CC BY
18ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 2003, том 45, № 6, с. 970-977
--- --------------------------------КОМПОЗИТЫ
УДК 541.64:539.3
ВЛИЯНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ ЧАСТИЦ РЕЗИНЫ НА МЕХАНИЗМ РАЗРУШЕНИЯ НАПОЛНЕННОГО ПОЛИПРОПИЛЕНА
© 2003 г. Г. П. Гончарук, С. Л. Баженов, Е. С. Оболонкова, О. А. Серенко
Институт синтетических полимерных материалов им. Н.С. Ениколопова Российской академии наук
117393 Москва, Профсоюзная ул., 70 Поступила в редакцию 18.12.2002 г.
Принята в печать 30.01.2003 г.
Исследовано влияние концентрации частиц резины на механические свойства композита на основе ПП. По мере возрастания содержания наполнителя дважды изменяется механизм разрушения материала. Ненаполненный ПП деформируется посредством распространения шейки. Введение в него даже нескольких частиц резины инициирует хрупкое разрушение, вызванное образованием крейза в объеме полимера около эластичной частицы большого размера. При концентрации частиц около 50 об. % происходит переход к макрооднородному пластическому деформированию композита, что сопровождается увеличением удлинения при разрыве. Изменение механизма разрушения не зависит от того, как деформируется матричный полимер с упрочнением или без него. Пластичность материала обусловлена подавлением крейзинга и реализацией течения матричного полимера в микрошейках. Определен критерий хрупко-пластичного перехода, характеризующийся равенством верхнего предела текучести композита и прочности его шейки.
ВВЕДЕНИЕ
Смешением термопластичных полимеров с частицами измельченной вулканизованной резины были созданы композиционные материалы, названные резинопластами [1]. По своему составу резино-пласгы формально аналогичны ударопрочным полимерам и термоэластопластам, в которых частицы сшитого каучука распределены в полимерной матрице [2,3]. Однако по своей структуре и свойствам они являются дисперсно-наполненными полимерными композитами. Как и традиционные композиты (термопласт - минеральные частицы), резино-пласты охрупчиваются и резко теряют деформа-тивность при определенной степени наполнения [4]. Концентрационные изменения прочности при разрушении, верхнего предела текучести и напряжения вытяжки при распространении шейки рези-нопластов описываются теми же функциональными зависимостями, что и композиты на основе жесткого дисперсного наполнителя [4-6].
Серьезное отличие композитов полимер-частицы резины и полимер-минеральный наполнитель состоит в том, что жесткость наполнителя в резинопласге в -100 раз ниже жесткости матрицы. Эластичный наполнитель деформируется вместе
E-mail: [email protected] (Баженов Сергей Леонидович).
с матричным полимером, и поведение частиц резины влияет на механизм разрушения материала [6]. Перечисленные обстоятельства дают основания выделить резинопласт в отдельный класс наполненных композиционных материалов.
Возможность получения композитов с содержанием эластичных частиц до 90 об. % (при этом матричный полимер сохраняет непрерывность своей фазы) позволила расширить концентрационный диапазон исследования влияния наполнителя на свойства материала. По мере увеличения концентрации частиц резины резинопласт на основе ПЭВП дважды изменяет деформационное поведение: от пластичного с образованием и распространением шейки к хрупкому и, далее, к пластичному макрооднородному [6].
Все приведенные выше результаты были получены при исследовании резинопластов на основе различных типов ПЭ и их смесей: смесей ПЭНП-ПЭВП [4], ПЭ средней плотности [5], ПЭВП [6], ПЭНП [7]. Цель настоящей работы -исследование механизмов деформирования и разрушения ПП, наполненного частицами резины.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Для исследования использовали композиты двух типов: ПП марки 21060 (ПП-1) и измельченные отходы резинотехнических изделий на основе этиленпропилендиенового каучука (СКЭПТ); ПП марки 21030 (ПП-2) и общешинный тонкоиз-мельченный резиновый порошок (ТИРП) на основе смеси изопренового, бутадиен-метилстирольно-го и бутадиенового синтетических каучуков. Частицы резинового порошка СКЭПТ имели размеры менее 1 мм, ТИРП - менее 600 мкм.
Композиционный материал получали смешением компонентов в расплаве на одношнековом лабораторном экструдере с диаметром шнека 32 мм и отношением длины шнека к диаметру и О =12. Экструдер имел две зоны обогрева; температура в зонах 160 и 210°С. Дополнительная камера смешения состояла из коаксиальных цилиндров длиной 120 мм с зазором между цилиндрами 1 мм. Концентрацию наполнителя изменяли от 1.8 до 94 об. % (2-95 мае. %).
