Кулезнев_Shershnev_Khimia_i_fizika_polimerov

Ориентация макромолекул. Влияние ориентации рассмотрено в гл. 12. Ориентация всегда приводит к увеличению прочности в на­ правлении ориентации и снижению ее в поперечном направлении. Для уменьшения анизотропии прочности полимер ориентируют в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Прочность листов и пленок после двухосной ориентации увеличивается в обоих на­ правлениях.

Надмолекулярная структура. Увеличение размеров кристалли­ ческих образований, в частности сферолитов, при неизменной об­ щей степени кристалличности приводит к снижению деформируе­ мости полимера (снижению разрывных деформаций) и к снижению прочности. Увеличение степени кристалличности приводит к росту прочностных показателей. Примером может служить полиэтилен высокой плотности, более прочный, чем полиэтилен, низкой плотно­ сти.

Густота пространственной сетки. В эластомерах прочность рас­ тет по мере увеличения густоты пространственной сетки. После до­ стижения оптимальной густоты прочность начинает снижаться, по­ тому что ограничивается подвижность молекулярных цепей, сни­ жается их способность к ориентации при растяжении, а также уве­ личивается дефектность пространственной сетки в целом.

Температура и скорость деформации. С ростом скорости дефор­

13.4.Динамическая усталость полимеров

Сутомлением полимеров под действием многократно повторяю­ щихся нагрузок мы сталкиваемся часто и в технике, и в быту. Сум­ ка из полихлорвиниловой пленки начинает растрескиваться по мес­ ту сгиба, хотя остальная часть ее не имеет никаких признаков ста­ рения или разрушения. Резина, из которой изготовлен амортизатор, подвергающийся периодическим деформациям, разрушается намно­ го раньше, чем та же резина, находящаяся в напряженном состоя­ нии, но в отсутствие динамических нагрузок.

Динамическая усталость, или утомление, полимера — это снижение его прочности иод действием многократных периодических нагрузок или деформаций.

Необходимо изучение закономерностей изменения свойств или закономерностей разрушения полимеров в условиях многократных деформаций. Существует два основных режима нагружения поли­ меров при испытании на динамическую усталость: один из них — это режим ео— const и ecp= c o n st; другой режим утомления Оср—

207

= co n st, 0o— const. Первый режим аналогичен условиям опыта по релаксации напряжений. На рис. 13.12 показана зависимость на­ пряжения от времени. Будем для простоты полагать, что осущест­ вляется деформация растяжения, хотя все выводы справедливы и для других видов деформации. Из схемы прибора для испытаний

схемы на рис. 13.12 видно, что при утомлении снижается как аСр, так*и амплитудное значение напряжения (т0Одновременно разви­ вается и процесс утомления, основным признаком которого являет­ ся снижение прочности. Когда прочность окажется равной суммар­ ному напряжению (сгер+ ^о), произойдет разрушение. Сопротивле­ ние полимера утомлению или усталостную прочность удобно харак­ теризовать не временем до разрушения, а числом циклов деформа­ ции до разрушения N v.

Для второго основного режима испытаний на утомление схема рабочего узла (также работающего в режиме растяжения) приве­ дена на рис. 13.13. Этот режим аналогичен испытанию на ползу­ честь, когда задано напряжение в образце и измеряется увеличение длины. В данном случае на нижний зажим также действует задан­ ное среднее значение напряжения (тср, а верхний зажим колеблется с заданной частотой и с заданной амплитудой напряжения (т0Из рис. 13.13 видно, что со временем происходит увеличение как Еср, так и амплитудного значения деформации е0.

208

Как и в первом режиме испытания, со временем кроме релакса­ ционных процессов происходит утомление, т. е. снижение прочно­ сти полимера. Когда прочность достигнет величины заданного сум­ марного напряжения, произойдет разрушение. Число циклов дефор­ мации до разрушения является мерой динамической выносливости.

Время

Пусть пластмасса испытывается в режиме I. Поскольку испыта­ ния должны проводиться в разумно короткий срок, то зададим до­ статочно большое значение амплитуды деформации. П ластм асса—■ жесткий материал, ее модуль велик, поэтому при заданной дефор-

209

мации в образце возникает значительное напряжение. Механиче-f ская энергия, которая накапливается в образце, или, иначе говоря, работа деформации, равна площади под кривой напряжение — де­ формация. Работа деформации поэтому тем больше, чем больше произведение одео. Приближенно можно считать работу деформа­ ции Л = аое0/ 2 . Значительная амплитуда деформации и значитель­ ное во обусловливают большую работу А. Чем больше подводимая в каждом цикле работа, тем быстрее происходят изменения в структуре полимера, быстрее развивается процесс утомления. Оче­ видно, что при этом число циклов до разрушения N Р будет невели-i

ние завершилось в разумно короткие сроки. Поскольку у пластмас-/ сы высокий модуль деформации, даже при значительном а0 значе­ ние ео окажется небольшим (пластмасса мало деформируется). Ра-| бота деформации в каждом цикле окажется поэтому также неболь-' шой и число циклов до разрушения окажется большим.

Сказанное позволяет сформулировать и определенное правило для эксплуатации пластмассовых изделий при циклических нагруз­ ках: они лучше работают в режиме а0= const и хуже работают, быстрее разрушаются в режиме eo=const.

Теперь перейдем к анализу динамической выносливости резины в режимах I и II. При испытании по режиму I зададим большую «о. Учитывая, что модуль резины существенно меньше, чем модуль: пластмассы, делаем вывод, что в резине разовьются малые напря-; жения. В целом это означает, что в каждом цикле деформации по режиму I к образцу подводится небольшая работа (Л мало) и поэ­ тому образец долго не разрушится (Np велико). Обратная картина при испытании резины по режиму II. Задаем большое оа при малом' значении модуля резины, получим, однако, большое значение е0, а следовательно, и большую работу А, подводимую в каждом цик-1 ле. Это приведет к быстрому разрушению, т. е. малому N p. Резино-j вый (низкомодульный) образец более долговечен при испытании в режиме постоянной деформации.

Снижение прочности в процессе утомления обусловлено различ­ ными факторами, относительная роль которых зависит от типа по; лимера и условий испытания. | 1. При многократных деформациях происходят механохимические реакции деструкции макромолекул. В полимере всегда суще­ ствуют микронеоднородности структуры как в виде трещин и ме­ ханических включений, так и в виде захлестов, переплетений мак­ ромолекул, которые испытывают фактически более высокое напря­ жение, чем среднее в образце. Это облегчает механодеструкцию. 2. Происходят процессы перегруппировки надмолекулярных структур, рекристаллизации, ориентации и т. п., что приводит вме­ сте с механохимическими процессами не только к снижению проча

210

ности, но и к необратимому изменению размеров образца, его «раз­ нашиванию» в процессе утомления (см., например, рис. 13.13).

3.В процессе утомления в каждом цикле деформации выделя­

ется некоторое количество теплоты и, если теплоотвод затруднен, а подвод тепла за счет механической энергии велик, то разогрев может быть велик. Так, температура в автопокрышке летом при быстром движении автомобиля может превышать 100°С. Тепловы­ деление особенно велико, когда время релаксации полимера близ­ ко к продолжительности цикла, т. е. критерий В = б л и з о к к еди-

пластмассы может приблизить температуру образца к той области, где существует максимум механических потерь, т. е. к области И = = 1. И тогда тепловыделение может катастрофически возрасти и произойдет тепловое разрушение образца.

4. Наконец при утомлении в результате подвода механической энергии и в результате саморазогрева могут интенсивно протекать процессы окисления (старения).

Указанные выше факторы являются причиной снижения проч­ ности полимеров в процессе утомления.

Для прогнозирования работоспособности полимеров в режиме многократных деформаций необходимо знать как число циклов до разрушения зависит от амплитуды напряжения о0. Обобщая много­ численные экспериментальные данные, удалось показать, что ха­ рактер этих зависимостей аналогичен соответствующим закономер­ ностям для долговечности под постоянной нагрузкой [уравнения (13.2) и (13.4)].

На рис. 13.14 показана зависимость числа циклов до разруше­ ния от амплитуды напряжения для жесткого малодеформируеМого материала. Мы видим полную аналогию с рис. 13.10, где приведена

211

зависимость ^ х р от а. При определенном малом значении а = 1СГо| число циклов до разрушения А/р становится очень большим. Мы го-; ворим, что іОоо является амплитудой напряжения, допустимой в экс-> плуатации полимера. Это безопасная амплитуда наряжения. Обыч-

рис. 13.14 называют иногда кривой Веллера. Часто ее приводят щ

го полимера. Снова видна аналогия кривых на рис. 13.15 с кривы­ ми на рис. 13.11, соответствующими долговечности резин при раз­ ных напряжениях. Представленную на рис. 13.15 зависимость мож­ но выразить в виде эмпирической формулы М. М. Резниковского:

= , (13.6)

°о

!

где ао — прочность полимера; р — так называемый коэффициен" выносливости, показывающий темп снижения прочности при утом­ лении. Чем больше р, тем лучше сопротивляется полимер развитию усталостных процессов в нем. Приведенная на рис. 13.15 кривая для другого полимера показывает, что менее прочный полимер, но имеющий большее значение р, может быть более динамически вы­ носливым. Резина, поведение которой характеризуется кривой і при малых амплитудах напряжения, может выдерживать больше циклов до разрушения, чем более прочная резина (кривая 1), но обладающая меньшим коэффициентом выносливости р.

В заключение необходимо подчеркнуть, что прочность полиме-] ров, как правило, в несколько раз ниже теоретической, что обус­ ловлено наличием дефектов — концентраторов напряжений. Нали-' чиє дефектов приводит к тому, что определяемое значение прочно-' сти является среднестатистическим. Существует разброс значений прочности и проявляется влияние масштабного фактора на проч-, ность. Теорией, качественно правильно объясняющей закономерно­ сти прочности твердых полимеров, является теория Гриффита, от-, клонения от которой тем больше, чем большая доля упругого на-; пряжения в разрушаемом образце идет на потери, связанные с- процессами деформации. Наряду с понятием прочности по Гриф­ фиту существует понятие долговечности, т. е. времени, в течение ко-, торого образец разрушается под действием данного напряжения,!

эластичных полимеров (резин). Аналогичным образом при динами-1 ческом режиме нагружения циклическими нагрузками существует! прямая пропорциональность между и сто для твердых полиме-1

212

Химические

реакции полимеров

Химическая природа полимеров, как видно из рассмотрения способов их получения и строения макромолекул (см. ч. 1 ), прин­ ципиально не отличается от химической природы их низкомолеку-: лярных аналогов (например, полиэтилен, полипропилен и другий производные этиленовых углеводородов и этан, пропан и другиа парафины и их производные). Основная разница состоит в огром­ ной длине макромолекул полимеров по сравнению даже с «боль­ шими» молекулами низкомолекулярных аналогов. Это придает по­ лимерам тот особый комплекс физико-механических свойств (см„ ч. 2 ), благодаря которому они сильно отличаются от низкомолеку­ лярных соединений (высокая механическая прочность, способность, к образованию прочных тонких пленок, покрытий, волокон).

Общность химической природы полимеров и однотипных низко­ молекулярных соединений является основой общности их химиче­ ских свойств и типов химических реакций и превращений. Поэтому понятие «химия полимеров» делится на две большие и несколько разноплановые составляющие — химия получения полимеров (о чем уже шла речь в ч. 1 книги) и химия превращений макромолекул, т. е. химические реакции макромолекул. Последней цели посвяще­ на ч. 3 книги. Полимерным макромолекулам присущи все химиче­ ские реакции, которые известны в органической химии для насы­ щенных и ненасыщенных алифатических и ароматических углево­ дородов и их производных, других низкомолекулярных аналогов соответствующих полимеров.

На протекание химических реакций макромолекул кроме их большой длины, оказывают влияние и другие факторы: простран­ ственное строение элементарных звеньев, форма и различные виды взаимной укладки макромолекул, т. е. надмолекулярные структу­ ры, в том числе и кристаллические области. В зависимости от этого может изменяться глубина химических превращений макромолекул^ что сказывается на структуре и свойствах конечных продуктов

ГЛАВА 14

Общая характеристика химических реакций полимеров

Изучение химических реакций полимеров имеет в виду две важ ­ ные, но различные цели: м о д и ф и к а ц и ю свойств известных и

лательную сторону в результате воздействия теплоты, света, воз­ духа и разных химических веществ, в контакте с которыми нахо­ дится изделие из полимера. Так, например, защита от тепловых и окислительных воздействий позволяет резко удлинить сроки эксплуатации изделий из полимеров. Совершенно очевидно, что задачи модификации и стабилизации полимеров могут тесно пере­ плетаться, так как в результате модификации могут быть получены более стабильные полимеры. Таким образом, модификацией можно назвать изменение свойств полимеров для получения нового каче­ ства или устранения нежелательного качества полимера. Модифи­ кация может быть физической и химической. Для улучшения свойств полимеров при физической модификации используется на­

химических, но и физических и механических свойств полимеров. Именно тесная связь этих свойств, как мы уже знаем, определяет ценные качества полимеров в природе, технике и быту.

Химическое строение молекул при физической модификации не изменяется, а при химической изменяется. Могут быть и смешан­ ные случаи, так как в результате химических реакций в полимерах изменяется их физическая структура.

14.1. Особенности химических реакций полимеров в сравнении с низкомолекулярными аналогами

Обычно при первичной оценке химических реакций в полимерах руководствуются так называемым принципом равной реакционной способности (принцип Флори), согласно которому реакционноспособность функциональной группы не зависит от того, присоединена ли она к полимерной цепи любой длины или находится в составе малой молекулы низкомолекулярного соединения. Качественно этот принцип соблюдается, однако при детальном, особенно коли­ чественном, сравнении отмечены существенные отличия в реакци­ онной способности низко- и выскомолекулярных соединений анало­ гичной химической природы. Так, если сопоставить энергию отрыва •нома водорода в ряду насыщенных углеводородов, то в сравни-

215

тельных единицах она составит для гептана 1 1 , для полиэтилена 3, для полиизобутилена 2 единицы.

Д ля полимеров нехарактерно полное превращение реагирующих функциональных групп, которое определяется не только стехиомет­ рией реакции, но и наличием макромолекул как кинетических еди­ ниц. В процессе химических реакций в полимерных цепях лишь часть функциональных групп участвует в той или иной реакции, а другая часть остается неизменной вследствие трудности доступа реагента к функциональным группам, например внутри свернутой макромолекулы, или вследствие наличия каких-либо видов надмо­ лекулярной организации в полимерах, или в результате малой подвижности сегментов макромолекул в массе, в растворе и т. д. При этом должно соблюдаться условие, чтобы скорости диффузии реагирующих компонентов не являлись лимитирующим фактором,, т. е. скорость химической реакции не должна контролироваться диффузией и скоростью растворения реагирующих веществ. Речь идет, таким образом, о влиянии чисто полимерной природы веще­ ства на характер химических реакций и степень превращения ком­ понентов. В любой макромолекуле полимера после химической реакции всегда присутствуют химически измененные и неизмененные звенья, т. е. макромолекула, а следовательно, и полимер в целом характеризуются так называемой композиционной неоднород­ ностью. Она оценивается по двум показателям: неоднородность всего состава в общем, т. е. композиционный состав конечного про­

ный характер сочетания одинаковых звеньев измененных и неизме­ ненных функциональных групп: статистическое их распределение

одинаковых звеньев могут быть расположены вдоль цепи тоже ста­ тистически или регулярно и таким образом композиционная не­ однородность полимеров после каких-либо химических реакций имеет достаточно широкий спектр показателей, которым она харак­ теризуется.

Молекулярно-массовое распределение также влияет на харак­ тер размещения композиционно неоднородных звеньев, так как раз­ ные по длине макромолекулы в разной степени подвергаются дан-1 ному типу химического превращения. Наряду с более полно про-;* реагировавшими в полимере присутствуют менее полно прореаги­ ровавшие макромолекулы.

Все сказанное выше может быть проиллюстрировано на приме­ ре хлорирования полиэтилена в различных условиях (рис. 14.1)..

216