JP4756370B2 - 結晶性高分子ブレンドの配向構造制御法 - Google Patents
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Description
本発明は、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物から、交互積層型ラメラ繰り返し構造又は相互偏析型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する、結晶性高分子ブレンドの配向構造制御法に関するものである。
相溶する２種類の結晶性ポリマーブレンドのラメラ繰り返し構造として図１に示す２種類の構造が知られている。図１では、２種類の結晶性ポリマーの結晶ラメラを濃淡の違いにより区別している。図１ａには、２種類の結晶ラメラが交互に一方向（分子鎖の配向方向）に積層した交互積層型のラメラ繰り返し構造が示されている。図１ｂには、２種類の結晶性ポリマーがそれぞれ独立にラメラ繰り返し構造を形成する相互偏析型のラメラ繰り返し構造が示されている。交互積層型のラメラ繰り返し構造では、分子鎖の配向方向に沿って組成が変化し、その小角Ｘ線散乱像には、子午線方向の低角領域に強い散乱が観測される。一方、相互偏析型のラメラ繰り返し構造では、分子鎖の配向方向と垂直な方向に組成が変化し、その小角Ｘ線散乱像には、赤道方向に強い散乱が、子午線方向には弱い散乱が観測される。図１において、相溶性を有する２種類の結晶性ポリマーブレンドを構成する結晶性ポリマーの長周期はＬ1、Ｌ2で示され、交互積層型のラメラ繰り返し構造の長周期はＬで示されている。
従来、相溶する２種類の結晶性ポリマーブレンドからなり、交互積層型のラメラ繰り返し構造を有する未延伸フィルムが検討されていた（例えば、
、 、 参照）。 また、相溶する２種類の結晶性ポリマーブレンドからなり、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を有する一軸延伸フィルムも検討された（例えば、 、
参照）。上記一軸延伸フィルムは、延伸前の未延伸フィルムと比較すると、延伸方向の強度は大きくなっているが、延伸方向と垂直な方向の強度が小さくなっているものであった。
L-Z.Liu, B.Chu, J.P.Penning and R.St J.Manley: J.Polym.Sci., B.Polym.Phys., 38, 2296(2000)
Y. Li, A.Kaito and S.Horiuchi: Macromolecules, 37, 2119(2004)
J.Liu and B-J.Jungnickel: J.Polym.Sci., B.Polym.Phys., 42, 974(2004)
特開２００４-３００２２８号公報
、 、 参照）。 また、相溶する２種類の結晶性ポリマーブレンドからなり、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を有する一軸延伸フィルムも検討された（例えば、
本発明は、相溶する２種類の結晶性ポリマーブレンドからなり、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を有する一軸延伸された成形体は、延伸前の未延伸成形体と比較すると、延伸方向の強度は大きくなっているが、延伸方向と垂直な方向の強度が小さくなっているという課題を解決するものである。
本発明の結晶性高分子ブレンドの配向構造制御法は、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物を、溶媒に溶解した後フィルム化し、得られたフィルムを固体状態において一軸延伸した後、（１）１５０℃以上１６２℃以下で形態を拘束する張力を付加しながら熱処理することにより交互積層型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する、又は（２）１２０℃以上１５０℃未満で形態を拘束する張力を付加しながら熱処理することにより相互偏析型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する。
本発明の別の結晶性高分子ブレンドの配向構造制御法は、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物を、溶媒に溶解した後フィルム化し、得られたフィルムを（１）１５０℃以上１６２℃以下で変形応力を付加しながら熱処理することにより交互積層型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する、又は（２）１２０℃以上１５０℃未満で変形応力を付加しながら熱処理することにより相互偏析型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する。
本発明により、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートからなり、延伸前の未延伸成形体よりも、延伸方向と延伸方向に垂直な方向の強度が大きな成形体を与える結晶性高分子ブレンドを提供できる。更に、本発明により、当該結晶性高分子ブレンドの配向構造を、原料となるポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物の加熱温度を調節することにより制御できる。
本発明で使用されるポリブチレンサクシネートは、ポリ（１，４−ブチレンサクシネート）である。
本発明では、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートからなる混合物を、ポリブチレンサクシネートが完全に溶融し、ポリフッ化ビニリデンが半溶融状態となる温度で、形態を拘束する張力又は変形応力を付加しながら熱処理することにより結晶ラメラを延伸方向に配列させることにより、図１ａに示される、一方の結晶性高分子の結晶ラメラと他方の結晶性高分子の結晶ラメラが交互にかつ延伸方向に配列されている交互積層型の配向構造、又は、図１ｂに示される、２種類の結晶性ポリマーがそれぞれ独立にラメラ繰り返し構造を形成する相互偏析型のラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成し、結晶性高分子ブレンドの配向構造を制御できる。
ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物の熱処理温度を調節することにより、１５０℃以上１６２℃以下では交互積層型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドが形成され、また、１２０℃以上１５０℃未満では相互偏析型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドが形成される。
ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物の融解ピークを示差走査熱量分析により測定し、高融点成分であるポリフッ化ビニリデンの融解ピーク面積から計算される結晶化度が室温における結晶化度の７５％に低下する温度である１５０℃が半溶融状態となる温度に相当する（図３）。また、ポリフッ化ビニリデンの結晶化度が消失する完全融解温度は１６２℃、ポリブチレンサクシネートの結晶化度が消失する完全融解温度は１２０℃である。
ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートからなる混合物は、例えば、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートを溶媒に溶解して得られる溶液を展開して溶媒を気化させキャスト膜を作製することにより得られる。溶媒は、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートを溶解するものであれば限定されない。溶媒としてＮ，Ｎ−ジメチルホルムアミド、Ｎ，Ｎ−ジメチルアセトアミドが例示できる。
（ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートからなる混合物に形態を拘束する張力を付加して結晶性高分子ブレンドの配向構造を制御する方法）
上記キャスト膜を加熱プレス機を用いて再度溶融プレスした後、氷水中に投入して急冷し、膜厚が均一なフィルムを作製する。次いで、得られたフィルムを一軸延伸して配向膜を作製する。その後、ポリブチレンサクシネートが完全に溶融し、ポリフッ化ビニリデンが半溶融状態となる温度で熱処理するが、その際、配向膜が収縮しないように、配向膜に形態を拘束する張力が付加される。熱処理後、配向膜は冷却される。これらの工程の条件は、以下のとおりである。ポリフッ化ビニリデン／ポリブチレンサクシネート＝５／５〜９／１の質量比の膜厚が均一なフィルムを一軸延伸して配向膜を作製する。延伸温度は３０〜１００℃、好ましくは５０〜８０℃である。延伸比は３倍以上であり、配向膜が破断しない限り上限は限定されない。次いで、配向膜の収縮を防止するために配向膜に形態を拘束する張力を付加して熱処理され、次いで冷却される。交互積層型のラメラ繰り返し構造を形成するための熱処理温度は、１５０〜１６２℃、好ましくは１５０℃〜１５７℃である。また、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を形成するための熱処理温度は、１２０〜１５０℃未満、好ましくは１３０℃〜１５０℃未満である。熱処理時間は１２０分以下である。
上記キャスト膜を加熱プレス機を用いて再度溶融プレスした後、氷水中に投入して急冷し、膜厚が均一なフィルムを作製する。次いで、得られたフィルムを一軸延伸して配向膜を作製する。その後、ポリブチレンサクシネートが完全に溶融し、ポリフッ化ビニリデンが半溶融状態となる温度で熱処理するが、その際、配向膜が収縮しないように、配向膜に形態を拘束する張力が付加される。熱処理後、配向膜は冷却される。これらの工程の条件は、以下のとおりである。ポリフッ化ビニリデン／ポリブチレンサクシネート＝５／５〜９／１の質量比の膜厚が均一なフィルムを一軸延伸して配向膜を作製する。延伸温度は３０〜１００℃、好ましくは５０〜８０℃である。延伸比は３倍以上であり、配向膜が破断しない限り上限は限定されない。次いで、配向膜の収縮を防止するために配向膜に形態を拘束する張力を付加して熱処理され、次いで冷却される。交互積層型のラメラ繰り返し構造を形成するための熱処理温度は、１５０〜１６２℃、好ましくは１５０℃〜１５７℃である。また、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を形成するための熱処理温度は、１２０〜１５０℃未満、好ましくは１３０℃〜１５０℃未満である。熱処理時間は１２０分以下である。
（ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートからなる混合物に変形応力を付加して結晶性高分子ブレンドの配向構造を制御する方法）
上記キャスト膜を加熱プレス機を用いて再度溶融プレスした後、氷水中に投入して急冷し、膜厚が均一なフィルムを作製する。次いで、得られたフィルムを図２に示す凹凸金型の溝に挟んで、ポリブチレンサクシネートが完全に溶融し、ポリフッ化ビニリデンが半溶融状態となる温度で、圧力を加えながら剪断流動により一軸延伸し、次いで急冷する。これらの工程の条件は、以下のとおりである。ポリフッ化ビニリデン／ポリブチレンサクシネート＝５／５〜９／１の質量比の膜厚が均一なフィルムが作製される。次いで、得られたフィルムは図２に示す凹凸金型の溝に挟まれ加熱加圧されて剪断流動により一軸延伸され、次いで冷却される。交互積層型のラメラ繰り返し構造を形成するための加熱加圧時の温度は、１５０〜１６２℃、好ましくは１５０℃〜１５７℃である。また、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を形成するための加熱加圧時の温度は、１２０〜１５０℃未満、好ましくは１３０℃〜１５０℃未満である。加熱加圧時間は１２０分以下、好ましくは２〜６０分である。
上記キャスト膜を加熱プレス機を用いて再度溶融プレスした後、氷水中に投入して急冷し、膜厚が均一なフィルムを作製する。次いで、得られたフィルムを図２に示す凹凸金型の溝に挟んで、ポリブチレンサクシネートが完全に溶融し、ポリフッ化ビニリデンが半溶融状態となる温度で、圧力を加えながら剪断流動により一軸延伸し、次いで急冷する。これらの工程の条件は、以下のとおりである。ポリフッ化ビニリデン／ポリブチレンサクシネート＝５／５〜９／１の質量比の膜厚が均一なフィルムが作製される。次いで、得られたフィルムは図２に示す凹凸金型の溝に挟まれ加熱加圧されて剪断流動により一軸延伸され、次いで冷却される。交互積層型のラメラ繰り返し構造を形成するための加熱加圧時の温度は、１５０〜１６２℃、好ましくは１５０℃〜１５７℃である。また、相互偏析型のラメラ繰り返し構造を形成するための加熱加圧時の温度は、１２０〜１５０℃未満、好ましくは１３０℃〜１５０℃未満である。加熱加圧時間は１２０分以下、好ましくは２〜６０分である。
