Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА I. Обзор литературы
1.1. Полимерные пленки и их применение в электротехнике
1.2. Структурно-механические свойства полиэтилен-терефталатных пленок . 1б
1.2.1. Основы упрочнения полиэтилентерефталатных пленок в процессе их получения 16
1.2.2. Особенности деформации полимеров в стеклообразном состоянии 21
1.3. Особенности механических свойств компонентов в адгезионных соединениях 30
1.3.1. Влияние поверхности на механические свойства твердых тел 30
1.3.2. Кинетическая концепция прочности для адгезионных соединений 33
1.3.3. Дислокационные представления о механизмах упрочнения компонентов в адгезионных системах 35
1.4. Особенности физико-механических свойств адгезионных соединений на основе полимерных пленок 45
1.5. Кремнийорганические эластомеры и их применение в электротехнике 53
1.6. Заключение 60
ГДАВА II. Методы иссивдования
2.1. Методы исследования механических свойств . 62
2.1.1. Деформационно-прочностные исследования . 62
2.1.2. Дилатометрические методы 63
2.1.3. Измерение адгезионной прочности 64
2.2. Методы термического анализа 65
2.2.1. Термогравиметрический и дифференциально-термический методы исследования 65
2.2.2. Микрокалориметрические исследования . 65
2.2.3. Термомеханические испытания 66
2.3. Методы оптических исследований 68
2.3.1. Световая микроскопия 68
2.3.2. Электронная микроскопия 69
2.3.3. Рентгенографические исследования . 69
2.4. Изучение технологических параметров 70
2.4.1. Метода исследования покровных композиций и свободных покрытий 70
2.4.2. Проведение теплового старения 72
ГЛАВА III. Анализ поведения дисклинащй в адгезионных соединениях типа покрытие-пленка-покрытие 78
ГЛАВА ІV. Физико-механические свойства адгезионных соединений кремнийорганический эластомер-полиэтшшн-терефталатная пленка 99
4.1. Особенности деформационно-прочностных свойств адгезионных соединений в тепловых и силовых полях 99
4.2. Исследование дисклинационной активности в субстратах адгезионных соединений
4.3. Особенности морфологических процессов в субстратах адгезионных соединений в процессе длительного теплового воздействия 120
ГЛАВА V. Разработка электроизоляционных материалов на основе полиэтилентерефталатной пленки и кремний-органических эластомерных покрытий 136
5.1. Разработка рецептуры покровных композиций 136
5.2. Разработка технологии получения электроизоляционных материалов 147
ГЛАВА VI. Исследование свойств электрической изоляции на основе адгезионных соединений полиэтилевтере-фталатная пленка - кремнийорганический эластомер 153
выводы 166
список используемой литературы
- Структурно-механические свойства полиэтилен-терефталатных пленок
- Термогравиметрический и дифференциально-термический методы исследования
- Особенности морфологических процессов в субстратах адгезионных соединений в процессе длительного теплового воздействия
- Разработка технологии получения электроизоляционных материалов
Введение к работе
Развитие электромашиностроения выдвигает новые требования к уровню свойств диэлектриков. Для обеспечения надежной работы современных низковольтных электродвигателей массовых серий их изоляция должна выдерживать длительное - не менее 15 лет - силовое (главным образом, механическое) воздействие при температурах не менее 130С. Отсюда вытекают и требования к электроизоляционным материалам, среди которых потенциально наиболее перспективны полимерные пленки.
Наиболее широкое распространение получила полиэтилентерефта-латная (ПЭТФ) пленка, которая, однако, обладает нагревостойкостью лишь до 130С вследствие интенсивно протекающих в ней при более высоких температурах морфологических процессов, приводящих к резкому снижению механической прочности. Как и другие ПЭТФ-пленка из-за отсутствия способности к аутогезии не может без применения дополнительных веществ образовывать монолитные многослойные диэлектрические барьеры, которые и являются реальной изоляцией электродвигателей. В связи с этим ПЭТФ-пленка практически в виде самостоятельного электроизоляционного материала, предназначенного для многослойной намотки на проводник (ленточного диэлектрика), не находит применения. Однако использование ее в этом качестве в низковольтных машинах взамен традиционных композиционных материалов на основе слюды, слюдяной бумаги и стеклоткани (стеклослюдосодержащих лент) обеспечило бы существенный технико-экономический эффект из-за сокращения потребления дефицитных и дорогих природных видов сырья. Поэтому практическая задача настоящей работы - создание ленточного диэлектрика на рабочие температуры более 130С на основе ПЭТФ-пленки - является актуальной.
