Кулезнев_Shershnev_Khimia_i_fizika_polimerov
.pdfчто позволяет рассчитать энергию активации процесса релаксации как угол наклона прямой t g a = U / R .
На рис. 9.16 следует отметить одинаковую форму кривых зави симости е— Т при разных со или кривых е—со при разных Т. Кривые е— Т и е—со совершенно симметричны, что приводит к выводу об аналогии влияния температуры и частоты на механическое поведе ние полимеров. Это вполне естественно, поскольку, как мы видели выше, механические свойства полимера, характер его реакции на
внешнее |
воздействие |
определяются |
|||
критерием В = хЦ . Значение |
критерия |
||||
может |
изменяться |
как с изменением |
|||
времени |
(частоты), так |
и с |
изменени |
||
ем времени |
релаксации |
(темпера |
|||
туры). |
|
|
|
|
|
Аналогия |
влияния температуры и |
||||
частоты |
(или, что |
то |
же, |
времени) |
действия силы на механические свой ства полимера может быть полезно использована для изучения свойств полимера. Так, из (9.37) видно, что температура сильно влияет на время релаксации, а следовательно, крите рий О сильно зависит от температуры. Зависимость критерия О, а следова тельно, и механических свойств (на
пример, модуля упругости) от частоты действия силы гораздо бо лее слабая. Для построения полной термомеханической кривой, охватывающей все три физических состояния, изменение времени действия силы должно составлять много десятичных порядков. Часто такой эксперимент невозможно практически осуществить. Применяют принцип температурно-временной аналогии, основы которого заложены в работах советских ученых А. П. Александро ва и Ю. С. Лазуркина.
Из примера, приведенного на рис. 9.18, видно, что первоначаль но снятие кривой зависимости модуля упругости от времени дейст вия силы было осуществлено при изменении времени действия силы в пределах четырех десятичных порядков---ОТ 10“ 2 до 10+2 ч при разных температурах. Из рис. 9.16, б видно, что кривые при разных температурах симметричны и их можно совместить при движении по шкале времен (или частот). Сделаем такое перемещение кри вых и на рис. 9.18. Поскольку кривые на рис. 9.18 построены в ог раниченной области времен, каж дая кривая является неполной термомеханической кривой. Совпадение кривых при их перемеще нии по шкале времен окажется поэтому только частичным и будет наблюдаться в той области, где модули, полученные при разных температурах и равных временах, были одинаковыми. За основу возьмем кривую при 25°С и ее не будем двигать. В результате по
137
лучим единую кривую, подобную термомеханической кривой, кото рую мы бы получили экспериментально при постоянной темпера туре 25°С, если бы меняли интервал частот от 1(Н 4 до 102 ч, что было бы, однако, трудно осуществить практически.
Если для многих полимеров измерить величину смещения кри вых при разных температурах по шкале времен, то окажется, что величина смещения одинакова для всех полимеров, если каждый полимер находится при исходной температуре, равной его темпера туре стеклования. Это значит, что температура стеклования явля ется некоторой характеристической температурой, определяющей комплекс свойств полимера.
С,МПа |
|
|
|
1000 |
-^ 41^ ° |
|
|
10 |
\\х -70,6° |
|
|
\Х-65АС |
:_ - г г = - Л ________ |
||
|
|
||
0,1 |
1 |
|
|
X |
1 |
|
|
|
-80° |
-60° ^ 0°-2? 1)°25°5(\ |
|
|
|
||
|
с- |
,п-П1П-’2 |
!П'Я 1Л-6 //?•♦1П~г 10° Ю*1 |
|
|
|
Время, ч |
Рис. 9.18. Построение обобщенной кривой релаксации |
|||
|
напряжения для полиизобутнлена при 25°С |
||
При Т = Т С свободный объем в |
полимере составляет порядка |
2,5% от общего объема полимера. Такой свободный объем мал для беспрепятственного перемещения сегментов макромолекул под дей ствием теплового движения. При нагревании полимера происходит его тепловое расширение, свободный объем увеличивается и сег менты могут легко перемещаться. Полимер приобретает способ ность к большим обратимым деформациям.
