Добавил:
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз: Предмет: Файл:

Механика композитных материалов 6 1980

..pdf
Скачиваний:
4
Добавлен:
15.11.2022
Размер:
10.98 Mб
Скачать

4.Авотиныи Я■ Я-, Калнинь М. М. К вопросу о характере адгезионного взаимо­ действия полиэтилена с металлами в присутствии органических перекисей. — В кн.: Модификация полимерных материадов, 1979, вып. 8, с. 20—28 (Рига).

5.Капишников Ю. В., Калнинь М. М. О реологическом методе исследования влия­ ния поверхности субстрата на процесс перекисного структурирования полиэтилена. — Изв. АН ЛатвССР. Сер. хим., 1980, № 3, с. 297—300.

6.Manley Т. R., Qayyum М. М. Kinetics of crosslinking of linear polyethylene with t-bytyl peroxide. — Polymer, 1973, vol. 14, p. 156— 160.

Рижский политехнический институт

Поступило в редакцию 25.03.80

Механика композитных материалов, 1980, № в, с. 1106—1109

УДК 539.4:620.18:678.01

В.Ю. Баринов

СТ Р У К Т У Р Н Ы Е П Р Е В Р А Щ Е Н И Я

В Н А П О Л Н Е Н Н О М П О Л И Э Т И Л Е Н Е П Р И Д Е Ф О Р М А Ц И И

Введение наполнителей является одним из широко используемых методов модифи­ кации структуры полимеров (1, 2]. Выбор оптимальных условий такой модификации определяет улучшение механических и других свойств композитного материала по срав­ нению с исходным полимером. Однако если изменение структуры и свойств полимерных материалов при наполнении широко изучено, то вопросам зависимости механических свойств композитов от характера превращений в структуре при деформации уделялось сравнительно мало внимания.

Настоящая работа посвящена исследованию влияния структурных превращений в наполненном полиэтилене (ПЭ) при деформации на механические свойства композит­ ного материала. В работе использовали ПЭ высокой плотности. В качестве наполнителя в расплав полимера вводили высокодисперсную двуокись кремния (аэросил) с удельной поверхностью 175 м2/г и размером частиц 20 нм. Концентрации наполнителя составили 0,4, 1,8, 5,5 % по объему. Образцы толщиной 250—280 мкм получали при формовании из расплава.

Спектроскопические исследования включали определение оптических плотностей полос поглощения 1368 и 1894 см-1, связанных с аморфной и кристаллической фазами ПЭ, соответственно [3]. Величину степени кристалличности х, по изменению которой оценивали развитие структурных превращений, определяли по предложенной в [4] методике исходя из соотношения

б д / б а

Dk(Da

------------------------------------ 100---------------------------------------100,

Bhl&a+KIA

D hlD a+ K lA

где eh и еа — коэффициенты экстинкции

полос поглощения 1894 и 1368 см-1; Dh и

Da — оптические плотцости полос поглощения 1894 и 1368 см-1; К!А — соотношение коэффициентов экстинкции (оптических плотностей) полос поглощения 1894 см-1 для полностью кристаллического и 1368 см-1 для полностью аморфного ПЭ. Величину К/А определяли исходя из данных работы [3].

При структурных исследованиях растяжение ПЭ и композитных материалов на его основе проводили в рамке, находящейся в кюветной камере спектрофотометра UR-20. В связи с относительно длительным временем съемки изучаемой области инфракрасного спектра деформирование материала проводили в ступенчатом режиме при поочередном растяжении каждого образца до 5, 10, 15% и т. д. После каждого этапа растяжения регистрировали величины оптических плотностей. Механические испытания проводили при растяжении образцов с постоянной скоростью движения зажима на разрывной машине МР-500. Различия методик деформирования при спектроскопических исследова­ ниях и механических испытаниях определяют сдвиг деформационной кривой в сторону больших относительных деформаций при ступенчатом режиме по сравнению с дан­ ными, полученными при стационарном растяжении с постоянной скоростью [5].

UQ9

 

 

Изменение х исходного и содер­

 

 

жащего

наполнитель

ПЭ

отражает

 

 

направленность структурных

превра­

 

 

щений в материале при воздействии

 

 

внешних факторов. Уменьшение х на

 

 

начальных

стадиях растяжения

ПЭ

 

 

(рис. 1) свидетельствует о разруше­

 

 

нии кристаллитов при

переформиро­

 

 

вании

исходной сферолитной

струк­

 

 

туры, а рост х указывает на развитие

 

 

процессов образования

новой

надмо­

 

 

лекулярной

организации

(НМО)

[5].

Рис. 1. Влияние деформации на степень кристаллич­

Параметры

образующейся

таким

об­

разом ориентированной

структуры во

ности полиэтилена, содержащего 0 (/),

0,4 (2), 1,8

(3) и 5,5% (4) аэросила.

 

многом определяются структурной ба­

Рис. 2. Диаграммы растяжения полиэтилена, содер­

зой для формирования фибриллярной

жащего 0 (/), 0,4 (2), 1,8 (3) и 5,5%

(4) аэросила.

организации, создающейся при пере­ стройке исходных кристаллитов.

Развитие деформационных процессов в композитном материале, содержащем 0,4% по объему аэросила, и исходном ПЭ носит сходный характер. Однако в области малых относительных деформаций растяжение вызывает сравнительно слабые изменения х на­ полненного полимера. Неизменность х непосредственно после начала деформирования свидетельствует о существовании участка с относительцо слабой перестройкой струк­ туры. Уменьшение молекулярной подвижности в наполненных системах [1], определяю­ щее торможение процессов перестройки, приводит к большей стойкости композитного материала к механическим нагрузкам, что подтверждается большей величиной предела текучести наполненного ПЭ по сравнению с исходным полимером (рис. 2).

При увеличении содержания наполнителя до 1,8% дальнейшее уменьшение под­ вижности, сопровождающееся повышением неоднородности структуры вследствие при­ сутствия сравнительно большого количества частиц наполнителя, приводит к концен­ трации напряжений на локальных участках композитного материала. При неод­ нородном развитии деформационных процессов уменьшение протяженности участка не­ изменности х, начало процессов разрушения кристаллитов при меньших относительных деформациях и сравнительно слабое уменьшение х указывают на прохождение процес­ сов перестройки в сравнительно меньшей части объема материала. Развитие процессов перестройки в незначительной части структуры полимера определяет низкий уровень организации формируемой НМО, содержащей большое количество неперестроившихся элементов исходной структуры, что приводит к разрушению .образца при сравнительно малых относительных деформациях.

Растяжение ПЭ, содержащего 5,5% аэросила, приводит к росту х без видимой предварительной перестройки структуры, что свидетельствует о дальнейшей локализа­ ции деформационных процессов. Торможение перестройки структуры полимера при не­ однородном развитии деформации обусловливает более высокую стойкость композит­ ного материала к механическим нагрузкам, о чем свидетельствует относительно вы­ сокое значение напряжения разрушения. Рост уровня напряжений и их неоднородное распределение в композитном материале приводят к заметному понижению деформируе­ мости высоконаполненного ПЭ.

Таким образом, структурная база для формирования новой НМО, создающаяся в процессе перестройки структуры ПЭ при деформации, во многом определяет физико­ механические свойства композитного материала. Уменьшение глубины перестройки в полимере при росте содержания наполнителя свидетельствует о локализации деформа­ ционных процессов в сравнительно меньшей части объема наполненного ПЭ. Конструк­ ционные материалы из рассматриваемых композитов будут обладать оптимальными свойствами при концентрациях наполнителя, увеличивающих стойкость материала к механическим нагрузкам вследствие торможения развития деформационных процессов, однако недостаточных для существенного уменьшения глубины перестройки структуры, приводящего к понижению деформируемости композитного материала.

1. Липатов

Ю. С. Физическая

химия наполненных полимеров. М.,

1977.

304

с.

2. Соломко

В. П. Модельные представления о наполненных полимерах и проблема

модификации структуры и свойств

полимеров. — Механика полимеров,

1970,

6,

с.1031— 1041.

3.Okada Т., Mandelkern L. Effect of morphology and degree of crystallinity on the

infrared absorption

spectra of linear

polyethylene. — J. Polymer Sci.,

A-2, 1967, vol. 5,

N 2, p. 239—262.

Schnell G. R5ntgenographische und IR-spectroskopische Kristalli-

4. Hendus H.,

nitasbestimmung an

Polyathylen. —

Kunststoffe, 1961, Bd 51, H. 2,

S. 69—74.

5. Баринов В. Ю. Влияние деформации на степень кристалличности полиэтилена. — Высокомолекулярные соединения. Сер. Б, 1978, т. 20, № 12, с. 907—909.

Физико-механический институт АН Украинской ССР,

Поступило в

редакцию 30.11.79

Львов

Механика композитных материалов,

 

 

1980,

6, с. 1109-1111

УДК 678.01:539.2:538,

А. Н. Кваша, Т. А. Манько, А. А. Рябовол, А. В. Соловьев, И. М. Ермолаев

И З М Е Н Е Н И Е О Б Ъ Е М Н О Г О Э Л Е К Т Р О С О П Р О Т И В Л Е Н И Я П О Л И М Е Р О В , О Т В Е Р Ж Д Е Н Н Ы Х В П О С Т О Я Н Н О М М А Г Н И Т Н О М П О Л Е

Одним из методов создания в полимерах упорядоченных структур является воздействие магнитного поля на эти материалы в процессе термоотверждения. В ряде раб,от [1—3] показано, что воздействие магнитного поля приводит к изменению струк­ туры полимера на молекулярном и на надмолекулярном уровнях. Качественная оценка изменения структуры, вызванного воздействием магнитного поля, может быть проведена методом измерения объемного электросопротивления. Так как величина объ­ емного электросопротивления определяется числом свободных носителей заряда, то из­ менение их числа может служить характе­ ристикой интенсивности протекания процес­ сов сшивки макромолекул в полимере. Из­ менение объемного электросопротивления олигомера в процессе термоотверждения может дать достаточный материал для пред­ варительной оценки скорости протекания реакции поликонденсации при воздействии магнитного поля [4, 5].

Для исследования влияния постоянного магнитного поля на процесс отверждения и

Рис- 1. Ячейка для измерения объемного электросопротивления: 1 — латунные электроды; 2 — отверждакнцийся олигомер; 3 — фторопластовое кольцо; 4 — металлические пластины из немагнит­

ного материала; 5 — фторопластовые накладки.

^ис- 2. Зависимость логарифма объемного электросопротивления от времени отверждения: /,, 2 — образцы, отвержденные в магнитном поле при //=1100 И 120 Э; 3 — контрольный образец (л = 0).

И И

 

Значения электросопротивления

циэлектрические свойства нами было прове­

 

R, МОм, олигомера БЖ-4,

 

дено измерение объемного электросопротив­

термоотвержденного в магнитном поле

ления олигомера БЖ-4. Измерительные

 

 

При напряженности

Я,

Э

ячейки представляли собой

фторопластовые

 

 

емкости

(рис.

1). Ячейка состояла из двух

и °с

t.r

 

 

 

 

 

0

 

120

1100

латунных

электродов,

фторопластового

 

 

 

 

 

 

кольца-изолятора, двух фторопластовых

 

 

 

 

 

 

 

80

0

4,5-

10"3

4,5- 10 - 3

4 , 5 - 1 0 - 3

накладок и двух металлических пластин, из­

готовленных

из

немагнитного

материала.

 

2

6 ,0 - 1о - 3

5,5 - 1 0 - 3

7,5-

10 - 3

В качестве антиадгезионного слоя использо­

90

4

9,5- 10 - 3

8,5- 10 - 3

2 ,0 -1 0 -2

валась алюминиевая фольга, притертая к

 

6

1,7 1 0 - 3

1,4- 1 0 - 3

3,9- 10-2

95

8

2,1 10-2

2 ,0 -10 -2

6 ,5 - 1 0 - 2

латунным электродам тонким слоем крем-

100

10

3 , 5 - 1 0 - 2

3 ,2 - 1 0 - 2

1,2 -

1 0 - 1

нийорганического

вазелина

КВ-3.

 

12

7 , 7 - 1 0 - 2

4,7- 10-2

2,0-

1 0 - 1

Измерения проводили

терраомметром

 

14

1,3 - ю - 1

7 ,0 -1 0 - 2

4,2 - 1 0 - 1

 

16

2,1 -

1 0 - 1

1,1 - 10-2

5,4-

1 0 - 1

ЕК-6-11 при отверждении олигомера БЖ-4

105

18

3,8-

1 0 - 1

1,6- ю - 1

 

1,2

в постоянном магнитном поле с фиксирован­

ПО

20

2,1

4,8

27

ными значениями

напряженности, равными

 

22

4,1

22

67

 

24

8

69

175

120 и 1100 Э. При указанных напряженнос­

 

26

16

350

450

тях наблюдалось

максимальное

увеличение

 

28

18

450

500

прочностных

характеристик материала [6].

 

 

 

 

 

 

 

Одновременно

проводили измерение объем­

ного электросопротивления в контрольных ячейках, расположенных вне магнитного поля. Магнитное поле напряженностью 1100 Э создавали в зазоре постоянного магнита с регулируемым межполюсным расстоянием. Поле напряженностью 120 Э обеспечивали постоянными магнитами из феррита бария, имеющими форму пластин. Величину напря­ женности магнитного поля определяли измерителем магнитной индукции Ш1-7. Измери­ тельные ячейки располагали в межполюсном зазоре таким образом, чтобы плоскости электродов были нормальны силовым линиям магнитного поля.

В процессе термоотверждения олигомера БЖ-4 измеряли рбъемное электросопро­ тивление через 20 мин. Термоотверждение проводили в термостате, изготовленном из немагнитного материала, имеющем два изолированных вывода для измерительных проводов.

Экспериментальные данные исследования зависимости электросопротивления R от времени отверждения t и температуры t °С с интервалом времени A f=2 ч представлены в таблице. На рис. 2 приведен график зависимости логарифма объемного электросопрртивления pv от времени отверждения.

Анализ полученных данных позволяет сделать вывод об увеличении объемного электросопротивления полимера, отвержденного в магнитном поле. Наблюдаемое не­ значительное уменьшение объемного электросопротивления при переходе от низких тем­ ператур к более высоким связано с резким повышением температуры (перепад 5—10° С), что приводит к увеличению тепловой энергии и вызывает образование новых ионов и уменьшение объемного электросопротивления.

Данные, приведенные в таблице и на рис. 2, подтверждают существование нелиней­ ной зависимости электросопротивления рт напряженности магнитного поля. При этом наиболее интенсивный рост электросопротивления наблюдается при температуре 110° С. При значении напряженности магнитного поля //= 1100 Э заметный рост электросопро­ тивления начинается при температуре 90° С, для напряженности #= 120 Э — при 110° С.

При температуре 110°С значения электросопротивления образцов, обработанных в постоянном магнитном поле при различных значениях напряженности, выравниваются (по порядку величины) и составляют 450, 500 МОм соответственно для напряженностей 120, 1100 Э. Электросопротивление контрольного образца при этом равно 18 МОм. Та­ ким образом, наблюдается увеличение электросопротивления олигомера БЖ-4, термо­ отвержденного в магнитном ноле, на один-два порядка по сравнению с контрольными образцами.

Данные по измерению электросопротивления указывают на стадию реакции поли­ конденсации, при которой магнитное поле начинает влиять на структуру материала, при­ чем инициирование реакции поликонденсации зависит от величины напряженности маг­ нитного поля.

1.Молчанов 10. M.j Родин Ю. П., Кисис Э. Р. Некоторые особенности структурных изменений эпоксидной см,олы под воздействием магнитных полей. — Механика полиме­ ров, 1978, № 4, с. 583—587.

2.Акутин М. С., Алиева С. М., Рекус Г. Г., Говор А. И. Изменение свойств поли­ этилена низкой прочности при воздействии постоянного магнитного поля. — Тр.

Московск. химико-технол. ин-та им. Менделеева, 1975, вып. 86, с. 144— 147.