Поставленную задачу возможно решить путем разработки на основе ПЭТФ-пленки композиционного материала, В настоящее время известны многокомпонентные диэлектрики, в состав которых входит указанная пленка. Однако уровень ее свойств, и в том числе нагрево-стойкость, в этих композитах остается таким же, как и в свободном состоянии. Следовательно, замедление темпа снижения исходного уровня физико-механических свойств ПЭТФ-пленки при длительном тепловом воздействии в указанных материалах не происходит.
В ряде случаев имеет место взаимное упрочнение компонентов в адгезионных системах и композитах. Межфазное, чисто поверхностное явление, каким является адгезия, при этом оказывает влияние на систему в целом, преобразуя объемные свойства ее компонентов [_l] . Систематических исследований, посвященных этому явлению в адгезионных соединениях на основе полимерных пленок, нет. Поэтому выбор компонентов для указанных соединений носит в основном эмпирический характер, что затрудняет создание материалов с заданным уровнем свойств.
Таким образом, поставленная практическая задача тесно связана с необходимостью решения актуальной научной задачи - разработкой метода прогнозирования свойств адгезионных систем на основе полимерных пленок исходя из уровня характеристик их компонентов в исходном состоянии и характера межфазного взаимодействия.
Основываясь на современных представлениях о роли дисклинапион-но-дислокационных дефектов в формировании свойств стеклообразных полимеров и их поведения в тепловых и силовых полях, нами сформулированы основные требования к свойствам компонентов, при реализации которых в субстратах адгезионных соединений типа покрытие-пленка-покрытие возникает эффект структурно-механической стабилизации.
Сущность указанного явления состоит в замедлении основных структурных процессов при длительном тепловом и силовом воздействиях за счет снижения молекулярной подвижности в пленке-основе в результате целенаправленного адгезионного воздействия на ее поверхность с помощью покрытия. Для ПЭТФ-пленки эффект структурно-механической стабилизации имеет место при нанесении на ее поверхность крем-нийорганических (КО) вулканизатов.
Указанные результаты позволили разработать ленточный и прокладочный диэлектрики на основе ПЭТФ-пленки, которые после соответствующих испытаний были использованы для восстановления промышленных электродвигателей. Производство указанных материалов, подготовка к которому начата на заводе электроизоляционных материалов (г. Петропавловск-Казахский), планируется к 1986 г. Ожидаемый экономический эффект только в ПТП "Черметэлектроремонтп составляет не менее 1,5 млн.рублей в год. Полученные результаты имеют значения не только для целей электрической изоляции. Есть все основания для утверждения о целесообразности использования предложенного подхода к решению задач повышения стабильности компонентов адгезионных соединений и их упрочнения.
Диссертация состоит из шести глав. В первой главе - литературном обзоре - представлены данные об особенностях строения полимерных пленок и их поведения в тепловых, механических и электрических полях. Более детально рассмотрены вопросы, связанные со структурой ПЭТФ-пленки. Изложены результаты исследований, посвященных особенностям физико-механических свойств компонентов адгезионных систем вообще, и на основе полимерных пленок, в частности. В обзоре содержатся данные, касающиеся вопросов теории дисклинаций и дислокаций, и применения этих представлений для анализа свойств адгезионных соединений. Наконец, приведены основные сведения о строении и свойствах КО-каучуков.
Во второй главе содержится описание использованных при выполнении настоящей работы методов исследования.
Третья глава посвящена обоснованию требований к компонентам адгезионных систем типа покрытие-пленка-покрытие для достижения в субстратах эффекта структурно-механической стабилизации.
В четвертой главе содержатся результаты экспериментальной проверки справедливости разработанного подхода, а также правомочности использования дисклинапионно-ддслокационных представлений для анализа свойств адгезионных соединений и, особенно, свойств пленки-основы.
В пятой главе приведены данные по составу покровных композиций на основе КО-каучуков и технологии изготовления полученных материалов.
В шестой главе представлены результаты макетных испытаний изоляции, изготовленной с использованием разработанных материалов, и данные о технико-экономической эффективности их применения в промышленности.
