CC BY
24ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ. Серия А. 2006, том 4S. № 6. с. 959-969
СТРУКТУРА, СВОЙСТВА
УДК 541.64:539.3
ПЛАСТИЧНО-ПЛАСТИЧНЫЙ ПЕРЕХОД В ДИСПЕРСНО-НАПОЛНЕННЫХ КОМПОЗИТАХ НА ОСНОВЕ ТЕРМОПЛАСТИЧНЫХ ПОЛИМЕРОВ1
© 2006 г. О. А. Серенко, Г. П. Гончарук, С. Л. Баженов
Институт синтетических полимерных материалов им. Н С Ениколопова Российской академии наук
117393 Москва. Профсоюзная ул., 70 Поступила в редакцию 24.10.2005 г.
Принята в печать 12.01.2006 г.
Исследован механизм разрушения наполненных композитов на основе гуттаперчи, ПЭНП, ПЭ средней плотности и частиц резины. Увеличение концентрации наполнителя приводит к изменению деформационного поведения композитов от распространения шейки к однородному пластичному деформированию. Критерием пластично-пластичного перехода является равенство верхнего и нижнего пределов текучести наполненного композита. Критическая концентрация частиц резины при пластично-пластичном переходе определяется отношением верхнего предела текучести матричного полимера к напряжению вытяжки шейки. Переход от распространения шейки к однородному пластичному течению материала реализуется при выполнении двух условий: предел прочности полимерной матрицы должен быть выше ее верхнего предела текучести; в композите при растяжении не должны появляться ромбовидные поры. Последнее условие выполняется, если размер частиц меньше некоторого критического значения, определяемого вязкостью разрушения матрицы.
Введение в термопластичные полимеры дисперсного наполнителя приводит к уменьшению деформации композита при разрыве. Если в качестве матрицы используется однородно деформирующийся пластичный полимер (сополимер этилена и винилацетата [1], ПТФЭ [2]), то деформация при разрушении уменьшается с ростом степени наполнения монотонно и не слишком резко. Принципиально иначе ведут себя композиты на основе матриц, в которых при растяжении формируется шейка. При некотором критическом содержании наполнителя они, как правило, становятся хрупкими, и деформация при разрушении резко уменьшается, примерно на два десятичных порядка [2]. Очевидно, что переход к хрупкому разрушению композитов нежелателен.
Согласно работам [2-6], охрупчивание композитов связано с образованием шейки в полимерной матрице. При определенной степени наполнения композит разрушается при ее формировании. Наряду с наполненными пластиками, в
1 Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (код проекта 03-03-32259).
E-mail: oserenko@yandex.ru (Серенко Ольга Анатольевна).
которых осуществляется переход от пластичного к хрупкому разрушению (ПЭВП [7], ПВХ [8], ПК [9], ПП [10, 11], ПЭТФ [3]), известны дисперсно-наполненные композиты на основе термопластов, которые остаются пластичными в широком диапазоне степеней наполнения, несмотря на формирование шейки в матричном полимере [12, 13]. Цель настоящей работы - определить условия, позволяющие избежать охрупчивания материалов на основе пластичных матриц, деформирующихся с образованием шейки.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В работе использовали ПЭНП (показатель текучести расплава 2 г/10 мин), ПЭ средней плотности и транс-полиизопрен (гуттаперча).
В качестве наполнителя применяли частицы резины двух типов - общешинную крошку, полученную измельчением на вальцах изношенных автомобильных шин, и крошку, полученную упруго-деформационным измельчением отходов автомобильных уплотнителей на основе СКЭПТ. Поскольку в составе первого эластичного наполнителя объемная доля СКИ равна 0.60 [14], далее этот наполнитель будем называть наполнителем
Температурный режим получения композитов
Базовый полимер Температуры в зонах экструдера,°С Температура прессования,°С
7", Т2
ПЭНП 140 150 150
ПЭ средней 160 170 160
плотности
на основе СКИ. Размер частиц резины на основе СКИ и СКЭПТ составлял 10-600 мкм.