以下、実施例により本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。実施例で測定されている配向膜の破断強度及び降伏強度は以下のようにして測定されている。
幅３ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、引っ張り試験機のつかみ具（チャック）に固定する。つかみ具（チャック）の距離を１０ｍｍに設定し、毎分２ｍｍの一定速度で試料を引張り、試料が破断するときの応力を破断強度とする。また、試料にくびれが生じるときの応力の極大値を降伏強度とする。
実施例１
ポリフッ化ビニリデン（Scientific Polymer Products Inc.製）７００ｍｇとポリブチレンサクシネート（Aldrich Co. Ltd.製）３００ｍｇをＮ，Ｎ−ジメチルホルムアミド５０ｍｌに溶解した溶液を基板上に展開して溶媒を気化させキャスト膜を作製した。当該キャスト膜を加熱プレス機を用いて溶融プレスした後、氷水中へ投入して急冷し、膜厚４００μｍの均一なフィルムを作製した。当該フィルムを７０℃で３．５倍に一軸延伸して一軸延伸膜を作製した。当該一軸延伸膜の形態を拘束した状態で、温度および冷却速度を制御できるホットステージの間に挿入して１４５℃で６０分間熱処理を行い、その後、２℃／分の冷却速度で冷却して配向膜を得た。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、赤道方向に強い散乱が、子午線方向に弱い散乱が観測され、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ａ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ａ）には、散乱ベクトルｑ＝０．５３ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。ラメラの繰り返し構造の長周期Ｌ＝２π／ｑであるから、当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは１１．８ｎｍである。
ポリフッ化ビニリデン（Scientific Polymer Products Inc.製）７００ｍｇとポリブチレンサクシネート（Aldrich Co. Ltd.製）３００ｍｇをＮ，Ｎ−ジメチルホルムアミド５０ｍｌに溶解した溶液を基板上に展開して溶媒を気化させキャスト膜を作製した。当該キャスト膜を加熱プレス機を用いて溶融プレスした後、氷水中へ投入して急冷し、膜厚４００μｍの均一なフィルムを作製した。当該フィルムを７０℃で３．５倍に一軸延伸して一軸延伸膜を作製した。当該一軸延伸膜の形態を拘束した状態で、温度および冷却速度を制御できるホットステージの間に挿入して１４５℃で６０分間熱処理を行い、その後、２℃／分の冷却速度で冷却して配向膜を得た。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、赤道方向に強い散乱が、子午線方向に弱い散乱が観測され、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ａ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ａ）には、散乱ベクトルｑ＝０．５３ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。ラメラの繰り返し構造の長周期Ｌ＝２π／ｑであるから、当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは１１．８ｎｍである。
ポリブチレンサクシネートの粉末を１２０℃において熱プレスで１０分間プレスし、急冷することによりポリブチレンサクシネートフィルムを作製した。また、同様にポリフッ化ビニリデンの粉末を１７０℃おいて熱プレスで１０分間プレスし、急冷することによりポリフッ化ビニリデンフィルムを作製した。
一方、上記ポリブチレンサクシネートから得られたフィルム、上記ポリフッ化ビニリデンから得られたフィルムの小角Ｘ線散乱プロフィールには、それぞれ、ｑ＝０．７５ｎｍ-1、ｑ＝０．６７ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。これらの値から計算したポリブチレンサクシネートの長周期、ポリフッ化ビニリデンの長周期は、それぞれ、８．４ｎｍ、９．４ｎｍである。従って、配向膜のラメラ繰り返し構造の長周期は、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和に近く、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配向していることが示された。
上記配向膜と一軸延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図６に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は１４７ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は３４．３ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、一軸延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
一方、上記ポリブチレンサクシネートから得られたフィルム、上記ポリフッ化ビニリデンから得られたフィルムの小角Ｘ線散乱プロフィールには、それぞれ、ｑ＝０．７５ｎｍ-1、ｑ＝０．６７ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。これらの値から計算したポリブチレンサクシネートの長周期、ポリフッ化ビニリデンの長周期は、それぞれ、８．４ｎｍ、９．４ｎｍである。従って、配向膜のラメラ繰り返し構造の長周期は、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和に近く、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配向していることが示された。
上記配向膜と一軸延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図６に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は１４７ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は３４．３ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、一軸延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