3. Гуль В. Е., Садых-Заде С. М., Грифель Б. Ю., Абдуллаев Н. А., Вечхайзер Г. В.

Изучение релаксационных

переходов в полимерах при воздействии магнитных полей.

1. Изучение воздействия

магнитных полей на диэлектрические свойства в области тем­

ператур стеклования. — Механика полимеров, 1971, № 4, с. 611—614.

4. Макаров О. Н., Пчелинцев А. В., Баранцев А. В. Особенности отверждения эпок­ сидного олигомера в постоянном магнитном поле. — В кн.: Полимерные материалы

вмашиностроении. Сб. тр. Пермск. политехи, ин-та, 1977, № 214, с. 80—86.

5.Определение кинетических параметров процессов отверждения эпоксидных композиций по измерению электрического сопротивления. Донецк, 1975. 28 с.

6.Совершенствование технологии изготовления МФП, разработка средств интенси­ фикации технологических процессов (отчет). Инв. № Б798670. Днепропетровск, гос. ун-т. 1978. 63 с.

Днепропетровский государственный университет

Поступило в

редакцию 31.07.79

им. 300-летия воссоединения Украины с Россией

Механика композитных материалов,

 

 

1980,

№ 6, с. 1111—1113

УДК 678.01:539.2:538

Т. А. Манько, А. Н. Кваша, В. Б. Назаренко, А. В. Соловьев, И. М. Ермолаев

ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ ФЕНОЛО-ФОРМАЛЬДЕГИДНОЙ СМОЛЫ ПОД ВОЗДЕЙСТВИЕМ МАГНИТНОГО ПОЛЯ

Одним из направлений решения проблемы создания принципиально новых методов получения материалов является использование энергии акустических колебаний, элек­ трических и магнитных полей. Применение указанных методов, в частности использова­ ния магнитных полей, позволяет выпускать продукцию улучшенного качества с зара­ нее заданными свойствами. Кроме того известно [1], что воздействие магнитного поля на материалы приводит к изменению надмолекулярной структуры полимеров, созданию ориентированного состояния, возрастанию структурной однородности.

При проведении авторами исследований по изучению влияния постоянного магнит­ ного доля на механические свойства феноло-формальдегидных смол замечено существо­ вание полиэкстремальной зависимости этих свойств от величины напряженности воздействующего поля. Установлено наличие максимумов на кривых при #=120 и 1100 Э [2]. Изменение механических характеристик хорошо согласуется с результатами изучения надмолекулярной структуры с помощью инфракрасной (ИК) спектроскопии.

ИК спектры поглощения снимали на спектрофотометре UR-20 фирмы «Карл Цейсс-

Иена» с использованием призм из NaCl при скорости

 

 

сканирования 400 см-1/мин. Исследовали контрольные

 

 

образцы и образцы, отвержденные в постоянном магнит­

 

 

ном поле при Н = 120 и 1100 Э

(рис.). При сравнении ИК

 

 

спектров резитов, полученных на образцах из феноло-

 

 

формальдегидной смолы БЖ-4, отвержденных в магнит­

 

 

ном поле и вне поля, наблюдается различие в интенсив­

 

 

ности целого ряда полос поглощения; различия в часто­

 

 

тах колебаний замечено не было. Это говорит о том, что

 

 

под воздействием магнитного поля качественно новых

 

 

связей не образуется, но число связей изменяется, т. е.

 

 

очевидно, что магнитное поле влияет на ход химических

 

 

реакций, протекающих при

термоотверждении смолы.

ИК спектры образцов из смолы

Обнаружено, что в обработанной в магнитном поле при

БЖ-4: ----------- контрольный об­

Я=120 и 1100 Э смоле увеличивается интенсивность по­

разец; ---------- отвержденный

в

магнитном поле при Я —120

Э;

лосы поглощения 825 см-1 в ИК спектрах и уменьшается

— •— при Я=1100 Э.

 

интенсивность полосы поглощения 760 см-1. Поглощение в области 825 см-1 характерно для ароматических структур с двумя и одним незамещенным атомом водорода, а полоса поглощения 760 см-1 — для колец с тремя, четырьмя и пятью соседними незамещен­ ными атомами водорода. Аналогичные выводы можно сделать при изучении полос по­ глощения в области 1480 и 1515 см-1, также относящихся к колебаниям ароматических структур с различным типом замещения. Эти колебания являются скелетными колеба­ ниями бензольных колец [3].

После термоотверждения образцов из смолы БЖ-4 в магнитном поле при //=1100 Э в материале уменьшается интенсивность полосы поглощения 1160 см-1, ко­ торая может быть отнесена к поглощению эфирных группировок СНг—О—СНг. При //=120 Э эта полоса отсутствует, что может быть вызвацо разрушением связей и об­ разованием вместо них более прочных и важных для резита метиленовых связей [4]. В отвержденной в магнитном поле смоле в ИК спектрах резитов заметно уменьшается интенсивность полосы поглощения 1010 см-1, которая считается характерной для метилольной группы ароматических спиртов. Это обстоятельство свидетельствует о т,ом, что под воздействием магнитного поля в смоле происходит взаимодействие метилольных групп фенольного соединения с водородом в кольце другого фенольного соединения и образование дополнительного количества метиленовых мостиков между бензольными кольцами. Инфракрасные спектры изучаемых резитов показывают, что у обработанных в магнитном поле образцов наблюдается увеличение интенсивности полосы поглощения 1450 см-1, которая является характерной для метиленовой группы. Рост интенсивности указанной полосы поглощения метиленовой группы можно объяснить тем, что, по-види­ мому, магнитное поле определенным образом оказывает влияние на перераспределение электронной плотности водорода фенольного соединения. Становясь более положитель­ ным, он быстрее вступает в реакцию с метилольными группами, разрушая эфирные группы и строя метиленовые. В результате реакций происходит увеличение общего ко­ личества метиленовых мостиков — сшивок между бензольными ядрами в макромолеку­ лах резита, т. е. возрастает структурная однородность, что вызывает увеличение проч­ ностных характеристик материала.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Акутин М. С., Егорова Л. Н., Андрианов Б. В., Рекус Г. Г., Говор А. И. Проч­

ность сшитых полимеров при отверждении в магнитном поле. — Пласт, массы, 1974,

12, с. 49—50.

2.Кваша А. Н., Манько Т. А., Соловьев А. В., Ермолаев И. М. Влияние магнитного

поля на прочность полимеров. Днепропетровск, 1979. 4 с. Деп. в УкрНИИНТИ 29. 10.79.

1554-79.

3.Спектроскопия полимеров. Киев, 1978. 228 с.

4.Старкова Л. М., Нечаев В. С. Об участии свободного фенола в образовании про­ странственных структур резитов кислотного отверждения. — В кн.: Тр. Пермск. поли­ техи. ин-та, 1972, № 120, с. 123— 127.

Днепропетровский государственный университет

Поступило в редакцию 31.07.79

им. 300-летия воссоединения Украины с Россией

Механика композитных материалов,

 

 

1980, 6, с. 1113-1114

УДК 539.4:618.067

В. В. Скачков, Т. М. Прохорова

РАЗРУШЕНИЕ ВОЛОКНИСТЫХ НАПОЛНИТЕЛЕЙ В ПРОЦЕССАХ ПОЛУЧЕНИЯ И ПЕРЕРАБОТКИ ВОЛОКНОНАПОЛНЕННЫХ КОМПОЗИТОВ*

Процессы получения и переработки композитных полимерных материадов с волок­ нистым наполнителем на различных типах экструзионного оборудования, литьевых ма­ шинах, шнековых пластикаторах сопровождаются значительным разрушением волок­ нистого наполнителя, что приводит к снижению физико-механических свойств изделий.

* Доклад, представленный на IV Всесоюзную конференцию по механике полимерных и компо­ зитных материалов (Рига, октябрь 1980 г.).

с исходной длиной в зону разрушения — пленку расплава на поверхности цилиндра. Образующийся в процессе плавления расплав, содержащий разрушенное волокно, час­ тично скапливается у уходящего витка нарезки шнека, образуя область циркуляции расплава, частично в виде потока утечек через заз,ор между гребнем нарезки шнека и внутренней поверхностью материального цилиндра, и поступает в предыдущий виток нарезки. В последнем случае происходит интенсивное разрушение наполнителя (для стекловолокна — до средней длины около 0,2—0,3 мм, кривая 3 рис. 1).

Средняя длина высокомодульного волокнистого наполнителя в зоне плавления мо­ жет быть определена рассмотрением условий разрушения волокон, имеющих жесткую заделку в пробке нерасплавленного композита, на которые действуют силы вязкого тре­ ния расплава композита пристенного слоя [1]. Обращает на себя внимание двухмодаль­ ный характер кривых распределения длины волокнистого наполнителя, причем в боль­ шинстве случаев для стекловолокнистого наполнителя первый максимум приходится на длину 0,2—0,3 мм.

Разрушение волокнистого наполнителя в зоне плавления для высоцомодульного волокна является максимальным. Например, в процессе литья под давлением односта­ дийным методом стеклонаполненного полиамида в широком диапазоне параметров про­ цесса литья средняя длина наполнителя составляет всего 0,3—0,8 мм.

В зоне расплава (зона IV) интенсивность процесса разрушения наполнителя резко снижается вследствие уменьшения действующих напряжений. Разрушение в основном происходит лишь в радиальном зазоре и охватывает часть расплава, создающего по­ ток утечек.

Для композитов с пробкообразным режимом движения значительное разрушение наполнителя происходит в области выхода материала из канала шнека (зона V), где наблюдается интенсивный сдвиг расплава вследствие его торможения дозой компози­ ции, расположенной перед входом в формующий инструмент или литник. Так, в случае пластикации волокнита У2-301-07 в указанной области /ср уменьшается на 30—40%. Дальнейшее разрушение длинноволокнистого наполнителя имеет место в конических переходах (зона VI) от материального цилиндра к формующему инструменту, в фор­ мующих каналах и литниках [2], .особенно в процессе впрыска при литье под давлением. В зависимости от величины давления литья и диаметра литников разрушению подвер­ гается до 54% волокон наполнителя. Уменьшение разрушения может быть достигнуто уменьшением угла при вершине конического перехода и подбором давления впрыска.

Следует подчеркнуть, что разрушения волокнистого наполнителя при течении композита в оформляющей полости формы может и не происходить, если отсутствует сужение поперечного сечения потока или изменение направления его движения. В ра­ боте [3] показано, что в указанных условиях разрушения стекловолокна не происходило при получении тонкостенных изделий с длиной затекания до 400 мм.

Анализ процессов разрушения волокнистого наполнителя в процессах получения композитов показал, что наименьшее разрушение может быть достигнуто путем введе­ ния волокна (рубленого или непрерывного) в зону расплава экструдера. При этом предпочтительны способ введения непрерывного наполнителя в дону расплава и его резка непосредственно многОзаходной частью шнека, устанавливаемой в этой зоне. Этим достигается значительное упрощение конструктивного оформления процесса, улучша­ ются условия резки волокна, так как резка происходит в среде расплава, играющего роль смазки. Длина нарезанных волокон при эт,ом оказывается равной части средней окружности канала шнека между двумя соседними витками шнека (рис. 2), волокно в канале шнека разрушается незначительно и, в конечном счете, длина волокна в полу­ чаемом грануляте определяется длиной самих гранул. Указанный метод позволяет по­ лучать в гранулах достаточную длину волокнистого наполнителя даже для такого «хрупкого» волокна, как угольное.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Катышков Ю. В., Скачков В. В., Макаров М. С. Математическое описание про­ цесса разрушения стекловолокнистого наполнителя в одношнековом экструдере. —

Вкн.: Машины и технология переработки полимеров в изделия. М., 1977, с. 32—37.

2. Скачков В. В., Салазкин К. А. Литье под давлением с подогревом токами высо­ кой частоты стеклопластиков марки ДСВ. — Техн. и эконом, информация «Производ­ ство и переработка пластмасс и синтетических смол». № 2, 1971 (НИИТЭХИМ).

