Динамические механические свойств

Нагрузка динамическая — Механические свойства 2—856 [c.267]

Если граничные напряжения принять за однородное гидростатическое давление, то можно легко показать, что условия, записанные в виде уравнения (3.13), в комбинации с уравнениями, получаемыми при использовании обычных граничных условий при г = а и г=1, непосредственно приводят к выражениям для объемных деформаций и объемных напряжений, аналогичным уравнениям Кернера. Получаемое при этом выражение для Кс аналогично уравнению (3.11). Однако для G такой простой эквивалентности не наблюдается. Получаемое при этом очень сложное выражение недавно было дано в более простой форме Смитом [26]. Зависимость G от состава композиции в этом случае выражена значительно более резко, чем в уравнении Кернера, и более точно согласуется с экспериментальными данными для полимерных композиций, содержащих жесткие частицы наполнителя [30]. По-видимому, уравнение Ван-дер-Поля неприменимо к описанию динамических механических свойств полимер-полимерных композиций, хотя оно успешно использовалось для расчета модуля [c.156]

В работе [25] проведены подобные расчеты для композиций, состоящих из двух полиакрилатов — эластичного и стеклообразного (при комнатной температуре). Эти расчеты обобщены на рис. 3.5—3.7. На рис. 3.8 и 3.9 представлены экспериментальные данные для статистических сополимеров и проведено их сопоставление с расчетными данными, полученными для моделей гетерогенных композиций, что позволяет качественно характеризовать влияние гетерогенности на динамические механические свойства по-лимер-полимерных композиций при малых деформациях н возможности ее выявления путем анализа этих свойств. [c.159]

Динамические механические свойства гетерогенных полимер-полимерных композиций в решающей степени определяются свойствами непрерывной фазы. При стеклообразной непрерывной фазе наблюдается заметное изменение модуля упругости при Tg полимера дисперсной фазы, однако при температуре выше этой 7с форма кривой температурной зависимости модуля мало изменяется с увеличением количества дисперсной фазы. Тангенс угла механических потерь таких композиций проходит через резко выраженный максимум в области Тс дисперсной фазы, а в других условиях практически не зависит от количества дисперсной фазы. Аналогичные эффекты наблюдаются и в случае непрерывной эластичной фазы. При низкой концентрации дисперсной стеклообразной фазы наблюдается небольшое качественное различие в зависимостях динамического модуля упругости от состава для статистических сополимеров и гетерогенных полимер-полимерных смесей. Однако при этом формы кривых температурной зависимости динамического модуля упругости и особенно тангенса угла механических потерь различаются значительно сильнее. [c.162]

Модифицированное уравнение (3.5) было использовано для расчета вязкоупругих свойств гетерогенных композиций с целью выявления влияния фазовой морфологии эластичной дисперсной фазы в эластифицированных термопластах на величину максимума механических потерь [40]. Исследуемые композиции состояли из полистирольной матрицы с полибутадиен-полистирольной дисперсной фазой, содержащей, в свою очередь, включения полистирола. Предполагалось, что полистирол находится в стеклообразном состоянии в области исследуемых температур и частот, а для бутадиен-стирольного каучука использовали обобщенную кривую динамических механических свойств, приведенную в работе [41]. Сначала определяли предельные значения показателей динамических механических свойств частиц эластичной фазы со стеклообразными включениями, а затем использовали полученные результаты для расчета предельных значений этих свойств композиции в целом по модифицированному уравнению (3.5). Верхние предельные значения для частиц эластичной фазы использовали в расчетах верхних предельных значений для композиции в це- [c.166]

Для композиций, приготовленных смешением латексов и имеющих весьма вероятно эластичные включения сложной структуры, оценка их объемной доли проводилась сравнением модуля упругости, определенного при комнатной температуре, с экспериментально найденными модулями упругости композиций, полученных из гетерогенных латексов, а также рассчитанных для этих композиций по предварительно определенным значениям (f2m [50]. По известному составу смеси латексов и найденному значению объемной доли эластичных частиц в ней был рассчитан средний состав этих частиц. По уравнениям (3.12) и (3.23) были рассчитаны динамические механические свойства этих частиц по примерным значениям ф2т и их среднему составу. Полученные расчетные значения свойств частиц эластичной фазы использовали затем для расчета динамических механических свойств композиции в целом. [c.172]