実施例２
実施例１で得られた一軸延伸膜の形態を拘束して、温度および冷却速度を制御できるホットステージの間に挿入して、１５５℃で６０分間熱処理を行い、その後、２℃／分の冷却速度で冷却して配向膜を得た。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、子午線方向に強い散乱が観測され、交互積層型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ｂ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ｂ）には、散乱ベクトルｑ＝０．２４ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。ラメラの繰り返し構造の長周期Ｌ＝２π／ｑであるから、当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは２６ｎｍである。従って、配向膜のラメラ繰り返し構造の長周期は、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和より長く、一軸延伸膜の形態を拘束した熱処理により、厚化した交互積層型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配向していることが示された。
上記配向膜と一軸延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図７に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は６４ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は３５．４ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、一軸延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
実施例１で得られた一軸延伸膜の形態を拘束して、温度および冷却速度を制御できるホットステージの間に挿入して、１５５℃で６０分間熱処理を行い、その後、２℃／分の冷却速度で冷却して配向膜を得た。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、子午線方向に強い散乱が観測され、交互積層型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ｂ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ｂ）には、散乱ベクトルｑ＝０．２４ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。ラメラの繰り返し構造の長周期Ｌ＝２π／ｑであるから、当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは２６ｎｍである。従って、配向膜のラメラ繰り返し構造の長周期は、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和より長く、一軸延伸膜の形態を拘束した熱処理により、厚化した交互積層型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配向していることが示された。
上記配向膜と一軸延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図７に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は６４ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は３５．４ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、一軸延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
実施例３
実施例１で得られた膜厚４００μｍの均一なフィルムを凹凸金型の溝に保持して１４７℃で２０分間プレスすることにより溝に沿って剪断流動延伸して、金型とともに試料を氷水中に投入して急冷し、配向膜を作製した。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、赤道方向に強い散乱が、子午線方向に弱い散乱が観測され、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ｃ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ｃ）の散乱ピークから計算される当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは１２．５ｎｍであり、配向膜のラメラ繰り返し構造の長周期は、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和に近く、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配向していることが示された。
上記配向膜と一軸延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図８に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は１０６．４ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は２９．５ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、一軸延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
