Термины, связанные с цементом. Пластического деформирования

Главная --> Справочник терминов

Пластического деформирования Способность вулканизатов с ионными связями к обратимому переходу в пластическое состояние и обратно в высокоэластичёское с изменением температуры определяет возможность их использования в качестве термоэластопластов [7, 13].

Поликарбонаты не имеют четкой точки плавления, интервал перехода в пластическое состояние составляет 10—20 °С. Наиболее высокую температуру плавления имеют полимеры на основе 4,4-диок-сидифенилметана (300 °С).

Пространственные полимеры не могут переходить в пластическое состояние при повышенной температуре. С этой точки зрения подобные полимеры можно рассматривать как термостабильные материалы. Образование пространственных структур происходит с последовательным возрастанием молекулярного веса полимера. В процессе образования термостабильного полимера постепенно уменьшается его способность размягчаться (переходить в пластическое состояние), растворяться или набухать в каком-либо растворителе. Полимеры, образующиеся на этих промежуточных стадиях, носят название термореактивных полимеров. Их можно формовать в изделия, наносить в виде лака или клея на защищаемые или склеиваемые поверхности, а затем переводить полимер в термостабильное состояние.

полидисперсности полимеров по молекулярным весам для образцов одинакового химического строения и с одинаковым средним молекулярным весом вызывает изменение температуры перехода полимера в пластическое состояние, степени его упругости или эластичности, величины твердости, а также изменяет морозостойкость и хладотекучесть материала.

пами атомов водорода, непосредственно связанных с углеродными атомами основной цепи, повышается энергия когезии и полимеры приобретают большую твердость при обычной температуре; температура перехода в эластическое и пластическое состояние становится более высокой. Если ароматические группы являются структурными звеньями основной цепи, энергия когезии возрастает особенно заметно, полимер становится твердым и хрупким при обычной температуре и лишь ограниченно пластичным при попытках перевести его в размягченное состояние.

которые могли бы проникать молекулы растворителя, постепенно уменьшая сцепление между макромолекулами. Пространственные полимеры аморфны, не переходят в пластическое состояние и лишь незначительно изменяют объем с изменением температуры. Это свойство также является следствием соеди пени я

Для низкомолекулярных аморфных соединений температуры стеклования и текучести тождественны, поскольку такие соединения в узком температурном интервале непосредственно переходят из твердого в пластическое состояние. С увеличением длины цепных молекул аморфного вещества температура стеклования возрастает очень медленно и достигает предельного значения при определенной длине цепи, разной для различных полимеров.

По мере увеличения числа поперечных связей возрастает температура стеклования и уменьшается текучесть сополимера. При большом содержании звеньев «сшивающего» компонента сополимер утрачивает способность переходить в высокоэластическое и пластическое состояние (рис. 12).

Низкомолекулярные вещества обычно легко кристаллизуются, полностью переходя в кристаллическое состояние. Выше определенной температуры, характерной для данного вещества, происходит плавление кристаллитов и переход вещества в жидкую фазу. В гомологическом ряду соединений температура плавления плавно возрастает по мере увеличения молекулярного веса гомолога. Одновременно с этим увеличивается и вязкость жидкой фазы. При значительном увеличении молекулярного веса гомологов переход из твердого в жидкое состояние становится расплывчатым и происходит в более широком интервале температур. В твердом состоянии вещество находится полностью в аморфном (или частично в кристаллическом) состоянии, выше температурного интервала стеклования вещество приобретает эластичность, еще •.-охраняя частичную кристалличность. При дальнейшем возрастании молекулярного веса изменение консистенции вещества с изменением температуры наблюдается все в меньшей степени. Такой полимер находится в стекловидном аморфном состоянии и деструктируется при попытках перевести его путем нагревания п эластическое или пластическое состояние (см. рис. 8, стр. 40).

творяться и переходит1 = при повышенной температуре в пластическое состояние. Наиболее ценным свойством сте-реоблокполимеров является их высокая эластичность в ориентированном состоянии. Ориентированные стереоблокполимеры со степенью кристалличности около 25% имеют низкий начальный модуль эластичности, высокую упругость и прочность. По мере повышения степени кристалличности повышается начальный модуль эластичности и предел прочности при растяжении, но уменьшается упругость.