Основное содержание диссертации изложено в статьях, опубликованных в журнале "Электротехника" (.№6 за 1983 г.), в научно-техническом сборнике "Электротехническая промышленность" серия "Электротехнические материалы" (Jfe 2 за 1984 г.), а также в трудах П-ой Всесоюзной конференции "Адгезионные соединения в машиностроении" и Всесоюзного семинара "Состояние, перспективы и проблемы развития полимерных клеев до 2000 года". По материалам работы получены два авторских свидетельства. Апробация работы была проведена на семинаре "Адгезия полимеров" ВХО имени Д.И. Менделеева (Москва, 1983 г.), на її-ой Всесоюзной межотраслевой научно-технической конференции "Дцгезионные соединения в машиностроении" (Рига, 1983 г.), Всесоюзном семинаре "Состояние, перспективы и проблемы развития полимерных клеев до 2000 года" (Кировакан,1984 г.), на межотраслевом научно-техническом симпозиуме "Влияние эксплуатационных факторов на работоспособность полимерных диэлектриков (Москва, 1983 г.). Всего по теме диссертации имеется шесть публикаций.
В диссертации защищаются следующие положения: результаты анализа поведения дисклинаций в субстрате полимерных АС; вывод о том, что в АС на основе ПЭТФ-пленки и покрытий из К0-эластомера происходит повышение механической прочности и структурной устойчивости пленки при длительных тепловых воздействиях; вывод о том, что разработанные АС могут быть использованы в качестве диэлектриков, способных длительно работать при температуре 140-150С.
Структурно-механические свойства полиэтилен-терефталатных пленок
Полиэтилентерефталатную пленку получают продавливанием расплава полиэтилентерефталата сквозь щелевидную или кольцевую фильеры с последующим быстрым охлаждением. Упрочнение полученной пленки достигается путем ее ориентации и кристаллизации. Поэтому промышленная технология производства высокомодульных ПЭТФ-пленок основывается на результатах изучения механизмов структурных перестроек, возникающих в полимере в силовых и тепловых полях [19-25].
Молекулярная природа механизма увеличения прочностных свойств аморфных полимеров вследствие ориентации достаточно подробно рассмотрена и связывается с тремя факторами: І) в ориентированном состоянии разрушение происходит преимущественно в результате разрыва химических связей [26] ; 2) в процессе вытяжки "залечиваются" микродефекты [2б] ; 3) возникает анизотропия свойств, что способствует перераспределению напряжений в образце \27\ и предотвращению прорастания поперечных трещин [28] . Особенностью полиэтилентерефталата является его кристаллизуемость в тепловых и механических полях. Кристалличность оказывает неоднозначное влияние на упрочнение ориентированной аморфной ПЭТФ-пленки. При трех-четырех-кратной вытяжке и скорости деформации от 0,1 до 5 мм/сек в интервале температур до 80с прочность пленок увеличивалась в 9 раз. Однако, при проведении ориентации в интервале температур Ю0-190С механические свойства материалов катастрофически падали, что объясняли протеканием кристаллизационных процессов. Причем при 90-110С происходило образование фибрилл, а при 160-190С - мелкосферолит-ной структуры [8, 29-31 . Если упрочнение аморфной пленки проводили в два этапа (сначала - ориентирование при температурах до 70 С, а затем - термсфиксапия при повышенных температурах), то при определенных температурно-временных режимах удавалось получить ПЭТФ-пленку, прочность на разрыв которой составляла 85-90$, а ее модуль упругости - 150$ от исходных значений (до термофиксапии). Одновременно, величина тепловой усадки снижалась с 20$ до 3-5$. Оптимальные значения для параметров термофиксапии определяли из эмпирического уравнения где: tat- продолжительность и температура термофиксапии, константы. Между прочностными свойствами пленки и условиями вытяжки существует зависимость где; СГр.р чд- предел вынужденной эластичности пленки, Т - температура ориентации, 1Г- скорость вытяжки, 6 «- напряжение вытяжки при uJ\T=Q , С - начальное напряжение для структурной перестройки в пленке при -грг = 0 и І.дІҐ=Н , Л г - структурно-чувствительный параметр. С помощью уравнения (2) была предпринята попытка проанализировать общий молекулярный механизм упрочнения аморфных ПЭТФ-пленок 32j Утверждалось, что деформирование происходит в результате свободных диффузионных перемещений макромолекул, интенсивность которых определялась соотношением объемов кристаллической и аморфной фаз. Такие перемещения возможны при кооперативных конформационных перестройках в полимерных цепях. Изучение конформационного набора в полимере показало, что с ростом степени вытяжки происходит увеличение доли транс-изомеров и уменьшение количества гош-изомеров. При трехкратном удлинении угол ориентации для транс-участков достигал предельных значений, тогда как упорядочение в гош-изомерах было еще мало. Кристаллизация ориентированных пленок протекала за счет транс-участков макромолекул. Одновременно в аморфной фазе отмечался резкий переход гош-форм в транс-формы. Указанный переход носил неравновесный характер и приводил к возникновению кристаллизационных внутренних напряжений, которые локализовались на проходных цепях между кристаллитами [32, 33J .
