Термины, связанные с цементом. Скоростях деформирования

Главная --> Справочник терминов

Скоростях деформирования В основе технологического цикла, который проходят полимеры при переработке, лежат процессы течения. Условно эти процессы можно разделить на две группы: 1) течение при высоких скоростях деформации (вальцевание, смешение, каландрование, экструзия и др.), 2) течение при малых скоростях деформации (Y^lc"1), которое связано с такими свойствами, как когезион-ная прочность сажевых смесей, клейкость, хладотекучесть сырых каучуков и др.

Течение смесей при высоких скоростях сдвига. Процесс переработки эластомеров при высоких скоростях деформации определяется тремя основными факторами: 1) пластицируемостью (т. е. изменением молекулярной массы) каучуков в процессе переработки; 2) эффективной вязкостью полимера при течении в органах перерабатывающего оборудования и зависимостью ее от скорости (напряжения) сдвига; 3) вязкоупругими эффектами нарушения процесса течения смеси, приводящими к искажению формы изделий.

разорванных сегментов ПА-6, обладающих монодисперсным распределением длин цепей по контуру L = 1,09L0. Если деформация аморфной фазы еа равна 20%, то сегмент длиной L будет, вероятно, обладать полностью вытянутой конформацией и на него будет приходиться 10 % деформации цепи. При этом значении деформации разрыв цепи становится заметным при малых скоростях деформации (0,1 -10~6 с~'). При больших скоростях деформации эквивалентный спад наблюдается позднее. Для данной системы увеличение скорости деформации в 10 раз смещает спад кривой в сторону высоких значений деформации «а Деа = 0,9 %.

Первая система характеризуется очень слабым взаимодействием между наполнителем и матрицей, последняя — очень сильным взаимодействием, а остальные две — промежуточным по силе взаимодействием. Все системы были исследованы в температурной области I (170—200 К), в которой в ненаполненном каучуке при его деформировании растяжением без предварительной ориентации не образуются свободные радикалы. Однако три (из четырех) наполненные системы ведут себя по-разному. Обнаружено, что эластомер, наполненный необработанным стеклом, разрушался без образования заметного количества свободных радикалов; разрушение каучуков, наполненных стеклом, обработанным силаном, и NaCl, происходило с легко регистрируемыми концентрациями радикалов (3,21-1014 спин/см3). В системе, наполненной кремнием, при некоторых температурах и скоростях деформации образовывалось значительна больше свободных радикалов, чем при наполнении NaCl или обработанным стеклом (7,86-1014 спин/см3). В своей докторской диссертации Уайлд [35] проводит детальное сравнение фотографий, полученных на сканирующем электронном микроскопе, с результатами исследований методом ЭПР. На фотографиях видно, что при комнатной температуре начинается выпотевание системы с необработанным стеклом при деформациях менее 10—20%, в системах с обработанными стеклянными сферами и наполнением NaCl выпотевание происходит при деформациях 50—100%, в системе, наполненной кремнием, при деформациях выше 200%. На полученных таким образом микрофотографиях поверхностей разрушения в интервале температур 150—300 К были обнаружены некоторые особенности: 1. Необработанные стеклянные сферические частицы располагались, по существу, свободно в «гладких» полостях или пустотах на поверхности разрушения. 2. Стекло с обработанными поверхностями и NaCl вели себя подобно необработанному свеклу, за исключением того, что в данном случае полости б\>1ли настолько гладкие, что остатки материала прилипали к !частицам наполнителя. 3. Частицы кремния были

Хендус и Пензел [83] исследовали морфологию разрушения одиночного волокна ПА-6. Обычно закрученные и вытянутые одиночные волокна были затем испытаны на растяжение при различных скоростях деформации. Характерные поверхности разрушения воспроизведены на рис. 8.20 и 8.21 [84]. При малых скоростях деформации (е = 0,033 (г1) часто получаются v-образные надрывы (рис. 8.20). Подобные надрывы образуются благодаря трещине, которая 'начинается в виде дефекта или неоднородности материала, расположенной на поверхности волокна или вблизи нее. В то время как трещина медленно растет, незатронутое ею поперечное сечение волокна продолжает пластично деформироваться. В момент, определяемый размерами трещины и незатронутого поперечного сечения волокна и свойствами самого материала, происходит быстрое распространение трещины поперек волокна. Экспериментально определенная прочность одиночного волокна тем выше, чем меньше v-образный надрыв [83]. Волокна с наивысшей прочностью содержали едва видимые небольшие пустоты.