Определение динамического модуля упругости и тангенса угла механических потерь на установке с использованием принципа бегущих волн. Обычные методы и установки [33] для исследования динамических механических свойств полимеров не дают возможности определять модуль упругости Е и тангенс угла механических потерь tg б в широком интервале достаточно высоких частот при одноосном растяжении. Для измерения и tg б в интервале частот от 100 до 40 ООО Гц разработана установка с использованием принципа бегущих волн 31]. Особенностью установки является возможность испытания деформированных образцов. Сущность метода заключается в том, что вдоль образца движется каретка, в которой с противоположных сторон закреплен вибратор и приемник при помощи генератора в образце создается бегущая продольная волна, которая фиксируется приемником. [c.235]

К Другим показателям динамических механических свойств, выражаемым через комплексные числа, относятся комплексная податливость J и комплексная вязкость ц [c.20]

Динамические механические свойства полимеров [c.90]

Способы определения динамических механических свойств [c.90]

Общие представления о показателях динамических механических свойств полимеров, принципах и способах их определения даны в гл, 1. Там же приведены уравнения для расчета показателей механических потерь. Формулы для расчета динамических модулей, упругости при свободных или резонансных колебаниях даны в гл. 2. В литературе описаны десятки различных приборов для определения динамических механических свойств полимеров. Общий обзор существующих методов содержится в монографиях Ферри [1, 2] и Нильсена [3]. [c.90]

Большое теоретическое и прикладное значение динамических механических свойств полимеров обусловлено рядом причин. Динамический модуль упругости, как и модуль, измеренный любым другим методом, является важнейшим показателем деформационных свойств полимеров. Значение показателей механических потерь менее известно. Эти показатели служат наиболее чувствительным индикатором всех форм молекулярной подвижности в полимерах, особенно в стеклообразном состоянии. [c.91]

Динамические механические свойства, особенно механические потери, чрезвычайно чувствительны ко всем типам температурных переходов, релаксационных процессов, структурных неоднородностей и особенностей морфологических структур многофазных систем типа частично-кристаллических полимеров, смесей полимеров и наполненных полимерных композиций. [c.92]

Рис. 4.2. Зависимость динамических механических свойств натурального каучука от температуры [64].

Данные по релаксации напряжений могут быть рассчитаны из данных по динамическим механическим свойствам материала по аналогичной формуле [c.98]

Динамические механические свойства могут быть рассчитаны из данных по релаксации напряжений с использованием следующих формул [c.98]

Рис. 4.12. Зависимость динамических механических свойств полипропилена от температуры выше ( ) и ниже (О) критического предела деформирования [92].

Динамические механические свойства полимеров могут быть существенно изменены термообработкой образцов, причем эффект термообработки для аморфных стеклообразных полимеров значительно меньше, чем для кристаллических полимеров [109—1111. Закалка аморфных полимеров (быстрое охлаждение от Т > до Т Т(.) в отличие от отжига (выдержка при Т и медленное охлаждение) обычно приводит к повышению механических потерь [109]. Закалка снижает температуру, при которой наблюдается максимум механических потерь в области стеклования. [c.103]

Образование полимерной сетки резко изменяет динамические механические свойства полимеров при температуре выше Т , что видно на примере вулканизатов каучуков с относительно [c.108]

Динамические механические свойства сополимеров аналогичны описанным выше свойствам пластифицированных полимеров, за исключением того, что плато высокоэластичности сополимеров кристаллизующегося мономера с не кристаллизующимся умень-щается q повышением содержания последнего, а не возрастает, как при увеличении содержания пластификатора. Образование сополимеров (особенно по радикально-цепному механизму) расширяет пик механических потерь. Это обусловлено химической неоднородностью макромолекул сополимеров [197—199] (рис. 4.29). [c.117]

Рис. 4.29. Температурные зависимости динамических механических свойств сополимеров винилхлорида и метилакрилата

Влияние ориентации на механические потери кристаллизующихся полимеров осложняется Изменением степени кристалличности в процессе ориентации. Ориентация макромолекул при вытяжке при низких или повышенных температурах облегчает кристаллизацию. Поэтому иногда при оценке роли ориентации экспериментатор, не подозревая об этом, может сравнивать аморфный неориентированный с. ориентированным полимером, который в процессе эксперимента стал кристаллическим. Однако обычно ориентация изменяет динамические механические свойства в большей степени, чем изменение степени кристалличности [31, 256]. Часто общий эффект ориентации и кристаллизации приводит к смещению в сторону более высоких температур и уменьшает интенсивность механических потерь [c.123]

