i f i z y c z n e b a d a n y c h p o l i
m e r ó w______________________________________
Udział wagowy, %
.... il HI n 1 T "C Pk
PBT DA
li» 9
40 60 0,89 125 1
50 50 1,26 155 1,3
60 40 1,27 180 1,9
70 30 1,24 195
[ r \ ] - graniczna liczba lepkościowa
Tml - temperatura topnienia oznaczona za pomocą aparatu Bóethiusa Pk - teoretyczny stopień polikondensacji segmentów sztywnych
Analizując wyniki zawarte w tab.l, rys.l, stwier
dzono, że wraz z zawartością segmentów sztywnych PBT i wzrostem stopnia polimeryzacji kondensacyjnej wzra
sta temperatura topnienia polimerów oznaczona apara
tem Bóethiusa (Tml) (krzywa Tml na rys. 1) i graniczna liczba lepkościowa [r\] polimeru (krzywa [r|] na rys. 1).
Rys. 1. Z m i a n y (■) g r a n i c z n e j l i c z b y l e p k o ś c i o w e j [ r \ ] i ( • ) t e m p e r a t u r y t o p n i e n i a ( T m]) p o l i m e r ó w w f u n k c j i z a w a r t o ś c i s e g m e n t ó w s z t y w n y c h ( W j
Na podstawie diagramów DSC wyznaczono tem
peratury przejść fazowych, tj. temperaturę topnienia (Tm), temperaturę krystalizacji (Tc) i entalpię topnienia fazy krystalicznej (AHm) (tab. 2, rys. 2).
Tabela 2. W y n ik i D S C b a d a n y c h p o l i e s t r ó w
%
AH»,
J « r1 V . 4
V
•cT m,nr
°c %
«rer
40 11,5 -31,9 44,6 107,1 8 20
50 15,2 -30,7 70,7 134,4 11 22
60 20,5 -27,2 100,3 160,2 14 23,3
70 23,5 -16,2 128,6 179,6 16 22,8
Wh - zawartość segmentu sztywnego AHm- ciepło topnienia segmentów sztywnych Tg - temperatura zeszklenia
Tc - temperatura krystalizacji Tm - temperatura topnienia
a - całkowita zawartość fazy krystalicznej polimeru a pBT- zawartość krystalitów w fazie segmentu sztywnego
SC aa& w tentp nr 1 styczeń - luty 2002 r. TOM 6
ry modyfikowane
-#B -40 -30 0 tO 40 ft* 00 1*0 1*# »4« U* 1*0 2*0 J ^ O Q j
Rys. 2. P r z e b i e g t e r m o g r a m ó w D S C : A - c h ł o d z e n i e, B
- I I g r z a n i e p o l i m e r u ( c y f r y n a d k r z y w y m i o z n a c z a j ą z a w a r t o ś ć s e g m e n t u s z t y w n e g o P B T , % w a g . )
Zaobserwowano wzrost ciepła topnienia segmen
tów sztywnych wraz ze wzrostem zawartości segmen
tu sztywnego w makrocząsteczce. W oparciu o ental
pię topnienia, AHm (J g 1 polimeru), obliczono zawar
tość fazy krystalicznej w polimerze (a ) obliczono z równania (1):
Rys. 3. 1 - (■) z a w a r t o ś ć f a z y k r y s t a l i c z n e j ( a j i 2 -
( • ) i l o ś ć k r y s t a l i t ó w w f a z i e s e g m e n t u s z t y w n e g o ( a pBT) o r a z 3 - ( A ) z a w a r t o ś ć f a z y k r y s t a l i c z n e j ( a j w p o l i
m e r z e z a w i e r a j ą c y m o l i g o e t e r o w y s e g m e n t g i ę t k i P T M O 6 5 0 ( m a t e r i a ł p o r ó w n a w c z y ) w f u n k c j i z a w a r t o ś c i W h b a d a n y c h p o l i m e r ó w
Na lys. 4 przedstawiono wpływ zawartości fazy kry
stalicznej (atot) w segmentach sztywnych (PBT) na tempera
turę topnienia ( krzywa Tm) i krystalizacji (krzywa Tc).
gdzie AHm oznacza ciepło topnienia segmentów sztyw
nych wyznaczone metodą DSC (tab.2), AHf ciepło top
nienia fazy krystalicznej PBT (AHf =144,5 J g'1) [6,7].
Zawartość krystalitów w fazie segmentu sztyw
nego (ocpBT) przeliczano na zawartość segmentu sztyw
nego Wh i wyznaczono według równania (2):
OCPBT = 0Ctot 100 /W h (2) gdzie a tot oznacza całkowitą zawartość fazy krystalicz
nej polimeru, Wh zawartość segmentu sztywnego.
Przedstawiono wpływ zawartości segmentów sztywnych w polimerze na zawartość fazy krystalicz
nej (atot) oraz ilość krystalitów w fazie segmentu sztyw
nego (apBT) (rys.3).
Stwierdzono, że zawartość fazy krystalicznej (krzywa a tot) wzrasta proporcjonalnie do zawartości seg
mentów sztywnych (Wh) w całym zakresie (zawartość fazy krystalicznej dla polimerów zawierających oligo
eterowy segment giętki - krzywa 3 - ma inny przebieg, wykazując gwałtowny skok a totprzy wartości 50% wag.
segmentu sztywnego). Natomiast zawartość krystalitów (krzywa a pBT) wzrasta do około 50% zawartości seg
mentu sztywnego Wh (Pk ~ 1-1,5), tj. do momentu, gdy oligomery PBT osiągną dostatecznie wysoki ciężar czą
steczkowy, po czym nie obserwuje się dalszego wzro
stu stopnia krystaliczności w segmentach sztywnych.
Rys. 4. (■) - t e m p e r a t u r a t o p n i e n i a ( T J i (•) - t e m p e r a t u r a k r y s t a l i z a c j i ( T J w f u n k c j i z a w a r t o ś c i f a z y k r y s t a l i c z n e j ( a j
Zaobserwowano zależność zmian T i T wraz zm c zawartością fazy krystalicznej (atot). Stwierdzono, że obie te zależności wzrastają proporcjonalnie do stop
nia krystaliczności polimeru. Temperatury topnienia są wyższe od temperatur krystalizacji.
Właściwości giętkiej fazy amorficznej wyznaczo
no na podstawie temperatury zeszklenia Tg metodą DSC (tab. 2). Zgodnie ze zmianami Tg, wzrost Wh w polime
rze powoduje wzrost wartości Tg. Może to wskazywać na tworzenie się mieszaniny homogenicznej nieskrysta- lizowanych sekwencji PBT i alifatycznych reszt kwasu dodekanodikarboksylowego w fazie amorficznej. Skład fazy amorficznej wyliczono z wartości Wh jako różnicę między Wh i zawartością fazy krystalicznej (a ):
TOM 6 styczeń - luty 2002 r. S fa d & w t& iy nr 1
gdzie N jest zawartością PBT w fazie amorficznej (w
% obj.) w odniesieniu do całej próbki. Zawartość fazy amorficznej B w polimerach wyznaczono jako:
B = 100-atot (4)
Jeśli założymy, że wartość fazy amorficznej jest równa 100, to zawartość amorficznego PBT w fazie amorficznej polimerów można opisać równaniem (5):
Na podstawie przeprowadzonych badań przypusz
cza się, że amorficzna faza giętka jest mieszaniną homo
geniczną, w związku z tym Tg może zostać opisana rów
naniem Gordona-Taylora (6) [8] (rys. 5 - krzywa 1) i rów
naniem Utrackiego (7) [8] (rys. 5 - krzywa 2).
co]In T x + k a>In
ln Ts = --- ;--- (7) Ot), + kco2
gdzie co. jest udziałem wagowym składnika i, k - współ
czynnikiem odchyłki obliczonym dla układu PBT/DA jako stosunek różnic pojemności cieplnej w tempera
turze zeszklenia czystych amorficznych składników układu k=ACp2/ACp1=0,5 J/(g K) [9].
Rys. 6. Wpływ zawartości segmentu sztywnego na (■) - naprężenie do zerwania G^(#) - granicę plastyczno
ści s^ (A) - wydłużenie do zerwania 8
Tabela 3. Zależność właściwości mechanicznych od zawartości segmentu sztywnego
w„,%
£, % c t, MPa ct„, MPa40 130 4,2 4,6
50 621 10,6 6,9
60 666 20,8 10,6
70 591 30,5 15,3
Wh- zawartość segmentu sztywnego e - wydłużenie do zerwania o r - wytrzymałość do zerwania Oe - naprężenie na granicy plastyczności
Zmiany podstawowych właściwości mechanicz
nych przy rozciąganiu (rys. 6 tab. 3), takich jak: wy
trzymałość do zerwania (krzywa Gr), granica pla
styczności (krzywa Ge) i wydłużenie do zerwania (krzy
wa e), zależą od stopnia polikondensacji (ciężaru czą
steczkowego Mn sztywnych segmentów) PBT. Naprę
żenie do zerwania i granica plastyczności wzrastają pro
porcjonalnie do zawartości segmentów sztywnych, z tym że wartości granicy plastyczności są niższe od war
tości naprężenia do zerwania. Wydłużenie do zerwania gwałtownie wzrasta i osiąga maksimum dla około 50%
zawartości segmentu sztywnego, dalej obserwuje się spadek wydłużenia. Jest to spowodowane dużym udzia
łem wagowym segmentów sztywnych, w skład których wchodzi poli(tereftalan butylenu), który posiada dużą wytrzymałość mechaniczną i wysoki stopień krystalicz- ności.
Rys. 5. Wpływ zawartości PBT w fazie amorficznej (Nł) na temperaturę zaszklenia wyznaczoną z (• ) - równa
nia Gordona-Taylora (7), (■) - równania Utrackiego (2), (A) - z pomiarów DSC (3)
Przedstawiono zależność między temperaturą zeszklenia Tg (DSC) a zawartością amorficznego PBT w fazie amorficznej N’ (rys. 5). Krzywa (2) wyliczona z równania Utrackiego stanowi dobre przybliżenie zmian Tg wyznaczonych metodą DSC. Przebieg krzy
wej (1) wyliczony z równania Gordona-Taylora różni się od punktów Tg oznaczonych metodą DSC.
4. Wnioski
Na podstawie otrzymanych wyników badań stwierdzono:
m Opracowano metodę syntezy polimerów, opartych na poli(tereftalanie butylenu), do którego wprowa
dzono produkt reakcji jednej cząsteczki alifatyczne
go kwasu dodekanodikarboksylowego z cząstecz
ką glikolu butylenowego. Przyjęto, że oligomery PBT tworzą fazę segmentów sztywnych, zaś alifa
tyczne sekwencje DA wraz z jedną cząsteczką buta-
nr 1 styczeń - luty 2002 r. TOM 6
poliestry modyfikowane
nodiolu tworzą fazę giętką.
Temperatura zeszklenia Tg sekwencji alifatycznych oraz PBT występuje w zakresie od -40 do 50°C i wykazuje dużą zgodność z temperaturami zeszkle
nia Tg obliczonymi według równania Utrackiego.
• Wzrost zawartości fazy krystalicznej związany jest ze zmianą stopnia polikondensacji PBT, który wcho
dzi w skład fazy sztywnej z Pk= 1 dla 60% wag. DA do Pk=3,0 dla 30% wag. DA w fazie giętkiej.
• Zdolność polimeru do krystalizacji maleje wraz z ob
niżaniem się stopnia polikondensacji P Wzrost tem
peratury topnienia Tm i zawartości fazy krystalicz
nej a tot może być wywołany rozpuszczaniem się ali
fatycznych reszt DA w sztywnych segmentach. Mul- tiblokowa struktura kopolimerów wynika ze zdol
ności krystalizacji sztywnych segmentów w stopio
nym polimerze.
Wraz ze zmniejszaniem zawartości bloków kwasu DA, następuje wzrost temperatury zeszklenia Tg i temperatury topnienia Tm.
m Właściwości mechaniczne otrzymanych elastome
rów zależą od stopnia polikondensacji (ciężaru czą
steczkowego Mn sztywnych segmentów) PBT.