実施例１で得られた膜厚４００μｍの均一なフィルムを凹凸金型の溝に保持して１４７℃で２０分間プレスすることにより溝に沿って剪断流動延伸して、金型とともに試料を氷水中に投入して急冷し、配向膜を作製した。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、赤道方向に強い散乱が、子午線方向に弱い散乱が観測され、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ｃ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ｃ）の散乱ピークから計算される当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは１２．５ｎｍであり、配向膜のラメラ繰り返し構造の長周期は、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和に近く、相互偏析型のラメラ繰り返し構造が延伸方向に配向していることが示された。
上記配向膜と一軸延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図８に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は１０６．４ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は２９．５ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、一軸延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
実施例４
実施例１で得られた膜厚４００μｍの均一なフィルムを凹凸金型の溝に保持して１６１℃で２０分間プレスすることにより溝に沿って剪断流動延伸して、金型とともに試料を氷水中に投入して急冷し、配向膜を作製した。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、子午線方向に強い散乱が観測され、ラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ｄ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ｄ）には、散乱ベクトルｑ＝０．３５ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。散乱ベクトルｑから計算される当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは１８ｎｍであり、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和とほぼ等しく、配向膜は、交互積層型のラメラ繰り返し構造が形成され、かつ延伸方向に配向していることが確認された。
上記配向膜と剪断流動延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図９に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は６３．７ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は３０．９ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、剪断流動延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
実施例１で得られた膜厚４００μｍの均一なフィルムを凹凸金型の溝に保持して１６１℃で２０分間プレスすることにより溝に沿って剪断流動延伸して、金型とともに試料を氷水中に投入して急冷し、配向膜を作製した。
当該配向膜の小角Ｘ線散乱像には、子午線方向に強い散乱が観測され、ラメラ繰り返し構造が延伸方向に配列していることが確認された（図４ｄ）。子午線方向の小角散乱プロフィール（図５ｄ）には、散乱ベクトルｑ＝０．３５ｎｍ-1に散乱ピークが観測された。散乱ベクトルｑから計算される当該配向膜のラメラの繰り返し構造の周期Ｌは１８ｎｍであり、配向膜の構成成分のラメラ繰り返し構造の長周期の和とほぼ等しく、配向膜は、交互積層型のラメラ繰り返し構造が形成され、かつ延伸方向に配向していることが確認された。
上記配向膜と剪断流動延伸処理に付される前の膜厚４００μｍの均一なフィルム（等方性試料）について引張り試験を行い、その結果を図９に示す。配向膜の延伸方向の破断強度は６３．７ＭＰａ、延伸方向と垂直な方向の降伏強度は３０．９ＭＰａであり、等方性試料の降伏強度（２５ＭＰａ）より大きかった。従って、上記配向膜は、剪断流動延伸処理に付される前のフィルムよりも延伸方向の強度、延伸方向と垂直な方向の強度が大きくなっているものである。
本発明により、ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物の加熱温度を調節することにより、結晶性高分子ブレンドの配向構造を制御することができる。本発明により得られたポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの結晶性高分子ブレンドは、一軸延伸により、延伸前の未延伸成形体よりも、延伸方向と延伸方向に垂直な方向の強度が大きな成形体を与えるものであり、高強度プラスチックフィルム等の各種構造材料として広範な用途に使用可能なものである。
Claims (2)
- ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物を、溶媒に溶解した後フィルム化し、得られたフィルムを固体状態において一軸延伸した後、（１）１５０℃以上１６２℃以下で形態を拘束する張力を付加しながら熱処理することにより交互積層型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する、又は（２）１２０℃以上１５０℃未満で形態を拘束する張力を付加しながら熱処理することにより相互偏析型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成することを特徴とする結晶性高分子ブレンドの配向構造制御法。
- ポリフッ化ビニリデンとポリブチレンサクシネートの混合物を、溶媒に溶解した後フィルム化し、得られたフィルムを（１）１５０℃以上１６２℃以下で変形応力を付加しながら熱処理することにより交互積層型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成する、又は（２）１２０℃以上１５０℃未満で変形応力を付加しながら熱処理することにより相互偏析型ラメラ繰り返し構造を有する結晶性高分子ブレンドを形成することを特徴とする結晶性高分子ブレンドの配向構造制御法。
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