Возникновение областей с перенапряженными проходными цепями происходило также в результате высокоскоростной вытяжки, при которой могло иметь место даже хрупкое разрушение ориентированной пленки. Для предотвращения подобных явлений была предложена двух-стадийная ориентация с кратковременным отдыхом при температурах 80-90С для снятия перенапряжений [34] . Обогащение аморфной фазы сильно ориентированных ПЭТФ-пленок после отжига при температуре выше температуры стеклования гош-изомерами в результате релаксационных процессов сопровождалось, также, снижением уровня внутренних напряжений 35, 36] .
Термогравиметрический и дифференциально-термический методы исследования
Для деформационно-прочностных исследований применяли образцы в виде двухсторонних лопаток с шириной рабочей части 2 мм. Образ цы с базой 20 мм испытывали на динамометре марки ttIns trori l1 & (Великобритания) при скорости деформирования 0,5 мин . Испытания проводили не менее, чем на 10 образцах. Коэффициент вариации составлял не более 10%.
Из полученных данных определяли следукщие параметры: - сопротивление разрыву (6р), МПа; - разрывное удлинение (р), %; - коэффициент упрочнения субстрата; где: б р - сопротивление разрыву свободной пленки, МПа; Эр сопротивление разрыву материала. Расчет всех прочностных характеристик проводили с учетом истинного сечение образца в момент разрыва по формуле: где: F - разрывная нагрузка, Н; S - исходное сечение образца, иг. Для материалов б р рассчитывали на сечение только субстрата, по 2 скольку соотношение прочностей покрытий и пленок достигает 10 .
Таким образом, величина вр - прочность полимерной пленки, находящейся в адгезионно-связанном состоянии.
Указанную скорость деформации (0,5 мин"1) выбрали как экспериментально наиболее удобную, учитывая, что в диапазоне 10-10 мин""1 значения в р и в р остаются неизменными (рис. 5).
В указанном режиме нагружения проводили также эксперименты по определению характера деформации материалов по следующей методике. Образцы с предварительно измеренной длиной в виде полос шириной 2 мм деформировали не более, чем на 50$ от величины разрывного удлинения (р), после чего нагрузку снимали и производили повторное измерение длины с помощью компаратора ИЗА-2. Долю необратимой деформации определяли по формуле: где: v0- исходная длина образца - не менее 50 мм, tp - длина образца при деформации Єр , і/ - длина образца после снятия нагрузки. Коэффициент вариации из не менее, чем 10 параллельных испытаний не превышал 5$.
Дилатометрические измерения проводили как в изотермических условиях, так и при непрерывном подъеме температуры.
При изотермических условиях устанавливали изменение длины образцов в процессе вулканизации покровных композиций на поверхности субстратов, а также при длительном тепловом старении. В первом случае эксперименты проводили на установке TMS-Ч (см. разд. 2.2) при температуре І40С в режиме автоматической регистрации результатов, при обработке которых вносили поправки на тепловое расширение.
При определении изменений длины образцов в процессе теплового старения полоски материалов или чистых пленок шириной 5 мм и с предварительно замеренной длиной в свободном состоянии подвергали тепловому старению. После каждого цикла старения, продолжительностью 100 часов, по десять образцов вынимали из термостата и при комнатной температуре измеряли повторно на компараторе. Весь процесс старения включал не менее 10 циклов.
Адгезионная прочность в исследуемых системах наряду с физико-механическими свойствами компонентов является важнейшей характеристикой, определявдей уровень эффектов упрочнения, и зависит от интенсивности различных внешних воздействий, а также условий формирования межфазного контакта между подложкой и покрытием.
Из-за очень низкого уровня механических свойств К0-вулканиза-тов количественное определение адгезионной прочности каким-чпибо из известных методов [153] было невозможно: во всех случаях имел место чисто когезионный характер разрушения по слою покрытия. Поэтому адгезионную прочность характеризовали условной величиной -продолжительностью периода времени до полного расслоения адгезионного соединения под действием 12$ раствора гидроокиси калия. При этом достигалась однозначная фиксация момента отслоения покрытия от подложки с точностью до одного часа, высокая чувствительность полученной величины к химическому составу покрытия, продолжительности и интенсивности внешних воздействий на материалы до испытания, а также простота проведения самих испытаний.