Как известно (см. гл. 7), длина сегментов макромолекул раз ных полимеров разная, однако для упаковки в объеме это не име ет принципиального значения, и для всех полимеров свободный объем, приблизительно равный 2,5%, является критическим. При его достижении в системе прекращается тепловое перемещение сегментов и не развиваются большие обратимые деформации. По скольку все полимеры в эластическом состоянии имеют примерно одинаковый коэффициент теплового расширения, приращение сво
138
бодного объема при нагревании на одинаковое число градусов вы ше Тс оказывается примерно одинаковым.
Из сказанного следует важная закономерность: релаксационные свойства всех полимеров, их способность деформироваться при мерно одинаковы при одинаковом удалении от Тс по шкале темпет ратур.
Выберем для разных полимеров температуру на 50° выше их температур стеклования:,
Полимер |
Тс, °С |
Г = Г с+50°С |
Полиизобутилен |
— 75 |
—25 |
Полистирол |
+ 100 |
+ 150 |
Полиметилметакрилат |
+ 110 |
+ 160 |
Натуральный каучук |
— 72 |
—22 |
Полидиметилсилоксан |
— 120 |
—70 |
В соответствии с изложенным выше вязкоупругость полиметилметакрилата при 160°С такая же, как и вязкоупругость натураль ного каучука при —22°С. Если же практически наблюдаются раз личия в их свойствах, то они обусловлены главным образом разли чием в молекулярных массах сравниваемых полимеров, которые, как правило, у каучуков больше, чем у пластмасс. Поэтому даже при Г = 7с + 50°С каучуки способны к развитию больших обратимых деформаций и обнаруживают меньшую текучесть, чем пластмассы.
Таким образом деформируемость полимеров определяется соот ношением времени релаксации и времени действия силы. Это соот ношение можно менять как путем изменения температуры, так и частоты воздействия силы. В этом смысле и говорят, что существу ет температурно-временная аналогия. Изменение времени действия силы дает одинаковый эффект для всех полимеров, если они на греты на одинаковое число градусов, начиная от температуры стек лования каждого данного полимера.
9.4. Спектр времен релаксации
Как известно, время релаксации определяется способностью сег ментов макромолекул к перемещению под действием теплового движения. Способность эта существенно различна, как мы видели, для свободных сегментов и для сегментов, входящих в состав уз лов флуктуационной сетки. Время оседлой жизни (до перемеще ния) свободного сегмента составляет 10~6— 10~4 с, а время оседлой жизни сегментов, входящих в состав узлов, составляет 10 — 10 4 с. Уже из приведенных данных видно, что для полимера в принципе не может быть одного времени релаксации, а должно быть по край ней мере два времени. Однако понятия «свободный» и «связанный» сегменты являются относительными. Так, свободные сегменты не одинаково свободны, поскольку полимер не является идеально однородным и межмолекулярное взаимодействие сегментов друг с
139 ;
другом может быть различным. То же можно сказать и о сегмен тах, входящих в состав узлов сетки. Поэтому времена релаксации, приведенные выше, являются некими эквивалентными, усредненны ми для группы относительно близких времен. На самом деле силь но взаимодействующие друг с другом «свободные» сегменты могут иметь время релаксации такое же, как сегменты, слабо связанные в узлах флуктуационной сетки. Мы говорим поэтому, что в поли мерах существует широкий набор времен релаксации или спектр
времен релаксации.
Спектр времен релаксации непрерыв ный. Это естественно, поскольку само по нятие «сегмент» является понятием стати стическим: в одном и том же полимере могут быть сегменты разного размера. Непрерывность спектра определяется и разной связанностью сегментов, разной интенсивностью межмолекулярного взаи модействия.
Рис. 9Л9. Наличие спектра времен релаксации пряжения: в эластомерах проявляется очень разнонем Вр = Т яеисЫ о д м ь О б р а з н о . Например, на рис. 9.19 показа-
в е л л а ) ; 2 — в полимере с широ- |
Н0 , К а к рвЛ Э К С И р у ет ТИПИЧНЫЙ ЭЛаСТОМвр, |
|
кнм наоором времен релаксации |
ц |
ц |
|
не имеющии |
пространственной сетки хи |
мических связей. На том же рисунке показано, как проходила бы релаксация напряжения в модели Максвелла, т. е. в гипотетическом образце с одним только временем релаксации. В образце с одним временем релаксации напряжение плавно убывает до нуля по экспоненте, как это следует из уравнения модели Максвелла (9.8). В реальном образце падение напряжения постоянно замед ляется, поскольку со временем остаются неразрушенными все бо лее прочные узлы флуктуационной сетки. Если время наблюдения недостаточно, мы можем сделать неверный вывод, что имеем дело с пространственным полимером, в котором напряжение со време нем приходит к пределу (см. рис. 9.1). В действительности напря жение в образце упадет до нуля, однако для этого потребуется длительный промежуток времени. Чтобы ускорить падение напря жения, обычно образец нагревают, выдерживают при повышенной температуре, а затем охлаждают до исходной температуры. Пов торяя операцию несколько раз, добиваются полной релаксации напряжения. Если напряжение упадет до нуля, то пространствен ная сетка химических связей отсутствует, и замедленность релак сации обусловлена только наличием больших времен релаксации, т. е. особо прочных узлов флуктуационной сетки.
Наличие спектра времен релаксации также моделируют меха ническими моделями. Простейший способ — параллельное соедине ние многих моделей Максвелла. Число моделей равно числу времен релаксации. На рис. 9.20 показана модель Каргина — Слонимского,
140
в которой набор упругих пружии с упругостью к и шаров, вязкое сопротивление перемещению которых равно г, помещен в вязкую жидкость. Модель Каргина — Слонимского характеризует поведе ние отдельной макромолекулы. На основании такой модели можно описать поведение как отдельной макромолекулы, так и совокуп ности макромолекул, т. е. полимера в целом.
~ 2 - 1-І_-*• 4 - -Ш, 1*1 - ТТ — «, п * 1 ---- |
_ |
—_г_- к-_г |
г£ к -с.-«г г — —, г - Т |
- " |
Рис. 9.20. Модель макромолекулы по Каргину и Сло нимскому:
а — обобщ енная; б — упрощ енная
Наиболее полной характеристикой физических свойств полиме ра является его полный (непрерывный) спектр времен релаксации. Часто задачу упрощают и характеризуют полимер двумя или не сколькими характеристическими временами релаксации. Иногда этим временам релаксации можно придать физический смысл, по добно тому как это было сделано выше по отношению к «свобод ным» и «связанным» сегментам.
Итак, находясь в эластическом состоянии, полимеры обладают выраженной зависимостью механических свойств от продолжитель ности силового воздействия. Чем дольше действует сила, тем боль ше деформация, тем меньше модуль, тем «мягче» полимер. Таким образом, механические свойства зависят как от химической приро ды полимера, так и от продолжительности действия силы, что оп ределяется критерием 0 = х Ц . Чем больше критерий О, тем ближе полимер по свойствам к твердому телу. В связи с тем, что свойства полимера определяются критерием £>, а величины, в него входящие, т и I можно менять изменением либо температуры, либо частоты действия силы, следует сделать вывод, что свойства полимера эф фективно меняются с изменением температуры и частоты (време ни) действия силы. Отсюда принцип температурно-временной ана логии. Критерий О упрощенно характеризует полимер, поскольку последнему присуще не одно время релаксации, а набор времен или спектр времен релаксации.
141
ГЛАВА 10
Стеклование и стеклообразное состояние
Температура, при которой полимер при охлаждении переходи^ из высокоэластического или вязкотекучего состояния в стеклооб^ разное, называется температурой стеклования. Полимеры в стекло образном состоянии отличаются рядом особенностей релаксациош ного поведения и комплекса механических свойств от полимеров в высокоэластическом состоянии. Это становится очевидным при срав нении свойств натурального каучука (типичный эластомер) и поли-; метилметакрилата, часто в обиходе называемого органическим стеклом.
10.1. Стеклование
В высокоэластическом состоянии (см. гл. 7) полимеры имеют в целом неупорядоченную надмолекулярную структуру, в которой имеются как более упорядоченные, так и менее упорядоченные эле менты (см. рис. 7.5). Поэтому говорят, что полимер имеет жидко стную структуру, которая характеризуется наличием ближнего по-! рядка. В полимере понятие ближнего порядка относится не к мо лекулам, а к их сегментам, которые образуют ассоциаты (узлы флуктуационной сетки) с наиболее выраженным ближним поряд ком. В низкомолекулярной жидкости регулярность в расположении молекул существует только между соседними молекулами; уже на расстоянии 4 или 5 молекулярных диаметров эта регулярность полностью исчезает. В полимерах размеры упорядоченных обла стей могут быть много больше.
При охлаждении значительно уменьшается свободный объем. Коэффициент теплового расширения (сжатия) полимеров в эласти ческом состоянии составляет (6—7) • 10~4 1/град. Можно полагать, что при достаточном охлаждении свободный объем должен упасть до нуля, но в действительности этого не происходит, поскольку сег менты макромолекул, в которые входит по 5—20 атомов углерода, могут участвовать в тепловом движении лишь при наличии доста точных по размеру пустот или «дырок» по соседству с ними. В эти дырки и перемещаются сегменты в процессе теплового движения. Если свободный объем становится менее 2,5% от общего объема полимера, размеры дырок и их число становятся настолько малы ми, что тепловое перемещение сегментов прекращается. Этому спо собствует и то обстоятельство, что при сжатии тела в результате охлаждения возрастает интенсивность межмолекулярного взаимо действия за счет сближения молекул.
Таким образом при охлаждении полимера ои перестает быть эластичным и ста новится твердым, стеклообразным уже тогда, когда свободный объем достигает 2,5% от объема тела. Температура, при которой это происходит, н есть темпе ратура стеклования Т с.
142
Можно, не меняя температуру, увеличивать всестороннее дав ление и сжимать полимер. Он перестанет быть эластичным, когда
всестороннее сжатие приведет |
к достижению свободного объ |
ема 2,5% • |
|
На рис. 10.1 доказано уменьшение удельного объема при пони |
|
жении температуры. Видно, что |
после достижения Тс удельный |
объем при дальнейшем охлаждении меняется гораздо медленнее. Действительно, для полимеров в стеклообразном состоянии коэф
фициент теплового |
расширения |
сос |
]/,,й |
|
|
|||||||
тавляет |
только 2-10~4 1/град. В обла- |
|
|
|||||||||
сти |
стеклообразного |
состояния |
изме |
|
|
|
||||||
нение ближнего |
порядка |
при |
охлаж |
|
|
|
||||||
дении уже не происходит и удельный |
|
|
|
|||||||||
объем уменьшается |
только |
за |
|
счет |
|
|
|
|||||
уменьшения |
расстояний между |
моле |
|
|
|
|||||||
кулами. Это определяет объем, зани |
|
|
|
|||||||||
маемый |
самими |
молекулами |
(«заня |
|
|
|
||||||
тый» объем). Удельный объем и заня |
|
|
|
|||||||||
тый объем |
уменьшаются |
с одинако |
|
|
|
|||||||
вой |
скоростью, |
поэтому |
свободный |
|
|
|
||||||
объем |
полимера |
практически |
не |
Рис. 10.1.Зависимость |
удель- |
|||||||
уменьшается |
при охлаждении |
|
ниже |
ного |
объема(»уд)от темпера- |
|||||||
,• |
п |
|
г |
|
|
, |
|
|
|
туры. |
Температурное |
измене- |
I с |
Расчет показал, что если бы поли- |
|
свободн5го^ и |
занятого |
||||||||
мер |
сохранял способность |
к |
измене- |
|
объема |
|
||||||
нию ближнего порядка при охлажде |
|
|
|
|||||||||
нии до |
Т < Т С, то |
можно было |
бы достичь нулевого значения сво |
|||||||||
бодного объема при Т0 на 51,6° ниже Тс. |
|
|
|
Переход полимера в стеклообразное состояние при охлаждении носит название структурного стеклования. Это значит, что этот пе реход сопровождается фиксацией определенной структуры, опреде ленного ближнего порядка, которые не меняются при дальнейшем охлаждении. Фиксация структуры, исключение возможности ее перестройки при охлаждении делает стеклообразный полимер неравновесным. Это, в первую очередь, приводит к зависимости Тс от скорости охлаждения. При медленном охлаждении сегменты ус певают перемещаться даже при приближении к Тс и требуется силь
но охладить полимер, чтобы предотвратить |
всякие |
перестройки |
|
структуры. Излом на кривой зависимости |
удельного |
объема от Т |
|
(см. рис. 10.1) сместится в область более |
низких температур. Так, |
||
выдерживая образец поливинилацетата при |
каждой |
температуре |
|
в одном опыте в течение 0,02 ч, а в другом |
100 ч, получим значения |
||
Тс соответственно 32 и 23°, т. е. отличающиеся на 9°. |
|
Как известно, полимер, находящийся в высокоэластическом со стоянии, может потерять способность к большим обратимым де формациям, если уменьшить продолжительность действия силы (см. гл. 9). Полимер становится малодеформируемым. как бы стеклооб разным не только при охлаждении до Тс, но и при более высокой
143
постоянной температуре с уменьшением продолжительности дей ствия силы или (что то же самое) с, ростом скорости действия си лы. Мы наблюдаем при этом механическое стеклование — потерю', способности полимера к высокоэластической или вязкотекучей де формации при большой скорости действия силы. Структурное стек лование наступает при Т = Т С, механическое — при т = / , т. е. ког да критерий Деборы 0 = 1 . При механическом стекловании структур ра полимера не фиксируется, тепловое движение сегментов не пре-; кращается. Однако скорость теплового движения оказывается] меньше скорости действия силы, и заметные деформации не успе вают развиваться: полимер ведет себя как застеклованный.