3. Salaskin К. A., Skatschkow V. W., Tschernych L. S. Spritzgiefiverarbeitung glasfaserstarkten Plaste. — Plaste u. Kautschuk, 1976, N 6, S. 439—443.

Московский институт химического машиностроения

Поступило в редакцию 27.02.80

Механика композитных материалов. 1980, № 6, с. 1114—1117

УДК 539.3:547.539.216

Я. А. Гравитис, Б. А. Андерсоне, М. А. Дамбис, П. П. Эриньш

ТЕРМОДИНАМИЧЕСКАЯ с о в м е с т и м о с т ь с и н т е з и р о в а н н о г о

ДЕГИДРОПОЛИМЕРА — АНАЛОГА ЛИГНИНА — С КОМПОНЕНТАМИ ЛИГНОУГЛЕВОДНОЙ МАТРИЦЫ ДРЕВЕСИНЫ*

Из всех исследованных пар высокомолекулярных соединений только примерно 5% являются термодинамически совместимыми [1]. Почти не исследована совместимость макромолекулярных компонентов биологических тканей. Можно назвать лишь немногие работы [2, 3], в которых экспериментальным методом Добри и Бойер-Кавеноки [4], а также по -значениям рассчитанных значений параметра растворимости Гильдебранда [5] показана термодинамическая несовместимость изолированных компонентов клеточ­ ных стенок древесины — целлюлозы, гемицеллюлоз и лигнина. При этом сделан вывод, что частичная совместимость пары гемицеллюлозы—лигнин лучше, чем пары целлю­ лоза—лигнин. Названные высокомолекулярные соединения совместно образуют природ­ ную полимерную композицию клеточных стенок высших растений. Знание структуры этой природной композиции может облегчить создание оптимальных синтетических композиций [6]. Выдвинута модель строения вещества клеточной стенки древесины, со­ гласно которой аморфная лигноуглеводная матрица (лигнин, гемнцеллюлозы) является микрогетерогенной [7—9].

По строению наиболее интересной и в то же время не окончательно выясненной является надмолекулярная организация лигнина. Нами начаты исследования [10— 12] свойств полученных in vitro макромолекулярных аналогов лигнина — дегидрополимеров (ДГП). В данной работе проведена оценка термодинамической совместимости синтези­ рованного ДГП с выделенным из клеточных стенок лигнином механического размола (ЛМР), т. е. проверялось соответствие синтезированной модели природному лигнину. Критерием совместимости служила однородность пленок [4], полученных из общего рас­ творителя — диметилсульфоксида (ДМСО). Рассчитывались также параметры раство­ римости Гильдебранда б согласно аддитивному принципу по [13]. Необходимые значе­ ния инкрементов Д£*г- и ДVi взяты из [13], недостающие для наших соединений ДК,- — из [5]. Количество водородных связей принималось равным количеству гидроксильных групп (исключения указаны особо).

Аналогом лигнина служил ранее полученный [12] энзиматическим дегидрированием (пероксидаза ЕС 1.11.1.7) феруловой кислоты ДГП с применением распространенного в химии лигнина end-wise способа синтеза [14].

Как пленка из ДГП, так и пленки, полученные из растворов ДГП—ЛМР древесины ели (Picea abies) и ДГП—ЛМР древесины березы (Betula pubescens) (рис. 1), оптиче­ ски однородны. Следовательно, исходя из данного критерия, синтезированные ДГП в термодинамическом отношении являются хорошими аналогами лигнина. Интересно от­ метить, что биосинтез природного лигнина лиственных пород приводит к образованию более выраженного end-wise полимера, чем биосинтез лигнина хвойных пород [14]. Од­ нако эти различия, по-видимому, не являются настолько существенными, чтобы обусло­ вить термодинамическую несовместимость. Это подтверждается, так же, как и на рис. 1, оптической однородностью пленки ЛМР ели—ЛМР березы. Несовместимость, по-види­ мому, привела бы к разделению фаз внутри лигнина в древесине, поскольку выражен-

* Доклад, представленный на IV Всесоюзную конференцию по механике полимерных и компо­ зитных материалов (Рига, октябрь 1980 г.).