Особенности морфологических процессов в субстратах адгезионных соединений в процессе длительного теплового воздействия
Выход на поверхность твердого тела дислокаций или дисклинации под действием внешних механических нагрузок сопровождается образованием характерной картины следов скольжения. К ним относятся линии и полосы скольжения, полосы сброса и др. Особенностью полос скольжения является их расположение под углами 45 и 135 к оси деформации. В теории дисклинации было показано, что именно при таких углах между плоскостями дисклинационной петли и внешней поверхности силы притяжения достигают максимальных значений [206]. Такой же вывод следует из рассмотрения обобщенного закона Гука [209]. Таким образом, наличие на поверхности деформированного тела следов скольжения является общепризнанным экспериментальным свидетельством протекания дислокационно-дисклинационных процессов. Учитывая кооперативный характер дисклинации, следует ожидать также в материалах локальных областей с повышенным уровнем механических напряжений, расположенных под углами 45 и 135 к оси деформации. Цепной характер макромолекул, облегчащий проявление коопера-тивности в движении дисклинации, будет облегчать экспериментальное наблюдение этих зон в полимерах по сравнению с другими телами. Стабилизация дисклинапионных движений в субстратах должна приводить к большей устойчивости зон локального перенапряжения в адгезионных соединениях по сравнению с эталонами в процессе тепловых воздействий.
Эти предположения полностью подтверждаются результатами оптических исследований субстратов и эталонов, прошедших определенное количество циклов теплового старения (рис. 21). Видно, что в субстратах (рис. 21а) в отличие от эталонов (рис. 216) имеются локальные области, расположенные под углом к оси образца, цвет которых опережает общий цвет фона. Следовательно, уровень напряжений в этих зонах выше, чем в остальном объеме образца. Для эталона характерна однородная окраска в поляризованном свете.
На поверхности субстратов, предварительно деформированных на 30$, также наблюдали следы скольжения - параллельные линии, расположенные под углем к оси деформации близким к 45 (рис. 22а). На поверхности эталонов наряду со следами скольжения, которые выражены значительно слабее, чем у субстратов, имеются также микротрещины, расположенные почти перпендикулярно направлению внешней нагрузки/рис.22б\.
Более выраженные различия в картинах следов скольжения отмечали при изучении поверхности предварительно состаренных субстратов и эталонов в процессе их деформаций (рис. 23). В отличие от свободных ПЭТФ-пленок на поверхности субстратов отчетливо видны полосы сдвига. Отметим, что полученная картина аналогична той, которая имеет место на поверхности деформированного полиэтилена [210].
Итак, картина следов скольжения после теплового старения или деформации более ярко выражена для субстратов, чем для эталонов. Следовательно, полученные результаты находятся в хорошем соответствии с выводами об определяющей роли дисклинаций в эффекте CMC и о торможении дисклинапионных движений в ПЭТФ-пленке в присутствии на ее поверхности покрытий из КО-вулканизатов.
В предыдущем разделе было показано, что наиболее логичным объяснением увеличения Куп субстратов в процессе теплового старения является утверждение о различиях в интенсивности структурных перестроек субстрата и эталона. Обусловлены такие различия торможением дисклинационных движений в субстрате. Таким образом, влияние КО-покрытий на ПЭТФ-пленку, носившее в исходном состоянии поверхностный характер, приобретает в процессе теплового старения характер объемного, структурного явления [211 ] . Данное утверждение иллюстрируется результатами, представленными на рис. 24. Показана зависимость изменения деформационно-прочностных свойств адгезионных соединений на основе ПЭТФ-пленки толщиной 50 мкм и соответствующих эталонов в процессе теплового старения. Отличие этих результатов от данных, на основе которых были получены зависимости на рис. 14 (кривая 3), состоит в том, что перед механическими испытаниями химическим травлением с образцов адгезионных соединений удаляли покрытия. Аналогичной обработке подвергали также образцы эталонов. При этом возможный вклад покрытия в эффект упрочнения непосредственно в процессе испытания образцов полностью устранялся. Таким образом оценивали значение в эффектах упрочнения только структурных факторов.