До 100- 110 полпметилыетакрилат, полученный блочным методом, остается в твердом стекловидном состоянии. Выше тгой температуры начинается постепенный переход полимера в эластическое состояние. При дальнейшем повышении температуры эластические деформации полимера возрастают и начинает появляться некоторая, нее более возрастающая пластичность. При 180 200" полимер полностью переходит в пластическое состояние, а выше 260-270' постепенно разрушается.

Применение механики разрушения к вязкоупругой среде ограничивается отклонением от условия бесконечно малой деформации вследствие молекулярной анизотропии, локальной концентрации деформаций и зависимости напряжения и деформации от времени. Эта теория эффективна при исследовании распространения трещин. Аналитическое обобщение работы Гриффитса на линейные вязкоупругие материалы было предложено Уильямсом [36] и несколько раньше Кнауссом [37]. В гл. 9 будет дан более подробный расчет распространения трещины с позиций механики разрушения. Будут рассмотрены морфологические аспекты разрушения и влияние пластического деформирования, зависящего от времени, возникновения и роста трещины серебра и разрыва цепи на энергию когезионного разрушения полимеров.

— как завершающее (предельное) ослабление, наступающее после пластического деформирования, сопровождающегося деформационным упрочнением.

Мюллер и др. определяли несколько термодинамических величин, зависящих от деформации: обратимую и необратимую части выделения тепла в процессе пластического деформирования ПЭ, ПВХ, ПЭТФ, ПА-6 [59—61], ПК [63], ПС [64] и различных эластомеров [61, 65, 66], последующее повышение температуры [67] , изменение внутренней энергии за время ее накопления [68] и ее влияние на энергию разрушения материала [69] . Они отметили, что энтропия термопластов во время холодного течения уменьшается, а внутренняя энергия возрастает. Они также определили баланс энергии при действии напряжения (s) и во время втягивания сегментов (г) ПИБ в последовательных циклах растяжения. Изменение внутренней энергии во время t-ro цикла можно представить следующим образом:

На рис. 8.20 также видно расширение головки одиночного волокна. Это расширение соответствует сокращению ориентированного материала, вызванного нагревом волокна в процессе пластического деформирования. Если скорость деформирования возрастает до 50 с-1, то тепло, выделяющееся при пластическом деформировании не затронутого трещиной поперечного сечения волокна, не может рассеиваться достаточно быстро. Происходит локальное превышение температуры плавления, и головка волокна расширяется почти до диаметра невытянутого материала (рис. 8.21).

Каган и др. [121] изучали влияние надмолекулярной организации на прочность ПЭВП, зависящую от времени. Они получили хорошее соответствие между 1-часовой (пластической) прочностью при ползучести и прочностью при вынужденной эластичности материалов с различной кристалличностью, плотностью (0,945<р<0,960 г/см3), размером кристаллитов и диаметром сферолитов. Эти параметры едва ли влияли на активационный объем у и лишь немного на энергию активации процесса пластического деформирования (параллельное смещение пластической ветви кривой а—lg(^o))- В то же время при увеличении плотности и размера кристаллитов и при уменьшении диаметра сферолитов они выявили явную тенденцию к увеличению долговременной прочности при хрупком разрушении (сопротивления образованию трещин при ползучести). Гаубе и др. [117] также сообщают, что с увеличением кристалличности (т. е. плотности) ПЭ, ПП, ПЭТФ, ПОМ, ПА возрастает прочность при вынужденной эластичности (при более низких значениях деформации) и прочность при пластическом деформировании. Однако они указывают, что уменьшение прочности при хрупком разрушении в области крутой части зависимости происходит тем скорее, чем выше кристалличность и меньше молекулярная масса. В полиэтилене с очень высокой молекулярной массой совсем не образуются трещины при ползучести. Судя по этим наблюдениям, процесс образования трещин при ползучести, по-видимому, связан с постепенным распутыванием цепей и раскрытием пустот в межкристаллических и (или) межсферолитных областях. Оба механизма совершенно не должны зависеть от деформации ползучести. Факт, что трещины при ползучести обычно регистрируются лишь в течение очень короткого промежутка времени, до того как они вызовут окончательное ослабление, свидетельствует о том, что эти трещины, раз уж они образовались, растут со значительными скоростями.

