Морфология поверхности разрушения

Явный максимум Ос прп -40°С уменьшение К с в интервале температур (—60) —(-f 20) "С связь Ос, tg 6 и морфологии поверхности разрушения [62] [c.349]

Предыдущие рассмотрения применимы к однородным изотропным материалам, т. е. к аморфным [61, 198, 200] и частично кристаллическим полимерам со слабо развитой микроструктурой [130]. В этих материалах направленность разрушения более или менее определяется полем локальных напряжений. Во всяком случае, судя по морфологии поверхности разрушения, ничего нельзя сказать о ее микроструктуре. Это не исключает существования определенной глобулярной микроструктуры (гл. 2, разд. 2.1.3), которую можно выявить путем ионного травления [132, 208]. Однако для полимеров с явно выраженной микроструктурой, обусловленной присутствием кристаллитов с вытянутыми цепями и сферолитов, отчетливо выявляются особенности поверхности разрушения. В таких полимерах сопротивление материала распространению трещины сильно зависит от ориентации плоскости разрушения относительно элемента структуры. [c.393]

МОРФОЛОГИЯ ПОВЕРХНОСТИ РАЗРУШЕНИЯ СТУДНЕЙ [c.191]

Величина С составляет около половины соответствующего значения для полистирола и типичного сополимера полистирол— полиакрилонитрил [6], для которых оно равно 1,0- 10 2 см дин. Для дальнейшей интерпретации этого различия требуются измерения абсолютных оптических коэффициентов напряжения параллельно и перпендикулярно оси деформирования, (лII—Ло)/а и п —По)[о, так как С имеет положительное значение для обоих этих полимеров [6], тогда как для ПММА эта величина отрицательна. Наши исследования динамических механических свойств этих материалов позволяют дать более детальную расшифровку механизма повышенной молекулярной подвижности у образцов с более высоким содержанием воды. Исследование морфологии поверхностей разрушения также указывает на различия в значениях конечных величин в зависимости от концентрации воды. [c.524]

ОБЩАЯ МОРФОЛОГИЯ ПОВЕРХНОСТИ РАЗРУШЕНИЯ [c.188]

В образцах, вытянутых в горячем состоянии на 580% и разрушенных при 0° С, морфология поверхности изменяется мало. Когда образец, вытянутый на 744%., разрушали при 23° С, резкий излом на периферии образца начинал переходить в волокнистое разрушение, но центр имел почти такой же вид, как и в неориентированных стержнях. [c.205]

Было показано, что изменением некоторых параметров процесса деформации, таких, как температура, скорость нагружения Или молекулярный вес, могут быть получены аналогичные поверхности разрушения для полимеров, значительно различающихся по химической структуре и составу (см. рис. 13 и 22). Таким образом, установлено, что морфология разрушения не определяет специфичной структуры полимеров. [c.211]

Сканирующей электронной микроскопией можно пользоваться для изучения морфологии полимеров, сополимеров, блок-сополимеров, смесей полимеров исследования микроструктуры двухфазных полимеров, полимерных сеток, шероховатых и разрушенных поверхностей, клеев и особенно поверхностей, образующихся при разрушении клеевого шва наполненных и армированных волокнами пластиков органических покрытий (дисперсий пигментов, текучести связующих и их адгезии к пигментам и субстратам, выветривания из-за покрытия продуктами гниения, меления, образования пузырей или растрескивания, а также набухания окрашенных пленок в воде) пенопластов, определения качества пластиков, получающихся экструзией или прессованием. [c.113]

Точечная (питтинговая) коррозия — широко распространенный и очень опасный вид разрушения химической аппаратуры. Она характеризуется сосредоточением и резкой интенсификацией коррозионного процесса на отдельных небольших участках металлической поверхности. Развитие этого процесса в одних точках самопроизвольно прекращается, в других может продолжаться длительное время. Особенно уязвимы ребра, кромки, риски, границы лакокрасочных покрытий или запрессованного материала. Специфическими активаторами точечной коррозии являются СГ-, СЫ-ионы и НгЗ. Морфология и электрохимические особенности развития питтингов рассмотрены в обзоре [6]. [c.18]