Из смесей прессовали пластины толщиной 2 мм под давлением 10 МПа при температуре 210°С. После выдержки материала под давлением в течение 10 мин температуру прессования постепенно понижали до 20°С. Из пластин вырубали образцы в виде двусторонней лопатки размером рабочей части 5 х 35 мм. Механические свойства определяли на динамометрической установке 2038Р-005 при комнатной температуре и скорости деформирования 20 мм/мин.
Поверхность разрушения композитов исследовали с помощью оптического компьютерного микроскопа 0 х 3 и растрового электронного микроскопа "НпасЫ 8-520".
В работе приведены, кроме особо оговоренных случаев, инженерные величины напряжений.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 представлены диаграммы растяжения ПП-1 (а) и ПП-2 (б) (кривая 1). Полимеры деформируются с образованием шейки, и на диаграммах наблюдаются характерные зубы текучести. Далее шейка распространяется вдоль всего образца, после чего начинается ориентационное упрочнение полимера. Верхний и нижний пределы текучести двух полимеров близки. Различия между исследованными полипропиленами заклю-
ет, МПа 401-
20
(а)
I
<3
-чм-
40
20
100 200300 800 (б)
'1
3
и
-8-
100 200300 600
е, %
Рис. 1. Растягивающее напряжение а в зависимости от деформации е для ненаполненного ПП (I) и композитов на его основе. Содержание наполнителя 8 (2), 26 У), 55 (4) и 76 об. % (5). а - ПП-1 с частицами СКЭПТ, 6- ПП-2 с частицами ТИРП.
чаются в величинах прочности и деформации при разрыве. На рис. 1 приведены также типичные диаграммы деформирования композитов ПП-СКЭПТ и ПП-ТИРП при разном содержании частиц резины. Введение в матричные полимеры небольшого количества эластичного наполнителя изменяет вид диаграмм растяжения (кривые 2,3). Характер кривых растяжения низконаполненных композитов соответствует хрупкому разрушению материалов. При увеличении концентрации наполнителя происходит второе изменение вида диаграмм растяжения (кривые 4,5). В высоконаполненных композитах напряжение монотонно возрастает, и максимум на кривой отсутствует, что является следствием макрооднородного деформирования без образования шейки.
На рис. 2а показаны зависимости прочности при растяжении сс от объемной доли частиц резины Уу. Напряжение при разрыве для композита ПП-СКЭПТ (кривая 1) понижается с ростом степени наполнения. В случае ПП-ТИРП (кривая 2) при 0 разрушающее напряжение материала возрастает и становится выше прочности исход-
ст, МПа 40
V), об. доли
Рис. 2. Зависимость прочности при растяжении ас (а) и разрушающей деформации материала £ (б) от объемной доли частиц резины V,- для композитов ПП-СКЭПТ (У) и ПП-ТИРП (2).
ного полимера. При дальнейшем увеличении концентрации частиц резины величина ас данного композита уменьшается.
На рис. 26 представлены зависимости разрушающей деформации материалов £ от концентрации частиц резины У^ Введение наполнителя приводит к резкому понижению деформативнос-ти композитов независимо от марки ПП и типа наполнителя. При содержании частиц СКЭПТ до 40 об. % разрывное удлинение составляет лишь 10-15%. При использовании частиц ТИРП интервал хрупкого разрушения увеличивается до 55-60 об. % наполнения. Дальнейшее повышение концентрации частиц резины приводит к росту деформативности материалов. Прирост £ более существен в композите ПП-СКЭПТ.
Таким образом, с ростом концентрации наполнителя происходит последовательная смена механизмов деформирования композитов ПП-резина:
Рис. 3. Образец, содержащий несколько частиц резины СКЭПТ. Стрелкой отмечена микротрещина над частицей резины.
от пластичного макронеоднородного к хрупкому разрушению и далее макрооднородному деформированию. Изменение деформационного поведения наполненного ПП при увеличении содержания частиц резины аналогично поведению ПЭВП. В работе [6] этот факт объяснен склонностью матрицы к хрупкому разрушению (отсутствием деформационного упрочнения). В настоящей работе используемые марки ПП деформируются с упрочнением и, казалось бы, композиты на их основе не должны охрупчиваться при введении незначительного количества наполнителя. Для выяснения причины резкого охрупчивания ПП в результате введения частиц резины был проведен микроскопический анализ разрушенных образцов.