Косвенное доказательство подобного явления разрыва цепей было предложено Девисом и др. [170—173], которые изучали деформационное поведение ПЭНП с большой молекулярной массой (и ПЭТФ) при гидростатическом давлении. С учетом зависимости скорости пластического деформирования от давления они получили активационный объем при нулевом давлении, равный 0,266 нм3, который они предположили равным активационному объему у разрыва цепей ПЭ.

На основании такого доказательства можно сделать вывод, что во время исходных стадий образования шейки и вытяжки (А,<3) частично кристаллических полимеров не происходит разрыва большого числа цепей. Этот вывод полностью соответствует модели Петерлина «пластического деформирования» частично кристаллических полимеров. Как показано в гл. 2 (разд. 2.2.2), на ранних стадиях пластического деформирования происходит деструкция исходной сферолитной текстуры и ее преобразование в новую микрофибриллярную структуру. В процессе преобразования наиболее сильно нагружены межсферо-литные проходные молекулы, и, вероятно, некоторые из них разрываются. Однако проходные молекулы между кристаллическими блоками обычно не разорваны на данной стадии и служат для образования микрофибриллярной структуры.

При малых скоростях роста трещины составляющими кинетической энергии в R можно пренебречь. Тогда сопротивление материала распространению трещин будет включать удельную поверхностную энергию 2у (требуемую для преодоления силы сцепления атомов или молекул, действующей поперек вновь образованной поверхности разрыва среды), энергию Vre упругого втягивания в матрицу напряженных молекул, энергию VPi — пластического деформирования и энергию VCk — химических реакций, вызванных разрывом цепи. Энергии снятия внутренних напряжений (С//) и химических реакций с окружающей средой (UCh) нужно вычесть из R:

В общем случае, и особенно в полимерах, R будет зависеть от длины трещины, формы образца, ширины пространства, охватывающего область пластического деформирования при вершине трещины, и скорости деформирования. Схематическое представление зависимости R(a) для пластичного материала с деформационным упрочнением дано на рис. 9.4. Трещина

что обычно Gc тем больше, чем больше R(a^>ac). Поскольку R наиболее сильно зависит от составляющей энергии пластического деформирования dVpi/Bda, то оно также будет зависеть от размера элемента объема, который пластически деформируется в процессе распространения трещины. Поэтому сопротивление материала будет тем меньше, чем в большей степени он подвергается пластическому деформированию, т. е. оно меньше в случае плоской деформации, чем в случае плоского напряжения. В условиях плоской деформации Gc приближается к предельному значению G\c, по которому с помощью выражений (9.4) и (9.10) можно определить значение критического коэффициента Кгс. При хрупком разрушении численное значение Kic обычно можно определить путем измерения длины трещины и нагрузки в начале процесса неустойчивого роста трещины [3—8].

Пластическое деформирование особенно проявляется в полимерных материалах. Электронные микрофотографии, представленные в гл. 8, достаточно убедительно свидетельствуют об этом факте. Поэтому необходимо исследовать, можно ли применить метод механики разрушения, разработанный для упругих материалов, для упругопластических твердых тел и как это сделать. Хорошо известно [3—7] влияние пластического деформирования на распределение напряжения при вершине трещины. Например, при квазиупругих условиях деформирования упруго-пластический материал начинает пластически деформироваться, как только состояние напряжения удовлетворяет критерию вынужденной эластичности или течения. Пластическое деформирование начинается в области наибольших напряжений, т. е. вблизи вершины трещины; оно ограничивает составляющие напряжения пределом вынужденной эластичности aF. Для поддержания механического равновесия должны увеличиться напряжения в более отдаленных областях (до значения предела вынужденной эластичности). Таким образом, пластическое деформирование характеризуется увеличением эффективной длины трещины [3—7]. Существуют два общих метода расчета эффективного расширения трещины при пластической деформации, которые основаны соответственно на критерии вынужденной эластичности Мизеса [6] и рассмотрении aF в качестве дополнительного напряжения сжатия [7].

Пиридиновые основания Продуктами термического Продуктам присоединения Продуктом деструкции Пиридиновых производных Продуктом перегруппировки Прекрасные результаты Продуктом замещения Параметры материала