Приготовление образцов для проведения этих исследований осуществляется по схеме, представленной на рис. 7.1. Она включает стадии, типичные для приготовления и разрушения реальных адгезионных соединений дублирование адгезива с субстратом, отжиг системы, отслаивание адгезива от субстрата путем введения в надрез клина. Применение указанных физических методов локального исследования структуры, морфологии и элементного состава позволяет зарегистрировать на поверхности поперечного среза концентрационное распределение компонентов в зоне адгезионного соединения, определить наличие и пространственное расположение межфазной границы, идентифицировать место прорастания трещины, установить характер разрушения [380, 386]. С помощью этой информации можно определить фазовые характеристики системы, измерить коэффициенты взаимодиффузии и размеры диффузионной зоны, описать переходную область и выявить ее слабое место . Накопленный в настоящее время опыт препарирования металл — полимерных и многослойных систем с применением криогенных ультрамикротомов, снабженных алмазными ножами, показывает, что эта схема препарирования без особого изменения может быть использована и при исследовании реальных адгезионных соединений. [c.255]

Прочность адгезионной связи зависит от внутренних напряжений, адсорбционно-обменных процессов, а также от коррозионных процессов, протекающих на поверхности субстрата. При этом адгезия полимеров к продуктам коррозии может быть и выше, и ниже, чем к исходному субстрату. Развивающийся же коррозионный слой приобретает часто сложную морфологию ( усы , шпинели и т. д.), что сопровождается возникновением локальных внутренних напряжений, приводящих к разрушению адгезионных связей. [c.272]

Фрактография, т. е. исследование морфологии поверхности разрушения, является очевидным способом выявления природы треш,ины и типа ее распространения. В настояпдей монографии в соответствующих разделах уже анализировались поверхности разрушения волокна (разд. 8.1.7) и других видов образцов. В данном разделе необходимо дать некоторые пояснения, особенно по поводу влияния длины цепи и межмолекулярного притяжения на морфологию поверхности разрушения. [c.390]

В первой части данного раздела были рассмотрены частично кристаллические полимеры (ПЭВП, ПП, ПА). Не меньшее внимание в литературе уделяется морфологии поверхности разрушения стеклообразных полимеров. Во многих исследованиях трещин серебра для объяснения их роста и разрушения материала [76—177] используется фрактография. Фрактографиче-скне исследования процессов разрушения ПС описаны в работах [106, 115, 132, 150, 155, 169, 9, 194, 199], ПММА —в работах [61, 66, 197, 200], ПВХ —в работах [198, 208] и ПК — в работе [196]. [c.397]

НИЗКИХ скоростях роста трещины (а<0,1 м/с), не зависящих от молекулярной массы, формируется достаточно гладкая поверхность разрушения, имеющая случайные отклонения от плоскости в виде параллельных следов (левая часть рис. 9.26). После перехода к быстрому росту трещины морфология поверхности разрушения изменяется полностью. Становятся видимыми ребра или линии, расположенные примерно параллельно фронту роста трещины. Хотя длина, направление и расстояние между ребрами не совсем одинаковы (рис. 9.26, правая часть), среднее расстояние между ними составляет 90 мкм [61]. При несколько большем значении молекулярной массы (М = 163000) среднее расстояние равно 220 мкм (рис. 9.27, правая часть), а при очень низком значении молекулярной массы (Л1то = 51 000)—20— [c.398]

В этом разделе была рассмотрена морфология поверхностей разрушения, позволяющая выявить виды локального разделения материала. Были определены микроскопические размеры структурных элементов, которые разрываются или разделяются молекулярных нитей, фибрилл или молекулярных клубков, ребер, кристаллических ламелл, сферолитов. Однако, когда говорят об их основных свойствах, используют макроскопические термины разрыв, деформация сдвига, пределы пластического деформирования, сопротивление материала распространению трещины. Не было дано никаких молекулярных критериев разделения материала. Такие критерии существуют для отдельных молекул температура термической деградации и напряжение или деформация, при которых происходит разрыв цепи. По-видимому, следует упомянуть критическую роль температуры при переходе к быстрому росту трещины [30, 50, 184—186, 197] и постоянное значение локальной деформации ву в направлении вытягивания материала (рис. 9.31), которая оказалась независимой от длины трещины и равной - 60 % на вершине обычной трещины в пленке ПЭТФ, ориентированной в двух направлениях [209]. Следует также упомянуть критическую концентрацию концевых цепных групп определенную путем спектроскопических ИК-исследоваиий на микроскопе ориентированной пленки ПП в окрестности области, содержащей обычную трещину (рис. 9.32), и поверхности разрушения блока ПЭ [210]. Оба материала вязкие и прочные. По распределению напряжения перед трещиной в пленке ПП можно рассчитать параметры Кс = (У г)Уш = ,,г 2 МН/м" и G = 30 17 кДж/м [11]. Эти значения в сочетании с данными табл. 9.2 довольно убедительно свидетельствуют о том, что разрыв цепи сопровождается сильным пластическим деформированием. Возможная роль разрыва цепи в процессе применения сильной ориентирующей деформации или после него была детально рассмотрена в гл. 8. [c.403]

