Структура и деформационно-прочностные свойства изопренового каучука

Общая деформация системы е? в этих условиях включает упругую еупр и высокоэластическую евэл составляющие, причем еупр<евэл?. Для идеальных сеток евт=0, а для реальных, хотя евт?0, но поскольку евт<<евэл, этой величиной пренебрегают, поэтому е?=евэл?.

Для расчета модуля упругости используют эмпирические уравнения Бартенева:

у?= G? е? = G? (л - 1) (25) 

(где у? и G? - условно-равновесные значения напряжения и модуля сдвига) и Муни:

у?=2С1(л2 - л-1)+2С2(л - л-2) (26)

где С1 и С2 - константы.

В условно-равновесных условиях вклад физических связей в константу С1 невелик, а константа С2 очень чувствительна к наличию флуктуационной сетки и характеризует степень отклонения от статистической теории высокоэластичности. Как правило С2 повышается по мере роста числа физических связей, то есть по мере отклонения от равновесных условий. Любой процесс, сопровождающийся их уменьшением, например набухание, пластикация, приводит к снижению С2. Константа С1 - характеризует упругие свойства полимера в высокоэластическом состоянии.

Таким образом, деформационные свойства полимеров, находящихся в высокоэластическом состоянии, в равновесных условиях характеризуются высокоэластической деформацией и условно-равновесным модулем высокоэластичности.

Для неравновесных условий

е=еупр+евэл,н; (27)

при еупр<<евэл и евэл,н<евэл, ?;

у=уупр+увэл,н; (28)

при уупр<увэл и увэл,н<увэл, ?.

Поэтому неравновесный модуль упругости в высокоэластическом состоянии Евэл больше, чем в равновесных условиях Е?. В общем случае для неравновесных условий:

Евэл = Е?+Еф (29)

Gвэл = G?+Gф (30)

где Gф и Еф - релаксационные части модулей сдвига и растяжения, определяемые степенью релаксации за время деформирования; Gф и Еф зависят от температуры и скорости деформирования; с ростом температуры и снижением скорости Еф уменьшается и при х>0 Евэл = Е?, Gвэл = G?.

Упруго-релаксационные свойства в этих условиях характеризуются начальным Ен, мгновенным Еi и секущим Ес модулями, определяемыми, например, при растяжении. Начальный модуль Ен - это тангенс угла наклона б прямой у - е (рис. 47) на начальном участке (до точки А, см. рис. 46)

Рис. 48. Определение начального и секущего модулей по кривой напряжение - удлинение [15]

Ен=уупр/еупр (31)

Мгновенный модуль Еi характеризует упруго-релаксационные свойства в любой точке i кривой у - е и равен тангенсу угла наклона касательной в этой точке, то есть dу/dе.

Секущий модуль Ес представляет собой отношение напряжения уе1 к удлинению е1 и характеризуется тангенсом угла в (рис.48):



Ес= уе1/ е1 (32)

Секущий модуль изменяется по мере деформирования и только при переходе в область III (рис. 30) становиться постоянным. Иногда для характеристики упругорелаксационных свойств используют значение напряжения при определенном удлинении, чаще всего при е=300% (у300).

3.2.1.2 Гистерезисные явления

Неравновесный характер деформирования полимеров в высокоэластическом состоянии определяет явление гистерезиса и размягчения. Гистерезис - это отставание во времени реакции полимера на изменяющееся внешнее воздействие. Например, под влиянием растягивающего напряжения деформация - реакция на механическое воздействие - отстает от напряжения.

Рассмотрим явление гистерезиса при растяжении полимера в статистических неравновесных условиях. Растянем образец эластомера, макромолекулы которого сшиты редкими химическими связями, до удлинения е1 (точка А на рис. 49) и затем сократим его с той же скоростью до у=0.



Рис. 49. Кривые у - е сшитого аморфного полимера при растяжении (1, 2) и сокращении (3,2) в неравновесных (1, 3) и равновесных (2) условиях (стрелки указывают направление деформации) [15]

Кривые растяжения 0А и сокращения 0А' не совпадают, образец полностью не сокращается, а имеет остаточную деформацию еост=е2.

