Исследование влияния параметров макроструктуры на прочность пеноматериалов



Исследованию физико-механических свойств пенопластов с их ячеистой структурой и свойствами матричного материала посвящено довольно много работ [1–2]. Однако в вопросе влияний размеров ячеек на прочность пенопластов мало изучено, что прочность пенопластов связана с величиной диаметра ячеек (d) зависимостью σ_р=f(1/) [3,4]. Прочность при растяжении (σ_p) эластичного пенополиуретана уменьшалась с увеличением диаметра ячеек [5], в то время как у пенорезины прочность практически не зависит от размера ячеек [6].

Исследовано влияние надреза на разрушение пенопластов трех марок, полученных на основе простых и сложных полиэфиров, а также полиизоцианатный пенопласт, с целью уточнения связи ячеистой структуры с их прочностью. Показано, что зависимость прочности при растяжении от величины надреза для этих пенопластов приописывается отрезком прямой. В результате определили величину критического надреза (_кp), чувствительного к разрушению. При этом оказалось, что величина _кp при центральном надрезе на 20 % больше, чем при боковом надрезе. Это различие дополнительным влиянием на _кp разрушенных с поверхности ячеек при изготовлении образцов. Показано, что значение _кp у пенопластов, полученных на основе простых полиэфиров, оказалось в три-семь раз меньше максимального размера ячеек образцов. Более того, только у 13 % исходных (ненадрезанных) образцов разрушение происходило с включением хотя бы одной из 10 наиболее крупных ячеек каждого из образцов. Отмечают, что в общем случае величина _кp не совпадает ни со средним, ни с максимальным диаметром ячеек [8].

Рассмотрение на уровне ячеистой структуры с учетом имеющихся результатов позволяет выявить особенности характера разрушения пенопластов. В нагруженном пенопласте возникает концентрация напряжений на одиночных тяжах или стенках ячеек. Неравномерность распределения напряжений по тяжам обусловлена в основном неоднородностью ячеистой структуры (распределение по степени замкнутости ячеек, их направлениям, степени вытянутости и кажущейся плотности пенопласта, формы ячеек, формы тяжей, соотношения полимера-основы в тяжах, узлах и стенках ячеек) и связанным с ней различием в механических характеристиках областей пенопласта (прочности, упругости, пластичности). Зона таких перенапряженных тяжей или стенок ячеек формирует дискретные поверхности разрушения по этим перенапряженным элементам макроструктуры, т. е. полный разрыв сплошности макроструктуры пеноматериала происходит за счет разрыва тяжей и стенок ячеек при распространении разрушения по слою концентрации напряжений из-за неоднородности пенопласта по различным параметрам ячеистой структуры [8].

Таким образом, на прочность пенопластов сильно влияет степень ориентации ячеек, степень их вытянутости и замкнутости, а также распределение по кажущейся плотности. Прочность пеноматериалов зависит от совокупного влияния многих параметров макроструктуры и однородности материала по этим параметрам [9].

Что прочностные свойства полимерных материалов определяются их структурой, включая в это понятие и различные типы дефектов (субмикро-, микро- и макротрещины). Каждому типу дефектов соответствует свой уровень прочности и долговечности. Впервые это явление наблюдали на стеклянных волокнах [11], у которых было обнаружено четыре уровни прочности в виде максимумов на кривых распределениях прочности и долговечности серии идентичных образцов.

На основе изучения статистического распределения долговечности ПС моноволокна сделано предположение, что наличие дискретных уровней прочности является достаточно общим свойством не только для неорганических стекол, но и для полимеров ввиду сложности их строения.

В полимерах дискретный спектр прочности и долговечности наблюдали в тонких пленках полиэтилентерефталата (ПЭТФ), полиимида ПМ-4, ПММА, ТАЦ, волокнах натурального шелка (НШ) и АБС-пластика.

Следует отметить, что использованные авторами статистические методы дают возможность выявить наличие максимумов на кривых распределениях прочности и долговечности образцов. По этим данным рассчитывают методами механики хрупкого разрушения величины флуктуационного объема (), коэффициента концентрации напряжения в вершине микротрещины (β), структурно-чувствительного коэффициента (γ) и размеры трещин, исходя из представления о структуре и теории разрыва полимерной цепи. Показано [12], что в аморфных пленках ПММА имеются три типа дефектов структуры: макротрещины (˃1мкм), микротрещины (от 0,1 до 1,0 мкм) и субмикротрещины (менее 0,1 мкм).

Анализ цитируемых выше работ показывает, что при оценке дефектности структуры полимерных материалов существенную роль играют условия проведения опыта и масштабные факторы. Так, для длинных (110мм) образцов НШ наблюдали один максимум, а для коротких (10 мм) — 6 максимумов. В целом на кривых распределениях реализуются 9 максимумов, которым соответствует дискретный спектр из 9 уровней прочности.

Следует отметить, что уровни прочности и долговечности проявляются в определенных условиях. Так, при высоких σ и Т, или в массивных образцах толщиной более 50 мкм тонкие дефекты маскируются большим числом грубых дефектов и высшие уровни прочности не реализуются. При больших σ или малых временах, когда в образце не успевают развиться сколь-нибудь значительные деформации растяжения, разрушение становится хрупким и на кривых дисперсии наблюдается лишь один максимум.

Важно отметить, что вышеуказанная методика расчета дефектности структуры ненаполненных полимерных пленок неприемлема для высоконаполненных полимерных материалов, содержащие высокодисперсные наполнители органического или неорганического типа, ибо при расчете и β, а также размеры трещин необходимо знать следующие основные структурные параметры [12]: во-первых, элементарное продвижение фронта трещины при однократной флуктуации, т. е. фактически линейные размеры структурного элемента (λ). Отметим, что для ориентированного полимера структурными элементами являются сами полимерные цепи и поэтому λ равно межмолекулярному расстоянию λ₀, которое для ориентированного ПЭ составляет 4,4·10–⁷ мм, а для неориентированного ПЭ λ=3 λ₀, т. к. из трех цепей в среднем только одна цепь работает на разрыв; во-вторых, протяженность элементарного отрезка фронта трещины, состоящего из одной или нескольких связей, охваченных флуктуацией (λ_π): для ориентированного полимера λ_π=2λ₀, а для неориентированного λ_π =1,5 А⁰; в-третьих, разрывная длина химической связи (λ_m), которая не зависит от степени ориентации полимера и составляет 0,9·10–⁷ мм.

Поскольку в наполненных кристаллизующихся полимерах частицы наполнителя распределяются преимущественно в неупорядоченных (аморфных) фазах и матрица в граничном слое у поверхности частиц переходит в структурно-упорядоченное состояние [13], то естественно предположить, что величины λ, λ₀, λ_π и λ_m должны зависят от содержания, типа и дисперсности наполнителя в полимерной матрице.

Рис. 1. Зависимости разрушающего напряжения при растяжении (а) и относительного удлинения при разрыве (б) от глубины уголкового надреза:

1,1 — сополимер формальдегид. 2,2 — Па-610+20 мас. % тальк. 3,3 — ПА-610.

4,4 — ПЭНП.

• —разрыв образца в месте надреза;

0 — разрыв образца вне надреза.

Рис. 2. Зависимости логарифма долговечности НЦ от напряжения при 403 K для образцов с краевыми дефектами размера: 1–25 мкм. 2–35 мкм. 3–50 мкм.

Установлено [12], что долговечность полимеров в области σ^/ в значительной степени зависит от наличия в образцах краевых и сквозных дефектов различной формы (рис. 1). Долговечность снижают трещины любой конфигурации и размеров вплоть до 0,25 мкм. Самым опасным являются краевые трещины, которые при увеличении их размера в два раза (от 25 до 50 мкм) снижают долговечность НЦ почти на четыре порядка.

В области меньших растягивающих напряжений (σ< σ^/) прямолинейные участки, полученные на образцах с различными краевыми дефектами почти совпадают (рис. 2). Это свидетельствует о том, что величина краевых дефектов играет значительную роль только в области больших растягивающих напряжений, структурная макронеоднородность, характеризуемая величиной абсолютного критического надреза (δ_кр), зависит от технологии получения материалов и их химической структуры, а также от места нанесенного дефекта-надреза.

Литература:

1. Александров А. П., Журков С. Н. /Явление хрупкого разрыва. //М.: Гостехтеориздат, 1933.
2. Журков С. Н., Нарзуллаев Б. Н. // ЖТФ, 1953. Т».№. № 10, С.1677–1689.
3. Эрфан П. Г., Бартенев Г. М., НарзуллаевБ.Н.,Тулинов Б. М. //Высокомолек. соед. Серия А, 1977. Т.19. № 7. С.1528.
4. Бессонов М. И., Кузнецов М. П. // Высокомолек. соед. Серия А, 1959. Т.1 № 5. С.761.
5. Регель В. Р., Слуцкер А. И., Томашевский Э. Е./ Кинетическая природа прочности твердых тел.// М.:Наука, 1974. 560с.
6. Бартенев Г. М., Зуев Ю. С. /Прочность и разрушение высокоэластических материалов. //М.-Л.: Химия, 1964. 388с.
7. Манин В. Н., Громов А. Н./ Физико-химическая стойкость полимерных материалов в условиях эксплуатации.// Л.: Химия, 1980. 248с.
8. Тынный А. Н. /Разрушение полимеров при воздействии жидких сред.// Киев.: Наукова думка, 1975. 206с.
9. Бартенев Г. М. // Высокомолек. соед. Серия А, 1969. Т.11. № 10. С.2341.
10. Бартенев Г. М., Нарзуллаев Б. Н., Мирзоева В. А., Мирзоев С. Ю. //Высокомолек. соед. Серия А, 1972. Т.14. № 9. С.2022.
11. Фатоев И. И., Веселов А. В., Сальникова В. Н. //В сб.: Композиционные и полимерные материалы. Ташкент.:УзРНТК «Фан ватараккиёт», 1996. С.148–154.
12. Фатоев И. И., Мавланов Б. А., Чориев И. К.//Междун. конф. молодых ученых «Биологически активные полимеры: синтез, свойства и применение». Ташкент.: Инс. хим. и физ. полимеров АН РУз., 2003. С.81–82.
13. Патрикеев Г. А., Овчинников Л. Н., Захаров Н. Д., Овчинникова В. Н.// Завод.лабор., 1974. № 10. С.1281–1282.