Хотя все три фактора способствуют увеличению сопротивления удару, корреляция будет ограниченной вследствие того, что релаксация определяется в линейной неупругой области напряжений и при малых скоростях деформации. Данные условия совершенно не соответствуют условиям испытания на удар. Количественное рассмотрение с точки зрения механики разрушения также должно учитывать начало роста трещины и ее распространение (гл. 9).

В экспериментах, проведенных при различных температурах, скоростях деформации и гидростатических давлениях, было установлено, что вынужденная эластичность при сдвиге является термически активационным процессом [154—168, 170—173]. Согласно потоковой теории Эйринга (гл. 3), скорость деформации может быть представлена в виде

рилл из матричного материала, а не растяжением фибриллы. Однако более подробные исследования показали, что происходит изменение микроморфологии трещины серебра вдоль ее длины, причем более грубые толстые фибриллы расположены в суживающейся части трещины серебра вблизи ее вершины. Морфология трещин серебра в образцах тонких пленок, а также в блочных образцах аналогична [115]. В блоке, наблюдались фибриллы диаметром 25—50 нм (рис. 9.11,6 и в). При низких скоростях деформации ширина трещины серебра растет вследствие вытягивания внешнего материала в фибриллы, а также до некоторой степени вследствие распрямления и удлинения фибрилл, приводящего в конечном счете к их разрыву. Первые стадии процесса схематически показаны на рис. 9.11. Основные результаты исследования морфологии трещины серебра приведены в табл. 9.3.

сталлизации расплава ПЭВП в условиях деформации сдвига, иллюстрируется рис. 3.14. Из рисунка видно, что при малых скоростях деформации (в данном случае до 0,5 с"1) индукционный период остается неизменным. Увеличение скорости сдвига выше этого значения вызывает резкое уменьшение индукционного периода, сопровождающееся сильным ростом скорости кристаллизации. Этот эффект вызван выпрямлением молекулярных цепей вследствие развития высокоэластической деформации растяжения, возникающей при сдвиговом течении. Если число Деборы мало, то эта деформация успевает релаксировать, как это и наблюдалось в упомянутом эксперименте при у < 0.5 с'1 (характерное время релаксации для расплава оказывалось соизмеримо с временем нагружения 1/у).

Наконец, поведение расплавов и растворов полимеров отличается от поведения ньютоновских жидкостей при неустановившемся течении в экспериментах, где реализуется простой сдвиг. Как видно из рис. 6.4, зависимость напряжения от времени при течении расплава полистирола в вискозиметре типа «конус—плоскость» имеет максимум, а не увеличивается монотонно, приближаясь асимптотически к постоянному значению, как это наблюдается для ньютоновских жидкостей или расплавов полимеров при очень низких скоростях деформации (число Деборы De -> 0).

В этом уравнении, известном как уравнение Вильямса—Лэн-дела—Ферри (ВЛФ) [28], для каждого материала температурой приведения является его Те. Две числовые константы зависят от доли свободного объема при Tg. Поскольку фактор сдвига есть отношение времен релаксации при двух температурах, используя (6.4-9), получаем следующее соотношение для вязкости при низких скоростях деформации:

Механизм нагружения, который не рассматривается в данной монографии, представляет собой деформирование цепных молекул под действием силы инерции, т. е. через распространяющиеся волны напряжения. Хрупкие термопластичные материалы (ПС, сополимер стирола с акрилонитрилом, ПММА) при скоростях одноосной деформации менее 3 м/с или скоростях деформирования менее 50 с~' ведут себя «классически» [30]. В данной области при увеличении скорости деформирования увеличиваются прочностные свойства и уменьшается удлинение. При скоростях деформирования 50—66 с-1 происходит переход к разрушению, вызванному волной напряжения, которая сопровождается десятикратным уменьшением кажущейся работоспособности материала [30]. Скелтон и др. [40] изучили полимеры ПА-6, ПЭТФ и ароматический полиамид (Номекс). Данные волокна также ведут себя классически при температурах окружающей среды и в интервале значений скоростей нагружения 0,01 —140 с-1'. При температурах —67 и —196°С получено уменьшение прочности, начиная со скорости нагружения 30 с~'.

—48<Г<+77°С, при разных скоростях деформирования

Таким образом, вязкоупругую функцию материала можно получить на основе квазистатических испытаний в режиме е = = const. Временной интервал этой функции можно резко расширить, выполняя серию опытов не только при разных скоростях деформирования, но и при разных температурах, с последующим применением принципа ТВА.