При растяжении макромолекулы полимера, находящиеся в конформации свернутых клубков, ориентируются в направлении растяжения. Флуктуационная сетка физических узлов затрудняет достижение равновесной конформации, соответствующей напряжению в данный момент, и поэтому реальная деформация при растяжении еiP будет меньше равновесной еi?. Таким образом, деформация будет отставать от напряжения, и кривая растяжения 1 будет лежать выше равновесной кривой 2 (рис. 49). После снятия нагрузки в точке А образец начинает сокращаться. Макромолекулы стремятся перейти из ориентированной неравновесной конформации в конформацию свернутого клубка. Однако достижение равновесной конформации задерживается, так как наличие флуктуационной сетки тормозит релаксацию структурных единиц. В результате этого реальная деформация при сокращении еiс будет больше равновесной еi?, а кривая сокращения 3 расположиться ниже равновесной. По мере приближения к равновесным условиям кривые растяжения и сокращения сближаются, а при условии практически полного протекания релаксационных процессов за время деформирования сольются, и полимер не будет иметь остаточной деформации.

Таким образом, при растяжении полимера в неравновесных условиях наблюдается явление механического гистерезиса, проявляющегося в отставании деформации от напряжения.

Размягчение полимера, или эффект Патрикеева - Маллинза, заключается в снижении напряжения при повторных деформациях (рис. 50). Это обусловлено неполным восстановлением структуры к началу повторного деформирования из-за наличия флуктуационной сетки.

Рис. 50. Кривые напряжение - деформация при растяжении (1, 2) и сокращении 1', 2' при повторных нагружениях: 1, 1' - первый цикл; 2, 2' - второй цикл [15]

Чем больше узлов в сетке, чем медленнее идёт релаксация в процессе деформирования, тем в большей степени проявляется эффект размягчения. Количественно эффект размягчения оценивают коэффициентом размягчения мoN (N-порядковый номер повторного цикла «растяжения - сокращения»), равным отношению максимального напряжения при повторном нагружении к его первоначальному значению при том же удлинении. Например, коэффициент размягчения при втором цикле «растяжения - сокращения» равен мо2 = у2/у1.

Из рис. 33 видно, что площадь петли гистерезиса и остаточная деформация за второй цикл растяжения - сжатия меньше, чем механические потери в первом цикле. При последующих циклах механические потери, остаточная деформация и коэффициент размягчения снижаются и в конечном итоге потери и остаточная деформация достигают предельных значений и при дальнейшем деформировании практически не изменяются, а коэффициент размягчения становится близким к единице. Причина этого в том, что релаксация физических узлов, надмолекулярных образований и других структурных элементов происходит крайне медленно; они разрушаются в первые циклы и не восстанавливаются за время сокращения. После определённого числа циклов в полимере сохраняется флуктуационная структура, обладающая способностью практически полностью релаксировать за время деформирования. Поскольку релаксация ускоряется при нагревании, повышением температуры можно уменьшить еост. Если при деформировании полимера не происходит необратимого изменения его структуры (течения, механохимической деструкции), то остаточная деформация может исчезнуть, то есть еост>0.

В реальных условиях деформирование всегда сопровождается механохимическими реакциями полимера. В этом случае остаточная деформация складывается из обратимой («задержанной») высокоэластической, обусловленной наличием структурных единиц с большими временами релаксации Девэл и пластической Депл, связанной с необратимой вязкотекучей деформацией. Поэтому

еост = Девэл + Депл (33)



Особенно велика доля Депл при больших деформациях в цикле (?100%), а так же для полимеров с редкой химической пространственной сеткой или не имеющих такой сетки. Любое внешнее воздействие, ускоряющее релаксацию (нагрев, набухание), приводит к снижению только Девэл. При достаточно длительном восстановлении Девэл>0 и еост определяется только пластической составляющей.

При эксплуатации полимерные изделия чаще всего испытывают невысокие деформации (<100%) и, как правило, работают в режиме динамического нагружения. Наибольшее распространение получил режим деформирования при сдвиге, при котором напряжение и деформация изменяются во времени t по синусоидальному закону:

у = у0 sin щt (34)

е = е0 sin щt (35)

где у0, е0 - максимальные амплитуды напряжения и деформации; щ - круговая частота, связанная с периодом колебания н соотношением щ = 2р/н.

При динамическом режиме нагружения, так же как и при статическом, имеет место гистерезис, называемый динамическим. Механические потери работы за цикл деформирования составляют

dA=р f0 е0 sin д (36)

Поскольку sin д = G''/G*, а f0 = G* е0, то

dA = ре20G'' (37)

Если принять максимальную амплитуду е0 за единицу, то dA = рG''.

Таким образом, мнимая часть модуля характеризует механические потери работы за цикл, поэтому G'' называют модулем потерь. Поскольку G' является мерой упругости и характеризует количество накопленной при деформировании и отданной при разгружении энергии, то G' называют модулем накопления. Гистерезисные свойства, т.е. механические потери, при динамическом разгружении характеризуют также углом д (sin д=G''/G*; tg д=G''/G') и площадью петли гистерезиса (рис. 51).

Рис. 51. Петля динамического гистерезиса при симметричном синусоидальном цикле деформирования (G' и G'' - модули накопления и потерь; е0, у0 - максимальные амплитуды деформации и напряжения; д - угол сдвига фаз):

1 - щt=0, у=0, е= -е0 sin д; 2 - щt=д, у=у0 sin д=G''е0, е=0; 3 - щt=р/2, у=у0, е=е0 cos д; 4 - щt=р/2+д, у=у0 cos дG'е0, е=е0; 5 - щt=р, у=0, е=е0 sin д[15]

Температурная зависимость деформационных свойств аморфных полимеров довольно чувствительна к изменению таких структурных параметров, как молекулярная масса, число химических сшивок между молекулами, полярность, к наличию добавок (пластификаторов, наполнителей). Повышение молекулярной массы линейных полимеров практически не оказывает влияния на модули накопления и потерь при ТТс и на равновесный модуль высокоэластичности, но с ростом Mn увеличивается плато высокоэластичности ДTв, т. е. расширяется интервал работоспособности в высокоэластическом состоянии. Величина потерь при этом уменьшается (рис. 52).

Рис. 52. Влияние молекулярной массы на температурную зависимость модуля накопления G' и модуля потерь G'' (M1?M2?M3) [15]

Химическое сшивание, так же как и молекулярная масса, не оказывает влияния на модули G' и G'' при TTc, но при TTc заметно повышает модуль накопления G' и снижает гистерезисные потери ( модуль G'') за счёт уменьшения доли высокоэластической деформации. Относительное удлинение при разрыве с ростом числа сшивок nc снижается (рис. 53).

Рис. 53. Влияние числа узлов nc на температурную зависимость модуля накопления G', модуля потерь G'' и относительного удлинения при разрыве ер: 1 - линейный несшитый полимер; 2, 3 - сшитые полимеры; nc (3)?nc (2)[15]

Равновесный модуль сдвига согласно кинетической теории высокоэластичности связан с молекулярной массой Mn полимера и молекулярной массой между узлами сетки Mc соотношением:

= (38)

где , - среднеквадратическое асстояние между концами свободно - сочлененной цепи и между концами цепи сшитого полимера; - плотность полимера; R - газовая постоянная; Т - температура.

Отношение Mc/Mn учитывает эффект концов цепей, не участвующих в образовании сетки. Для реальных полимеров с достаточно высокими степенями сшивания этим членом обычно пренебрегают. Если учесть, что, , то уравнение (38) можно записать в виде:

(39)

Таким образом, для оценки деформационных свойств полимеров в высокоэластическом состоянии необходимо определять их в равновесных и неравновесных условиях. В равновесных условиях деформационные свойства характеризуются равновесным модулем высокоэластичности. Релаксационный характер высокоэластической деформации определяет явления гистерезиса и размягчения.

Упругорелаксационные свойства (при статических режимах испытания) оценивают начальным и секущим модулями, а также величиной механических потерь за цикл, упругогистерезисные свойства (при динамических режимах) - комплексным динамическим модулем, представляющим собой сумму модуля накопления (упругие свойства) и модуля потерь (гистерезисные свойства). Гистерезисные свойства оценивают также величиной динамических потерь, углом сдвига фаз между напряжением и деформацией или любой его тригонометрической функцией.

3.2.2 Прочностные свойства

Прочность - это свойство материала противостоять разрушению под действием механического напряжения. Разрушение - это нарушение сплошности материала, его разрыв, приводящий к образованию новых поверхностей. Чтобы разрушить тело, надо разрушить связи, объединяющие элементы структуры. [13]

Количественно прочность оценивается:

1) разрушающим напряжением - напряжением, при котором происходит разрушение образца;

2) предельной деформацией - максимальная деформация образца перед разрушением;

3) долговечностью - время, в течение которого при постоянном напряжении полимер сохраняет свои прочностные свойства.

Уравнение Журкова определяет суммарную зависимость долговечности от напряжения и температуры:

(40)

где U0, ф0, гу - параметры, определяющие прочностные свойства материалов.

Параметры, практически не зависящие от индивидуальных особенностей полимера:

U0 - близка энергии химической связи разрушаемого материала;

ф0 - период тепловых колебаний атомов в твердых телах (10-13 с).

Параметр гу - весьма чувствителен к структуре и строению полимера и имеет двойственный физический смысл:

- с одной стороны, определяется активационным объемом, то есть объемом, в котором протекает единичный акт разрыва связи;

- с другой - величиной перенапряжения, развивающегося в структурно - дефектных областях.

Уравнение Журкова отражает термофлуктационный механизм разрушения полимера. Согласно этому механизму роль напряжения сводится к предварительному ослаблению химических связей вследствие некоторого смещения соединяемых ими атомов. Тепловая флуктуация (случайное отклонение величины от её среднего значения), то есть самопроизвольное концентрирование энергии, разрывает деформированную химическую связь, а механическое напряжение препятствует её повторному образованию.

Об ослаблении химических связей под действием приложенного напряжения свидетельствует изменение частот валентных колебаний этих связей, фиксируемое методом ИК-спектроскопии. О разрыве химических связей можно судить по возникновению свободных радикалов, обнаруживаемых методом электронного парамагнитного резонанса (ЭПР).

Для полимеров термофлуктуационное разрушение сопровождается протеканием релаксационных процессов. Поэтому конкретные молекулярные механизмы разрушения могут иметь специфические особенности, связанные со степенью сегментальной подвижности. Здесь, прежде всего, необходимо различать:

- хрупкое разрушение,

- нехрупкое разрушение,

- разрушение полимера в высокоэластическом состоянии.

Хрупкое разрушение начинается с микротрещин, наиболее развитые из которых под действием ударной нагрузки переходят в магистральную трещину, распространяющуюся со скоростью, близкой к скорости звука. При неударных нагрузках хрупкое разрушение происходит в две стадии. На первой стадии реализуется рассмотренный выше термофлуктуационный механизм роста трещины. При этом в ее вершине концентрируются напряжения, существенно превышающие средние по сечению образца. С развитием трещины площадь сечения образца уменьшается, что приводит к увеличению напряжения. После того как последнее принимает значение выше критического, превышающее теоретическую прочность материала, скорость распространения трещины резко возрастает и разрушение образца продолжается по рассмотренному выше механизму.

При Т>Тхр., наблюдается нехрупкое разрушение полимеров, для которого характерно развитие релаксационных процессов. Роль последних в основном сводится к снижению перенапряжения в вершинах микротрещин за счет вынужденной высокоэластической деформации, что не позволяет им перерасти в магистральные. Поэтому главной особенностью этого механизма, названного релаксационным механизмом разрушения полимеров, является наличие больших деформаций, предшествующих разрушению, и возникновение в некоторых случаях, так называемых трещин «серебра», вызывающих помутнение образца.

С рассмотренным механизмом сходен механизм разрушения полимеров, находящихся в высокоэластическом состоянии. Разрушение начинается с образования микроразрывов на поверхности образца, армированных тяжами, которые разрываются по термофлуктуационному механизму, в результате чего сечение образца уменьшается, а напряжение возрастает. По достижении последним некоторого критического значения наступает стадия быстрого разрушения, для которой характерно развитие магистральной трещины без образования тяжей. Поскольку в данном случае высокоэластическая деформация возможна при любых напряжениях, ярко выраженное плато на кривых деформирования эластомеров отсутствует.

Для реальных полимеров, в которых возможен разрыв связей на бездефектных участках, в вершинах микротрещин, то есть в областях перенапряжения, а также в слабых местах структуры разрушение описывается уравнением Бартенева:



(41)

где А - работа внешних сил (А=лт F, где лт - удлинение связи при разрыве; F - постоянная сила, приложенная к телу); - минимальная кинетическая энергия, необходимая для разрыва связи (т.н. энергия активации разрыва связи); - структурный коэффициент; у - напряжение; - константа Больцмана; - абсолютная температура.

Из уравнения (41) видно, что с повышением температуры, когда Up (Up=), ф>A, то есть уже первое колебание атомов может привести к разрушению. Аналогичная картина наблюдается с ростом напряжения у. При очень высоких напряжениях разрушение может происходить мгновенно. При одновременном повышении Т и у вероятность разрыва увеличивается (ф снижается). Поэтому различают кратковременную и длительную прочность. [15]

Длительная прочность значительно ниже кратковременной. Кратковременную прочность определяют при нагрузке, приближающейся к разрушающей, а длительную - при нагрузках, намного меньше разрушающих. Длительную прочность также называют долговечностью или статистической усталостью.

Полимер находится в высокоэластическом состоянии при Т?Тс и в этих условиях высокоэластическая деформация начинает развиваться практически сразу с начала деформирования, поэтому разрушению предшествуют значительные высокоэластические деформации, имеющие релаксационный характер. Механизм разрушения полимеров в высокоэластическом состоянии называют «вязколокальным». Он реализуется при Тп?Т?Тс, где Тп<Тт (Тп - температура , при которой появляются локальные области вязкого течения).

Для полимеров в высокоэластическом состоянии также характерны две стадии разрушения (рис. 54).



Рис. 54. Стадии разрушения полимера в высокоэластическом состоянии: а - до разрушения (l0 - дефект); б - образование микротяжей в зоне дефекта; в - разрыв; II - «шероховатая» зона; I - «гладкая» зона; АВ - путь трещины [15]

Первая (медленная) начинается с образования очага разрушения, в месте которого начинает расти «надрыв». Его можно рассматривать как аналог трещины в нехрупких стёклах. Очаги разрушения возникают в наиболее дефектных слабых местах: на микродефектах (поры, трещины и т. д. ) и структурных дефектах (неоднородные атомы в главной цепи, неупорядоченные участки на границе раздела «аморфная часть - кристалл» в аморфно-кристаллических телах, в наиболее рыхлоупакованных областях в аморфных полимерах, на границе раздела «полимер - наполнитель» при их низкой адгезии друг к другу и т. д.). Первый «надрыв» возникает в месте наиболее опасного дефекта, затем по мере деформирования в зоне «надрыва» образуются микротяжи, состоящие из ориентированного в направлении действия силы материала. При образовании микротяжей происходит преодоление межмолекулярных сил, и поэтому напряжения на первой стадии не велики. По мере углубления зоны надрыва тяжи разрываются в слабых местах, распределённых по случайному закону. Поэтому на первой стадии образуется «шероховатая» зона разрушения. Когда практически весь полимер перейдет в предельно ориентированное состояние и напряжение будет превышать суммарную прочность межмолекулярных связей, произойдёт нагружение химических связей и их быстрое разрушение. Трещина растёт перпендикулярно направлению силы с очень высокой скоростью, и поэтому вторая стадия характеризуется гладкой поверхностью («гладкая» зона) и высокими значениями энергии разрушения.

Основной вклад в долговечность вносит первая медленная стадия. Долговечность определяется по уравнению:

(42)

где ; b - структурно-чувствительный показатель, не зависящий от температуры; b несколько растет с увеличением степени сшивания: для несшитых b2,7, а для сшитых b = 3,2 - 3,4.

Это уравнение справедливо при средних значениях у; при очень больших у полимер ведёт себя как твёрдый стеклообразный, и зависимость ф от у подчиняется экспоненциальному закону, при очень малых уу0 ф>?. Кратковременная прочность в режиме ф = const равна

(43)

Вклад потерь, обусловленных релаксационными процессами, в разрушение наиболее заметен для эластомеров, которые деформируются по высокоэластическому механизму. Повышение доли dQ снижает вероятность разрушения (т.е. образования новой поверхности). Поэтому чем больше потери, то есть чем шире набор релаксирующих единиц в момент разрушения, тем выше кратковременная и длительная прочность. Релаксация приводит к снижению перенапряжений, диссипации напряжения по образцу и, следовательно, к снижению среднего напряжения. Основную роль в разрушении играют б-переход, связанный с подвижностью сегментов в области I, близкой к Tc и л-переходы, обусловленные изменениями надмолекулярной структуры.

Расширение спектра релаксации, например, за счёт введения наполнителей (б'-переход) или присутствия полярных групп (р-переход), приводит к увеличению прочности. Так, ненаполненный аморфный цис-1,4-полибутадиен имеет кратковременную прочность при растяжении 1-1,5 МПа, а для ненаполненного сополимера бутадиена с нитрилом акриловой кислоты (60:40) прочность повышается до 8 МПа. Наполнение цис-1,4-полибутадиена техническим углеродом приводит к ещё большему росту прочности (до 20 Мпа).

Поскольку при деформации для релаксационных характеристик справедлив закон температурно-временной аналогии, то и при разрушении прочность определяется скоростью деформирования и температурой и для прочностных характеристик характерен принцип температурно временной суперпозиции при условиях неизменности структуры (отсутствие кристаллизации) и механизма разрушения. Зависимость разрушающего напряжения ур от температуры и скорости деформирования подчиняется уравнению

(44)

где А; С1 - константа в уравнении (37); Евэл - модуль высокоэластичности; е - скорость деформации; m=1+b [b - константа в уравнении (37)].

Таким образом, разрушение полимеров в высокоэластическом состоянии определяется в основном релаксационными процессами, а вклад термофлуктуационного разрыва невелик (в отличие от хрупкого разрушения, термофлуктуационный разрыв химических связей является основным).

Повышение температуры приводит к снижению прочности полимеров, повышение скорости деформирования, наоборот, повышает прочность. Для оценки области безопасных напряжений и удлинений для эластомеров при различных Т и е обычно строят кривую, называемую «огибающей разрывов» (рис.55).

Рис. 55. «Огибающая разрывов» (А, B, C, D, E, F - точки разрыва; стрелка - повышение скорости или снижение температуры):

I - область безопасного деформирования; II - область разрушения

В области I полимер сохраняет способность сопротивляться разрушению, а в области II -разрушается. [15]



Заключение

В данной работе были изучены структура и деформационно-прочностные свойства изопренового каучука.

В первой части работы описаны основные пути синтеза изопренового каучука, его молекулярная и надмолекулярная структура, процесс вулканизации и изменение структуры после него, а также фазовые и релаксационные переходы. Рассмотрены свойства изопрена, полимеризацией которого в присутствии литийсодержащих или металлокомплексных катализаторов (Циглерра-Натта) получают изопреновый каучук. В основном макромолекула полиизопрена состоит из звеньев структуры 1,4-цис. Молекула каучука представляет собой спутанный клубок, в котором состовляющие его нити местами образуют правильно ориентированные участки. Изопреновый каучук - аморфный полимер. Вулканизация - процесс соединения или сшивания эластичных макромолекул синтезированного изопренового каучука в трехмерную пространственную сетку (сетчатый полимер). Процесс проводят с применением вулканизаторов, содержащих серу при температуре порядка 150°С. Каучук может кристаллизоваться при понижении температуры ниже 0°С или при растяжении. Скорость кристаллизации зависит от температуры; так, максимальная Ткр=-25°С. Вулканизированный каучук затрудняет кристаллообразование. Температура стеклования изопренового каучука Tg= -70°C.

Вторая часть работы содержит описание основ метода инфракрасной спектроскопии, аппаратуры и процесса пробоподготовки, а также рассмотрение экспериментальных данных метода для определения молекулярной структуры полимеров, находящихся в высокоэластическом состоянии (изопренового каучука в частности). Принцип ИК-спектроскопии основан на анализе поглощенного излучения различных длин волн (от 0,76 до 1000 мкм). Многоатомная молекула обладает большим числом всевозможных колебаний. Колебания делятся на валентные (симметричные, ассиметричные) и деформационные (ножничные, маятниковые, крутильные, веерные). Многие колебания служат для идентификации функциональных групп. Принципиальная схема спектрометра включает в себя источник излучения, отделение для пробы, диспергирующее устройство или монохроматор для разложения светового потока и систему детектирования и регистрации. Используют три способа подготовки пробы к анализу - пиролиз при 550-650 °С, неполное разложение при 200 °С с последующим растворением в трихлорэтилене и разложение вулканизата в кипящем 1,2-дихлорбензоле. Для расшифровки молекулярной структуры каучука можно использовать различные таблицы положений характеристических частот, пики которых получены на ИК-спектре. Количественный анализ основывается на использовании закона Ламберта - Бера.

Третья часть работы посвящена особенностям деформирования полимеров, находящихся в высокоэластическом состоянии и изучению деформационно-прочностных свойств таких полимеров. Высокоэластическое состояние (ВЭС) - это физическое состояние аморфных полимеров, при котором они обладают большими обратимыми деформациями. Деформационно-прочностные свойства полимеров определяют степень изменения структуры, размеров, формы тела при воздействии на него механической силы. Различают три вида деформаций: простой сдвиг, одноосное растяжение и всестороннее сжатие (растяжение). Деформационные свойства оценивают по кривым «напряжение - деформация». При приложении нагрузки до достижения предела упругости выполняется закон Гука, но при большем напряжении он закон не соблюдается и уже к упругой составляющей деформации прибавляется высокоэластическая и вязкотекучая составляющие. Неравновесный характер деформирования полимеров в ВЭС определяется явлениями гистерезиса. Прочность - это свойство материалов сопротивляться разрушению под действие механических напряжений. Разрушение - разрыв материала с образованием новых поверхностей. Прочность оценивается пределом прочности, пределом деформирования и долговечностью. Разрушение полимеров, находящихся в ВЭС происходит в зоне дефекта с последующим образованием тяжей вплоть до разрыва.



Список литературы

1. Гармонов И.В. Синтетический каучук. Л.: Химия, 1980. 246 с.

2. Догадкин Б.А. Химия и физика каучука. М.: Госхимиздат, 1947. 423 с.

3. Тагер А.А. Физико-химия полимеров/ Под ред. А. А. Аскадского. - М.: Научный мир, 2007. 573с.

4. Гоффман В. Вулканизация и вулканизирующие агенты/ Пер. с нем., Л.: Химия, 1968. 464 с.

5.Каргин В.А. и др. Надмолекулярная структура каучуков// Успехи химии. Сер. А.1990, Т. 32, С. 203-216

6. Коротков А.А., Пиотровский К.Б., Ферингер Д.П. Изопреновые каучуки// Энциклопедия полимеров.Т.1. М.: Советская энциклопедия, 1974. С. 821-827.

7. Кирпичников П.А. Химия и технология мономеров для синтетических каучуков, 1981, 264 с.

8. Бёккер Ю. Спектроскопия. М.: Техносфера, 2009. 528 с.

9. Рабек Я. Экспериментальные методы в химии полимеров: в 2х част. Пер. с англ. - М.: Мир, 1983. Часть 1. 384 с.

10. Отто М. Современные методы аналитической химии. 3-е издание. Пер. с нем. - М.: Техносфера, 2008. 544 с.

11. Малышев А.И., Помогайбо А.С. Анализ резин. М.: Химия, 1977. 232 с.

12. Щербина А.А. Физические методы исследования полимеров: в 2х част. М.: ГОУ ВПО «МАТИ-РГТУ им К. Э. Циолковского», 2011. Часть 1. 36 с.

13. Кобенко П.П. Аморфные вещества// Энциклопедия полимеров.Т.1. М.: Советская энциклопедия, 1974. С. 559-561.

14. Аскадский А.А. Деформация полимеров. М.: Химия, 1973. 443 с.

15. Тугов И.И., Кострыкина Г.И. Химия и физика полимеров. М.: Химия, 1989. 430 с.

16. Догадкин Б.А., Донцов А.А., Шершев В.А. Химия эластомеров. 2-ое изд., перераб., и доп. М.: Химия, 1981, 376 с.

17. Бабаевский П.Г. Механические свойства полимеров// Деформационные свойства полимеров при малых нагрузках и деформациях. С. 2-4.

Размещено на Allbest.ru