Разработка технологии получения электроизоляционных материалов
Идентичность результатов по влагостойкости (табл. 7) свидетельствует об одинаковой скорости и глубине диффузии паров в изоляцию, что позволяет говорить о том, что газопроницаемость макетов из синтофлекса-F не меньше, чем у слюдосодержапщх лент. Уровень электрической прочности макетов изоляции обоих типов как в исходном состоянии, так и после старения одинаков и составляет 15-20 кВ/мм.
Из представленных на рис. 42 дифференциальных кривых изменения сопротивления изоляции видно существенное различие двух типов изоляции. Если максимальная скорость снижения сопротивления изоляции с ростом температуры для эталона составляет 125С, то для синтофлекса-F эта точка сдвигается в область температуры 145-148С. Эти различия сохраняются и после 30 суток старения и положение максимумов составляет соответственно 142 и 152С.
В основе отмеченного различия в дифференциальных кривых лежит, несомненно, эффект CMC ПЭТФ-пленки в синтофлексе- F и отсутствие этого эффекта в эталоне. Выше уже отмечалось, что деформационно-прочностные свойства лака ПЭ-934 близки к параметрам ПЭТФ-пленки. А такие условия противоречат сформулированным в главе Ш требованиям, обязательным для реализации эффекта упрочнения за счет устойчивого положения дисклинаций в субстрате. Таким образом, смещения максимума на кривой 2 а (рис. 42) относительно пика на кривой 1а
Дифференциальные кривые изменения сопротивления (—1-) в изоляции от температуры для ЛСЭП-934 ТПл (1а, 16) и синтофлекса-Р (2а, 26) в исходном состоянии (а) и после теплового старения при температуре 200С в течение 30 суток (б) (рис. 42) представляется вполне закономерным. Наличие минимакса на кривой 1а вызвано, по-видимому, размягчением связующего слюдо-содержащего композита при температурах выше 180С. Дополнительное в связи с этим возрастание молекулярной подвижности свидетельствует о незавершенности процесса формирования сетчатой структуры этого полимера, а тем самым, и структуры всей изоляции на стадии изготовления макетов. Эта особенность исчезает после цикла старения, что подтверждает справедливость высказанного предположения, т.к. положение пика на кривой 16 (рис. 42) уже соответствует области стеклования трехмерных полиэфиров [l58] . Максимум в области стеклования полиэтилентерефталата, как видно, на кривой 16 (рис. 42) отсутствует. Поскольку цикл теплового старения не может улучшить, с точки зрения требований, указанных в главе Ш, соотношение механических свойств между пленкой и связующим в ленте ЛСЭП-934ТПл, то, по-видимому, справедливо предположение и об утрате в эталоне ПЭТФ-пленкой функций основного диэлектрического барьера. Это позволяет сделать корректные заключения о преимуществах свойств разработанной пленочной изоляции перед эталоном - слюдосодержащим диэлектриком, который наиболее распространен в настоящее время в электромашиностроении (см. введение).
Возвращаясь к указанному выше предположению о большей монолитности макетов из синтофлекса-F по сравнению с эталоном, сделанному по результатам исследования водостойкости изоляций обоих типов, следует остановиться на зависимости диэлектрических потерь в образцах от температуры (рис. 43). Общий уровень потерь, как видно, в макетах из синтофлекса-F меньше, чем в макетах из ленты ЛСЭП-934ТПл во всем диапазоне используемых температур - 20-180С. Этот факт может служить достаточно убедительным подтверждением бо Рис. 43. Зависимость тангенса угла диэлектрических потерь (tg) в изоляции от температуры (t) для ЛСЭП-934 ТПл (1а, 16) и синтофлекса-Р (2а, 26) в исходном состоянии (а) и после теплового старения при температуре 200С в течение 30 суток (б). Измерения при и = 3 кВ. высокой монолитизации пленочной изоляции, чему способствует более "выгодный" механизм коалесценции слоев диэлектрика между собой в случае синтофлекса- F Основой этого механизма является взаимодействие КО-эластомеров при достаточно высоких температурах (160-180С) и определенном избыточном давлении 3-4 ати. В то же время, монолитизация изоляции из эталона обуславливается образованием адгезионного контакта между ПЭТФ-пленкой и лаком ПЭ-934, который окончательно формируется, как было показано выше, лишь после цикла старения (этим, вероятно, объясняется также снижение уровня диэлектрических потерь в слвдосодержащей изоляции после цикла старения при температурах более I50C).