ВЛИЯНИЕ ОБЛУЧЕНИЯ ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ ПЛАВЛЕНИЯ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ ФАЗЫ НА ДЕФОРМАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА ПОЛИТЕТРАФТОРЭТИЛЕНА

Конова Е. М., к.х.н.
Федеральное государственное унитарное предприятие «Ордена Трудового Красного Знамени
научно-исследовательский физико-химический институт имени Л. Я. Карпова», г. Москва

ВЛИЯНИЕ ОБЛУЧЕНИЯ ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ ПЛАВЛЕНИЯ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ ФАЗЫ НА ДЕФОРМАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА ПОЛИТЕТРАФТОРЭТИЛЕНА

В аморфныхполимерах в стеклообразном состоянии переход от упругой деформации к пластической явно выражен в виде максимума, связанного с формированием шейки, и плато, где происходит удлинение шейки при постоянном напряжении. В области плато полимер находится в состоянии течения (ползучести) и деформация при данном напряжении является линейной функцией времени [1-3]. Режим ползучести в чистом виде реализуется, когда достигается постоянная скорость деформации от времени.
В частично-кристаллических полимерах деформационные кривые могут не иметь максимума и четко выраженного плато. Такое поведение наблюдается для исходного ПТФЭ. Деформационные кривые не имеют явно выраженного предела текучести (пластичности), то есть не наблюдается максимум (рис. 1, кривая 1), и нет четко выраженного перехода к ползучести, то есть не наблюдается плато. Образец равномерно вытягивается по всей длине рабочей части лопатки вплоть до разрыва за счет пространственно однородного сдвига полимерных цепей (режим суперпластической деформации при растяжении).
Для ПТФЭ, облученного выше температуры плавления, характер диаграмм существенно изменяется. Во-первых, деформационные кривые лежат значительно выше, чем для исходного ПТФЭ (рис. 5, кривая 2). Это означает, что облученный ПТФЭ обладает повышенными значениями модуля упругости, вязкости и сниженной ползучестью. Во-вторых, на диаграммах появляется максимум, соответствующий состоянию пластической нестабильности (шейки), и плато в области удлинения шейки (рис. 1, кривая 2). Шейка в процессе вытяжки утончается вплоть до разрыва, не распространяясь на всю рабочую часть образца. Величина деформации при достижении предела текучести и предел текучести составляют соответственно 7 % и 15 МПа.
Модуль упругости, предел текучести и напряжение при 10% деформации увеличиваются с увеличением дозы модифицирования (табл. 1).
Таблица 1 Зависимость физико-механических характеристик ПТФЭ от дозы облучения в расплаве
Характер деформационных кривых позволяет заключить, что на каждом из участков диаграммы величина деформации определяется суммой упругой, вязкой и пластичной компонент. Наличие кристаллических областей не является препятствием для развития такой деформации в связи с низкой прочностью кристаллических ламелей ПТФЭ к деформации сдвига.
С увеличением температуры различие деформационных кривых исходного и радиационно-модифицированного ПТФЭ усиливается (рис. 2). Особенно это проявляется в области деформаций до достижения предела текучести. При 100 и 200 °C предел текучести ПТФЭ, модифицированного дозой 200 кГр, превышает соответствующее значение для исходного ПТФЭ в 2 раза. Модуль упругости при 200 °C, равный для при дозе модифицирования 200 кГр 80–100 МПа, более чем в 2 раза превышает его значение для исходного ПТФЭ, равное 30-40 МПа [4,5].
Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что воздействие радиации приводит к существенному изменению морфологии полимера. Если до облучения для ПТФЭ характерна легкость сдвиговой деформации кристаллических ламелей, то после облучения развитие пространственно-однородного скольжения оказывается затрудненным. Причиной этого может быть либо значительное повышение дефектности кристаллических ламелей при общем снижении степени кристалличности, в результате чего возникают препятствия для вытягивания фибрилл в направлении действующей силы, либо облучение в расплаве приводит к изменению самой морфологии, для которой гомогенный сдвиг затруднен. Степень кристалличности ПТФЭ на начальном участке дозовой зависимости (до 200 кГр) после облучения выше температуры плавления заметно увеличивается (на 10–15%). Следовательно, можно сделать вывод об изменении морфологии полимера.

Литература : 1.  Khatipov S.A., Kabanov S.P., Konova E.M., Ivanov S.A., Serov S.A. «Effect of PTFE irradiation above the melting point on its porosity» // Rad. Phys. Chem.. 2012. V. 81. № 3. P 273-277.
2. Khatipov S.A., Serov S.A., Sadovskaya N.V., Konova E.M. «Morphology of polytetrafluoroethylene befor and after irradiation» // Rad. Phys. Chem.. 2012. V. 81. № 3. P 256-263.
3. Konova E.M., Sakhno Yu.E., Khatipov S.A., Klimenko V.G., Sychkova S.T., Sakhno T.V. «Mechanical and Optical Properties of Polytetrafluoroethylene Treated by γ-Irradiation near the Melting Point» // Phys. Chem. Sol. State. 2011. V. 12. № 4. P. 1013-1017.
4. Хатипов С.А., Серов С.А., Садовская Н.В., Конова Е.М. «Морфология радиационных модификаций политетрафторэтилена» // Высокомолек. Соед. Серия А. 2012. Т. 54. № 9. С. 1360 – 1369.
5. Хатипов С.А., Кабанов С.П., Конова Е.М., Иванов С.А. «Изменение пористости политетрафторэтилена в процессе радиационного модифицирования выше температуры плавления» // Высокомолек. Соед. Серия А. 2012. том 54. № 8. С. 1267- 1274.