2. Механические свойства полимеров

и композиционных материалов на их основе.

Строение полимеров и композиционных материалов на их основе определяют специфику их поведения при деформировании, о чем станет ясно из последующих разделов настоящего пособия. Здесь же остановим внимание на общих вопросах определения механических свойств.

Для определения прочностных и деформационных характеристик твердых полимеров и композитов на их основе проводятся их механические испытания на образцах. Геометрическая форма, размеры образцов, условия испытания и испытательная машина должны соответствовать государственным стандартам.

По результатам испытаний строится график зависимости напряжения , возникающего в поперечном сечении образца, от относительной линейной деформации  в направлении действия напряжения. Построение графика в координатах - производится на основе диаграммы, получаемой на испытательной машине в координатах P-Δℓ (сила – абсолютная линейная деформация в направлении действия силы). При этом , (F0 - начальная площадь поперечного сечения образца, ℓ0 - начальная длина рабочей части образца – база). Указанное построение проводят для исключения влияния абсолютных размеров испытуемого образца на диаграмму растяжения. Поскольку размеры поперечного сечения и длина образца изменяются в процессе его деформирования, диаграмма, построенная в координатах -, является условной еще в большей степени, чем для металлов, так как в подавляющем большинстве случаев это изменение у полимерных образцов является весьма существенно.

2.1.Диаграмма растяжения кристаллических и аморфных полимеров.

Кристаллическим полимерам свойственно внутреннее строение, в основе которого лежат высшие надмолекулярные образования – кристаллы и сферолиты. На рис.2.1.приведена характерная диаграмма растяжения кристаллического полимера.

Н ачальный участок 0А диаграммы является, как правило, линейным, но угол наклона  зависит от скорости деформирования υ, которая определяется скоростью перемещения подвижного захвата испытательной машины. Тангенс угла наклона , равный , определяет величину модуля упругости первого рода испытываемого материала, но говорить о модуле упругости полимерного материала, как о его постоянной характеристике, нельзя. В связи с этим для полимеров вводится понятие мгновенного и длительного модулей упругости, которые являются сравнительно устойчивыми упругими постоянными. Мгновенный модуль упругости характеризует упругие свойства полимера при мгновенном нагружении, когда скорость деформирования соответствует динамическому режиму нагружения, т.е. .

Длительный модуль упругости характеризует упругие свойства полимера при весьма медленном нагружении,, когда скорость деформирования соответствует статическому режиму нагружения, т.е.

Промежуточным скоростям деформирования соответствует текущий модуль упругости .

Зависимость от объясняется следующим образом. Деформацию полимерного материала можно представить в виде нижеследующей суммы:

(2.1)

Первое слагаемое (участок 0А) - упругая деформация, которая связана с изменением межатомных расстояний и валентных углов в молекуле полимера. Она развивается со скоростью звука в полимерном теле и является полностью обратимой. Второе слагаемое (участок АВ) – высокоэластическая деформация, вызываемая обратимыми изменениями в надмолекулярной структуре. Величина этой деформации тем больше, чем больше время действия нагрузки. После снятия нагрузки высокоэластическая деформация исчезает с течением времени. Третье слагаемое (участок ВС) носит название вязкая деформация (деформации течения). Она связана с необратимыми сдвигами надмолекулярных структур относительно друг друга. Эта деформация развивается в материале при достаточно высоких уровнях механического напряжения и является необратимой. На участке ОА величина вязкой деформации практически равна нулю, и общая деформация ув.э .

При увеличении скорости деформирования время развития высокоэластической деформации и следовательно, сама высокоэластическая деформация уменьшаются. Это приводит к увеличению угла  и соответственно модуля упругости Еt.

При напряжении рекристаллизации в рабочей зоне образца образуется местное сужение, называемое шейкой. Образование шейки свидетельствует о начале процесса перестройки исходной кристаллической структуры. При рекристаллизации идет разрушение начальной кристаллической структуры и ее замена на новую ориентированную структуру. Ориентация макромолекулярных цепей происходит в направлении действия растягивающей силы и сопровождается развитием шейки, которая постепенно охватывает все большую часть рабочей зоны образца. В области шейки материал становится анизотропным. Это проявляется в том, что его свойства в направлении ориентации существенно отличаются от исходных свойств материала.

К концу горизонтального участка диаграммы растяжения (точка В) процесс развития шейки завершается, и она уже охватывает всю рабочую часть образца. Это свидетельствует об окончании процесса рекристаллизации. С этого момента вновь наблюдается рост напряжения, связанный с тем, что новая, полностью ориентированная структура, является более жесткой в направлении действия растягивающей силы, чем исходная. Завершается процесс нагружения образца его разрывом (точка С). Ордината точки С определяет разрушающее напряжение . При этом необходимо отметить, что истинное значение этой характеристики (P-разрушающая сила,F-площадьпоперечного сечения образца в области шейки в момент разрыва) значительно больше условного, ,так как .

Аморфные полимеры, в отличие от кристаллических, не имеют в своей структуре высших надмолекулярных образований. Типичная диаграмма растяжения аморфных полимерных материалов представлена на рис. 2.2. Здесь, как и в предыдущем случае, угол наклона линейного участка ОА зависит от скорости деформирования, что связано с общими причинами. При достижении напряжением предела вынужденной высокоэластической деформации (предела текучести) в рабочей части образца образуется шейка, после чего наблюдается некоторый спад напряжения, сопровождающийся дальнейшим развитием шейки.

Снижение напряжения после достижения максимума (точка А) объясняется уменьшением площади поперечного сечения образца, появлением микротрещин (трещин «серебра») и локальным нагревом материала в области шейки.

После спада напряжения на диаграмме растяжения устанавливается горизонтальный участок, соответствующий возникновению в материале вынужденной высокоэластической деформации, при развитии которой аморфные полимеры в некоторых случаях могут кристаллизоваться за счет ориентации макромолекулярных цепей в направлении действия силы. Завершающий процесс развития вынужденной высокоэластической деформации (точка В) сопровождается полным увеличением шейки на всей рабочей части образца. После этого происходит рост напряжения вследствие повышения жесткости материала. Завершается процесс испытания разрушением образца (точка С). Истинное значение разрушающего напряжения , как и для случая при испытаниях кристаллических полимеров, много выше .

Необходимо отметить, что на вид диаграммы растяжения как аморфных, так и кристаллических полимеров существенное влияние оказывают различные факторы, среди которых наиболее значимыми являются температура, скорость деформирования, среда, в которой проводятся испытанияи ионизирующее излучение.