Рис. 4.35. Температурные зависимости динамических механических свойств

Динамические механические свойства гетерогенных смесей полимеров, блок- и привитых сополимеров сильно зависят от условий получения образцов, особенно при изменении типа растворителя [286, 289, 290]. Это видно из данных, приведенных на рис. 4.39 для блок-сополимеров стирола и бутадиена. Если растворитель, из которого получали образцы термодинамически является более хорошим для полистирола, чем для полибутадиена, полистирол образует четко выраженную непрерывную фазу. Этого следовало ожидать, так как хороший растворитель [c.129]

Поскольку двухфазные полимер-полимерные композиции будут рассмотрены подробно в гл. 7 после теоретического анализа гетерогенных композиций, этот раздел закончим списком важнейших работ по динамическим механическим свойствам смесей полимеров, блок- и привитых сополимеров (см. табл, на стр. 131). [c.132]

Поливинилхлорид имеет широкий пик механических потерь в области от —20 до —60 °С при частоте 1 Гц [7, 184, 185, 228— 230, 291, 374]. Из-за высокой полярности ПВХ этот переход особенно четко проявляется в диэлектрических измерениях [333, 375—377 ]. Типичные примеры температурной зависимости показателей динамических механических свойств ПВХ, на которых видно существование и Гс, и Тс, приведены на рис. 4.43. Дополнительный переход в ПВХ изучался очень интенсивно, однако детальный механизм его до сих пор не выяснен, хотя участие атома хлора не вызывает сомнений [229, 375]. Предполагается, что [c.137]

Борное волокно выпускают диаметром 100, 130 или 200 мкм. Его получают путем осаждения из паровой фазы на тонкую вольфрамовую проволоку. Технология получения слоистых пластиков, армированных этим волокном, достигла большого совершенства. По опубликованным данным, высокие при комнатной температуре статические и динамические механические свойства этих материалов повышаются при низких температурах при этом другие характеристики изменяются незначительно [7,8]. Прочность при сжатии борэпоксидиых слоистых пластиков при температуре 4 К часто превышает 3450 МПа. Недостатками материалов является большая величина сечения захвата нейтронов и высокая их стоимость. [c.75]

Прямое сравнение расчетов, основанных на уравнениях (3.19) и (3.20) или на эквивалентных механических моделях, с экспериментальными данными показывает, что расчеты дают в прин-цине правильную общую форму зависимостей динамических механических свойств гетерогенных полимерных композиций от их состава, однако эти расчеты требуют учета фазовой морфологии и структуры частиц дисперсной фазы и дают более резкую, чем ожидается, зависимость динамического модуля от состава. Простое сравнение расчетных данных с экспериментальными можно получить, используя эквивалентность механических моделей, изображенных на рис. 3.4, с уравнением (3.19) для некоторых значений параметров моделей, приведенных в уравнении (3.18) [25]. Так, параметры моделей Ф и X, определенные путем подгонки экспериментальных кривых, можно сравнивать со значениями этих параметров, рассчитанными по уравнению (3.18) и известным значениям ф2 и jx. Полученные таким образом параметры находятся в удовлетворительном согласии для эластифицированных каучуками термопластов и очень сильно различаются для эластичных полимеров, содержащих жесткие частицы. На рис. 3.10 представлена корреляция расчетных и экспериментальных параметров по данным работ [20, 22] для ряда ударопрочных полисти-ролов и АБС-пластиков, а также [c.163]

Представление об эффективной объемной доле наполнителя, определяемой уравнениями (3.21) и (3.26), были использованы для анализа упругих и динамических механических свойств гетерогенных смесей полимеров акрилового ряда, полученных последовательной эмульсионной полимеризацией — способом, позволяющим получать композиции с равномерно диспергированными сферическими частицами, а также смешением латексов — способом, дающим композиции с более сложной фазовой морфологией [49—56]. Измерения модулей упругости при комнатной температуре композиций, полученных из гетерогенных латексных частиц, синтезированных последовательной эмульсионной полимеризацией, были использованы для определения ц>2т эластичных включений в стеклообразной матрице. Полученные значения (р2т в сочетании с уравнениями (3.23) и (3.12) были использованы для расчета динамических свойств композиций в широком интервале темне- [c.170]