Чем больше скорость действия силы, тем выше Тс при механи ческом стекловании. Чем выше скорость охлаждения, тем выше ТсI при структурном стекловании. Это значит, что стеклование есть не структурный (фазовый), а релаксационный переход, определяемый, не перестройкой надмолекулярной структуры, а величиной отклика системы на внешнее воздействие. Это отличает стеклование от ф а зовых переходов, таких, например, как кристаллизация или плавле ние, при которых происходит качественное изменение структуры. При кристаллизации выделяется теплота кристаллизации, при стек ловании тепловой эффект отсутствует. При кристаллизации скач кообразно уменьшается свободный объем; при стекловании объем не меняется, а излом на кривой иуд— Т обусловлен лишь разными коэффициентами теплового расширения в эластическом и стекло образном состоянии (рис. 10.1). Имеются и другие отличия, указы вающие на то, что стеклование является релаксационным перехо дом, а не фазовым переходом первого или второго рода.
Существует довольно много способов определения Тс. Их мож но приблизительно разделить на две группы. Первая группа вклю чает методы, связанные с определением свойств полимера, темпе ратурная зависимость которых различна в эластическом и стекло образном состоянии. Вторая группа включает методы непосредст венного определения изменения подвижности сегментов с темпера турой. В момент расстеклования образца (перехода в высокоэла стическое состояние) наблюдается резкий рост молекулярной по движности. Рассмотрим п е р в у ю г р у п п у м е т о д о в определе ния Тс.
Температурная зависимость удельного объема. Точка перегиба прямой (см. рис. 10 . 1 ) определяет Тс. Удельный объем определяют обычными способами, например дилатометрически.
Зависимость теплоемкости от температуры. В точке стеклования наблюдается скачок теплоемкости. Современные сканирующие при боры позволяют на тонких образцах вести нагревание со скоростью до десятков градусов в минуту. При этом измеряют чаще всего не теплоемкость, а температуру в образце, который нагревается с по стоянной скоростью. При переходе из стеклообразного состояния в высокоэластическое теплоемкость резко увеличивается, что приво
144
дит к временному падению температуры, которая затем снова рас тет при дальнейшем нагревании образца. Минимум температуры образца определяет положение Тс.
Показатель преломления. Зависимость показателя преломления от температуры, выражается прямой с изломом в точке стеклова ния.
Термомеханические кривые. По кривой, полученной в коорди натах механические свойства — температура, находят температуру механического стеклования, которая зависит от времени действия силы. Так, Тс натурального каучука равна — 56° при частоте дей ствия силы © =0,167 с-1 и — 14° при со = 2-106 с-1. Установлено, од нако, что если время действия силы не выходит за пределы от не скольких секунд до десятков минут, то значение Тс практически совпадает с температурой структурного стеклования. Учитывая, что точность определения температуры стеклования часто состав ляет ± (0 ,5 — 1°), временные интервалы действия силы можно еще более увеличить без заметного изменения значения Те. .Термоме ханический метод определения Тс наиболее широко распространен благодаря его простоте. Определяют зависимость от температуры разных механических показателей, таких, как модуль, деформация, твердость, податливость, тангенс угла механических потерь. По следний особенно предпочтителен, поскольку зависимость tg б —Т. выражается кривой с максимумом, по которому можно более точно определить Тс, чем по другим термомеханическим кривым, на кото рых в точке стеклования наблюдается перегиб.
Во в т о р о й г р у п п е м е т о д о в определения Тс рассмотрим три наиболее важных.
Диэлектрический метод. При помещении образца полярного по лимера в электромагнитное поле диполи полимера начинают сле довать за изменением поля как раз в момент расстеклования, что приводит к появлению максимума на кривой зависимости тангенса диэлектрических потерь от температуры. Зависимость Тс от часто ты поля здесь существует так же, как в термомеханическом методе.
Метод радиотермолюминесценции (метод РТЛ ). Застеклованный образец облучают ионизирующей радиацией (например, гам ма-излучением). Часть электронов, оторвавшихся при этом от по лимера, попадает в «ловушки», в качестве которых выступают раз личные дефекты структуры, места концентрации свободного' объема, примеси и т. п. В момент расстеклования сегменты стано вятся подвижными, электроны освобождаются из ловушек и вза имодействуют с ионизированным полимером. Выделяющаяся энер гия вызывает свечение> которое можно зафиксировать очень чув ствительными приборами. После исчерпания всех электронов излу чение прекращается. Наблюдаемый пик радиотермолюминесценции определяет значение Тс на температурной шкале.
Метод ядерного магнитного резонанса. Метод ЯМР позволяет определить подвижность ядер водорода. Поскольку последние свя-
145
заны с сегментами полимера, увеличение подвижности в системе д ростом температуры позволяет определить Тс.
Температура стеклования с ростом давления окружающей срез ды увеличивается (например, с ростом степени гидравлического всестороннего сжатия). Температура стеклования зависит от хими ческой природы полимера, от природы и количества добавок и мо-;
дифицирующих |
агентов. Молекулярная |
масса не влияет |
на Тс |
||
в области больших молекулярных |
масс, |
например |
больше |
50— |
|
100 тыс. Если |
молекулярная масса |
невелика, /т. е. |
соответствует |
молекулярной массе олигомера, то Тс растет с ростом молекуляр ной массы. Зависимость Тс от молекулярной массы прекращается, когда молекула приобретает гибкость, характерную для высокополимера, а это происходит, когда длина макромолекулы становится заметно больше длины сегмента. Так, Тс полистирола с ростом мо лекулярной массы до 10 тыс. увеличивается быстро, а дальше вплоть до молекулярной массы 20 тыс. растет незначительно, до стигая предела (100°С) при молекулярной массе 20—30 тыс.
Пластификаторы уменьшают Тс и тем самым расширяют интер вал, в котором полимер сохраняет гибкость и деформируемость. Пластификаторы— это обычно жидкости, обладающие малой ле тучестью, высокой температурой кипения и низкой температурой замерзания. В них свободный объем больше, чем свободный объем полимера, поэтому введение пластификатора увеличивает свобод ный объем в системе и приводит к снижению Тс. Увеличение сво бодного объема приводит также к снижению межмолекулярного взаимодействия. Снижение межмолекулярного взаимодействия осо бенно выражено, если в полимере есть сильные межмолекулярные связи, например водородные. Если пластификатор подобран пра вильно, он экранирует полярные группы, препятствуя образованию связей полимер — полимер. Это также снижает Тс. Чем больше добавлено пластификатора, тем сильнее снижается Тс.
Химическая модификация полимера, направленная на снижение Тс, осуществляется разными путями. Так, вводя боковые замести тели типа углеводородных радикалов, можно снизить Тс. Полиметилметакрилат имеет Тс~ 105°, при замене радикала СН3— в эфир
ной боковой группе |
на СгН5—, С3Н7—, С4Н 9— (этил-, пропил-, |
бутилметакрилаты) |
Тс снижается соответственно до 65, 38, 20°. Н е |
полярные группы можно вводить в основную цепь макромолекулы, получая сополимеры. Так, полистирол имеет Тс=100°, а полибута диен — 100°. Сополимеры бутадиена и стирола имеют температуры стеклования, промежуточные между + 100 и — 100°С. Прямая про порциональность между величиной Тс и составом сополимера, как^ правило, не соблюдается.