Смешение ПЭНП с частицами резины на основе СКИ и ПЭ средней плотности со СКЭПТ проводили в одношнековом лабораторном экструде-ре, имеющем две зоны обогрева и смесительную камеру. Отношение длины шнека к его диаметру равно 12. Камера смешения состояла из коаксиальных рифленых цилиндров длиной 120 мм с зазором между ними 1 мм, внутренний цилиндр являлся продолжением ротора. В таблице приведены температурные режимы смешения. Объемную долю наполнителя У( изменяли от 0.02 до 0.36, что соответствует 2-40 мае. %.
Из смесей получали пластины толщиной 2 мм прессованием под давлением 10 МПа. Режимы прессования также указаны в таблице. После выдержки материала под давлением в течение 10 мин температуру постепенно снижали до 20°С.
Смешение гуттаперчи и частиц СКЭПТ проводили путем двукратного кратковременного прессования при температуре 100°С и давлении 10 МПа. Общее время смешения не превышало 5 мин. Из смесей изготавливали пластины толщиной 1 мм. Условия прессования идентичны таковым в случае пластин на основе ПЭНП.
Деформационно-прочностные характеристики материалов определяли в режиме одноосного растяжения на динамометрической установке 203Р-005. Образцы для механических испытаний представляли собой двусторонние лопатки с размером рабочей части 5 х 35 мм. Скорость растяжения 20 мм/мин.
Механические испытания образцов ПЭНП-СКИ и гуттаперча-СКЭПТ проводили при комнатной температуре. Материал ПЭ средней плот-ности-СКЭПТ испытывали при 80°С в термокамере. В этом случае образец выдерживали при заданной температуре ~5 мин.
Материалы на основе термопластов и частиц резины называются резинопластами. В работе использовали величины напряжений, рассчитанные на исходное сечение образца.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ Предварительный анализ
При анализе механического поведения наполненного композита мы используем подход, разработанный ранее [2-6]. Он состоит в том, что рассматриваются три конкурирующих механизма деформирования наполненного композита, а именно, распространение шейки, хрупкое разрушение и однородное пластическое течение. Каждому из этих механизмов деформирования соответствует свой формальный параметр, зависящий от содержания частиц. Распространение шейки характеризуется нижним пределом текучести (напряжением вытяжки шейки) о^, хрупкое поведение - прочностью композита при разрыве о,., однородное пластическое деформирование -верхним пределом текучести оу. Механизм деформирования наполненного композита определяется минимальным значением трех перечисленных параметров. Если нижний предел текучести меньше прочности и верхнего предела текучести, то вдоль образца распространяется шейка. Если прочность композита меньше напряжения вытяжки шейки и верхнего предела текучести, разрушение хрупкое. Если верхний предел текучести меньше прочности и напряжения вытяжки шейки, деформирование материала является макрооднородным пластичным. Таким образом, хрупкого разрушения можно избежать во всем диапазоне степеней наполнения, если предел прочности композита выше или напряжения вытяжки шейки, или верхнего предела текучести.
Функциональные зависимости, описывающие влияние концентрации наполнителя на величины о(, су и были определены в работах [4, 15-20]. Предел прочности дисперсно-наполненного композита описывается уравнением [15, 16]
^ = 1 -к3, (1)
где ат - прочность матрицы, У^— объемная доля частиц, [3 - параметр формы частиц.
Верхний предел текучести определяется соотношением [17-19]
^ = l-ßV//3 (2)
Vym J
Здесь Gvw - верхний предел текучести ненапол-ненного полимера. В отличие от прочности при разрыве и верхнего предела текучести композита концентрационная зависимость напряжения вытяжки шейки композита имеет вид линейной функции [2, 4, 19, 20]:
<7 ,
— = 1 - V, (3)
(Gdm - напряжение вытяжки шейки матрицы).
Согласно формулам (1)-(3), прочность и верхний предел текучести материалов на основе пластичных полимеров уменьшаются пропорциональ-
i/2/З
но VI , а нижнии предел текучести - пропорционально Vj. При малых степенях наполнения Vf- < 1
выполняется неравенство V,- < V"'3. Как следствие, с ростом степени наполнения прочность и верхний предел текучести композита убывают быстрее, чем напряжение вытяжки шейки.
Анализ теоретических зависимостей G-Vf, Gy—Vf-и GirVf показывает, что поведение композитов должно быть принципиально различным в случаях gc < Gv (предел прочности композита меньше верхнего предела текучести) и Gc > Gv (предел прочности композита больше верхнего предела текучести).
