1、Mechanical Properties of Polymers,高分子的力学性能,Polymer Physics 高分子物理,Mechanical Properties,Tensile 拉伸 拉伸强度，拉伸（杨氏）模量，断裂伸长率，屈服强度，100定伸应力 Impact 冲击 悬臂梁，简支梁，落锤 缺口，无缺口 Banding 弯曲 强度，模量 Friction 摩擦 摩擦系数，磨损量 ,9.1 Stress-Strain Behavior of Polymers,高分子的应力-应变行为,Stress-strain curve 应力-应变曲线,Tensile stress,Tensile
2、strain,True stress,拉伸应力,拉伸应变,真应力,A,Typical stress-strain curve,Y: yield point,B: break point,Youngs Modulus,屈服点,断裂点,杨氏模量,b,y,b,y,0,Y,B,y: yield strength 屈服强度,b: break strength 断裂强度,y: elongation at yield 屈服伸长率,y: elongation at break 断裂伸长率,Tensile strength 拉伸强度,Fracture energy 断裂能: OYB面积,Y,B,Molecula
3、r motion during tensile test 拉伸过程中高分子链的运动,I Elastic deformation,III Viscous flow,普弹形变 键长键角运动，可回复,强迫高弹形变 链段沿外力方向取向 加热至Tg以上可恢复,粘流形变 整链相互滑移或断链 不可回复,b,y,0,Y,B,I,II,III,II Forced rubber-like deformation,Types of stress-strain curve 应力-应变曲线的类型,软硬：模量,强弱：拉伸强度,韧脆：断裂能,True stress-strain curve 真应力-应变曲线,True st
4、ress,真应力,0,无体积变化 且均匀变形,Considre drawing Considre作图法,How to find yield point in true stress-strain curve?,屈服点定义,0,1,在真应力-应变图上从横坐标点 = 1向曲线上作切线，其切点就是屈服点，对应的真应力就是屈服真应力。,Three types of true stress-strain curve 三种真应力-应变曲线,从横坐标点不能向曲线上作切线，这种聚合物拉伸时随负荷增大而均匀伸长，但不能成颈。 从横坐标点可向曲线上作一条切线，切点即为屈服点，聚合物拉伸时随负荷增大而均匀伸长，到切
5、点时成颈，随后细颈逐渐变细，负荷下降直至断裂。 从横坐标点可向曲线上作二条切线，在A处达极大值，成颈，进一步拉伸时沿曲线下降直至B点，之后应力稳定在B点。细颈稳定，试样被冷拉，直至试样全部变成细颈，最后，进一步拉伸则继续发展直至断裂。,A,B,0,0,0,1,1,9.2 Yielding of Polymer,聚合物的屈服,Cold drawing 冷拉,Neck 细颈,脆性聚合物在断裂前试样并没有明显变化，断裂面一般与拉伸方向垂直，而且很光洁 韧性聚合物在屈服后产生细颈（neck），之后细颈逐渐扩展，应变增加而应力不变，这种现象称为冷拉（cold drawing），直至细颈扩展到整个试样，应
6、力才重新增加并使试样断裂 冷拉是强迫高弹形变，对于非晶聚合物，主要是链段取向；对于结晶聚合物，主要是片晶的变形,Necking and cold drawing,Principle of Yielding 屈服原理,韧性聚合物在屈服点时常可看到试样上出现与拉伸方向成约45角倾斜的剪切滑移变形带（Shear band)，并且逐渐生成对称的细颈,Analysis of the stress during tensile test,聚合物为什么会屈服？屈服后为什么会产生细颈？,韧性材料拉伸时，斜截面上的最大切应力首先增加到材料的剪切强度，因此材料屈服，并出现与拉伸方向成45角的剪切滑移变形带。进一步
7、拉伸时，剪切带中由于分子链高度取向强度提高，暂时不发生进一步的变形。而其边缘则进一步发生剪切变形。同样，在135的斜截面上也发生剪切变形，因而试样逐渐生成对称的细颈，直至细颈扩展至整个试样 脆性试样在最大切应力达到剪切强度之前，横截面上的法向正应力已达到材料的拉伸强度，因此试样还来不及屈服就断裂了，而且断面与拉伸方向相垂直。,Principle of Yielding 屈服原理,Shear band and Craze 剪切带和银纹,剪切带,剪切带是韧性聚合物在单向拉伸至屈服点时出现的与拉伸方向成约45角倾斜的剪切滑移变形带 剪切带的厚度约1m，在剪切带内部，高分子链沿外力方向高度取向 剪切带
8、内部没有空隙，因此，形变过程没有明显的体积变化 剪切带的产生与发展吸收了大量能量。同时，由于发生取向硬化，阻止了形变的进一步发展,Shear band 剪切带,裂缝,银纹,Shear band and Craze 剪切带和银纹,银纹是聚合物在应力作用下，于材料的某些薄弱环节出现应力集中而产生局部的塑性形变和取向，以至于在材料表面或内部垂直于应力方向上出现的微细的空化条纹状形变区,Craze 银纹,银纹的长约100m、宽约10m、厚约1m，外形与裂缝（Crack）相似，但裂缝内部是空的，而银纹内部有许多高度取向的聚合物微纤，这些微纤把银纹体的两个面连接起来并沿外力方向取向，微纤之间为空隙隔开。银
9、纹体中聚合物的体积分数约为4060%。银纹进一步发展，以至于微纤断裂时，就成为裂缝 银纹形变导致的体积增加，而截面积基本不变 银纹的产生与发展吸收了大量能量,Shear band and Craze 剪切带和银纹,银纹和剪切变形带是聚合物形变的两种主要形式 某种聚合物采取什么形式主要取决于其临界缠结分子量Mc，非晶态聚合物的分子量达到Mc以上时就会产生分子间缠结，形成物理交联点 PS等脆性聚合物的Mc（19000）较大，缠结点密度低，缠结链伸长的长度大，容易产生银纹 PC等韧性聚合物的Mc（2490）较小，缠结点密度高，缠结链伸展较困难，容易发生应变硬化，这种情况下银纹化形变不会得到充分发展，
10、当应力增大到剪切屈服应力时，试样即可产生剪切形变,9.3 Fracture Theory of Polymers,高分子的断裂理论,Griffith Fracture Theory Griffith断裂理论,该理论由Griffith于60年前为解释玻璃纤维的断裂强度而提出，目前广泛应用于金属和非金属材料的断裂现象 Griffith认为，实际的脆性固体在受到外力作用时，由于局部不均匀性，会在垂直于主应力方向上产生裂缝，在裂缝的两端产生应力集中。当局部应力超过材料的内聚力时，就会导致裂缝增长并进而使材料断裂,Stress Concentration 应力集中,Stress distribution
11、 near an ellipsoid,在无限大的平板上刻一椭圆孔。在垂直于长轴方向施以均匀张应力，则在椭圆孔附近存在应力集中，两端的应力最大。Lnglis导得,椭圆,裂缝,a b,裂缝尖端曲率半径,Griffith Equation Griffith方程,Griffith线弹性断裂理论从能量平衡的观点分析断裂过程。认为 断裂产生的新表面所需要的表面能是由材料内部的弹性储能的减少来补偿的 裂缝附近集中了大量的弹性储能，所以材料在裂缝处先行断裂,裂缝面积,弹性储能,单位面积裂缝的表面能,裂缝发展的条件,表面能,弹性模量,临界应力,Griffith Equation,KI KIC 时破坏,Griff
12、ith Equation,应力强度因子,Stress Intensity Factor 应力强度因子,KIC,材料本身的性质, C 时破坏,Molecular Theory 断裂的分子理论,分子理论认为，材料的断裂是松弛过程，宏观断裂是微观化学键断裂的热活化过程。当原子热运动的无规热涨落能量超过束缚原子间的位垒时，会使化学键离解，从而发生断裂 ，这个过程与时间有关 材料从完好状态到断裂的时间称为承载寿命 外力降低了活化位垒，致使寿命降低，即材料易断裂,Potential barrier of a chemical bond Blue: without stress Red: with stre
13、ss,Activation energy of fracture 断裂活化能,在拉伸应力作用下，材料寿命与应力的关系为,聚合物断裂活化能与热分解活化能的比较,断裂活化能,活化体积,测定不同、T下的ln，就可求得U0，发现与热分解活化能相当接近，说明假设正确,Merry Christmas,9.4 Tensile Strength of Polymers,高分子的拉伸强度,Theoretical strength 理论强度,从分子结构的角度看，聚合物之所以有抵抗外力破坏的能力，主要靠分子内的化学键和分子间的范德华力和氢键 如果不考虑其他因素的影响，可以由微观角度计算出聚合物的理论强度 为了简化问
14、题，把聚合物断裂的微观过程归纳为三种 化学键破坏 分子间滑脱 范德华力或氢键破坏,Chain scission 断链,断裂截面上所有高分子链的化学键同时破坏,Chain slippage 分子间滑脱,高分子链平行于受力方向排列，使与断裂截面上所有高分子链有关的分子间作用力（包括范德华力和氢键）同时破坏,粗略估算 断裂面上高分子链的数目与前者相同，由于高分子的摩尔内聚能比共价键键能大510倍，故理论强度约为12105MPa,Destroy of Van der Waals bond 范德华键破坏,高分子链垂直于受力方向排列，使断裂截面两侧高分子链间的分子间作用力（包括范德华力和氢键）同时破坏,粗
15、略估算 高分子的截面积为0.2nm2，纵剖面积为100nm0.5nm=50nm2，断裂截面上的链数是前者的0.2/50，故理论强度约为12105/250=400800MPa,Tensile Strength of Practical Polymers 实际高分子的拉伸强度,聚合物的实际强度为10100MPa，与理论强度相比有巨大的差距 主要原因 由于材料内部存在各种缺陷，缺陷造成的应力集中使局部区域的应力远高于平均应力 因为破坏总是先发生在某些薄弱环节，不可能是那么多的化学键或分子间作用力同时破坏 高分子材料的聚集态结构不可能象理论计算时那么规整,Tensile Properties of P
16、olymers,Factor influencing Tensile Strength 影响高分子拉伸强度的因素,内因 链结构 聚集态结构 分子间作用力 ,外因 温度 应变速率 ,Chain Structure 链结构,极性,氢键,刚性,分子量,交联,拉伸强度,Crystallization 结晶,结晶形态 伸直链晶体 串晶 球晶 结晶度 球晶尺寸,拉伸强度,Orientation 取向,取向方向,拉伸强度,垂直于取向方向,模量,拉伸强度,模量,断链或分子间滑脱,范德华键破坏,Defects 缺陷,材料受力时在裂缝、孔隙、缺口、杂质等缺陷附近的局部范围造成应力集中，从而严重降低材料的拉伸强度,
17、Deformation rate 应变速率,链段运动是松弛过程，外力的作用使松弛时间下降 若链段运动的松弛时间与外力作用速率相适应，材料在断裂前可发生屈服，出现强迫高弹性，表现为韧性断裂 若链段的松弛跟不上外力作用速率，材料在断裂前不发生屈服，表现为脆性断裂,应力,活化能,拉伸冲击实验 用材料高速拉伸条件下的强度表征材料的韧性,0.05 inch/min,0.25 inch/min,1.25 inch/min,5 inch/min,20 inch/min,Stress-strain curve of PS,Tensile rate,Temperature 温度,降低温度与提高外力作用速率有同样
18、的效果 温度升高，材料变软变韧 温度下降，材料变硬变脆,拉伸速率 温度 ,T Tg50,T Tg50,T = Tg50 Tg,T Tg,拉伸速率和温度对断裂点的影响,不同温度区间的应力-应变曲线,Brittle-ductile Transformation脆韧转变,屈服应力,T,屈服应力和断裂应力与温度和应变速率的关系,断裂应力,屈服应力,断裂应力,材料从脆性断裂向韧性断裂的转变,.,Reinforcing of Polymers 高分子的增强,高分子材料的强度和模量远低于金属和陶瓷，在作为结构材料使用时需要增强，最常用的方法是加入增强材料 连续纤维 短纤维（含晶须） 粉体（纳米粒子） ,Fi
19、ber reinforcing 纤维增强,聚合物基复合材料 由两种或两种以上连续相物质进行复合，其中一相起增强作用，另一相对增强材料起敛集粘附作用，所形成的复合物各组份保持原物质的同一性，并使复合物的性质有重要改进 复合材料的极限强度,纤维拉伸强度,纤维断裂应变时基体的应力,纤维体积分数,几种结构材料的力学性能,Short fiber reinforcing 短纤维增强,临界纤维长度,纤维强度极限,纤维断裂应变时基体的应力,纤维体积分数,LLc时，复合材料的极限强度,纤维直径,纤维拉伸强度,基体剪切强度,纤维长度,Particulates reinforcing 粒子增强,橡胶补强 碳黑或白碳
20、黑起交联点的作用,* 白碳黑,9.5 Toughness of Polymers,高分子的韧性,Impact Strength 冲击强度,冲击强度是表征材料韧性的一种强度指标 常用的冲击试验方法有 悬臂梁冲击试验（含无缺口和有缺口两种试样） 简支梁冲击试验（含无缺口和有缺口两种试样） 落重式冲击试验 高速拉伸试验 ,Charpy Impact Strength 简支梁冲击强度,简支梁冲击强度定义为试样受冲击载荷而折断时单位截面积所吸收的能量,Charpy test,P,冲断试样所消耗的功,剩余厚度,宽度,kJ/m2,Izod Impact Strength 悬臂梁冲击强度,悬臂梁冲击强度定义为
21、试样受冲击载荷而折断时单位缺口宽度所吸收的能量,冲断试样所消耗的功,宽度,J/m,Izod test,Factor influencing toughness 影响高分子韧性的因素,内因 链结构 聚集态结构 分子间作用力 ,外因 温度 应变速率 ,Temperature 温度,越接近Tg，韧性越大 温度升高，材料变软变韧 温度下降，材料变硬变脆,拉伸速率 温度 ,T Tg50,T Tg50,T = Tg50 Tg,T Tg,拉伸速率和温度对断裂点的影响,不同温度区间的应力-应变曲线,高韧性塑料,Deformation rate 应变速率,若链段运动的松弛时间与外力作用速率相适应，材料在断裂前可
22、发生屈服，表现为韧性断裂 若链段的松弛跟不上外力作用速率，材料在断裂前不发生屈服，表现为脆性断裂,Stress-strain curve of PS,0.05 inch/min,0.25 inch/min,1.25 inch/min,5 inch/min,20 inch/min,Tensile rate,应变速率,韧性,Chain Structure 链结构,极性,氢键,刚性,交联,韧性,支化,Crystallization 结晶,结晶度 球晶尺寸,冲击强度,Orientation 取向,垂直于取向方向的冲击强度提高,Defects 缺陷,材料受力时在裂缝、孔隙、缺口、杂质等缺陷附近的局部范围
23、造成应力集中，从而严重降低材料的拉伸和冲击强度 大量的同类小缺陷可同时诱发大量空穴或银纹，吸收冲击能，反而有利于提高冲击强度,Toughening of Polymers 高分子的增韧,常用的方法 弹性体增韧 刚性有机粒子增韧 超细无机粒子增韧 ,Rubber toughening 橡胶增韧,s,e,e,s,e,s,e,s,增强橡胶,增韧塑料,橡胶,塑料,达到良好增韧效果的条件 橡胶相作为分散相存在 橡胶相与塑料相有良好的界面粘接力 橡胶相的Tg远低于使用温度,聚苯乙烯的增韧,PS: polystyrene; LLDPE: linear low density polyethylene; BR
24、: butadiene rubber; SBS: styrene-butadiene-styrene copolymer; DCP: dicumyl peroxide,SEM micrograph of the fracture surface of PS/EPDM/SBS blends,85/10/10,85/20/0,85/15/10,85/20/10,Mechanical properties of the PS/EPDM (85/n) binary blends,Mechanical properties of the PS/EPDM/SBS (85/n/10) ternary ble
25、nds,Mechanism of rubber toughening 橡胶增韧机理,多重银纹机理 根据Griffith理论，断裂过程能否进行取决于弹性储能与断裂过程中新产生表面的表面能的相对大小 若只有极少数银纹时，应力全部集中在这几个银纹上，很快发展为裂缝并迅速扩展，只用很少的力就会使材料破坏 分散的橡胶相起应力集中体的作用，受冲击时诱发大量的银纹（微裂纹），同时诱发的大量银纹会吸收大量能量，从而起增韧作用 大量银纹存在时，应力场相互干扰，使银纹端部的应力减小，而且银纹端部发展到橡胶粒子时也可能被终止,Mechanism of rubber toughening 橡胶增韧机理,剪切屈服机理
26、分散的橡胶颗粒在塑料相中建立了静水张应力，使塑料相的自由体积增大，从而降低了其玻璃化转变温度，使之较易产生剪切滑移变形，从而实现脆韧转变 银纹-剪切带协同机理 剪切带可诱发和终止银纹，两者可产生协同效应,ROF toughing 刚性有机粒子增韧,ROF增韧可达到既增强又增韧的效果 增韧的前提 基体本身是韧性的 界面粘接力强,Toughening of PC with AS and ABS,材料变形时，如果两相粘接力强，而基体又不产生银纹，则给ROF颗粒很大的静压力，使颗粒随之变形 不论颗粒本身是脆性的还是韧性的，在静压力下表现为韧性 由于ROF的刚性很大，变形时要吸收很大的能量，从而提高了材料的断裂能,Mechanism of ROF toughening刚性有机粒子增韧机理,Toughing by Nano-filler 纳米粒子增韧,？,Define the following terms,Impact resistance Tensile strength Failure envelope Fatigue crack propagation Craze Crack Shear yielding Cold draw,