Результаты анализа обобщены на рис. 3.15—3.18. На рис. 3.15 приведена зависимость ф2, рассчитанной по данным измерений модуля упругости при растяжении (при 25 °С), от ф2 для ряда композиций на основе ПММА и акрилового каучука, полученных из гетерогенных латексных частиц. Эта зависимость достаточно хорошо согласуется с уравнением (3.23) при ф2т=0,83. Приведш-ное значение ц>2т в сочетании с уравнениями (3.23) и (3.12) было использовано для получения расчетной кривой (рис. 3.16) для сравнения свойств композиций на основе гетерогенных латексных частиц, содержащих около 50% (об.) вулканизованного акрилового каучука в стеклообразной матрице ПММА. На рис. 3.17 представлены динамические механические свойства гетерогенных композиций, полученных смешением латексов. В расчетах использованы следующие параметры [c.172]

На рис. 3.18 сравниваются экспериментальные данные о динамических механических свойствах композиций на основе гетерогенных латексое, содержащих 25% частиц стеклообразной фазы, диспергированной в матрицах эластомера, с данными, рассчитанными по уравнению (3.19) в предположении о простой структуре частиц дисперсной фазы. Во всех случаях наблюдается достаточно хорошее соответствие экспериментальных и расчетных данных, хотя обычно экспериментально наблюдаемый пик шире, чем предсказываемый. Очевидно, это обусловлено распределением по составу дисперсной фазы, особенно в случае смесей латек-сов, и некоторыми вариациями в составе всей композиции при использовании гетерогенных латексных частиц. Различия между экспериментально найденными и рассчитанными значениями показателей динамических механических свойств могут быть также обусловлены допущениями о независимости фо и отношения модулей компонентов от температуры. На самом деле более близкое соответствие расчетных и экспериментальных данных можно получить при температурах, при которых модули матрицы п наполнителя сравнимы, в предположении, что ф2,я=1. [c.173]

На рисунках 4.1 и 4.2 [64] показаны простейшие примеры температурной завиеимоети показателей динамических механических свойств обычных полимеров. В точке, где кривая модуль упругоети— температура претерпевает перегиб, потери проходят через резко выраженный максимум. На этих графиках механические потери выражены как tg б — отношение модуля потерь (мнимой части комплексного модуля) М" к его действительной чаети М М означает модуль сдвига О или модуль Юнга Е). Модуль потерь (показатель, пропорциональный механической энергии, рассеи- [c.93]

Рис. 4.3. Температурная и частот ная зависимость динамических механических свойств четырехэлемеит-ной модели (схема).

Рис. 4.11. Корреляция между вязкостьЮ определенной при течении ПЭВП при 180 С, н показателями динамических механических свойств (1 1 1, т), О ) [78].

Динамические механические свойства иногда выражают в терминах комплексной вязкости, а не модуля. Основные соотношения между ними приведены в гл. 1. Можно предположить, что динамическая вязкость как функция частоты связана с вязкостью расплава как функцией скорости сдвига у. Такую связь ввели Кокс и Мерц [77, 78]. Типичные данные по вязкости расплава полимера как функции скорости сдвига, полученные с помощью вискозиметров, например капиллярного типа или типа конус— плоскость [79], приведены на рис. 4.10 [3]. Из-за высокоэластич-ности расплава наклон кривой изменяется с увеличением скорости сдвига. Вязкость, определяемая по наклону касательной к этой кривой в любой точке, называется консистентностью 1) , а вязкость, определяемая по наклрну секущей, проведенной из начала коор- [c.100]

Изучению вопроса о влиянии амплитудных значений напряжений или деформаций на динамические механические свойства не-наполненных полимеров посвящено небольшое число работ. Исследования проводились в основном на примере наполненных каучуков или пластмасс, для которых наблюдаемые эффекты в принципе подобны, но значительно резче выражены, чем для ненаиол-ненных полимеров [74,83—98]. Так как полимеры характеризуются довольно высокими показателями механических потерь, первый эффект, который наблюдается ири увеличении амплитудных значений напряжения или деформации — это повышение температуры образца, особенно ири высоких частотах. [c.101]