С этой точки зрения в главе обсуждаются такие свойства студней и особенности их образования, как су шествование предельных концентраций студнеобразова ния, различие между выделением осадка и застуднева нием системы при переходе в область распада на фазы малые тепловые эффекты застудневания, явления сине резиса, сходство хрупкого разрушения твердых тел и студней, специфика морфологии поверхности разрушения студней, некоторые механические свойства студней, и в частности условия, при которых могло бы [c.209]

Рис. 1.153. Морфология поверхности разрушения при КР аустенитной стали АХSI 304-(типа )2Х38Н9) в кипящем 42 %-ном растворе Mg I, под нагрузкой 343 МПа. Зерно 50 мкм (а) и 1 мкм (б). Крупное зерно получено отжигом при 1050 С, 40 мин ультрамелкое зерно — обжатие стали на 96 % при отрицательных температурах с последующим старением при 650 °С, 1 ч в рекристаллизацией при 800 С, 15 мни [1.91]

Микроскопическое исследование узоров на поверхности разрушения. Как и при макроскопическом наблюдении, основные особенности микроскопической морфологии поверхности разрушения (увеличение ЗООХ) были отмечены у образцов, увлажненных в различной степени. При более сильном увеличении (рис. 32.5) сухие образцы обнаруживают шероховатый гранеподобный узор по всей поверхности усталостного разрушения (рис. 32.7, а). Средний размер этих небольших граней около 10 мкм, что близко к размеру сферолитов, равному 6,5 мкм (определен с помощью травления в ксилоле). Подобная огранка заставляет предположить, что локализация пластической деформации происходит в вершине трещины. Этот вывод согласуется с тем фактом, что при малых увеличениях поверхности разрушения выглядят плоскими. Сходная ситуация наблюдается и у образца, содержащего 0,8 вес. % воды (образец А-2). Однако при более высоком содержании воды (рис. 32.7, б и е) поверхность разрушения становится сильно изломанной, что согласуется с фактом протекания обширной пластической деформации и наличием рисунка вблизи вершины трещины. [c.507]

ПА-6 в спектр кислотных радикалов Бекман и Деври установили, что 50 % всех повреждений происходят в слое толщиной менее 0,6 мкм от поверхности. Оставшиеся 50 % цепных радикалов получены на глубине до 3 мкм от поверхности. С учетом морфологии деградирующих полимеров, механики процесса измельчения и подвижности первичных свободных радикалов можно представить пространственное распределение вторичных радикалов. В данном случае с точки зрения прочности кристалла, по-видимому, маловероятно вытягивание и разрыв отдельных цепей ПА. Как уже рассматривалось в гл. 5, цепь ПА-6, уложенная в кристаллите более чем на 1,7 нм своей длины, будет скорее разрываться, чем вытягиваться из кристаллита. Вытягивание из поверхности разрушения целых микрофибрилл будет происходить с весьма большой вероятностью и сопровождаться разрушением межфибриллярных проходных цепей с образованием повреждений в поверхностном слое на глубине до 1 мкм. Это особенно важно для сильной пластической деформации материала перед растущей поверхностью разрушения. Перемещение свободных радикалов, конечно, вносит свой вклад в углубление слоя со следами повреждения. Тем не менее глубины поврежденного слоя, полученные в подобных экспериментах, действительно совпадают с нижними пределами размеров частиц, получаемых при механическом повреждении материала. Это свидетельствует о том, что повреждения могут вызываться механически вплоть до указанных выше глубин. [c.209]

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 С ) часто получаются у-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 у-образный надрыв [83]. Волокна с наивысшей прочностью содержали едва видимые небольшие пустоты. [c.264]

Рис. 6.76. Утолщение кристаллов полиоксиметилена в результате увеличения складки [270]. а - спирали роста на поверхности (001) кристалла из сложенных цепей б- электронная микрофотография поверхности разрушения кристалла а, показывающая типичную морфологию кристаллов из вытлну-тых цепей (ср. с рис. 3.30-3.33).

Большинство титановых сплавов ири КР в водных растворах разрушаются транскристаллитным сколом. Примеры таких разруше ний показаны на рис. 83, в и рис. 84 для снлавов o. (Ti—10 А1) и Р(Т1—16 Мп) соответственно. В двухфазных сплавах (а-Ьр) и (р-Ьа) морфология разрушения может видоизменяться, особенно если одна из фаз невосприимчива к КР, как это часто встречается в промышленных сплавах. Эти различия в поверхности изломов показаны на рис. 85 для сплавов Т1—6 Л1—4У и Т1—8 Мп. Фа зы, не восприимчивые к КР, обычно разрушаются вязко и, очевидно, могут служить препятствием для продвижения трещин. Как уже указывалось в предыдущем разделе, растрескивание титановых снлавов путем транскристаллитного скола происходит в определенных кристаллографических плоскостях. Данные рис. 86 [183] суммируют определения плоскости скола для а-сплавов в водных и других средах. Очевидно, что плоскость скола для фазы а находится под углом 14—16 °С по отношению к базисной плоскости, хотя имеется некоторый разброс в действительном индексе этой плоскости. Меньше данных ио определению плоскости скола для р-сплавов. В работе [92] определено, что КР сплава Т]— —13 V—ПСг—ЗА] происходит в направлении 100 . Морфология трещин в сплавах системы Т1—Мп также согласуется с этой плоскостью разрушения. Распространение трещин путем транскристал- [c.376]

Что касается коррозионной стойкости в агрессивных средах и при экстремальных потенциалах, то алмаз демонстрирует ее в полной мере. Как показано в работах [75, 76], продолжительное ц гклирование потенциала алмазного электрода между потенциалами катодного выделения водорода и анодного выделения кислорода в растворе 1 М HNOз + 0,1 М НР никак не изменило ни поверхностную морфологию алмаза (по данным сканирующей электронной микроскопии), ни соотношение алмазной и неалмазной углеродных фаз на поверхности электрода (если судить по Рамановским спектрам). Электроды из стеклоуглерода и пирографита в этих же условиях подверглись сильному разрушению. Аналогичное исследование было проведено [77] в растворе 1 М НКО -ь [c.25]

Таким образом, с помощью примесных молекул, используемых в качестве зондов, для полиэтилена удалось обнаружить различия в плотности аморфных областей в транскристаллических поверхностных слоях, морфология которых практически не зависит от температурного режима плавления и кристаллизации. Было установлено также, что резкое возрастание плотности аморфных областей в граничных слоях полимера не связано с транскристалличностью поверхностного слоя. Методом молекулярного зонда показано также, что температурные режимы плавления и кристаллизации пленок могут оказывать нивелирующее действие на изменение структуры поверхностных слоев таким образом, что энергетические характеристики подложки практически не будут проявляться. Важен лишь сам факт существования этой поверхности. Кроме того, при рассмотрении процессов, протекающих в граничных слоях полимеров, следует обращать внимание на возможность сочетания нескольких факторов, влияющих на формирование структуры. Так, плавление с неполным разрушением исходных структур на высокоэнергетических подложках может привести к образованию напряженных поверхностных структур, к существенному увеличению плотности аморфных областей в этих структурах. При отделении такой полимерной пленки от подложки напряженные структуры испытывают релаксацию, в ряде случаев проходящую через стадию аморфизации с последующей рекристаллизацией. [c.80]

При кристаллизации пека на поверхности металла с последующим отрывом субстрата от подложки обнаруживаются спиралевидные отложения [б], приповерхностный слой которых образован карбоида-ии [ . Морфология отложений связана с явлением классификации на уровне первичных структур и кластеров по энергиям взаимодействия и размерам. На рис. I показана схема образования отложения на поверхности. Энергия межструк- рного взаимодействия уменьшается в ряду К, А , А2, А3, А ... Поэтоцу разрушение происходит по поверхностям равной энергии взаимодействия, хотя разрушение носит адгезионно-когезионный характер, мы получаем сведения об адгезионной связи металла с наименее энергичными первичными структурами и кластерами. Если учесть, что энергия связи в асфальтено-вых комплексах коррелирует с кон- [c.75]

Скорость установления равновесия фаз по составу и сам равновесный состав матричной фазы при студнеобразовании, естественно, различны для разных полимерных систем. Для некоторых систем, например для студнеобразной пленки нитрата целлюлозы, полученной растеканием ацетонового раствора этого полимера на поверхности воды (рис. П1.П), вязкость матричной фазы в процессе студнеобразования несколько ниже, чем в ранее рассмотренном случае ацетата целлюлозы. Поэтому наряду с вытянутыми элементами вторичной структуры наблюдается и частичная глобулизация отдельных участков матричной фазы. Однако общая морфология студня сохраняется и отчетливо отражает образование вторичной структуры студня в результате частичного разрушения исходной (первичной) структуры. [c.108]

Чтобы выяснить влияние упорядоченности на скорость набухания, был исследован переосажденный ПВХ после его отжига при 110°С в течение 4 ч (кривая 4 на рис. П.27). Для сравнения исходный образец отжигали в таких же условиях (кривая 2 на рис. 11.27). После отжига переосажденного ПВХ Гр увеличилась на 30° и стала близкой к Гр исходного образца (Гр переосажденного образца после отжига равна 70°С Гр исходного образца до и после отжига равна 70°С), Г увеличилась на 20°С. Морфология образца при отжиге не изменялась, что контролировали путем измерения пикнометрической плотности в метаноле и микроскопически. Из рентгенограмм отожженного после переосаждения образца было найдено, что степень кристалличности стала равной 9,5%-Резкое увеличение скорости набухания, которое наблюдалось для переосажденного ПВХ, следует объяснить в основном очень значительным изменением морфологии зерен, увеличением удельной поверхности полимера и разрушением оболочки, что, как и в случае размалывания, но значительно в большей мере увеличивает площадь контакта полимера с пластификатором. Кроме того, скорость набухания увеличилась, возможно, благодаря изменениям упорядоченности надмолекулярных структур в аморфных областях. [c.111]

Для выяснения причины этого явления исследовали надмолекулярную структуру полимеров, подвергнутых максимальному удлинению при разрыве. На рис. 3.17 представлена структура, полученная методом реплик с поверхности сколов разрушенных образцов на основе ОКЭМ и ОКДМ, существенно различающихся по величине относительного удлинения. Видно, что деформация образцов сопровождается перегруппировкой структурных элементов и образованием более крупных упорядоченных структур, что свидетельствует о разрушении химических связей между надмолекулярными структурами. Однако характер структурных превращений при деформации образцов существенно зависит от длины и гибкости олигомерного блока. В образцах на основе ОКЭМ разрушение химических связей в процессе деформации не приводит к изменению морфологии надмолекулярных структур и сопровождается увеличением их размера из-за перегруппировки структурных элементов. [c.154]

Путем сравнения числа радикалов, приходящихся на единицу площади новой поверхности, с общим числом цепей в единице площади было установлено, что при низкой температуре деструкция идет таким образом, что разрушается минимальное число связей [39, 185, 188, 581 ]. Это было показано как для кристаллических, так и для аморфных полимеров. В первом случае разрушение протекает по аморфным областям между сферолитами и кристаллическими ламелями [581]. Морфология этих областей зависит от степени вытяжки, температуры и других факторов. Результаты, полученные на полиуретане, показывают, что концепция разрушения, предусматривающая разрыв минимума связей, не требует использования представления о структуре полимера в виде сосуществующих кристаллических и аморфных областей [188]. Энергия, необходимая для разрыва связей при разрушении полимера, составляет только небольшую часть (43 эрг/см ) полной энергии, необходимой для образования новой поверхности (10 эрг/см ), поскольку основная часть работы диссипирует в образце [188]. [c.297]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология