ПОИСК Статьи Рисунки Таблицы Основы линейной теории термовязко-упругости из "Конструкционные полимеры Книга 1" Одним из наиболее простых и наименее трудоемких методов изучения механических свойств полимеров является метод записи термомеханических кривых, разработанный Каргиным [65]. Согласно предложению Каргина за характеристику состояния полимерного тела принимается величина деформации, развивающаяся за определенное время при данной температуре и заданной величине вызывающего деформацию напряжения. [c.47] Снятие термомеханических кривых производят следующим образом. Исследуемый образец полимера охлаждают до возможно более низкой температуры, выдерживают при этой температуре некоторое время, после чего камеру, в которой помещен образец, начинают медленно нагревать вместе с камерой нагревается и образец. По мере нагревания образца к нему периодически и на короткое, вполне определенное, время прикладывают определенную нагрузку и фиксируют величину деформации, развивающейся за время нагружения. При построении термомеханической кривой замеренную деформацию откладывают по оси ординат, по оси абсцисс откладывают температуру. На рис. 1.23 сплошной линией проведена типичная термомеханическая кривая для линейных аморфных термопластов. [c.48] Образец при термомеханических испытаниях на сжатие может иметь форму цилиндрика, при испытаниях пленок—форму полоски, которую испытывают на растяжение. Наиболее часто применяют образцы в виде таблеток, на поверхность которых при наложении нагрузки оказывает давление индентор той или иной формы деформация в этом случае есть глубина погружения индентора. [c.48] При температурах выше Тс деформации сначала очень быстро возрастают с ростом Г, и в этой области наиболее ярко проявляется зависимость деформаций от времени и от режима нагружения. Далее в 0 бласти И имеется участок (плато), в пределах которого происходит ничтожное повышение деформации с температурой вплоть до температуры Гт, называемой температурой текучести. [c.49] При температуре выше температуры текучести деформация резко увеличивается вследствие резкого возрастания при температурах, близких к Гт, доли вязкой деформации, связанной с необратимым смещением макромолекул линейного полимера друг относительно друга. Область П1 (рис. 1.23) при температуре выше температуры текучести называют областью вязко-текучего состояния. [c.49] По существу представленные здесь определения температур стеклования и текучести являются качественными определениями. Значения Гс и Гт в какой-то (небольшой) мере зависят от способа проведения испытаний, размеров и формы образца, величины и режима прилагаемой нагрузки. Вид термомеханической кривой в значительной мере связан с развитием при различных температурах деформаций, имеющих различную природу. [c.49] В стеклообразном состоянии у полимера развиваются лишь упругие деформации, высокоэластические и вязкие деформации не играют существенной роли. В высокоэластическом состоянии развиваются упругие 81 и высокоэластические ег деформации, причем обычно деформации б2 бывают много больше, чем еь Вязкая деформация ез у полимера в высокоэластическом состоянии бывает ничтожна по сравнению с деформациями б1 и В2. В вязко-текучем состоянии вязкая деформация ез — величина одного порядка по сравнению с деформацией е + е2 или ез превышает е] + е2. [c.49] Представленная здесь картина является грубо приближенной, фактические соотношения между деформациями еь ег и ез существенно зависят от истории напряженного и деформированного состояния исследуемого образца полимера, а также от его температурной истории. [c.49] Температура стеклования полимера с низким молекулярным весом М Л1с зависит от величины М, лишь при М Мс зависимость величины Гс от М уже не проявляется. Критическое значение молекулярного веса Мс, выше которого полимер обнаруживает явление высокой эластичности, можно, таким образом, считать границей, разделяющей высокополимеры с их характерными свойствами от низкомолекулярных веществ. [c.50] Чем выше молекулярный вес полимера, тем больший температурный интервал охватывает область высокоэластического состояния, т. е. тем больше температура Гх и интервал Гт—Гс. Зависимость разности Гт—Гс от М была использована Каргиным и Слонимским для создания одного из методов определения молекулярного веса [65]. [c.50] Область стеклообразного состояния можно разделить на две подобласти и 1 (рис. 1.23). В интервале 1 полимер находится в хрупком состоянии и обнаруживает хрупкое разрушение. В интервале I при испытаниях на растяжение у образца появляется упоминавшаяся выше шейка холодной вытяжки, этот температурный интервал можно назвать подобластью нехрупкого состояния. Граница этих подобластей определяет так называемую температуру хрупкости Гхр. Температура хрупкости не может быть определена с помощью одной только термомеханической кривой, необходимы также испытания по снятию диаграмм сг— (например, испытания на разрыв). При этом температура хрупкости (как впрочем и Гс и Гт) оказывается в некоторых (небольших) пределах зависимой от режима испытаний. [c.50] Термомеханические кривые реактопластов существенно отличаются от соответствующих кривых для тер мои ластов. Высокоэластические деформации у реактопластов проявляются в очень небольшой степени. Кроме того, как, например, наблюдала А. А. Тагер у феноло-формальдегидных смол В блиаи Г 140°С, при определенных температурах может происходить доотвержде-ние смолы и на термомеханической диаграмме реактопласта появляется минимум [3. [c.50] Для кристаллических полимеров зависимость термомеханической кривой от способа и режима нагружения образца проявляется в значительно меньшей степени, чем для аморфных, однако зависимость от температурной предыстории образца оказывается очень резко выраженной. Кроме того, термомеханическая кривая кристаллических полимеров в значительной мере зависит от молекулярного веса. [c.50] Очень сильная зависимость термомеханической кривой кристаллических полимеров от температурной предыстории образца проявляется в возникновении так называемого температурного гистерезиса. Температурный гистерезис проявляется в том, что ход температурных зависимостей деформации при охлаждении и нагреве не совпадает. Это явление связано с процессами переохлаждения, проявляющимися у полимеров в значительно боль-щей степени, чем у низкомолекулярных веществ. При переохлаждении вещество сохраняет аморфную структуру при температурах ниже точки плавления. [c.51] При охлаждении полимера с какой-то умеренной (не слишком большой и не слишком низкой) скоростью температурная зависимость деформации имеет вид, изображенный на рис. 1.24 штриховой линией СВЕР, при дальнейшем охлаждении кривая практически сливается с осью абсцисс (участок РА). Резкое возрастание жесткости на участке ЕР связано с процессом кристаллизации образца. При последующем нагревании термомеханическая кривая повторяет ход первого цикла, т. е. идет по линии АВС. [c.51] На участке СОЕ материал находится- в аморфном состоянии и термомеханическая кривая на этом участке сходна с кривой для аморфного полимера, так что для нее может быть установлена температура текучести Гт, как для аморфного полимера. Ниже температуры Гт материал проявляет высокоэластические свойства, однако мы имеем дело с вырожденной высокоэластической областью, ограниченной со стороны низких температур в связи с процессом кристаллизации полимера. [c.51] Выше отмечалось, что повышение молекулярного веса аморфного полимера расширяет интервал температур от Гс до Гт. Увеличивая молекулярный вес исследуемого кристаллического полимера, мы можем добиться того, что его температура текучести в аморфном состоянии Гт окажется выше Гпл- Такой закристаллизованный полимер, начало термомеханической кривой которого, представленной на рис. 1.25, опять-таки сливается с осью абсцисс (участок АВ на рис. 1.25), при плавлении переходит в высокоэластическое состояние, так что на термомеханической кривой от температуры Гпл До температуры перехода в вязко-текучее состояние мы имеем область, в которой обнаруживается высокоэластическое поведение полимера. Область высокоэластического состояния оказывается вырожденной по сравнению с таким же полимером в аморфном состоянии вследствие кристаллизации. [c.52] При охлаждении полимера обычно наблюдается некоторое переохлаждение, и на участке СЕ температурная зависимость деформации такая же, как и для аморфного полимера. В точке Е начинает существенно сказываться влияние кристаллизации, сопровождающееся больщим повышением жесткости полимера, и температурная зависимость деформации идет вначале по кривой ЕР, а затем она практически сливается с осью абсцисс (участок РА). [c.53] При последующем нагревании деформации ничтожны вплоть до точки В, соответствующей температуре плавления Гпл, и процесс идет так же, как и при первом нагреве. И, наконец, при очень глубоком переохлаждении, производимом при охлаждении с очень высокой скоростью и на тонких пленках, можно исследовать (как и на рис. 1.24) всю область высокоэластического поведения полимера от температуры Гс до Гт (кривая СЕОА). [c.53] Чтобы воспользоваться этой рекомендацией, необходимо в проводимых экспериментах разделять условно-мгновенную 61, эластическую ег и вязкую (остаточную) ез деформации, что бывает очень часто весьма затруднительно, о чем свидетельствует материал 1 и 2 данной главы. Обычно при снятии термомеханических диаграмм получается кривая, как на рис. 1.23 (или 1.26) и ничего более. Поэтому для того чтобы при температуре Г Гс найти величину эластической деформации, пологий (обычно прямолинейный) участок термомеханической кривой при низких температурах (ниже Гс) продолжается на температуры выше Гс и в области от Гс до Г общая деформация е полагается равной 61 + 62. На рис. 1.26 этот экстраполированный участок обозначен пунктирной линией. [c.53] Вернуться к основной статье