При постановке экспериментов на обычных разрывных машинах образцы подвергаются растяжению с некоторой скоростью. Переменными являются три параметра: деформация, время и напряжение (Т = const), а результаты испытания фиксируются в виде кривой а =/(Е). Временной параметр при этом учитывается. Так поступают при испытаниях металлов и часто, к сожалению, полимеров. Чтобы не исключать временной фактор, статические испытания нужно проводить с различными скоростями деформирования в предельно широком диапазоне. Тогда фактор времени косвенно войдет в характеристику материала и кривые будут разными при различных скоростях деформирования. Для статических испытаний нужны машины с плавным изменением в широком диапазоне скоростей деформирования, с жесткими силоизмерителями, обладающими высокой собственной частотой колебаний. Последнее позволяет реализовать все скорости деформирования без ухудшения точности измерения. Кроме этого, машины должны во время испытаний поддерживать постоянными температуру и скорости деформирования. Требования к машинам для динамических и ударных испытаний резин, приборам твердости качественно отличны от требований к аналогичным машинам для металлов

Результаты расчета Е для представителей разных классов теплостойких шимеров представлены в табл.32. Следует отметить, что модули упругости еклообразных полимеров при температурах ниже Tg отличаются друг от iyra незначительно (различие, например, в 2 раза не следует считать боль-им, т.к. такое различие может проявиться в результате испытания при раз-.IX скоростях деформирования, для образцов разной формы, для образцов [ного и того же полимера с разной предисторией получения и т.д.). Поэтому расчетной оценке модуля упругости линейных стеклообразных полимеров едует относиться с осторожностью.

Влияние структуры полимера и условий испытаний на прочность. При эксплуатации полимерных изделии их разрешение происходит в самых разнообразных условиях при растяжени г, сжатии, изгибе, срезе, п результате проколов, надрезов, истирания и т. д. Поэтому прочностные свойства характеризуют обычно несколькими показателями, определяемыми при рачных условиях деформирования Поскольку прочность зависит от скорости и температуры испытания, прочностные показатели определяют при постоянных скорости деформирования и температуре. Кратковременную прочность оценивают по разрушающему напряжению при растяжении, сжатии, изгибе, срезе в обычных условиях при невысоких скоростях деформирования («0,001—0,5 м/мин). Для некоторых полимеров определяют сопротивление разрушению при ударных воздействиях нагрузки со скоростью 2 —4 м/с. Этот показатель называется ударной вязкостью {или ударной прочностью). Он представляет собой отношение работы разрушения Аразр к площади попере ного сечения образца 50.

Большинство расплавов {и растворов) полимеров при течении обнаруживают опережающее нарастание скорости сдвига по отношению к напряжению сдвига (рис. II. 14, кривая 2)-. На кривых течения таких систем наблюдаются три участка. При малых (участок /) и очень больших (участок ///) скоростях деформирования (сдвига) расплавы полимеров ведут себя как ньютоновские жидкости, вязкость которых постоянная. В промежуточной области скоростей сдвига (участок II, рис. II. 14; рис. II. 15) вяз-

В проявление аномалии вязкости кроме релаксационных процессов вносит еще вклад разрушение существующих в расплавах полимеров надмолекулярных структур, которое происходит, начиная с некоторых значений скоростей сдвига (участок // кривой течения 2 на рис. II. 14). Надмолекулярные структуры сохраняются в расплаве при малых скоростях сдвига, т. е. на начальном участке / кривой течения полимера, и полностью отсутствуют при очень больших скоростях деформирования полимера, т. е. на участке ///. Аномалию вязкости поэтому связывают с понятием структурной вязкости. Системы, аномалия вязкости которых выражается в уменьшении вязкости с ростом скорости сдвига, называют псевдопластичными. Многие полимеры в вязкотекучем состоянии являются псевдопластичными высоковязкими жидкостями, эффективная вязкость которых в реальных условиях переработки снижается в сотни и тысячи раз.

щиеся при повышенных скоростях деформирования и приводящие к значительным искажениям результатов испытаний.

Учитывая, что в области скоростей сдвига от 1 с"1 до 100 с"1, нелинейность вязкости для каучуков общего назначения и в особенности саженаполненных резиновых смесей на их основе приблизительно одинакова, можно на основе условных показателей вязкости по Муни TJM, полученных при стандартных испытаниях (температура 100°С, и средняя по образцу скорость сдвига Yo~l,5 c-1), определить объективный физический показатель эффективной вязкости эластомера т]Эф при скоростях деформирования, близких к скоростям при переработке

Механическая прочность твердых тел обусловлена длительностью нагружешш. На это обстоятельство указывают уже тривиальные испытания образцов на разрывной машине при различных постоянных скоростях деформирования.

Спиртовом производстве Способные инициировать Синтетических пиретроидов Способных полимеризоваться Способностью образовывать Способностью вследствие Способность аминогруппы Способность галогенов Способность мономеров