2785.Теоретические основы переработки полимеров

У

Рис. 17.7. Технологическая схема получения пленки каландровым методом (гл. 16):

б и н у .

Р и с . 17 .8 . Т ех н о л о ги ч еск а я с х е ­ ма л ам и н и р ован и я:

7 — подача пленки с каландра или

пленки на охлаждающих барабанах [охлаждение за счет теплопровод­ ности (9.2—9.5)].

возникающих при достижении критической скорости сдвига); при­ менительно к литью под давлением — формуемость (характеризуе­ мая расстоянием, на которое расплав успевает проникнуть в спи­ ральный канал эталонной формы). Формование волокна подробно рассматривалось в разд. 13.3 и 15.1, где анализировались аспекты, связанные с определением допустимой величины вязкости, при ко­ торой еще удается формовать волокно с экономически приемлемой скоростью, а также когезионной прочности расплава, лимитирую­ щей возможные значения продольной вытяжки.

Проблема «шприцуемости» подробно рассмотрена применительно к экструзии ПТФЭ в связи с достижением критического напряжения сдвига при экономически приемлемых значениях производитель­ ности экструдера (разд. 13.2). Эмпирически определяемая «формуе­ мость» зависит в основном от вязкости при установившемся течении, энергии активации вязкого течения, теплофизических характерис­ тик полимера и динамической прочности (см. рис 6.5).

ПЭНП легко перерабатывается в рукавную пленку, потому что его продольная вязкость т)* (ё) возрастает с увеличением деформа­ ции растяжения (см. разд. 6.8).

Полимер, перерабатываемый методом термоформования, должен обладать явно выраженным и достаточно высоким пределом теку, чести во избежание провисания (см. разд. 15.4).

Таким образом, из изложенного можно сделать вывод, что если полимер не удается переработать каким-либо методом формования, то причину этого следует искать в реологических свойствах, таких,

что формование надмолекулярных структур (структурирование) будет происходить непосредственно в самом процессе переработки. Примерами таких технологических процессов являются формование волокна и экструзионно-выдувное формование с предварительной вытяжкой. В первом примере волокно после фильерного формования для получения нужной структуры должно быть подвергнуто «хо­ лодной вытяжке» (см. разд. 3.7). Во втором примере характерное время релаксации полимера при температуре формования должно быть достаточно велико, для того чтобы в материале до начала ох­ лаждения сохранилась большая часть созданной в процессе формо­ вания двухосной ориентации. Таким свойством обладают аморфные полимеры при температуре, несколько превышающей температуру стеклования. Можно назвать эту способность «структурируемостью»; она зависит как от реологических характеристик расплава полимера, так и от его механических свойств при Tg < Т < Тт.

4. Невозможность применения для переработки (формования) полимера того или иного метода далеко не всегда определяется пове­ дением полимера на заключительной стадии процесса. Так, оказы­ вается, что качество «шприцуемости» полимера зависит не только от того, насколько равномерно и легко он течет через формующий инструмент головки; плохая шприцуемость, скорее, является следст­ вием неудовлетворительного поведения полимера на любой из пред­

элементарных стадий, нельзя установить простых взаимосвязей между критическим уровнем соответствующего свойства и недоста­ точной перерабатываемостью полимера. Причина этого достаточно проста — в реальных процессах переработки даже самые простые случаи течения в головках по характеру деформирования и темпера­ турной предыстории оказывается более сложными, чем модельные течения, реализуемые при определении вискозиметрических, меха­ нических и теплофизических характеристик. Так, в большинстве слу­ чаев течение расплава в процессах переработки носит неизотермический характер и не сводится к одномерному вискозиметрическому тече­ нию. То же можно сказать и о режимах деформации при ориентации пленок и вытяжке волокна, которые также не являются ни изотер­ мическими, ни однородными.

Невозможность установления количественной связи между зна­ чением той или иной характеристики и утратой перерабатываемое™ применительно к процессам формования рукавной пленки и литья с раздувом рассмотрена более подробно в разд. 6.8 и 15.4.

Ясно, что для более глубокого понимания процесса переработки полимеров необходимо располагать более подробной информацией, полученной в аналогичных условиях. Это поможет разработать ко­ личественные методы оценки структурных эффектов переработки полимеров.

ПРИЛОЖЕНИЕ. РЕОЛОГИЧЕСКИЕ И ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛИМЕРОВ

1.Вязкость расплава

1.Определение вязкости расплава при нулевой скорости сдвига (ri,,) и при низ­ ких ее значениях проводили в соответствии с эмпирическим правилом Кокса—Мерца* методом динамических испытаний на механическом спектрометре.

2.Определение вязкости расплава при больших скоростях сдвига проводили на

капиллярном вискозиметре «Инстрон». При расчете вязкости учитывали поправки Рабиновича и Бэгли.

3.На рис. П.1—Г1.3 представлены зависимости эффективной вязкости от ско­ рости сдвига при одной температуре для 13 серийно выпускаемых полимеров.

4.В табл. П. 1 представлены константы степенного закона течения уравнения (6.5-2), уравнения Эллиса |уравнение (6.5-6) ] и уравнения Керри [уравнение (6.5-8) ], рассчитанные из кривых течения г| (у), приведенных на рис. П.1—П.З, при трех раз­

личных температурах.

* В соответствии с эмпирическим правилом Кокса—Мерца комплексная вязкость |г)* (со) | равна эффективной вязкости расплава при условии равенства частоты дефор­

2. Теплоемкость и плотность полимеров

втвердом состоянии и в расплаве

1.Теплоемкость определяли с помощью дифференциального сканирующего калориметра модели «Перкин—Эльмер 1В».

2.Плотность полимеров при комнатной температуре (насыпная масса) и плот­

ность при 150 °С * определяли с помощью капиллярного реометра «Инстрон». Вход в резервуар реометра запирали латунной пробкой и спрессовывали заданную навеску полимера, регистрируя его объем и уровень давления.

Полученные результаты представлены на рис. П.4 для всех полимеров, пере­ численных в табл. П.1.

* Из кривых теплоемкости видно, что для некоторых полимеров температуры плавления T jn или температуры стеклования T g выше 150° С.

е) Фирма сЕ. И. Дюпон де Неморо. ж* Объединение сЭллайд кэмикл*.

р,кг/м

р,кг/мЗ

Рис. П.4. Зависимость теплоемкости от температуры и плотности от давления для полимеров:

а _ ударопрочный полистирол LX 2400; б — полистирол дилен ТМ 8; в — полиакрнлоннтрнлстнрол 31-1000; г — полиакрилоннтрилбутадиенстирол AM-1000;