<тс < <ту, пластично-хрупкий переход. На рис. 1а приведена схематическая кривая растяжения полимера, верхний предел текучести которого Gym выше прочности Gm. Концентрационные теоретические зависимости прочности, верхнего и нижнего пределов текучести композита на основе этого полимера представлены на рис. 16. При небольших степенях наполнения (область I) прочность больше напряжения вытяжки (с(. > о(/), что соответствует распространению шейки вдоль образца. При некоторой концентрации частиц прочность композита становится меньше Gd (область II). Как следствие, образующаяся шейка не
способна к распространению, и материал разрушается в процессе ее формирования. Верхний предел текучести наполненного полимера остается выше значений прочности и напряжения вытяжки шейки при Vj = 0-1. Таким образом, при определенной концентрации наполнителя шейка в композите перестает распространяться вдоль образца, и происходит смена деформационного поведения от распространения шейки к хрупкому разрушению.
Пластично-хрупкий переход характеризуется резким уменьшением относительной деформации композита при разрыве £(. Схематическая кривая зависимости £(.-Vj имеет вид ступени (рис. 1в). При небольшом содержании наполнителя материал сохраняет высокую деформируемость (область I). В данной области образуется и растет шейка. Выше некоторого критического содержания наполнителя разрушение материала происходит при формировании шейки. Композит становится хрупким, что сопровождается резким уменьшением относительного удлинения при разрыве (область II). Подробный анализ пластично-хрупкого перехода и экспериментальная проверка теоретических выводов приведены в работах [2-4, 6, 20] и здесь детально рассматриваться не будут.
<тс > <jv, пластично-пластичный переход. На
рис. 1г приведена схематическая кривая растяжения полимера, инженерная прочность Gm которого превышает верхний предел текучести Gvm. Теоретические зависимости Gc-Vf, Gy-Vj■ и Gj-Vj- для этого случая представлены на рис. 1д. Прочность композита больше верхнего предела текучести во всем интервале содержания наполнителя. При определенной концентрации частиц верхний предел текучести композита достигает значения напряжения вытяжки шейки. При дальнейшем увеличении степени наполнения величина Gd превышает ov, и минимальным параметром растяжения материала становится верхний предел текучести.
Точка пересечения зависимостей G}—Vt и G(rVf соответствует изменению характера деформирования композита от распространения шейки к однородному пластичному течению, т.е. пластично-пластичному переходу (рис. 1д, область III). Композит на основе полимера, в котором Gm > Gvm, не должен охрупчиваться.
(а)
ст.
а,
\1т
X
г» *
к а.
1.0
(в)
Деформация
0.5
0.2
0.4 к
Напряжение 1.0
Деформация
Рис. 1. Кривые растяжения матричных полимеров (а. г), теоретические концентрационные зависимости параметров растяжения композитов (б, д) и концентрационная зависимость относительного удлинения при разрыве материала при пластично-хрупком переходе (в): I - прочность, 2 - верхний предел текучести, 3 - напряжение вытяжки шейки. Расчет проводили при Gvw(/Gvm = 1, G„(/ov/n = 0.7, odm/öxm = 0.6 (б) и G,„/o,„ = 1, cyJam = 0.7, Gdm/öm = 0.6 (д). 1 - область образования и роста шейки, П - область хрупкого разрыва, III -область однородного пластичного растяжения.
Для экспериментальной проверки теоретического анализа исследовали композиты на основе матриц, инженерная прочность которых выше верхнего предела текучести.
Экспериментальные результаты
На рис. 2 приведены кривые растяжения композита на основе ПЭНП с различным содержанием эластичного наполнителя на основе СКИ. Ис-
Напряжение 1.0
е, %
Рис. 2. Кривые растяжения резинопластов на основе ПЭНП с объемной долей частиц резины на основе СКИ 0 (/), 0.06 (2), 0.17 (3) и 0.26 (4).
ходный полимер деформируется с образованием шейки, после распространения которой на всю рабочую часть образца начинается деформационное упрочнение (кривая /). При введении небольшого количества наполнителя У(-< 0.06 вид диаграммы растяжения материала не меняется. Разрыв композита, как и ненаполненного ПЭНП, происходит на стадии упрочнения (кривая 2). При дальнейшем увеличении содержания частиц рези-
ны зуб текучести, соответствующий образованию шейки, вырождается (кривые4). Материал деформируется макрооднородно. При визуальном контроле растяжения этих образцов не наблюдается образования шейки (рис. 3).
Аналогичное изменение вида кривых растяжения с ростом концентрации частиц резины имеет место и при использовании в качестве матрицы А??рднс-полиизопрена (рис. 4). Следует отметить, что растяжение ненаполненной гуттаперчи происходит с образованием шейки, о чем свидетельствуют локальное сужение поперечного сечения и неоднородное распределение деформации вдоль оси вытяжки образца (рис. 5). Вырождение зуба текучести на кривых растяжения наблюдается при У.~> 0.02.
Зависимость относительной деформации при разрыве £(./еш от содержания частиц резины для резинопластов на основе ПЭНП и транс-полиизопрена приведена на рис. 6 (кривые 1,2). В обоих случаях происходит монотонное уменьшение 8,./£„, с повышением концентрации наполнителя.
На рис. 7а представлены концентрационные зависимости параметров деформирования рези-нопласта на основе ПЭНП. При небольшом содержании частиц резины прочность и верхний предел текучести композита превышают нижний
Рис. 3. Вид растянутых на 140% образцов композитов на основе ПЭНП с концентрацией частиц резины У е- 0.02 (/), 0.08 (2) и 0.17 (3). Расстояние между предварительно нанесенными метками 5 мм.
Рис. 4. Кривые растяжения резинопластов на основе гуттаперчи с содержанием частиц СКЭПТ у/ = ()(/), 0.02 (2) и 0.17 (.*).
¡■■¡Я 1
10 мм
Рис. 5. Образование шейки при растяжении гуттаперчи. Величина деформации 0 (/) и 40% (2).
Рис. 6. Зависимость относительного удлинения при разрыве композитов на основе ПЭНП (/), гуттаперчи (2) и ПЭ средней плотности (Т = = 80°С) {3) от концентрации частиц резины.
предел текучести. Материал в этом интервале концентрации частиц резины деформируется с образованием шейки и разрушается на стадии деформационного упрочнения. При некоторой концентрации наполнителя верхний предел текучести композита оу становится равным нижнему о(/. При дальнейшем увеличении степени наполнения зависимость оут-У/ проходит ниже прямой <з(ГУ В данном случае резинопласт деформируется макрооднородно и шейка не образуется.
Критерий пластично-пластичного перехода
Предположим, что вклад частиц резины в напряжение вытяжки шейки и верхний предел текучести резинопласта пренебрежимо мал. Обоснованием является отслоение или разрушение частиц резины при растяжении [19. 20]. Образующиеся при этом дефекты имеют форму овалов и сохраняют ее вплоть до разрыва образцов (рис. 8).
Условием перехода композита от распространения шейки к однородному деформированию является равенство верхнего предела текучести и напряжения вытяжки композита оу = а'¿. Для определения критической концентрации наполнителя при пластично-пластичном переходе приравняем выражения (2) и (3):
Cvm(l-pV2/3) = Gdm( 1 - vf)
(4)
Замена переменных = У1/3 в формуле (4) приводит к кубическому уравнению, решение которого в пределах О <У/< 1 имеет вид [21]
27
- , ос к - 2cos - + -3 3
(5)
где а = arceos
V 2(3 V ' Gdm
Анализ выражения (5) показывает, что с ростом отношения оУШ/а(/,„ увеличивается критическая концентрация наполнителя при пластично-пластичном переходе К*л.пл, и, следовательно, расширяется концентрационная область, в которой композит деформируется с образованием шейки. Отметим, что этому условию удовлетворяют матрицы, деформирующиеся с неявно образующейся шейкой, с одной стороны, и матрицы,
о, МПа
Рис. 7. Концентрационные зависимости прочности (У), верхнего (2) и нижнего пределов текучести (3) для материала на основе ПЭНП (а) и ПЭ средней плотности-СКЭПТ при 80°С (б). I и III — области роста шейки и однородного растяжения материала соответственно. Штриховыми линиями показаны теоретические зависимости верхнего и нижнего пределов текучести композита, рассчитанные по уравнениям (2) и (5).
имеющие высокое деформационное упрочнение, с другой. Первый вывод вполне очевиден. Если шейка слабо выражена, то ее исчезновение происходит при низкой концентрации частиц.
