Модуль упругости полимеров

Рис. Х.З. Соотношение между пределом прочности при растяжении и модулем упругости полимеров

Таким образом, чем больше модуль упругости полимера, тем меньшая энергия необходима для необратимого разрушения полимера. Это качественно согласуется с данными, представленными ниже [c.144]

Ограниченное растворение полимера вследствие наличия в нем пространственной молекулярной сетки можно трактовать и с термодинамической точки зрения. Действительно, при набухании такого полимера гибкие участки макромолекул, лежащие между узлами сетки, растягиваются и распрямляются и, следовательно, энтропийные пружины переходят в менее вероятное состояние. В результате энтропия системы уменьшается, причем это уменьшение может стать равным увеличению энтропии в результате смешения. В этот момент набухание прекратится, т.е. система придет в равновесное состояние. Правильность приведенных рассуждений подтверждается наличием связи между модулем упругости полимеров и их способностью к набуханию (Флори). [c.446]

Модуль упругости полимеров в вязкотекучем состоянии невысок. Так, область вязкотекучего состояния определяют как область, в которой модуль через 10 с после действия нагрузки оставляет 10 -5 Па. Механическая прочность полимеров в этом [c.253]

Энергия связи атомов, составляющих основную цепь полимера, а также энергия взаимодействия атомов соседних цепей, т.е. межмолекулярного взаимодействия, оказывают влияние на величину и характер зависимости динамических модулей упругости полимеров и скорости распространения звука в них от частоты или температуры. [c.341]

Второе требование — абсолютная жесткость устройства, через которое передается нагрузка на образец. Это требование хотя и не может быть выполнено в точности, не вызывает трудностей, так как всегда можно подобрать материал, модуль упругости которого на несколько порядков выше модуля упругости полимера, [c.48]

Прямым экспериментальным подтверждением этого вывода являются данные, приведенные в табл. 2. Хотя механические свойства (модуль упругости) полимеров в каждой паре резко отличны, величины [c.300]

Обозначим необходимые для расчета величины Ь — начальная длина нити, В — ширина нити, е — начальный эксцентриситет, < 1 — поперечный размер ячейки, < 2 — продольный размер ячейки, Е — модуль упругости полимера, Е — модуль упругости пены нри сжатии, у — объемный вес пенопласта, й — плотность полимера, а — коэффициент [c.331]

В процессе теплового старения полимерных покрытий, сопровождающегося снижением эластичности и ростом модуля упругости полимера, происходит увеличение внутренних напряжений [82, 133, 134]. В итоге внутренние напряжения, достигнув критического значения, могут вызвать растрескивание покрытий или их самопроизвольное отслаивание [82, 133]. Внутренние напряжения действуют против сил молекулярного сцепления (когезии), а также против адгезионных сил. Поэтому их можно приравнять длительно действующей нагрузке [108, 135]. В этих условиях растрескивание полимера может быть вызвано напряжением, составляющим 15—50% мгновенного разрывного напряжения [136, 137] наличие внутренних напряжений — одна из основных причин разрушения полимерных покрытий [95, 101, [c.178]

При переходе из стеклообразного состояния в высокоэластическое уменьшение модуля упругости для химически сшитых полимеров достигает двух и более порядков, тогда как переход аморфной части частично кристаллического полимера из стеклообразного в высокоэластическое состояние приводит к не столь сильному изменению модуля упругости полимера (в пределах одного порядка) вследствие наличия высокой плотности физических узлов, роль которых играют кристаллические области полимера. [c.197]

Время релаксации не является однозначной и простой величиной для данного полимера. Поскольку оно определяется как отношение вязкости к модулю упругости полимера [уравнение (1У.7)], то, следовательно, оно меняется с изменением этих величин. Вязкость полимеров быстро возрастает с ростом молекулярной массы полимера, тогда как модуль растет значительно медленнее. При переходе от мономера к полимеру, как мы знаем, время релаксации резко возрастает вследствие уменьшения кинетической подвижности элементарных звеньев в макромолекулах. Общее перемещение макромолекулы происходит благодаря большому числу перемещений отдельных сегментов, которые являются самостоятельными кинетическими единицами. Движение макромолекулы таким образом подобно перемещению змеи. В результате в пределах макромолекулы осуществляются тепловые движения различных элементов структуры сегментов, более сложных участков макромо- [c.106]