Literatura
1. A d a m s R . K ., H o e s c h e l e G . K . , : T h e r m o p l a s t i c E l a s t o m e r s , 2 n d e d n , H o l d e n G ., L e g g e N .R ., Q u i r k R ., S c h r o e d e r H .E . ( E d s ) , H a u s e r , M u n i c h ( 1 9 9 6 ) , p p . 1 9 2 - 2 2 6
2 . F o l k e s M .: P r o c e s s i n g , S t r u c t u r e a n d P r o p e r i t i e s o f B l o c k C o p o l y m e r s . E l s e v i e r A p p l i e d S c i e n c e , L o n d o n ( 1 9 8 5 )
3 . S ł o n e c k i J . : S c i. R e p . T e c h . U n iv . S z c z e c i n 4 7 9 . 2 3 - 6 8 ( 1 9 9 2 )
4 . H o e s c h e l e G . K . : A n g e w . M a k r o m o l . C h e m . 5 8 / 5 9 , 2 9 9 - 3 1 4 ( 1 9 7 7 )
5 . M a d e c P .J ., M a r e c h a l E .: P o l y m . S c i. I f f 3 1 5 7 - 3 1 6 9 ( 1 9 7 8 )
6. C a m b e r l i n Y., P a s c a u l t J . P : P o l y m . S c i., P o l y m .P h y s . 2 2 ( 1 9 8 4 ) 1 8 3 5
7. E l F r a y M ., S ł o n e c k i J .: A n g e w . M a k r o m o l . C h e m . 2 3 4 . 1 0 7 ( 1 9 9 6 )
8 . P o m p o s o J .A ., E g u i a z a b a l J ., C a l a h a r r a E ., C o r d a - z a r M . : P o l y m e r 3 4 ( 1 9 9 3 ) 9 5 Pietkiewicz D., Ro- słaniec Z.: Polimery 44 (1999)
LABORATORIUM BADAWCZEGO “LABGUM” IPG
na wykrywanie i oznaczanie N-nitrozoamin uwalnianych z gum y i wyrobów gumowych - smoczków, zabawek itp.
wg wymagań standardów europejskich
Oferta obejmuje wykrywanie i oznaczanie za pomocą techniki GC/TEA - chromatografi gazowej (GC) z wykorzystaniem unikatowego detektora energii termicznej (TEA) - N-nitrozoamin i substancji przekształcających się w N-nitrozoaminy uwalnianych z gumy w ilościach śladowych
Powyższa technika badawcza umożliwia oznaczanie N-nitrozoamin z dokładnością i precyzją wymaganą przez normy i dyrektywy UE, tzn. na poziomie nanogramów.
Badanie obejmuje wykrycie, oznaczenie ilościowe lub stwierdzenie nieobecność podstawowych N-nitrozoamin, które mogą uwalniać się z gumy lub gotowych wyrobów gumowych
1. N-nitrozo-dimetyloaminy NDMA 2. N-nitrozo-dietyloaminy NDEA 3. N-nitrozo-di-n-propyloaminy NDPA 4. N-nitrozo-di-n-butyloaminy NDBA 5. N-nitrozo-difenyloaminy NDFA 6. N-nitrozopiperydyny NPIP
7. N-nitrozopirolidyny NPIR
8. N-nitrozomorfoliny NMOR
Oznaczenia N-nitrozoamin i substancji przekształcających się w N-nitrozoaminy uwalnianych ze smoczków, innych wyrobów gumowych lub gumy wykonujemy na podstawie normy EN 12868:1999 (wersja polska w opracowaniu).
Koszt badania jednej próbki gumy (wyrobu gumowego) wynosi 1500 zł.
INSTYTUT PRZEMYSŁU GUMOWEGO “STOMIL”, 05-820 PIASTÓW, ul. Harcerska 30 Kierownik Laboratorium Badawczego “LABGUM” - dr inż. Teresa Kleps; tel. (022) 723-60-25-29 wew. 129; e-mail: t.kleps@ipgum-stomil.fp.pl
Z-ca Kierownika Laboratorium - mgr inż. Adelajda Kozera; tel. (022) 723-60-25-29 wew. 182
TOM 6 styczeń - luty 2002 r. S fa d to m e n y nr 1