Динамические механические свойства кристаллических полимеров особенно чувствительны к термической предыстории образцов. Медленное охлаждение или отжиг увеличивают модуль упругости и температуру а-перехода в аморфной фазе по сравнению с закалкой [3, 34, 99, 115—121]. На рис. 4.15—4.16 показан этот эффект, типичный для кристаллических-полимеров [99]. В этом случае -переход, очевидно, имеет две компоненты, причем более высокотемпературная компонента при изменении условий термообработки смещается больше, чем низкотемпературная. Некоторые полимеры, например ПЭТФ и полиуретаны, остаются полностью аморфными при закалке, но при отжиге или термостарении выше Тс они частично кристаллизуются [122—124]. Их кристаллизация сопровождается резким возрастанием модуля при Т > > Тс и изменением формы температурной зависимости механических потерь. В некоторых полимерах кристаллизация не вызывает изменения Тс, в других Тс возрастает [125—127]. В полипропилене [c.104]

Рис. 4.21. Температурные зависимости динамических механических свойств ново-лачной фенолоформальдегидной смолы, отвержденной различным количеством гексаметилентетрамина (числа у кривых) [НО].

На рис. 4.21—4.23 показаны типичные зависимости динамических механических свойств от частоты узлов сетки густосетчатых полимеров [140, 147]. При температуре выше с увеличением частоты узлов сетки динамический модуль упругости резко возрастает, а пик механических потерь становится ниже и шире [113, 140, 145, 147—155]. При очень высокой частоте узлов сетки Тс или исчезает, или становится выше температуры деструкции полимера. Предполагается, что расширение области релаксационного перехода с увеличением частоты узлов сетки связано с увеличением ширины распределения молекулярной массы цепей между узлами сетки или появлением каких-либо других неравномерностей структуры сетки [148]. Мэйсон предположил, что это расширение связано с расширением распределения свободного объема мономерных звеньев [152]. [c.111]

Влияние ориентации на механические потери изучено меньше, чем влияние на модули упругрсти, и имеющиеся экспериментальные результаты часто противоречивы. Например, для полистирола было установлено, что при ориентации отношение Е"1Е слегка возрастает в продольном направлении [109]. Это возрастание может быть связано не только с эффектом ориентации, но и с увеличением свободного объема при резком охлаждении ориентированных образцов. Имеются данные, что при ориентации поли-этилентерефталата отношение О"/О уменьшается при криогенных температурах [267] или практически не изменяется [268]. Ориентация полиакрилонитрильных пленок сопровождается возрастанием Е ЧЕ в продольном и уменьшением в поперечном направлении. Небольшая ориентация АБС-пластиков вызывает увеличение механических потерь [273]. Предполагается, что низкотемпературный вторичный релаксационный переход (у-пере-ход) при 210 К в полиэтилентерефталате связан с молекулярным движением в аморфных областях, и ориентация резко уменьшает интенсивность максимума потерь [239, 267]. Зависимость динамических механических свойств при сдвиге полиэтилентере-фталата от направления оси кручения по отношению к оси ориентации при криогенных температурах показана на рис. 4.34 [239]. Модуль при сдвиге, измеренный под углом 45°, выше, чем модули, измеренные под углами 0° и 90°. В величину модуля упругости при сдвиге, измеренного под углом 45°, дает значительный вклад продольный модуль Юнга (Приложение 4), а под углом 90° — преимущественно продольно-трансверсальный модуль О т- Модуль, измеренный под углом 90°, помимо вклада модуля Отт, содержит также небольшой вклад модуля Отт, поэтому указанное значение модуля несколько меньше, чем модуля, измеренного под углом 0°. [c.123]

Большинство рассмотренных структурных параметров полимеров, резко изменяющих показатели динамических механических свойств выше Т , сравнительно мало влияют на модули упругости ниже Тс. Модуль упругости аморфных полимеров в стеклообразном состоянии в первую очередь определяется энергией межмолекулярных взаимодействий, а не энергией ковалентных связей полимерных цепей, за исключением только продольного модуля Юнга высокоориентированных полимеров, например волокон, в которых растягивающее напряжение действует преимущественно вдоль полимерных цепей. Однако даже в таких волокнах трансверсальный модуль Юнга и модуль упругости при сдвиге определяются главным образом межмолекулярными связями. Энергия этих связей характеризуется плотностью энергии когезии, поэтому модули упругости полимеров должны возрастать с увеличением этого параметра [144, 265, 280]. Формула, связывающая объемный модуль упругости полимеров при 0 К с плотностью энергии когезии была предложена Тобольским [144] [c.125]

Рис. 4.39. Температурные зависимости динамических механических свойств образцов трехблочного сополимера полистирол —полибутадиен —полистирол (содержание поли-

Рис. 4.41. Температурные зависимости динамических механических свойств четырех полиалкилметакрилатов при частоте 1 Гц[351]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...