Для определения критической концентрации частиц, при которой происходит переход от пластичного деформирования к хрупкому поведению композита, изготавливали образцы, содержащие малое количество резины, вплоть до 1-5 частиц. Оказалось, что для перехода к хрупкому разрушению достаточно введения в объем исследуемых марок ПП всего лишь одной-двух частиц резины.
На рис. 3 приведена оптическая фотография разрушенного образца на основе ПП-1, содержащего несколько частиц резины СКЭПТ различного размера. Стрелкой отмечена расположенная над частицей большого размера микротрещина. Разрыв данного образца произошел в области расположения другой такой же крупной частицы резины.
Рис. 4. Крейзы, образовавшиеся в ПП, растянутом при -22°С.
На рис. 4 представлена фотография образца ПП, растянутого при -22°С. На ней видно множество крейзов (трещин серебра), имеющих характерный блеск. Сравнение фотографий (рис. 3 и 4) позволяет сделать вывод, что микротрещина в композите, отмеченная стрелкой на рис. 3, также является крейзом. Таким образом, разрушение композита произошло в результате образования крейза, что объясняет резкое охрупчивание полимера после введения частиц наполнителя. Частицы резины являются концентраторами напряжения, инициирующими образование крейзов. В блочном ПП при комнатной температуре крейзы не появляются, и полимер деформируется пластично. Введение частиц резины инициирует появление крейзов при комнатной температуре, и материал охрупчивается.
На рис. 5 представлена электронная фотография и схематическое отображение поверхности разрушения этого же образца. Виден фрагмент частицы резины, вокруг которой наблюдаются три области с различным рельефом поверхности. Частица окружена микротяжами ПП (рис. 5в). Их наличие, а также сужение образца в области разрушения свидетельствуют о начале пластического деформирования матричного полимера. Эластичное включение не препятствовало возникновению в ПП пространственных напряжений, достаточных для того, чтобы вызвать сдвиговое течение матрицы. Далее находится структурированная (лепестковая) область матричного полимера. По-видимому, в этой области происходило образование крейза, который перерос в трещину, о чем свидетельствует третья область, соответст-
Рис. 5. РЭМ-изображение (а) и схематическое отображение (б) поверхности разрушения ПП с несколькими частицами СКЭПТ: 1 - область с микротяжами ПП (в), 2 - структурированная (лепестковая) область, 3 - область хрупкого разрушения.
вующая хрупкому разрушению материала. Она имеет гладкую поверхность, типичную для быстрого роста трещины.
На рис. 6 показана формирующаяся трещина. Ее края соединены тяжами матричного полимера, между которыми видны довольно крупные поры. Вид образовавшейся трещины, а также морфология поверхности разрушенного образца позволили сделать вывод, что переход от пластичного к хрупкому разрушению ПП, наполнен-
ию мкм
Рис. 6. РЭМ-изображение трещины, формирующейся в ПП над частицей резины.
ного дисперсной резиной, вызван образованием крейзов в матричном полимере.
Отметим, что инициация частицами резины крейзообразования в низконаполненном изотропном ПП при комнатной температуре наблюдается впервые. В работах [8, 9], посвященных исследованию ПП, наполненного жесткими частицами, сообщали о крейзоподобных зонах, появляющихся в полимере при содержании в нем наполнителя более 25 об. %. Возникновение зон обусловлено отслоением от матрицы частиц, размер которых превышает 8 мкм, и вытяжкой полимерных прослоек между отслоенными частицами. В настоящей работе наполнитель приводил к появлению истинных крейзов в ПП. По-видимому, их образование в низконаполненном композите ПП-рези-на обусловлено большим размером частиц наполнителя (более 400 мкм): крейзы наблюдались лишь вблизи крупных частиц резины. Образцы, содержащие несколько частиц, размер которых был меньше 50 мкм, деформировались с образованием и ростом шейки. Очевидно, уменьшая размер частиц резины, можно подавить образование крейзов и хрупкое разрушение композита при низких степенях наполнения.
Таким образом, резкое понижение деформа-тивности композитов ПП-резина при введении незначительного количества наполнителя вызвано образованием крейзов в объеме ПП вокруг достаточно крупных частиц резины. Хотя на макроуровне деформационное поведение композитов ПЭВП-резина и ПП-резина аналогично в облас-
Рис. 7. РЭМ-изображение поверхности разрушения композита ПП-СКЭПТ при степени наполнения 65 об. %.
ти малых степеней наполнения, причины, вызывающие резкое охрупчивание указанных композитов, различны.
При изучении поверхности высоконаполнен-ных образцов крейзы не наблюдались. На рис. 7 приведен снимок поверхности разрушения композита ПП-СКЭПТ при степени наполнения 65 об. %. Образец деформировался макрооднородно. Видны ленты ориентированного ПП, свидетельствующие о пластичном деформировании матричного полимера. Очевидно, как и в случае ПЭВП-резина, течение матричного полимера локализовано в микрозонах. Таким образом, присутствие в объеме композита большого количества частиц резины подавляет образование и рост крейзов в матричном полимере.
Зависимость прочности композита от степени наполнения анализировали в рамках решеточной модели композита, предложенной Smith и широко использованной Nielsen [10,11]. Прочность полимера, наполненного частицами резины, определяется суммой напряжений в матрице и частицах с учетом их сечения в слабейшем сечении [6]
ас = a„(l-V?) + afV? (1)
Здесь ат и су - напряжение в матрице и частицах при разрушении композита.
Согласно выражению (1), зависимость прочности композита от концентрации частиц должна опи-
2/3
сываться прямой линией в координатах oc-Vj . На
рис. 8 показана зависимость прочности исследо-
2/3
ванных композитов от Vf . Приведенные данные представлены двумя отрезками прямой. Излом
2/3
при Vf ~ 0.6 отвечает переходу от хрупкого к пластическому разрушению. Заметим, что экспериментальные точки, соответствующие прочности ненаполненных полимеров, не укладываются
2/3
на прямолинейную зависимость при Vf < 0.6, что является следствием резкой смены механизма деформирования от пластичного к хрупкому при введении небольшого количества частиц резины.
Хрупкое разрушение. В концентрационной области хрупкого разрушения величины прочности композитов ПП-СКЭПТ и ПП-ТИРП совпадают (рис. 8). Эффективную прочность матрицы при хрупком разрушении определяем экстраполяцией отрезка 1 на рис. 8 к Vf = 0: а = 33 МПа. Данное значение с равно верхнему пределу текучести матрицы, а не ее прочности как в формуле Smith-Nielsen (1). Таким образом, прочность композита при хрупком разрушении определяется выражением
<тс = о,и(1 -V™) + of(z)V?, (2)
в которой величина о^ является верхним пределом текучести матрицы, 0Де) - напряжение в частицах резины при деформации хрупкого разрушения материала. Очевидно, что данная величина крайне мала, и ею можно пренебречь. Формула (2) сводится к уравнению
ос = oyie(l-Vf) (3)
Полученное определение прочности связано с хрупким разрушением композита, обусловленным образованием крейзов. Оно происходит при инициации пластического течения матрицы, когда напряжение в ней равно верхнему пределу текучести.
Совпадение экспериментальных зависимостей прочности композитов ПП-СКЭПТ и ПП-ТИРП при хрупком разрушении обусловлено следующими причинами. Во-первых, в данной концентрационной области прочность композита определяется верхним пределом текучести (3). Величины Сут ПП-1 и ПП-2 одинаковы (рис. 1). Во-вторых, при хрупком разрушении деформация эластомер-
<х., МПа
ур
Рис. 8. Прочность при растяжении ос в зависимости от объемной доли частиц резины в коор-
2/3
динатах <3-У^ для композитов ПП-СКЭПТ и
ПП-ТИРП (б). Пояснения в тексте.
ных частиц невелика, и возникающее в них напряжение мало по сравнению с напряжением в матрице. Как следствие, свойства частиц не влияют на прочность материала.
Обратимся вновь к рис. 2. Так как при хрупком разрушении прочность композита определяется не пределом прочности матрицы, а ее верхним пределом текучести, наличие максимума на зависимости для материала на основе ПП-2 связано с тем, что величина предела текучести этого полимера выше предела прочности. В случае ПП-1 предел прочности выше предела текучести, причем разница в этих величинах невелика, вследствие чего зависимость <тс-^для данного композита имеет практически монотонный вид. Таким образом, вблизи Vf= 0 прочность материала возрастает, если предел текучести матрицы выше предела прочности, и понижается, если предел текучести ниже ее предела прочности.
Заметим, что на рис. 1, 2 и 8 приведены инженерные величины напряжений. Истинные значения прочностей при разрыве ПП-1 и ПП-2, рассчитанные на текущее сечение образца, составляют -340 и 160 МПа соответственно; величина верхнего предела текучести для обоих полимеров 33 МПа. Следовательно, введение нескольких частиц резины приводит к понижению истинной прочности композита на основе ПП-1 и ПП-2 в ~10 и 5 раз. Это связано со скачкообразным изменением механизма разрушения после введения в полимер нескольких частиц. Наблюдаемое повы-
шение прочности низконаполненного материала ПП-ТИРП, как и ее монотонный спад в случае ПП-СКЭПТ (рис. 2), является лишь кажущимся эффектом, вызванным использованием инженерных, а не истинных величин напряжений при разрыве.
Увеличение количества эластичных частиц в объеме ГШ препятствует образованию и росту крейзов в матричном полимере, поскольку уменьшается толщина матричных прослоек между частицами наполнителя. Подобное поведение характерно для ударопрочного ПС, увеличение частиц каучука в котором препятствует образованию и росту крейзов [12,13], и для мультислоистых композитов (сополимер стирола с акрилонитрилом)-поликарбонат при уменьшении толщины слоев сополимера [14]. В ударопрочном ПС крейзы не образуются, если расстояние между частицами каучука становится меньше 2 мкм. Подавление крейзинга инициирует пластическое течение ПС по микрополосам сдвига. В мультислоистых композитах крей-зинг слоев сополимера не происходит, если их толщина становится меньше 6 мкм. Видимо, такое поведение является общим, и от полимера зависит лишь критическая толщина прослойки полимера, при которой инициируется его пластическое течение. Возможно, в ПП критическая толщина равна 150-200 мкм, т.е. близка к ширине зоны пластического течения матричного полимера.
Рассматривая структурную модель композиционного материала, предложенную Smith, можно оценить концентрацию наполнителя, при которой расстояние между частицами наполнителя L будет меньше размера зоны пластического течения матрицы. Величину L рассчитывают по формуле
L =
d(l-Vf)
„1/3 '
(4)
где d - размер частиц наполнителя. Из уравнения (4) получаем
VI
\L + d)
(5)
г*
' f
Ниже приведены расчетные величины Vf предположении, что размер зоны пластического течения L = 200 мкм вне зависимости от диаметра
частиц. При d = 600, 800 и 1000 мкм величина V* = 42, 51 и 58 об. % соответственно. Заметим,
что вычисленные критические значения V* близки к экспериментальной концентрации, при которой изменяется механизм разрушения от хрупкого к пластичному. Близость экспериментального и расчетного значений ^позволяют предположить, что при содержании частиц СКЭГТГ более 40 об. % и ТИРП более 55 об. % происходит подавление крейзинга в матричном полимере.
Таким образом, введение небольшого количества крупных частиц инициирует образование крейзов в ПП и, как следствие, он становится хрупким. С другой стороны, если расстояние между частицами будет ниже некоторой критической величины, крейзообразование подавляется, и полимер вновь становится пластичным вследствие течения по полосам сдвига.
Однородное течение. В области высоких степеней наполнения (Уу > 0.6) прочность исследуемых композитов зависит от типа наполнителя (рис. 8). Напряжение при разрыве композита ПП-СКЭПТ выше ПП-ТИРП. Экстраполируя
линейные фрагменты 2 и 3 зависимостей ас- У^ исследованных композитов к У у = 0, оцениваем эффективную прочность матрицы при пластичном разрушении материалов. Она одинакова для обоих композитов и равна а = 21-22 МПа. Данное значение о близко к нижнему пределу текучести ПП-1 и ПП-2, равному 23 МПа. Экстраполяция отрезков 2 и 3 к Уу = 1 (рис. 8) позволяет оценить эффективную прочность частиц наполнителя. В случае частиц СКЭПТ величина <зу = 4 МПа, а для ТИРП ~1 МПа.
Микроскопическое изучение поверхностей разрыва ПП-СКЭПТ показало, что частицы резины разрушены. В случае ПП-ТИРП происходит отслоение наполнителя от матрицы. Поэтому полученные величины оу характеризуют прочность СКЭПТ в композите ПП-СКЭПТ, а в случае ПП-ТИРП - адгезионную прочность. Хорошая адгезия СКЭПТ к ПП связана с химической структурой каучука, в состав цепи которого входят аналогичные звенья [15]. Таким образом, прочность композита при макрооднородном пластическом деформировании описывается формулой (1), в которой величина от заменяется напряжением нижнего предела текучести. В случае матери-
ала, характеризующегося хорошим адгезионным взаимодействием между матрицей и наполнителем (ПП-СКЭПТ), получаем
Сс = + (6)
где вфп - нижний предел текучести матричного полимера. Полученный результат свидетельствует о том, что в отличие от хрупкого поведения при пластическом деформировании композита напряжением в частицах резины пренебречь нельзя. При больших деформациях напряжение в частицах сопоставимо с напряжением в матрице, причем при очень высоких степенях наполнения основную нагрузку несут именно частицы наполнителя.
Для композита с плохой адгезией напряжение материала при разрыве определяется уравнением
Се = <7^(1 -У?) + оУг\ (7)
в котором <5а характеризует адгезионную прочность на границе матрица-наполнитель. Величина оа материала ПП-ТИРП меньше оу.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Кнунянц М.И., ЧепельЛ.М., Крючков А.Н., Зеле-нецкий А.Н., Ениколопян Н.С., Прут Э.В. // Механика композит, материалов. 1988. № 5. С. 927.
2. Бакнелл К.Б. Ударопрочные пластики. Л.: Химия, 1981.
3. Прут Э.В., Зеленецкий А.Н. // Успехи химии. 2001. Т. 70. № 1. С. 72.
4. Серенко О.А.,Авинкин B.C., Баженов СЛ. // Высо-комолек. соед. А. 2002. Т. 44. № 3. С. 547.
5. Серенко O.A., Гончарук Г.П., Авинкин B.C., Ке-
A.C., Баженов СЛ. // Высокомолек. соед. А. 2002. Т. 44. № 8. С. 1399.
6. Баженов СЛ., Гончарук Г.П., Кнунянц М.И., Авинкин B.C., Серенко O.A. II Высокомолек. соед. А. 2002. Т. 44. №4. С. 637.
7. Гончарук Г.П., Серенко O.A., Никитин П.А., Баженов СЛ. // Высокомолек. соед. А. 2002. Т. 44. №8. С. 1374.
8. Дубникова ИЛ., Горохова Е.В., Горенберг А.Я., Тополкараев В.А. // Высокомолек. соед. А. 1995. Т. 37. № 9. С. 1535.
9. Dubnikova I.L., Oshmyan V.G., Gorenberg A.Ya. // J. Mater. Sei. 1997. V. 32. P. 1613.
10. Нильсен Л. Механические свойства полимеров и полимерных композиций. М.: Химия, 1978.
11. Smith TL. // Trans. Soc. Rheol. 1959. V. 3. P. 113.
12. CookD.G., RudinA., PlumtreeA. //J. Appl. Polym. Sei. 1993. V. 78. № 1. P. 75.
13. Michler G. // Plaste und Kautsch. 1988. B. 35. № 9. S. 347.
14. Sung К., Haderski D., Hiltner A., Baer E. // J. Appl. Polym. Sei. 1994. V. 52. № 2. P. 147.
15. Ньюмен С. I ! Полимерные смеси / Под ред. Пола Д., Ньюмена С.М. М.: Мир, 1984. Т. 2. С. 70.
Effect of Concentration of Rubber Particles on Mechanism of Fracture of Filled Polypropylene
G. P. Goncharuk, S. L. Bazhenov, E. S. Obolonkova, and O. A. Serenko
Enikolopov Institute of Synthetic Polymeric Materials, Russian Academy of Sciences, ul. Profsoyuznaya 70, Moscow, 117393 Russia
Abstract—The effect of concentration of rubber particles on the mechanical properties of PP-based composites was studied. With increasing the filler content in the material, the mechanism of fracture is changed twice. The deformation of an unfilled PP proceeds via necking. Upon the introduction of even several rubber particles to PP, its brittle fracture is induced; this process is provided by craze nucleation in the vicinity of a big-sized rubber particle in the polymer volume. At a concentration of filler particles of about 50 vol %, one may observe a transition to a macrohomogeneous plastic deformation of the composite, which is accompanied by an increase in the ultimate strain. The above changes in the mechanism of fracture are independent of the fact whether deformation of matrix polymer involves strengthening or not. The plasticity of the material is related to the suppression of crazing and the development of flow of the matrix polymer in micronecks. The criterion of the brittle-plastic transition is defined; this criterion is characterized by equality of the upper yield point of the composite and the strength of its neck.