Возьмем, для примера, ПС как представителя простых аморфных полимеров. Мы обнаружим, что модуль упругости постоянен в температурном диапазоне около 100 °С, который является областью стеклоподобных свойств. Повышение температуры выше 100°С ведет к резкому снижению модуля упругости — полимер переходит в размягченное состояние. Дальнейший подъем температуры не влияет на модуль упругости, поскольку ПС переходит в вязкоэластическую область. Во всех трех областях модули упругости промышленных полимеров не зависят от длины молекулярной цепи. В последней области при температурах, превышающих 170 °С, полимер переходит в состояние текучести. Основные явления в материалах, вызывающие эти различающиеся типы поведения, достаточно понятны. В стеклоподобном состоянии полимера длинные полимерные молекулы заморожены и атомы колеблются вокруг равновесных положений как в любом твердом теле. В размягченном (переходном) диапазоне, где модуль быстро изменяется с температурой, имеет место ограниченная диффузия сегментов полимерных цепей, но движение ограничено отдельными атомами двух-трех соседних сегментов, тогда как молекула в целом неподвижна. В вязкоэластическом состоянии модуль упругости постоянен здесь ограниченные движения молекулярных сегментов происходят очень быстро, и имеется кооперативное движение соседних сегментов. В вязкотекучем состоянии (пластическое течение) становится существенным вклад движения молекул как целых в результате проскальзывания в зацеплениях, тогда как в области текучести изменения в молекуле целиком происходят быстрее, чем осуществляется испытание и в этой временной шкале наблюдается небольшое упругое восстановление. В двух последних состояниях модуль зависит от длины цепи и распределения цепей по длинам. [c.312]

Модули упругости полимеров изменяются в более широком диапазоне значений по сравнению с модулями других материалов (от 10 дин/см для эластомеров до 10 дин/см для жестких полимеров). Это обстоятельство — одна из причин широкого применения полимерных материалов. Абсолютные значения жесткости и прочности [c.145]

Влияние потока ускоренных электронов на величину модуля сдвига и модуля упругости полимеров [c.377]

При охлаждении отвержденных покрытий они переходят в стеклообразное состояние. Эго приводит к резкому росту мгновенного модуля упругости полимера и торможению релаксационных процессов, что обусловливает существенный рост внутренних термических напряжений. [c.58]

Дпя того, чтобы оценить вклад поворотно-изомерной подсистемы в тем-ературную зависимость модуля упругости полимера в переходной области и [c.273]

В отличие от твердых кристаллич. тел деформация полимеров в B. . связана не с изменением ме цатомных или межмол. расстояний, а с частичным развертыванием хаотически свернутых цепных молекул, что и обусловливает возможность больших деформаций. При этом возвращающая сила / вызывается не силами притяжения между молекулами деформируемого тела, а тепловым движением, к-рое по своей интенсивности такое же, как тепловое движение молекул в жидкостях. Т. обр. упругость полимеров в B. . имеет энтропийную природу подобно объемной упругости газов. Поэтому модуль упругости полимеров в В. с. пропорционален абс. т-ре Т и имеет низкие значения (0,1-10 МПа), тогда как модуль всестороннего сжатия, определяемый силами межмол. взаимодействия, типичен для конденсиров. сред (10 МПа). Вследствие этого деформация эластомеров практически не сопровождается изменением объема, и связанное с этим изменение внутр. энергии и ничтожно. Наблюдаемые на опыте изменения U при деформации эластомеров связаны с изменением набора энергетически неравноценных конформац. изомеров (см. Конформационный анализ) при развертывании цепей. В зависимости от разности энергетич. уровней транс- и гош-кон-формеров изменение внутр. энергии при деформации AU и соответствующая ему составляющая возвращающей силы fg = dVjd[)vr ( энергетич. сила ) м. б. как положительными, так и отрицательными (/-длина образца, V-ero объем). Ниже приведены значения fjf для нек-рых полимеров [c.443]

Приведенное выражение, дающее воз.можность рассчитать E2 I2 справедливо в том случае, когда модуль упругости полимера и коэффициенты линейного расширения не зависят от тем [c.74]

Рассмотрим вначале полимерную матрицу в ненагруженном однонаправленном композите. Такой композит обычно представляют квадратичной или гексагональной моделью. Минимальное объемное содержание полимера в плотноупакованной квадратичной структуре — около 21%, в гексагональной—13%. Армирующие волокна можно считать совершенно жесткими, так как модуль упругости применяемых неорганических волокон значительно больше модуля упругости полимера. Как уже указывалось выше (см. гл. 3 и 4), при отверждении эпоксидного полимера в ходе изготовления пластика, которое происходит обычно при повышенной температуре, объем полимера уменьшается вследствие его усадки, а вязкость быстро нарастает. До гелеобразования, пока полимер способен к течению, его объем может уменьшаться за счет уменьщения объема всей системы или образования пор. После гелеобразования течение полимера невозможно, и происходит деформация всей системы. Однако при этом деформация полимера ограничена волокнами, что приводит к появлению в полимере внутренних напряжений. Так как армированные пластики, как правило, содержат большое количество наполнителя, то можно считать, что он образует жесткий скелет, препятствующий деформации полимера, т. е. связующее подвергается всестороннему растяжению. Объемная деформация при этом может составлять несколько процентов (см. гл. 4). Таким образом, уже в ненагруженном состоянии эпоксидная матрица должна выдерживать значительные механические деформации без разрушения и нарушения адгезии на границе с волокном. Как показали микроскопические исследования [27—33], эпоксидные смолы значительно лучше других связующих выдерживают подобные условия. [c.209]

