Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 10
1.1. Механизмы повышения энергии разрушения полимеров при высокоскоростном нагружении в присутствии эластомернои фазы. 10
1.1.1. Механизмы упрочнения стеклообразных полимеров. 10
1.1.2. Механизмы упрочнения частично-кристаллических полимеров. 11
1.2. Влияние жестких включений на деформационное поведение и энергию разрушения полимерных композитов . 21
1.2.1. Микропроцессы деформирования в наполненных пластичных полимерах на начальной стадии нагружения. 21
1.2.2. Деформационное поведение и механические свойства дисперсно наполненных пластичных полимеров при квазистатическом растяжении. 24
1.2.3. Деформационное поведение и вязкость разрушения дисперсно наполненных полимеров при высокоскоростном нагружении. 30
1.2.4. Сопоставление механических свойств дисперсно наполненных полимеров при низко- и высокоскоростных испытаниях. 35
1.3. Механические свойства трехфазных композиций на основе
частично-кристаллических полимеров с жесткой и эластомернои
фазами. 37
1.3.1. Пути регулирования морфологии композиций. 37
1.3.2. Влияние морфологии на модуль упругости и предел текучести композиций при растяжении. 38
1.3.3. Влияние морфологии на энергию разрушения композиций. 41
1.4. Хрупко-вязкий переход и существующие концепции его
реализации в наполненных полимерах. 45
Глава 2. Объекты и методы исследования 50
2.1. Объекты исследования 50
2.2. Методы получения композиций и приготовления образцов . 51
2.3. Методы исследования. 52
Глава 3. Результаты и обсуждение
3.1. Влияние природы наполнителя на механизмы пластического течения и энергию разрушения бинарных композиций ПП/жесткий наполнитель и модельной ударопрочной системы ПП/СКЭП при низкой и высокой скоростях нагружения. 55
3.1.1. Морфология композиций. 55
3.1.2. Деформационное поведение композиций при квазистатическом растяжении . 57
3.1.2.1. Модельная система ПП/СКЭП. 57
3.1.2.2. Композиции ПП/жесткий наполнитель. 63
3.1.3. Влияние эластомерных и жестких включений на энергию разрушения наполненого ГШ и микродеформационные процессы при ударном нагружении. 83
3.1.3.1. Модельная система ПП/СКЭП. 83
3.1.3.2. Композиции ПП/жесткий наполнитель. 91
3.2. Влияние структурной организации трехфазных композиций ПП/жесткий наполнитель/СКЭП на их деформационное поведение и энергию разрушения. 100
3.2.1. Регулирование фазовой морфологии трехкомпонентных систем. 100
3.2.2. Влияние фазовой морфологии на механические свойства композиций при квазистатическом растяжении. 103
3.2.2.1. Влияние содержания и характера распределения жесткой и эластомерной фаз на модуль упругости композиций. 103
3.2.2.2. Деформационное поведение композиций и характер микропроцессов порообразования. 110
3.2.3. Закономерности влияния морфологии трехфазных композиций на энергию разрушения при высокой скорости нагружения. 120
3.2.3.1. Влияние морфологии на ударную вязкость, механизмы разрушения композиций и характер микродеформационных процессов. 120
3.2.3.2. Влияние морфологии композиций на параметры разрушения на стадиях инициирования и роста трещины 127
3.2.4. Сравнительный анализ закономерностей влияния содержания наполнителя на механизм разрушения композиций ПП/СКЭП и ПП/СС/м-СКЭП при ударном нагружении. Критерий хрупко - вязкого перехода. 133
3.3. Взаимосвязь между закономерностями деформационного поведения композиций при низкой скорости нагружения и ударной вязкостью наполненного ПП.
Выводы
Список литературы
- Влияние жестких включений на деформационное поведение и энергию разрушения полимерных композитов
- Методы получения композиций и приготовления образцов
- Деформационное поведение композиций при квазистатическом растяжении
- Влияние морфологии композиций на параметры разрушения на стадиях инициирования и роста трещины
Введение к работе
Актуальность темы. Изотактический полипропилен относится к частично-кристаллическим термопластастичным полимерам класса полиолефинов. По объему мирового производства полимерных материалов ПП занимает 4 место наряду с такими крупнотоннажными пластиками, как ПЭНП, ПЭВП, ПВХ, и превышает производство ПС, ПА, ПЭТФ и АБС пластиков. Благодаря легкой перерабатываемое, низкой плотности, теплостойкости, прочности, экологичности и низкой стоимости ПП находит применение в различных отраслях промышленности при производстве пленок, волокон, труб, товаров народного потребления, а также широко используется для получения композиционных материалов.
В то же время, расширение областей применения ПП в качестве конструкционного материала требует улучшения таких его свойств, как жесткость и сопротивление разрушению при низких температурах и ударных нагрузках. Традиционно повышения этих характеристик достигают, соответственно, модификацией полимера либо жестким, либо эластичным наполнителем. Как правило, улучшение одного из свойств сопряжено со снижением другого. Так, повышение ударопрочности ПП при введении эластомера сопровождается потерей жесткости; с другой стороны, повышение жесткости полимера за счет жесткого наполнителя часто сопровождается ухудшением его пластических свойств. В связи с этим исследование возможностей повышения ударной вязкости полимера за счет введения жесткого наполнителя и путей оптимизации баланса между энергией разрушения и модулем упругости наполненных полимеров является актуальной задачей, представляющей интерес как с практической, так и с научной точки зрения. Очевидно, что подход к решению такой задачи должен основываться на исследовании взаимосвязи структурной организации гетерогенных полимерных систем с микродеформационными процессами и макроскопическим механическим поведением.
В настоящее время наиболее высокий уровень понимания механизма повышения энергии разрушения в присутствии эластомерных включений достигнут для композиций на основе хрупких аморфных полимеров. Показано существование нескольких каналов диссипации энергии и, разработаны количественные подходы к оценке вязкости разрушения при хрупком разрушении. Наиболее эффективный механизм упрочнения стеклообразных полимеров при модификации обусловлен инициированием множественных крейзов между эластомерными частицами [1].
Частично-кристаллические полимеры (ПК, ПП, ПЭВП и др.) являются высоко пластичными материалами в области средних температур и низких скоростей нагружения. Однако при низких температурах или высоких скоростях нагружения они разрушаются хрупко и характеризуются низким сопротивлением росту трещины. В научной печати активно дискутируются вопросы о механизмах диссипации энергии, обусловливающих повышение ударной вязкости кристаллических полимеров при модификации эластомером, и о параметрах структуры полимер - эластомерных систем, ответственных за механизм упрочнения. Показано, что эффективность эластомерного модификатора обусловлена его способностью к кавитации, размером и свойствами частиц каучука. При ударном нагружении образцов с надрезом микропоры инициируют сдвиговые деформации полимера, что снижает ограничения на пластическое течение, существующие у вершины трещины, облегчает диссипацию энергии и, при определенных условиях, приводит к переходу от хрупкого к вязкому разрушению. Предложены различные критерии хрупко-вязкого перехода, в частности, достижение критической толщины прослойки полимера между частицами, а также достижение критического размера пластической зоны на стадии инициирования трещины. Однако данные критерии остаются дискуссионными. Существующие количественные подходы к оценке вязкости разрушения модифицированных полимеров в условиях вязкого разрушения носят полуэмпирический характер и не описывают в полной
мере влияния природы и свойств дисперсной фазы на механизм упрочнения.
В связи со снижением жесткости материала при модификации эластомером в последние 10-15 лет активно исследуются возможности повышения энергии разрушения в присутствии жестких частиц, что потенциально позволяет одновременно сохранить и модуль упругости материала. Закономерности влияния структурных параметров наполненных полимеров, таких как содержание частиц, их форма и межфазная адгезия на модуль упругости широко исследованы экспериментально и теоретически. Установлено, что деформационные и прочностные свойства наполненных полимеров в значительной мере определяются микропроцессами деформирования и разрушения в окрестности включений. По аналогии с представлением о том, что повышение ударной вязкости полимерных смесей с эластомером связано с кавитацией частиц каучука и зарождением микропор, предполагается, что в случае дисперсно наполненных полимеров эффективным каналом диссипации энергии при разрушении может быть образование множественных пор за счет отслоения частиц. Однако закономерности изменения энергии разрушения полимеров в присутствии жестких включений изучены в значительно меньшей степени, чем при модификации эластомером.
Цель работы - проведение сравнительного анализа деформационного поведения двухфазных композиций с жестким наполнителем, трехфазных композиций с жесткими и эластомерными включениями на основе ПП и модельной ударопрочной системы ГШ/эластомер при низкой и высокой скоростях нагружения и установление закономерностей влияния природы и содержания включений, размера жестких частиц и межфазной адгезии, а также характера распределения фаз в трехфазных системах на микро деформационные процессы, механизмы пластического течения и вязкость разрушения композиций.
Основными задачами исследования были:
изучение микро- и макромеханизмов пластического течения и
разрушения композиций с жесткой и эластомерной фазой с целью
установления общих закономерностей и различий, обусловленных
влиянием природы включений;
анализ закономерностей микропроцессов порообразования при
нагружении в композициях с эластичными и жесткими включениями;
изучение микромеханизмов диссипации энергии, ответственных за
вязкое разрушение, и условия хрупко-вязкого перехода в наполненных
полимерах при высокоскоростном нагружении;
анализ корреляции между деформационным поведением композиций
при квазистатическом нагружении и энергией разрушения при ударе;
оптимизация баланса между модулем упругости и ударной вязкостью
наполненных полимеров.
Научная новизна
Установлена взаимосвязь между природой и размером включений,
интенсивностью микро процессов межфазного расслоения и
механизмами пластического течения и разрушения наполненного ПП.
Показан специфический микромеханизм деформирования полимеров в
присутствии включений, связанный с зарождением пор при нагружении
и развитием пластических деформаций внутри микропористых зон
дилатационного течения типа крейзов.
Установлен ряд общих закономерностей влияния содержания
эластомерных включений и жестких частиц оптимального размера на
микро- и макромеханизмы пластического течения при квазистатическом
нагружении, обусловленных облегченным порообразованием (в
результате кавитации эластомерных включений или отслоения жестких
частиц) на ранней стадии деформирования. Найденные закономерности
предложено использовать в качестве модельных закономерностей
влияния концентрации пор на поведение гипотетической системы
«полимер с порами».
В дополнение к полученным ранее данным о роли размера жестких
частиц в процессах пластического течения и разрушения наполненных полимеров при низкоскоростном растяжении установлены закономерности влияния этого фактора на деформационное поведение композиций при высокой скорости нагружения: подтверждена двойственная роль размера включений как адгезионного и геометрического факторов, обусловливающих хрупкое разрушение наполненных полимеров при ударном нагружении; показано существование размера жестких частиц оптимального в плане повышения ударной вязкости.
Показано, что меньшая эффективность жестких частиц оптимального размера по сравнению с эластомерным наполнителем в плане повышения ударной вязкости полимеров является следствием более высокого напряжения их отслоения при ударном нагружении по сравнению с напряжением кавитации эластомерных включений. Найдено, что капсуляция жестких частиц эластомерной оболочкой является эффективным способом снижения напряжения порообразования при нагружении и повышения вязкости разрушения наполненного полимера. Создание трехфазных композиций с капсулированными жесткими частицами оптимального размера предложено в качестве подхода для улучшения баланса между ударной вязкостью и модулем упругости наполненного полимера. Практическая значимость работы
Полученные результаты могут быть использованы для оптимизации характеристик наполнителя с целью создания дисперсно наполненных термопластов с улучшенным комплексом механических свойств.
Результаты исследования микропроцессов диссипации энергии, ответственных за хрупкое или пластическое разрушение, могут быть использованы при разработке модели, описывающей механизм упрочнения частично-кристаллических полимеров при высоких скоростях нагружения за счет введения дисперсной фазы разной природы.
Влияние жестких включений на деформационное поведение и энергию разрушения полимерных композитов
Результаты ЭМ анализа микропроцессов деформирования в наполненных полимерах показывают [81 - 84], что при нагружении частицы наполнителя являются центрами зарождения микропор вследствие либо отслоения включений при слабом адгезионном взаимодействии с полимером, либо когезионного разрушения полимера в окрестности включений при высокой адгезии. Образование пор в результате межфазного отслоения на границе полимер - наполнитель происходит, когда напряжение, приложенное к системе, превышает прочность адгезионной связанности между частицами и полимером [85]. Изучение микродеформационных процессов в наполненных ПЭВП и ПП [86, 87] показало, что в системах со слабой адгезионной связью процесс деформирования включает в себя следующие основные стадии: зарождение пор на частицах наполнителя; стабилизацию либо рост пор; слияние пор, приводящее к разрушению материала.
Напряжение отслоения включений и зарождения пор зависит от размера частиц [81, 88]. Экспериментально и теоретически микропроцессы адгезионного разрушения исследовались в работах Жука с соавторами [82 -84] на модельных системах на основе ПЭВП, ПП и эпоксидной матрицы с низким содержанием стеклосфер (1-2 об.%) разной дисперсности (d = 8 -360 мкм). Напряжения в момент отслоения включений стотс определялись при растяжении образцов непосредственно в поле зрения оптического микроскопа при одновременной регистрации диаграмм ст-є. Показано, что напряжение отслоения возрастает с уменьшением диаметра частиц.
В ряде работ Стотс частиц экспериментально оценивалось из диаграмм растяжения наполненного полимера по напряжению начала развития неупругих деформаций на ранней стадии нагружения [26, 69, 70, 73, 81, 89]. В композитах на основе ПА-6 и ПП с карбонатом кальция, гидроокисью алюминия и стеклосферами авторы наблюдали снижение напряжения начала неупругих деформаций по сравнению с соответствующим значением для исходной полимерной матрицы с увеличением размера частиц или с уменьшением уровня адгезионной связанности жестких частиц с полимером. Наряду с уменьшением напряжения перехода к неупругим деформациям, протекание межфазных расслоений в наполненном полимере до начала макроскопического пластического течения подтверждалось заметным побелением образцов на начальной стадии деформирования.
Другим подходом к исследованию процессов зарождения и накопления пор в наполненных полимерах, как и в случае систем с эластомерными включениями, является изучение изменения объема образца на ранних стадиях деформирования. Корреляция между напряжением, деформацией и изменением объема (AV/VQ) В ходе нагружения позволяет оценить напряжение начала порообразования. В работах [70, 90] для систем ПП/СаСОз с размерами частиц d = 0,07; 0,7; 3,5 мкм авторы отмечают, что отслоение частиц происходит до или к началу развития пластических деформаций полимера. По данным Пуканского [88] в системах на основе ПП и частиц СаСОз разной дисперсности (d = 1,3 58 мкм) увеличение объема образца по сравнению с исходным полимером происходит при достижении напряжения инициирования, близкого к значениям предела текучести, которое, как и ат, снижается с увеличением d. ЭМ анализ образцов композиций не показал значительного отслоения частиц до достижения деформации при пределе текучести. В работе отмечено соответствие между экспериментальными данными и расчетными значениями напряжения инициирования. Из сказанного выше видно, что имеющиеся данные по напряжениям отслоения частиц в наполненных полимерах часто противоречивы, что может быть связано с разной чувствительностью использованных методов или с ролью формы или размера образцов.
Влияние содержания включений на координированность микропроцессов адгезионного разрушения показано авторами работ [89, 91]. С увеличением содержания включений происходит смена механизма адгезионного разрушения от некоррелированного к коррелированному, что связывается с перераспределением концентраций напряжений и деформаций в окрестности отслоившихся частиц. Переход между этими механизмами разрушения происходит в области Ф = 15+20 об.%.
В работах [92, 93] показано, что образующиеся в результате межфазных расслоений поры в ходе нагружения объединяются в деформационные зоны микропластического течения. Такие деформационные зоны состоят из пор и пластически деформированных прослоек матричного полимера между порами и по структуре аналогичны крейзам. От классических крейзов они отличаются более грубой структурой - большим размером пор и большей толщиной фибрилл [94].
Методы получения композиций и приготовления образцов
Испытание на ударную прочность образцов с надрезом проводили двумя методами: по Изоду (консольное крепление образца - одноопорный метод) и в режиме трехточечного изгиба (двухопорный метод). Определение ударной вязкости по Изоду (ГОСТ 19109-84) проводили на маятниковом копре 2121 КМ-0,05 с ручным приводом и цифровой индикацией. Скорость движения маятника в момент удара составляла 2,9 ± 0,05 м/с. Образцы, согласно ГОСТ имели размеры 4x10x80 мм. Испытание проводили на образцах с V-образным надрезом с радиусом закругления 0,25 мм и глубиной надреза 1,5 мм.
Определение ударной вязкости в режиме трехточечного изгиба проводили на пружинном копре КПС-2. Образцы для испытаний имели вид прямоугольных призм (4x6x40 мм) с V-образным надрезом - радиус закругления 0,25 мм и глубина надреза 1,5 мм. Воздействие на образец осуществлялось по трехточечной схеме стержнеобразным ударником со скоростью 2,6 м/с, расстояние между опорами составляло 27 мм. Особенность установки заключается в возможности получения наиболее полной информации о процессе разрушения материала, поскольку копер оснащен записывающим осциллографом. Осциллограмма ударного импульса (кривая динамического отклика в координатах нагрузка - время) позволяет не только представить общую энергосиловую характеристику материала, но и выявить особенности каждой стадии последовательного вязкоупругого разрушения - инициирования и роста трещины. Из полученных осциллограмм определяли энергию разрушения образцов, а также рассчитывали энергию и деформацию образца на стадиях инициирования и роста трещины. Для получения средних значений ударной прочности испытывали по 7 образцов. Микродеформационные процессы изучали путем электронно-микроскопического (ЭМ) анализа структуры деформированных образцов на разных стадиях растяжения.
Микропроцессы порообразования изучали по изменению объема образца при деформировании. Испытание проводили на образцах в форме двусторонних лопаток с длиной рабочей области 30 мм, шириной 5 мм и толщиной 0,5 мм. Объем образца при достижении заданных деформаций измеряли фотометрическим методом с помощью цифрового фотоаппарата по изменению геометрических размеров образца в двух взаимно-перпендикулярных направлениях. Обработку фотоснимков осуществляли в программе Adobe Photoshop CS. Истинное сечение образца на различных участках кривой нагружения рассчитывали по формуле: SHCT = атек Ьтек, где я и тек - ширина и толщина рабочей части лопатки соответственно. Изменение объема в ходе деформации рассчитывали по формуле: AV/V0 = S So (Є+1)-1, где So- начальное сечение образца, є - деформация образца в направлении действующей нагрузки. Следует отметить, что основным недостатком данного метода является его низкая чувствительность к изменению объема образца на ранних стадиях деформирования (менее 1 %).
На рисунке 3 приведены микрофотографии поверхностей низкотемпературных сколов композиций ПП/СС и ПП/А1(ОН)з, демонстрирующие распределение жестких частиц в полимерной матрице. Количественный анализ пространственного распределения частиц [131, 132] показал, что среднее значение диаметра включений в системах практически соответствует среднему диаметру частиц в исходной фракции наполнителя. Образования крупных агломератов с размерами, превышающими максимальный размер частиц во фракции, не наблюдалось даже при высоком содержании включений. Эти данные показывают, что выбранный режим смешения компонентов обеспечивает гомогенное распределение жестких частиц в полимерной матрице. Наблюдаемые на поверхности разрушения поры (рис.За) образованы в результате отслоения СС от полимера при получении скола, что свидетельствует о слабой адгезии между СС и ПП.
На рисунке 4 приведены микрофотографии предварительно отмытых гептаном поверхностей низкотемпературных сколов композиций ПП/СКЭП с содержанием эластомера 10 (а) и 25 (б) об.%. Известно, что размер эластомерных частиц в смесях определяется условиями смешения и совместимостью компонентов. Из характера распределения образующихся при растворении эластомера микропор следует, что частицы СКЭП равномерно распределяются в полимерной матрице в виде сферических частиц с размером менее 1 мкм в системе с 10 об.% СКЭП (а) и в диапазоне размеров 0,5-2 мкм в системе с 25 об.% СКЭП (б).
Деформационное поведение композиций при квазистатическом растяжении
Также как и в смесях с эластомером (рис.8а), в композициях с dom на ранней стадии нагружения происходит образование пор, связанное в данном случае с облегченным отслоением частиц оптимального размера (рис. 17а). Для обеих систем с ростом деформации характерно объединение образующихся пор в микропористые крейзоподобные зоны пластического течения. При Ф 20 об.% до начала образования макрошейки материалы деформируются макрооднородно и пластические деформации развиваются внутри таких диффузных микрозон течения (рис.8б, 176). В шейке поры распределены однородно и пластически деформированы в соответствии со степенью вытяжки полимера (рис.17в). Облегченное поробразование по всему образцу способствует стабильному развитию шейки и достижению высоких пластических деформаций на стадии ориентационного упрочнения (рис.17г). Вязкое разрушение однородно ориентированного материала с гомогенно распределенными порами происходит в результате достижения предельных деформаций в полимерных прослойках между порами (рис.9а, 17г).
С увеличением содержания включений при Ф 20 об.% в обеих системах также наблюдается смена механизма деформирования от макроскопически неоднородного с образованием шейки (рис.ба, 18а) к макрооднородному деформированию во множественных зонах крейзоподобного типа без существенного изменения поперечного сечения образца (рис.66,186). Макрооднородное деформирование характеризуется высокой плотностью микрозон пластического течения, ориентированных под углом к направлению приложения нагрузки (рис.17д). На микроуровне деформирование протекает неоднородно вследствие пластической вытяжки полимерных прослоек между порами внутри локальных крейзоподобных зон (рис.17е). В данном случае, разрушение происходит в результате достижения предельных деформаций в полимерных прослойках внутри локальной крейзоподобной зоны течения, при том, что полимер в соседних областях остается в упругодеформированном состоянии (рис.17е).
Анализ изменения объема образцов в ходе деформирования композиций как с жесткими, так и с эластомерными включениями показал, что развитие макрооднородного пластического течения, характеризующегося незначительным уменьшением поперечных размеров образца, происходит с существенным увеличением его объема.
На рисунке 19 представлены зависимости AV(e) для исходного ПП (кривая 1) и его композиций с А1(ОН)з ( d — 25 мкм, кривая 2) и СКЭП (кривая 3) при содержании наполнителя, соответствующего макрооднородному механизму деформирования. Увеличение объема образцов композиций свидетельствует об образовании и росте размера пор в ходе деформирования. Наблюдаемое слабое возрастание объема образца исходного ПП объясняется появлением микропор в результате перестройки кристаллической структуры в процессе пластического деформирования.
Двойственная роль размера жестких частиц в процессе пластического течения как адгезионного (d dom) и геометрического (d dom) факторов разрушения. На рисунке 20 показаны концентрационные зависимости предельных деформаций для композиций с d dom (а) и d dom (б) по отношению к базовой зависимости єр(Ф)ОІГГ. Как при уменьшении, так и при увеличении размера жестких включений относительно Joim наблюдается отклонение зависимостей ер(Ф) от базовой. Такая закономерность изменения пластических свойств наполненного ПП с изменением размера жестких включений была объяснена двойственной ролью размера включений как адгезионного (в композициях с d dom - рис.20а), либо как геометрического (в композициях с d dom - рис.206) факторов разрушения.
Адгезионный фактор обусловлен повышением напряжения отслоения аотс с уменьшением размера включений [83, 84]. Он проявляется в том, что при определенном Ф(сі) порообразование затрудняется, к началу макроскопического течения частицы отслаиваются не полностью и в результате сохранения адгезионной связанности полимера с включениями материал имеет более высокий предел текучести по сравнению с материалом с полностью отслоенными включениями [93]. Схематически влияние стотс на переход от полного к неполному отслоению частиц к началу течения показано на рисунке 21. Относительные значения а0Тс соответствующие разным d, сопоставлены с расчетной концентрационной зависимостью сгт(Ф)отс
Влияние морфологии композиций на параметры разрушения на стадиях инициирования и роста трещины
На основании близости значений коэффициентов упрочнения кр композиций с dom и ненаполненного ГШ (кривая 1) можно предположить, что присутствие пор с размером, близким к domy не оказывает существенного влияния на процесс ориентационной вытяжки полимера (см. рис.17г) и при разрушении прочность полимерных прослоек в композите достигает предельной прочности исходного полимера арист пп. Снижение кр композитов с d dom по сравнению с кр (кривые 2, 3) означает, что при разрушении предельная прочность исходного полимера стрист пп не достигается (при том, что значение тт(Ф) не зависит от размера частиц), т.е. поры с размером выше критического затрудняют процесс ориентационной вытяжки полимера. Как видно из рисунка, значение кр в композитах с d dom (кривые 2, 3) при увеличении Ф снижается до уровня кш, т.е. максимальная вытяжка полимера
при разрушении в присутствии крупных пор не превышает степень вытяжки полимера в шейке А,ш.
Кроме того, ЭМ анализ деформированных образцов композиций с d dom, показал, что увеличение размера образующихся пор сопровождается трансформацией их формы от эллиптической к ромбовидной и образованием трещин на полюсах пор (рис.25а). Один из возможных механизмов образования ромбовидных пор в наполненных пластичных полимерах предложен в работе Баженова [133], в которой показано, что критический размер включения зависит от типа матричного полимера и определяется его трещиностойкостью. Возможно также, что критический размер пор связан с параметрами надмолекулярной структуры частично-кристаллических полимеров. Исследование сферолитной структуры полимера в композициях ПП/А1(ОН)з ( d = 1 25 мкм) показало, что в наполненном ПП диаметр сферолитов составляет 30 - 50 мкм. Размер мелких включений существенно меньше размера сферолитов и частицы располагаются внутри сферолитных образований. Размер крупных включений сопоставим с размерами сферолитов и частицы располагаются преимущественно в межсферолитном пространстве. Поскольку при нагружении полимеров, имеющих сферолитную структуру, пластические деформации инициируются в межсферолитном пространстве [134], присутствие там включений, являющихся концентраторами напряжений, может вносить дополнительный вклад в процесс разрушения. Вопрос о природе критического размера дефекта требует дальнейшего детального изучения.
Скачкообразное снижение кр в композициях с d = 1 - 3 мкм в области Ф 20 об. % (рис.26, кривая 1) связано с изменением механизма пластического течения и микромеханизма разрушения. Как видно из рисунка, в этом диапазоне наполнений размер включений, практически, не влияет на коэффициент упрочнения кр (но, как было показано выше, влияет на концентрацию деформационных зон и значение єр, рис.13). Значение кр при разрушении остается ниже кШі т.е. в процессе макрооднородного деформирования в крейзоподобных зонах не достигается формирования однородной микропористой структуры со степенью вытяжки, соответствующей степени вытяжки полимера в шейке, и разрушение материала происходит внутри локальной крейзоподобной зоны пластического течения.
Таким образом, результаты исследования влияния эластомерных и жестких включений на деформационное поведение наполненного ПП при квазистатическом нагружении показывают существование взаимосвязи между закономерностями порообразования и способностью материала к пластическому течению. При условии облегченного порообразования и размера микропор меньше критического, природа включений не оказывает существенного влияния на предел текучести (рис.27) и предельные свойства композиций. Для ударопрочной системы ПП/СКЭП и композиций с жесткими частицами с dom наблюдается аналогичный характер зависимостей предельных деформаций от содержания наполнителя (рис.7 кривая 1, рис.16), а также близкие значения энергии разрушения, оцененной по площади под кривой а-є (рис.5,15). Различие наблюдается в области малых деформаций и проявляется в значениях Gynp и єт (табл.2, 3), характеризующих способность композиций к порообразованию и однородному накоплению пластических деформаций в материале до начала локализации пластического течения в шейке. Подробное обсуждение влияния природы наполнителя и размера жестких включений на поведение систем в области малых деформаций приведено ниже (см. пункт 3.3).