Таким образом, для избежания охрупчивания и сохранения пластичных свойств дисперсно-наполненных композитов необходимо использовать в качестве матриц полимеры, инженерная прочность которых превышает верхний предел текучести (ои > Оут).
Достаточно ли этого условия для реализации пластично-пластичного перехода и сохранения
Рис. 8. Поверхность композитов ПЭНП-СКИ (а) и гуттаперча-СКЭПТ (б), растянутых на 350%. Объемная доля частиц резины 0.02. Стрелки указывают на разрушенные или отслоенные частицы. Увеличение 60.
высокой деформируемости композита в широком интервале концентраций наполнителя? В работе [22] показано, что введение всего лишь 8 об. % частиц резины в ПЭ средней плотности, который удовлетворяет выдвинутому требованию (а,„ = = 26.5 МПа > огт= 21 МПа), приводит к хрупкому разрушению композита. Вместо ожидаемого пластично-пластичного перехода наблюдалось охрупчивание. Следовательно, сформулированное условие сохранения пластичности наполненных полимеров является необходимым, но недостаточным.
Переход от пластичного к хрупкому разрушению композитов с крупными частицами наполнителя, в частности, резинопласта на основе ПЭ
£, %
Рис. 9. Кривые растяжения композитов на основе ПЭ средней плотности при 80°С. Концентрация наполнителя У, = 0.06 (/), 0.17 (2), 0.27 (3) и 0.36 (4).
средней плотности, зачастую связан с появлением в области шейки материала дефектов в виде ромба [22]. Их образование обусловлено крупными частицами наполнителя с размером больше некоторого критического значения, который в свою очередь определяется вязкостью разрушения полимерной матрицы [23]. Рост ромбовидных пор приводит к хрупкому разрушению и нивелирует влияние матричного полимера на деформационное поведение композита.
В работе [24] установлено, что при повышении температуры испытания до 70°С в ПЭ средней плотности, наполненном крупными частицами, ромбовидные поры перестают образовываться. На рис. 9 приведены кривые растяжения материалов ПЭ средней плотности-СКЭПТ при 80°С. Композиты, содержащие менее 27 об. % наполнителя, деформируются с образованием шейки, которая распространяется на всю рабочую часть образца. Разрыв происходит на стадии ориентаци-онного упрочнения. Высота зуба текучести, т.е. разность между верхним пределом текучести и напряжением вытяжки шейки, уменьшается по мере роста концентрации наполнителя. При объемной доле частиц резины -0.27 зуб текучести на кривой растяжения материала вырождается. Ре-зинопласт начинает деформироваться однородно, а также изменяется характер растяжения материала, пластично-пластичный переход.
V
* 11Л-11Л
Рис. 10. Объемная доля наполнителя при пластично-пластичном переходе в материалах гутта-перча-СКЭПТ (/). ПЭНП-СКИ (2), ПЭ средней плотности-СКЭПТ при 80°С (3), ПП-стекло-сферы (4) и ПП-А1(ОН)3 (5). Кривая - расчет по уравнению (5).
На рис. 76 приведены концентрационные зависимости параметров деформирования резинопла-ста на основе ПЭ средней плотности при 80°С. По общему виду представленные зависимости аналогичны зависимостям для материала на основе ПЭНП. Прочность композита превышает верхний и нижний пределы текучести почти во всем исследованном интервале концентраций наполнителя. Верхний предел текучести композита больше нижнего только при небольшом содержании частиц резины. При су> 0(/ материал деформируется с образованием шейки и разрушается на стадии деформационного упрочнения. При некоторой концентрации наполнителя верхний и нижний пределы сравниваются, (5Х = (5с1. При дальнейшем увеличении степени наполнения зависимость Оу-Уу проходит ниже прямой В этом случае резинопласт деформируется макроодно-родно и шейка не образуется.
На рис. 6 (кривая:?) приведена концентрационная зависимость относительного удлинения при разрыве £</£,„ для композита ПЭ средней плотно-сти-резина. Значения £,./£„, монотонно уменьшаются с ростом степени наполнения. Материал остается пластичным во всей исследованной области концентраций частиц резины.
Таким образом, при отсутствии ромбовидных пор в композите ПЭ средней плотности-частицы резины "восстанавливается" роль матричного по-
лимера и его влияние на деформационное поведение материала. В резинопласте на основе полимера инженерная прочность при разрыве которого превышает верхний предел текучести, реализуется пластично-пластичный переход. Можно заключить, что вторым необходимым условием является отсутствие ромбовидных пор и, следовательно, использование наполнителя с небольшим размером частиц. Это позволит избежать нежелательного охрупчивания композита.
Согласно уравнению (5), критическая концентрация наполнителя при пластично-пластичном
переходе У*л_пл зависит от величины аут/а(1т. На рис. 10 приведены экспериментальная и теоретическая зависимости У*л_пл от отношения оут/о,1т. Наблюдается удовлетворительное согласие расчетных и экспериментальных значений 1/*,_пл. Таким образом, критическая концентрация наполнителя при пластично-пластичном переходе действительно определяется отношением сХ1П/ос1т и увеличивается с его ростом.
Пластичный полимер, овальные поры
аш > °ут > О\1т аут > > ас1т
Образование и рост шейки
Пластично-пластичный переход
Условие перехода: ау - а(/
^ пл-пл ~ ®ут№с1т
Хрупкое разрушение
Если при растяжении композита образуются овальные поры, путь перехода от одного типа растяжения к другому зависит от свойств матричного полимера. В композите на основе полимера, прочность которого превышает значение верхнего предела текучести, наблюдается переход от растяжения с образованием и распространением шейки к однородному пластичному растяжению (пластично-пластичный переход). Концентрация
Реализация пластично-пластичного перехода в композитах не зависит от жесткости наполнителя. При исследовании ПП (а,„ = 43, оут = 35, а(/,„ = = 25 МПа)с частицами А1(ОН)3 [12] или со стекло-сферами [13] также наблюдалось характерное для этого перехода видоизменение кривых растяжения материалов с повышением концентрации наполнителя, а именно размывание и последующее вырождение пика текучести. В отсутствие пика текучести (ау - о,/) разрушение наполненного ПП происходило на стадии ориентационного упрочнения. Концентрации наполнителя при
пластично-пластичном переходе У*л_пл в этих композитах также приведены на рис. 10.
Обобщая изложенные результаты, можно заключить, что с ростом содержания наполнителя деформационное поведение материала на основе пластичного полимера изменяется. Схема переходов от одного вида разрушения к другому представлена ниже.
Пластичный полимер, ромбовидные поры
ст > сут > ®(1т °ут > ат >
я
гз О.
х
о
О О.
наполнителя при этом изменении деформационного поведения материала увеличивается с ростом отношения верхнего предела текучести матричного полимера к нижнему.
В материале на основе полимера, прочность которого меньше верхнего предела текучести, с повышением концентрации наполнителя осуществляется переход от растяжения с образованием
Образование и рост шейки
1
Пластично-хрупкий переход Условие перехода: ас =
' пл-хр
и ростом шейки к хрупкому разрушению. Концентрация наполнителя при пластично-хрупком переходе повышается с увеличением отношения прочности полимерной матрицы к ее нижнему пределу текучести [4-6].
Если при растяжении композита образуются ромбовидные поры, то вне зависимости от соотношения между прочностью матрицы и верхним пределом текучести при небольшом содержании частиц наблюдается переход к хрупкому разрушению композитного материала.
Для реализации перехода от распространения шейки к однородному пластичному течению композита необходимо выполнение двух условий. Во-первых, инженерная прочность полимерной матрицы должна превышать верхний предел текучести. Во-вторых, в композите должны отсутствовать ромбовидные поры. Иными словами, частицы наполнителя должны быть не слишком крупными.
Авторы выражают искреннюю признательность Н.Ф. Бакееву за плодотворное обсуждение результатов работы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Серен ко O.A., Авинкин B.C.. Баженов СЛ. // Докл. РАН. 2002. Т. 382. № 3. С. 341.
2. Bazhenov S.L. // Plastics Additives. London; New York; Madras: Chapmen and Hall, 1998. P. 252.
3. Bazhenov S.L., Li J.X., Hiltner A., Baer E. // J. Appl. Polym. Sei. 1994. V. 52. № 2. P. 243.
4. Bazhenov S.L. // Polym. Eng Sei. 1995. V. 35. № 10. P. 813.
5. Берлин Ал.Ал., Тополкараев СЛ., Баженов СЛ. // Сб. науч. тр. "Физические аспекты прогнозирования разрушения и деформирования". Л.: ФТИ, 1987.