Эти процессы изменения жесткости макромолекул легко на- людать на кривой сила — удлинение высокоэластического полимера (рис. 139). Вначале, когда перемещающиеся участки макромолекулы малы, для деформации требуются сравнительно небольшие усич. п, чтобы вызвать значительные удлинения. При этом модуль упругости полимера падает В дальнейшем выпрямляющиеся цепные молекулы постепенно становятся все более жесткими, а перемещение их звеньев все труднее. Вследствие механического стекловрния возрастают модуль упругости и сила, необходимая для новой деформации. Если полимер при растяжении кристаллизуется, то наблюдаются такие же явления с тем отличием, что повышение жесткости макромолекул связано не со стеклованием, а с кристаллизацией. [c.465]

Из рассмотренных выше зависимостей относительного модуля (отношения Еа/Еа) ОТ содержания наполнителя следует, что, хотя Еа и Еп зависят от температуры, относительный модуль должен быть почти независимым от температуры, несмотря на то, что теория Кернера предсказывает его слабое возрастание из-за увеличения с температурой коэффициента Пуассона. Согласно Нилсену [292, 302], зависимость отношения EJEa от температуры может быть связана с изменением модуля упругости матрицы в наполненной системе по сравнению с ненаполненной. Известно, что вокруг частицы наполнителя в изотропной среде развиваются напряжения из-за различий в температурных коэффициентах расширения двух фаз при охлаждении материала после формования. Так как для полимеров характерна нелинейная зависимость напряжения от деформации, то модуль упругости уменьшается с напряжением. В результате модуль упругости полимера, находящегося вблизи частицы наполнителя, меньше, чем ненаполненного поли.мера, даже если общий модуль композиции выше. Величина напряжений в полимере вокруг частицы наполнителя уменьшается с ростом температуры, а модуль соответственно возрастает. Теоретическое уравнение для температурной зависимости относительного модуля может быть представлено в виде [c.165]

Процессы перехода к состоянию термодинамического равновесия в полимерах осуществляются за счет самых различных видов молекулярного движения. Каждому виду молекулярного двил екия соответствует определенный релаксационный процесс, который характеризуется своим временем релаксации. Для того чтобы наблюдать и исследовать какой-либо релаксационный процесс в полимерах и соответствующий ему тип молекулярного двил<еиия, необходимо, чтобы время воздействия на полимер (или время наблюдения) было соизмеримо со временем релаксации. Следовательно, для изучения релаксационных процессов акустическими методами (а это один из наиболее распространенных методов их изучения) необходимо, чтобы период звуковых колебаний был того же порядка, что и время релаксации полимера. Рассмотрим линейный аморфный полимер, находящийся в высокоэластическом состоянии. В этом случае число возможных конформаций, которые мол ет принимать каждая макромолекула, достаточно велико, и в полимере реализуются весьма разнообразные виды молеку-лг рного движения. Пусть в таком полимере распространяются звуковые колебания, частоту которых можно изменять в широких пределах. Если частота звуковых колебаний очень мала, т. е. период звуковых колебаний очень велик по сравнению с временем релаксации са- . ых больших кинетических элементов макромолекул, то энергия звуковых колебаний, которую получат за период элементарный объем полимера, будет быстро перераспределяться по всему объему полимера вследствие сегментальной подвижности микроброуновского типа (диффузии сегментов макромолекул). В этом случае процесс рассеяния энергии носит квазиравновес-ный характер, механические потери невелики, и полимер быстро восстанавливает свои размеры и форму пос.п -снятия приложенного внешнего напрял ения. Естественно, что и динамический модуль упругости полимера (а также скорость звука в нем) будет очень малым, т. е. такого л<е порядка, как и жидкости. [c.254]

При оценке стойкости полимерных покрытий к действию УФ-излучения можно использовать зависимость долговечности от упругих свойств полимерного материала (рис. VIII.5). Наблюдается корреляция долговечность полимерного материала тем больше, чем больше полный модуль упругости полимера [35, 36]. Таким образом, можно качественно оценивать стойкость материала к воздействию атмосферных факторов путем экспериментального определения модуля упругости полимерной составляющей. [c.259]

При внутриструктурной пластификации по мере увеличения содержания пластификатора прочность и модуль упругости полимера непрерывно уменьшаются (кривая 1 на рис. 16.8) и возрастает йластичность. [c.460]

Из приведенных данных следует, что если толщина полимерного покрытия меньше или равна толщине подложки, то нейтральной осью такой составной пластины практически является нейтральная линия металлической пластины, т. е. жесткость бипластины определяется жесткостью подложки ввиду малости модуля упругости покрытия. Следовательно, изгиб бипластины описывается уравнением (4.9), т. е. упругая подложка в данном случае играет роль динамометра для определения внутренних. напряжений. В уравнение (4.9) не входит модуль упругости полимера, что является достоинством данного уравнения, так как модуль упругости покрытия значительно изменяется в процессе его формирования при изменении температуры или в результате старения. Коль скоро нейтральная линия бипластины практически проходит посредине металлической подложки, то изгибаю- [c.152]

Смотреть страницы где упоминается термин Модуль упругости полимеров: [c.420] [c.9] [c.129] [c.159] [c.74] [c.79] [c.92] [c.66] [c.125] [c.177] [c.284] [c.113] [c.34] [c.104] [c.458] [c.101] [c.455] [c.249] [c.67] [c.54] [c.60] [c.20]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология