Петерлина модель

Петерлин [655, с. 172] рассмотрел модель фибрилл, состоящих из выпрямленных макромолекул, которые до деформации были определенным образом сложены. Участки, состоящие из сложенных макромолекул, соединены в пределах одной микрофибриллы проходными макромолекулами. Проходные макромолекулы соединяют также соседние фибриллы. Однако проходных макромолекул, соединяющих соседние микрофибриллы, намного меньше по сравнению с макромолекулами или их частями, соединяющими участки сложенных макромолекул. Этим, в частности, объясняется большая прочность образцов в направлении, в котором ориентированы микрофибриллы, по сравнению с прочностью в перпендикулярном направлении. [c.54]

Обе эти гипотетические картины являются крайними возможными случаями, реализуемыми в действительности лишь с той или иной степенью приближения. Так, для ПП наиболее характерны процессы, описываемые моделью Кобаяси. Для ПЭ, напротив, характерны элементарные превращения, предсказываемые моделью Петерлина. Эти два полимера могут служить типичными примерами приближения к крайним схемам деформации монокристаллов при переходе от пластинчатой структуры к фибриллярной. В других реальных описанных выше случаях наблюдается сочетание этих крайних типов деформации, в той или иной [c.295]

Наиболее наглядно структура полимеров в одноосно-ориентированном состоянии представляется моделью Петерлина [8], схематически изображенной на рис. 3.15. Основные особенности этой модели состоят в четком разделении структуры на микрофибриллы (на рисунке разделены пунктирной линией) диаметром 100—200 А чередовании в продольном направлении кристаллических блоков, в которых цепи сохраняют складчатые конформации, разделенных менее упорядоченными аморфными прослойками (больших периодов) наличии большого числа внутри- и значительно меньшего числа межфибриллярных проходных цепей. Микрофибриллы объединяются в более крупные фибриллярные элементы, создающие наблюдаемую структуру ориентированного материала. [c.94]

Рис. 3.15. Модель Петерлина строения ориентированных полимеров.

Модель Петерлина относится прежде всего к гибкоцепным полимерам. Обязательное наличие складок в их структуре обусловливает невозможность достижения предельной (теоретической) прочности материала. Для максимального приближения к предельным значениям прочности необходимо получать изделия из жесткоцепных полимеров, которые не могут образовывать складок и формируют структуру, в которой все цепи выпрямлены и уложены почти параллельно друг другу, т. е. все цепи оказываются работающими (см. гл. 7). [c.95]

По данным А. Петерлина [13], использующего при анализе модель макромолекулы в виде упругой гантели, степень распрямления молекулярного клубка <Л >/ при сдвиге пропорциональна 1-ь2р З, а при растяжении пропорциональна 1/(1—2р). Здесь <Ло> — невозмущенный, а — текущий среднеквадратичный радиус инерции клубка р=Фо >т / ЯТ), где Фо — постоянная Флори, равная 2,2- 10 моль , а т — сдвиговое или продольное напряжение. [c.226]

Впервые вопрос о возможности деформации клубков под действием интегральной пары сил, локализованной на периферии клубка (модель гантели — рис. 1.14, б и в), перпендикулярно большой оси рассмотрел Петерлин [3, с. 180]. Он показал, что при очень большой вязкости растворителя или при очень больших у по достижении некоторого критического значения =7 кривая [c.43]

Согласно Петерлину [580, 581 ], в отличие от того, что имело бы место в идеальной кристаллической решетке, каждая проходная цепь нагружена гораздо большей силой Ко, где К — фактор концентрации напряжений, который зависит от геометрической формы и морфологии образца. Значительные изменения напряжений возможны по длине проходных цепей. Пытаясь описать это явление, Петерлин [580 ] предлагал в качестве первого приближения модель с одинаковой толщиной аморфных прослоек Lq. Для описания распределения проходных цепей по длине он выбрал следующую функцию [c.324]

На основании такого доказательства можно сделать вывод, что во время исходных стадий образования шейки и вытяжки X < 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. [c.308]

По-видимому, первую корректную трактовку этого эффекта предложил Петерлин , рассматривая общепринятую модель кристаллоаморфных полимеров, в которой незакр Псталлизованные цепи в межкристаллитных областях играют роль своего рода пружин . В силу выполненной в гл. I отбраковки мы не будем останавливаться на этом эффекте. [c.122]

Структура микрофибрилл, образующихся но механизму разгибания молекулярных складок, должна существенно отличаться от структуры микрофибрилл в модели Инграма и Петерлина (см. рис. П1.5,а). Основное различие заключено в устройстве аморфных участков микрофибрилл. Поскольку в этой модели микрофибрилла построена из складчатых блоков, число проходных молекул, соединяющих блоки, невелико. Большинство из них возвращается обратно в кристаллит, из которого они вышли, сложившись на себя. Микрофнбрнллы, образованные по второй схеме (рис. П1.5, б), содержат гораздо меньшее число складок, [c.176]

Бонаром и Хоземаном предложена одна из возможных схем строения ориентированных кристаллических полимеров (рис. VI 10). Согласно этой модели часть молекул на границе кристалла с аморфной областью сворачивается на себя и возвращается в кристалл, образуя складки. Подобных представлений о строении ориентированных полимеров придерживаются также Келлер, Флори, Петерлин и Скульо, считающие, что надмолекулярная структура ориентированных кристаллических полимеров представляет собой [c.198]