6. Серенко O.A. Дис. ... д-ра хим. наук. М.: ИСПМ РАН, 2004.
7. Точин В.А., Щупак E.H., Туманов В В. // Механика композит, материалов. 1984. № 4. С. 635.
8. Rovatti И/.. EdwardG., Bolalek Е. //J. Appl. Polym. Sei. 1963. V. 7. №6. Р. 2269.
9. Encyclopedia ot Polymer Science and Engineering. New York: Wiley, 1988. V. 11. P. 656.
10. Тополкараев В А.. Горбунова HB., Дубнико-ва И.Л., Парамзина Т В., Дьячковский Ф.С. // Вы-сокомолек. соед. А. 1990. Т. 32. № 10. С. 2210.
11. Дубникова ИЛ., Тополкараев В.А., Парамзина Т В., Горохова Е.В., Дьячковский Ф.С. // Высо-комолек. соед. А. 1990. Т. 32. №4. С. 841.
12. Dubnikova I.L., Oshmyan V.G., Gorenberg A.Ya. // J. Mater. Sei. 1997. V. 32. P. 1613.
13. Дубникова ИЛ., Березина С М., Ошмян В.Г., Ку-лезнев В Н. // Высокомолек. соед. А. 2003. Т. 45. № 9. С. 1494.
14. Серенко O.A., Гончарук Т.П., Кнунянц М.И., Крючков А.Н. // Высокомолек. соед. А. 1998. Т. 40. №7. С. 1186.
15. Smith T.L. //Trans. Soc. Reology. 1959. V. 3. Р. 113.
16. Нильсен Л.E. Механические свойства полимеров и полимерных композиций. М.: Химия, 1978.
17. Nicolais L., Narkis М. // Polym. Eng Sei. 1971. V. II. №3. Р. 194.
18. Nicolais L.. Mashelker R.A. //J. Appl. Polym. Sei. 1976. V. 20. P. 561.
19. Серенко O.A., Гончарук Т.П., Авинкин B.C., Ke-чекьян A.C., Баженов СЛ. // Высокомолек. соед. А. 2002. Т. 44. № 8. С. 1399.
20. Серенко O.A., Авинкин B.C., Баженов СЛ. // Высокомолек. соед. А. 2002. Т. 44. № 3. С. 457.
21. Корн Г., Корн Т. Справочник по математике для научных работников и инженеров. Определения, теоремы, формулы. М.: Наука, 1984. С. 43.
22. Серенко O.A., Насруллаев И.Н., Баженов СЛ. // Высокомолек. соед. А. 2003. Т. 45. № 5. С. 759.
23. Серенко O.A., Баженов СЛ., Насруллаев И.Н., Берлин Ал.Ал. // Высокомолек. соед. А. 2005. Т. 47. № 1. С. 64.
24. Серенко O.A., Гончарук Г.П., Насруллаев И.Н., Магомедов Г.М., Оболонкова Е С., Баженов СЛ. // Высокомолек. соед. А. 2003. Т. 45. № И. С. 1900.
Ductile-Ductile Transition in Dispersely Filled Composites Based
on Thermoplastic Polymers
O. A. Serenko, G. P. Goncharuk, and S. L. Bazhenov
Enikolopov Institute of Synthetic Polymeric Materials, Russian Academy of Sciences, ul. Profsoyuznaya 70. Moscow, 117393 Russia
Abstract—The fracture mechanism for rubber-filled composites based on gutta-percha, LDPE, medium-den-sity PE, and rubber particles was studied. An increase in the concentration of filler particles leads to a change in the stress-strain behavior of the composites from neck propagation to homogeneous plastic deformation. For the filled composites, the criterion for the ductile-ductile transition is the equality of upper and lower yield stresses. The critical concentration of rubber particles at the ductile-ductile transition is controlled by the ratio between the upper yield stress of matrix polymer and the neck propagation stress. Transition from neck propagation to homogeneous plastic flow of the material is actuated by two conditions: the breaking strength of polymer matrix should be higher than the upper yield stress, and stretching of the composite should not be accompanied by the formation of rhomb-shaped cracks. The latter condition is fulfilled when the dimensions of rubber particles are below a certain critical value, which is determined by the ductility of the matrix.