Средняя группа кривых соответствует гибкоцепному полимеру со сверхкритическим значением /о, который может образовывать лишь складчатые кристаллы. Меняя / любым способом, можно перебросить расплав или раствор в верхнюю область, где возможны три фазовых состояния в этом случае кристаллизация из генерированной искусственно нематической фазы снова приведет к образованию КВЦ, хотя в обычных условиях этот полимер кристаллизуется лишь со сложенными цепями и структура волокон (или пленок) оказывается соответствующей модели Хоземана — Бонара — Петерлина со всеми вытекающими отсюда минусами. [c.219]

Модель Петерлина — Проворсека (рис. VI. 17, в) также исходит из складчатой природы кристаллитов, предполагает наличие большого числа межкристаллитных проходных цепей и значительно меньшего числа межфибриллярных макромолекул. [c.180]

Так, если исходить из модели Петерлина — Проворсека, то очевидно, что при растяжении ориентированного полимера вся нагрузка в основном приходится на аморфные прослойки. Поэтому разрушение материала должно происходить главным образом путем разрыва проходных цепей. Соответственно и механические характеристики полимеров, строение которых описывается моделью Петерлина — Проворсека, должны быть существенно ниже теоретически рассчитанных для структуры из полностью ориентированных цепей. Малое число межфибриллярных связей объясняет относительно низкую прочность сильно ориентированных полимеров, в частности волокон в направлении, перпендикулярном ориентации. Схема Петерлина — Проворсека хорошо соответствует поведению ориентированных гибкоцепных кристаллических полимеров. Наличие складок макромолекул в кристаллитах обусловливает трудность достижения максимальных теоретически рассчитанных значений прочности и модуля упругости материала. [c.181]

Микроскопические и рентгеноструктурные исследования, проведенные в работе [114], позволили объяснить наблюдаемые явления с использованием развитых выше представлений о механизме поверхностных явлений, характерных для структурных перестроек высокодисперсного материала микротрещин. Эти представления существенно отличаются от моделей Камбура [123] и Петерлина [75] и позволяют описать с единых позиций механическое поведение полимеров, содержащих микротрещины как в жидких средах, так и на воздухе. [c.63]

В 1953 г. Зимм ввел в модель квазиупругих ГСЦ гидродинамические взаимодействия, а Сёрф (1955 г.) включил внутреннюю вязкость в рассмотрение динамики многосегментной модели. Понятие внутренней вязкости, введенное еще Куном, послужило основой для полуфеномено-логического описания внутренних диссипативных процессов в полимерных цепях, обусловленных барьерами внутреннего вращения и межмоле-кулярными контактами (Сёрф, Петерлин, Штокмайер, Будтов, Светлов и Готлиб, де Жен и др.). [c.8]

Следовательно, анализ поведения сверхориентированного ПЭ при отжиге, проведенный Мидом и Портером 83], приложим к волокнам, экструдированным при температурах, близких к обычной когда аморфная фаза оказывается в значительной степени беспорядочно ориентированной [52]. Их анализ не применим к волокнам, экструдированным при более низких температурах, и, следовательно, модель непрерывной кристаллической фазы не применима для объяснения уменьшения степени кристалличности и температуры плавления с повышением температуры экструзии. Представляется, что для объяснения этих наблюдений в наибольшей степени подходит описанная выше модель Петерлина. Однако при предельной ориентации полностью распрямленные проходные цепи и кристаллиты могут рассматриваться как раздельные фазы. [c.83]

Следует заметить, что вязкость коротких и полужестких цепных молекул впервые была рассмотрена Петерлином [73, 74]. Он использовал для этого модель цепной молекулы с фиксирО ванными валентными углами и свободным вращением звеньев (см. 2 гл. I). Степень жесткости цепи в такой модели варьировалась им путем изменения валентного угла 0 (абсолютно жесткой, палочкообразной молекуле соответствует 0 = 180°). Если 1Z — угол, дополняющий валентный до 180°, то os а связан с параметром жесткости Я, используемым в модели персистентной цепи, соотношением Я = (1— osa) . Расчеты Петерлина выполнены на основе соображений, примененных им ири [c.135]

Петерлин [80] рассмотрел модель, согласно которой движущемуся фронту диффузанта предшествует фиковское распределение диффузанта в еще ненабухшей части полимера, т. е. величина D относится к части полимера, находящегося в стеклообразном состоянии. [c.111]

При диффузии цепных молекул модель непротекаемого клубка приложима, но-видимому, в большинстве представляющих интерес случаев. Однако теория Кирквуда и Райзмана, пренебрегающая влиянием исключенного объема на пространственное распределение сегментов цепи, строго приложима только для ценных молекул в -растворителе. В среде лучших растворителей эффект исключенного объема, наиболее резко выраженный для центральной части клубка (стр. 116), приводит к такому искажению распределения сегментов по плотностям, что значение соотношения уменьшается ниже значения, следующего из уравнения ( 1-11). Количественная теория этого эффекта была сформулирована Петерлином [675], а также Птицыным и Эйзнером [676]. Предсказания этих теорий в целом были подтверждены Лютдже и Мейерхофом [677], которые измеряли коэффициенты диффузии полиметилметакрилата в средах, обладающих различной растворяющей способностью. Согласно их результатам, величина в -растворителе составляет около [c.233]

Ориентация. Односторонняя и двухсторонняя (вытяжка в двух направлениях) ориентации широко используются в промышленности для улучшения механических свойств аморфных и кри сталлических полимеров, причем наиболее значительные эффекты достига ются в последнем случае. Существует несколько моделей ориентированных аморфных и кристаллических полимеров. К числу детально проработанных относится модель ориентированного кристаллического полимера Петерлина (рис. 4.13). [c.162]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология