6. WÅaÅciwoÅci mechaniczne polimerÃ³w

6. WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE 

POLIMERÓW 

dr hab. inż. Józef Haponiuk 

Katedra Technologii Polimerów 

Wydział Chemiczny PG 

Politechnika Gdaoska, 2011 r. 

Publikacja współfinansowana 

ze środków Unii Europejskiej 

w ramach Europejskiego Funduszu Społecznego

CZYNNIKI WPŁYWAJĄCE NA WŁAŚCIWOŚCI FIZYCZNE POLIMERÓW: 

temperatura 

warunki pomiaru 

struktura chemiczna i fizyczna polimeru 

---------------------------------------------------------- 

NISKIE TEMPERATURY LUB DUŻE SZYBKOŚCI ODKSZTAŁCEŃ 

polimery zachowują się jak kruche ciała szkliste o dużej sztywności, ulegające 

zniszczeniu już przy niewielkich odkształceniach, wykazują cechy 

charakterystyczne dla ciał sprężystych, a zwłaszcza istnienie odkształceń 

odwracalnych, rosnących najczęściej proporcjonalnie ze wzrostem naprężenia. 

-------------------------------------------------------------------------------------------------------- 

WZROST TEMPERATURY LUB ZMNIEJSZENIE SZYBKOŚCI ODKSZTAŁCENIA 

wzrost odkształcalności do chwili zniszczenia, występowanie odkształceń 

nieodwracalnych oraz zależność naprężeń od szybkości odkształceń. 

--------------------------------------------------------------------------------------------------------- 

POLIMERY TRAKTUJE SIĘ NA OGÓŁ JAKO TZW. MATERIAŁY 

LEPKOSPRĘŻYSTE, POŚREDNIE POMIĘDZY SPRĘŻYSTYMI CIAŁAMI 

STAŁYMI A LEPKIMI CIECZAMI. 

2

Stany fizyczne polimerów w 

zależności od temperatury: 

I — stan szklisty-kruchy 

II — stan szklisty-lepkospreżysty 

(wymuszonej sprężystości) 

IIl — stan kauczukopodobny 

(wysokoelastyczny) 

IV —stan upłynniania (płynięcia 

kauczukopodobnego) 

V — stan płynny (ciekły) 

3

NAPRĘŻENIE I ODKSZTAŁCENIE 

W odróżnieniu od wielu innych wielkości, takich jak temperatura i 

ciśnienie — będące skalarami lub prędkość i siła — stanowiące wektory, 

zarówno naprężenie jak i odkształcenie są tensorami drugiego rzędu. 

W ogólności prawo Hooke’a ma postać prawa tensorowego, o 21 stałych elastycznych. 

Tensor — uogólnienie pojęcia wektora; wielkość, której własności 

pozostają identyczne niezależnie od wybranego układu współrzędnych. 

4

Pod wpływem działających naprężeń normalnych i stycznych 

elementarny sześcian może zmienić swe wymiary i kształt. 

Odkształcenie rozciągającościskające 

Odkształcenie postaciowe 

(ścinające) 

5

Odkształcenie rozciągająco-ściskające 

Zmiany długości poszczególnych krawędzi sześcianu, 

tzn. sześcian zamieni się w prostopadłościan. 

Odkształcenie jest opisywane składowymi e ii , leżącymi 

na głównej przekątnej tensora odkształcenia. 

Ich wielkość zależy od przyjętej miary odkształcenia, 

która najczęściej jest funkcją względnego wydłużenia l 

określanego jako: 

gdzie: l — długość danej krawędzi po odkształceniu 

1 0 

— pierwotna długość danej krawędzi 

6

Odkształcenie rozciągająco-ściskające 

Do najpopularniejszych miar tego typu 

odkształceń, zwłaszcza przy ocenie 

wielkości odkształceń przy rozciąganiu 

i ściskaniu polimerów, należą: 

miara Cauchy’ego 

e c = l-1 

miara Hencky’ego 

e H = lnl 

7

Odkształcenie postaciowe (ścinające) 

Zmiana kątów pomiędzy pierwotnie 

prostopadłymi krawędziami, tzn. sześcian 

zamienia się w równoległościan. 

Ten rodzaj odkształceń opisywany jest w 

pierwszym rzędzie składowymi e ij , leżącymi 

poza przekątną główną. Ich miarą jest 

najczęściej kąt a (lub wielkości z nim 

związane np. tg a) określający odchylenie 

określonych krawędzi od położenia 

wyjściowego. 

Istnienie odkształceń ścinających może 

wywoływać nie tylko pochylenie lecz i zmianę 

długości określonych krawędzi (O A < O A'), 

tzn. wywoływać odkształcenie rozciągającościskające. 

8


Dla małych odkształceń ścinających 

(małego kąta a) zmiany długości 

krawędzi są pomijalnie małe, tzn. 

odkształcenia rozciągające można 

zaniedbać. 

Uproszczenie to występuje w tensorach 

małych deformacji stosowanych do opisu 

odkształceń polimerów w stanie 

szklistym lub stanie wymuszonej 

sprężystości. 

9


Występowanie dużych odkształceń, jak przy 

deformacji elastomerów (kauczuków) lub 

przepływie cieczy polimerowych (stopionych i 

rozpuszczonych polimerów) — efekty związane ze 

zmianami długości krawędzi elementarnego 

sześcianu . 

Składowe leżące na przekątnej głównej tensorów 

dużych odkształceń stosowanych do opisu tych 

układów muszą zawierać dodatkowe człony, 

uwzględniające występowanie niezerowych 

składowych deformacji rozciągająco-ściskąjących 

przy odkształceniach ścinających. 

Tensor szybkości odkształcenia — czasowa pochodna dowolnego tensora 

deformacji w określonej chwili czasu. Niezerowa składowa tensora 

szybkości odkształcenia nie leżąca na przekątnej głównej nosi miano 

szybkości ścinania. 

10

MECHANICZNE WŁAŚCIWOŚCI STAŁYCH POLIMERÓW 

Stan szklisty-kruchy — sprężystość energetyczna. 

Stan szklisty-lepkosprężysty (wymuszonej sprężystości) powyżej 

temperatury kruchości: dominować zaczynają efekty lepkosprężyste i 

plastyczne. 

Stan kauczukopodobny: sprężystość entropowa, warunkowana innym 

mechanizmem zjawisk cząsteczkowych niż sprężystość energetyczna. 

11

MECHANICZNE WŁAŚCIWOŚCI STAŁYCH 

POLIMERÓW 

Zachowanie sprężyste 

Ciało sprężyste jest układem, w którym odkształcenie powstaje lub 

zanika natychmiast po przyłożeniu lub usunięciu naprężenia, przy czym 

wielkość tego odkształcenia zależy jedynie od wielkości przyłożonego 

naprężenia. 

Wynika stąd, że odkształcenie sprężyste ma dwie następujące 

właściwości: 

a) jest niezależne od czasu 

b) jest odwracalne. 

12


POLIMERÓW 


Przy takim ujęciu odkształcenie sprężyste można traktować jako zupełne 

przeciwieństwo (również w sensie logicznym) odkształcenia lepkiego, 

które: 

a) jest zależne od czasu 

b) jest nieodwracalne. 

Odkształcenie w ciele lepkim rozwija więc się stopniowo w czasie po 

przyłożeniu naprężenia, a po jego usunięciu nie ulega zanikowi. 

13


POLIMERÓW 


W przypadku, gdy w ciele sprężystym istnieje liniowa zależność 

pomiędzy odpowiednimi składowymi tensora odkształcenia i naprężenia, 

tzn. spełnione jest prawo Hooke'a, mamy do czynienia ze sprężystością 

liniową. 

W przeciwnym razie układ określa się mianem nieliniowo-sprężystego. 

14


POLIMERÓW 


Składowe tensora odkształcenia opisują wielkość deformacji przy ścinaniu, 

ściskaniu i rozciąganiu. 

W złożonym stanie odkształcenia te elementarne rodzaje odkształceń mogą 

być ze sobą sprzężone nieraz w bardzo skomplikowany sposób. 

15


POLIMERÓW 


Zachowanie polimeru o właściwościach liniowo-sprężystych odpowiadające wymienionym 

trzem elementarnym deformacjom, jest określone, gdy znane są wielkości modułów 

sprężystości dla: 

a) ścinania prostego, w którym pod wpływem naprężenia stycznego t polimer ulega 

odkształcaniu postaciowemu g(= tg a), przy czym 

t=G g 

gdzie G — moduł sprężystości postaciowej (Kirchoffa); moduł G nazywa się też czasami 

modułem sprężystości poprzecznej lub modułem ścinania 

b) ściskania objętościowego, w którym ciało pod wpływem ciśnienia zewnętrznego 

(hydrostatycznego) P zmniejsza swoją objętość o DV = V-V 0 przy czym 

gdzie K — moduł sprężystości objętościowej (Hemholtza).W miejsce miary Cauchy'ego 

DV/V 0 

we wzorze (10) można też użyć miary Hencky'ego ln V/V 0 

16


POLIMERÓW 


Zachowanie polimeru o właściwościach liniowo-sprężystych odpowiadające wymienionym 

trzem elementarnym deformacjom, jest określone, gdy znane są wielkości modułów 

sprężystości dla: 

c) rozciągania jednoosiowego, w którym prostopadłościenna próbka pod 

wpływem naprężenia rozciągającego s działającego w kierunku jednej z osi układu 

współrzędnych ulega wydłużeniu o wartość e wyrażoną za pomocą jednej z miar 

podanych poprzednio, przy czym 

s = E e 

gdzie E - moduł sprężystości podłużnej (Younga). 

17


POLIMERÓW 


Wielkości odpowiednich modułów, wyrażone najczęściej w MPa(=N/mm 2 ), są miarą sztywności 

materiału poddawanego określonemu odkształceniu. 

Można je interpretować np. jako siłę, która wywołuje 1% odkształcenie sprężyste próbki o 

przekroju l cm 2 . 

Średnie wartości modułów G K i E dla tworzyw sztucznych wynoszą: 

- w stanie szklistym 

G: 5x10 9 -10 9 Pa; 

K: 10 10 -5x10 9 Pa; 

E: 5-x10 9 -10 9 Pa, 

- w stanie wysokoelastycznym 

G: lO 5 -10 3 Pa; 

K. 10 8 -10 7 Pa; 

E: 5x10 5 -10 4 Pa. 

W różnych sytuacjach używa się niekiedy wielkości będących odwrotnościami modułów. Noszą one 

nazwę podatności. 

18


POLIMERÓW 


Do oceny zachowania się polimeru w zakresie sprężystym niezbędna jest jeszcze jedna 

wielkość nazywana liczbą (ułamkiem) Poissona n. 

Wzrostowi długości próbki w kierunku rozciągania x towarzyszy zmniejszenie 

wymiarów tej próbki w kierunkach y i z, które są prostopadłe do kierunku 

rozciągania. 

Wielkość tego zmniejszenia wymiarów zależy od właściwości polimeru; opisywana jest 

liczbą Poissona, bedącą stosunkiem odkształcenia w kierunku prostopadłym do 

kierunku rozciągania do odkształcenie w kierunku rozciągania, zdefiniowaną wzorem: 

19



Dla materiałów anizotropowych wartości liczb Poissona dla obu kierunków prostopadłych 

mogą być różne. W takim przypadku do charakterystyki zachowania polimeru potrzebne 

są więc wartości dwóch liczb Poissona. 

Dla układów izotropowych, które odkształcają się przy rozciąganiu bez zmiany objętości 

(izochorycznie) wartość liczby Poissona v= 0,5. Można to bardzo łatwo wykazać 

rozpatrując objętość prostopadłościennej próbki przed i po rozciąganiu. 

20



Na podstawie definicji liczby Poissona oraz założenia izotropowości materiału 

(skrócenie wymiarów w obu kierunkach prostopadłych jest takie sarno) otrzymuje się: 

Przy braku zmian objętościowych, tzn. 

V- V 0 

i ln(V/V 0 

) = 0 

wynika wartość liczby Poissona 

n =0,5 

(ważne dla jednoosiowego rozciągania i dla ściskania) 

21



W przypadku trójosiowego ściskania polimeru izotropowego obserwowane zmiany 

objętości muszą być trzykrotnie wyższe, tzn. 

Umożliwia to bardzo łatwe wyznaczenie zależności między modułami Hemholtza i 

Younga 

22



Niezależnie istnieje związek między modułami Kirchoffa i Younga: 

Po wyeliminowaniu z powyższych wzorów liczby Poissona uzyskuje się następująca 

zależność pomiędzy modułami G, K i E: 

Znając dowolne dwa moduły można więc zawsze wyznaczyć trzeci, bez konieczności 

wykonywania pomiarów. 

23



W przypadku polimerów o bardzo małej ściśliwości, do których zaliczają się np 

kauczuki lub tworzywa w stanie kauczukopodobnym (n równe ok. 0,5) moduł 

ściśliwość K jest bardzo duży w porównaniu z E i G i po pominięciu ostatniego 

członu z równania: 

otrzymuje się: 

E = 3G 

tzn. na podstawie pomiarów zachowania przy rozciąganiu można z 

bardzo dobrą dokładnością uzyskać informacje na temat zachowania się 

tworzywa podczas ścinania. 

24

Struktura fazowa 

1. Amorficzny/krystaliczny (homopolimer) 

Przykłady: poliamidy, PE, PP, PET 

Zeszklenie, topnienie 

2. Amorficzne 

Jednofazowe o budowie liniowej: PS, PC, PMMA 

(zeszklenie, mięknienie) 

Jednofazowe, usieciowane (kauczuk naturalny i inne 

elastomery) 

Wielofazowe (butadien — styren) 

Amorficzny/amorficzny/ 

Amorficzny/krystaliczny/amorficzny 

25

SPRĘŻYSTE ZACHOWANIE POLIMERÓW 

Procesy przebiegające w polimerze na poziomie cząsteczkowym w czasie jego 

deformowania. 

dW = dU-TdS 

W — praca sił zewnętrznych, związana z izotermicznoizochorycznym 

odkształceniem materiału polimerowego, 

równa zmianie energii swobodnej, 

U — energia wewnętrzna 

S — entropia 

26



deformowania. 

Poniżej temperatury zeszklenia łańcuchy polimerowe wykazują bardzo małą 

ruchliwość. 

W polimerze poddawanym deformacji w stanie szklistym mogą zachodzić 

jedynie stosunkowo niewielkie zmiany odległości międzyatomowych i 

odkształcenia kątów wartościowości bez zmiany konfiguracji 

makrocząsteczki jako całości. 

Procesy te wpływają w pierwszej kolejności na zmianę energii wewnętrznej 

przy pomijalnie małych zmianach entropii. 

Sprężystość polimerów w stanie szklistym związana z 

opisanymi procesami nosi nazwę sprężystości energetycznej. 

27



deformowania. 

W stanie kauczukopodobnym powyżej temperatury zeszklenia 

makrocząsteczki polimeru mają już znacznie większą ruchliwość i 

naturalną tendencję do skłębiania się, zwiększającą entropię układu. 

Deformowanie polimeru w tych warunkach prowadzi z reguły do 

rozciągania (rozkłębiania) łańcuchów polimerowych, połączonego ze 

zmniejszeniem ich ruchliwości, co przede wszystkim wiąże się ze 

zmniejszeniem entropii układu przy pomijalnych zmianach jego 

energii wewnętrznej. 

SPRĘŻYSTOŚĆ ENTROPOWA 

Sprężystość polimerów w stanie wysokoelastycznym. 

28


Podczas gdy wielkość odkształceń sprężystych w stanie szklistym 

nie przekracza 3%, odkształcenia sprężyste w stanie 

wysokoelastycznym przekraczają często 100%, a dla polimerów 

usieciowanych mogą dochodzić do 1000%. 

Obserwuje się przy tym nieliniową zależność pomiędzy naprężeniem 

a względnym wydłużeniem, która w przypadku jednoosiowego 

rozciągania przyjmuje postać wynikającą z molekularnych teorii 

stanu kauczukopodobnego 

29

Zachowanie przy obciążeniach statycznych 

Polimery stałe stosowane jako materiały konstrukcyjne poddawane są w czasie 

eksploatacji działaniu różnych naprężeń i odkształceń. 

W celu sprawdzenia, czy dany polimer jest w stanie sprostać pod względem 

mechanicznym warunkom eksploatacji, poddaje się go różnym badaniom 

wytrzymałościowym, polegającym najczęściej na odkształceniu próbek z 

określoną szybkością aż do chwili zniszczenia. 

Badania statyczne — stosunkowo mała i niezależna od czasu 

szybkość odkształcenia. 

Badaniach dynamicznych — szybkość odkształcania bardzo duża 

lub zmienna się w czasie. 

30


Wytrzymałość na rozciąganie 

W badaniach cech wytrzymałościowych przy rozciąganiu próbki 

mocuje się w zaciskach maszyny wytrzymałościowej i poddaje 

rozciąganiu z określoną szybkością (zwykle 50-100 mm/min), mierząc 

wielkość odkształcenia oraz odpowiadające naprężenie aż do chwili 

zerwania. 

s = f(e) 

Krzywa rozciągania 

31



(I) W stanie szklistym-kruchym dzięki 

bardzo dużej sztywności naprężenie 

rozciągające wzrasta bardzo szybko ze 

wzrostem odkształcenia, przy czym 

zależność ta ma charakter liniowy prawie 

do momentu zniszczenia próbki. Ponadto 

praktycznie w całym zakresie 

odkształceń zachowanie polimeru ma 

charakter sprężysty, tzn. naprężenie 

powstaje natychmiastowo, jest 

odwracalne, więc i praktycznie 

niezależne od szybkości odkształcenia. 

32



II Stan wymuszonej sprężystości 

W zakresie małych odkształceń naprężenie 

narasta liniowo ze wzrostem odkształcenia, 

nachylnie prostej s=f(e) w tym zakresie jest 

mniejsze niż dla stanu szklisto-kruchego, co 

wskazuje na spadek sztywności (modułu 

Younga) polimeru na skutek wzrostu ogólnej 

ruchliwości cząsteczek polimeru. 

Równocześnie zaczyna uwidaczniać się 

pewien niewielki wpływ szybkości 

odkształcenia na wielkość modułu, co jest 

charakterystyczne dla zjawisk 

lepkosprężystości. 

33


II Stan wymuszonej sprężystości 

Zachowanie polegające na występowaniu w polimerach w stanie 

wymuszonej sprężystości dużych odkształceń trwałych, po przekroczeniu określonej 

granicy naprężeń jest jakościowo podobne do zachowania innych układów (np. metali) 

i nosi nazwę plastyczności. 

W przypadku wielu polimerów powstałe odkształcenie trwałe w temperaturze 

rozciągania można w bardzo dużym stopniu odwrócić po szybkim podniesieniu 

temperatury powyżej temperatury zeszklenia. Ponieważ odwracalność odkształcenia 

jest jedną z cech sprężystości, opisane zjawisko i zakres temperatur, w którym 

występuje, nosi nazwę wymuszonej sprężystości. Określenie to można traktować jako 

zamienne w stosunku do plastyczności. 

Punkt A — granica plastyczności lub wymuszonej sprężystości. 

34


III Zakres wysokoelastyczny. 

Naprężenie wzrasta monotonicznie lecz 

nieliniowo z odkształcaniem, aż do zerwania. 

Dominującą rolę odgrywają tu efekty sprężyste 

związane ze sprężystością entropową oraz 

efekty lepkosprężyste. 

Krzywe (IV) i (V) odnoszą się do stanu 

ciekłego. 

35


Wytrzymałość na ściskanie 

Stosuje się najczęściej próbki walcowe o wysokości porównywalnej ze średnicą, 

tzn. o niezbyt dużej smukłości. 

Przez pomiar odkształcenia oraz naprężenia ściskającego uzyskuje się 

odpowiednią krzywą ściskania. 

s = f(e) 

Krzywa ściskania 

36


Wytrzymałość na zginanie 

Najczęściej realizowana próba zginania polega na obciążeniu prostopadłościennej 

beleczki umieszczonej na dwóch podporach w określonej odległości centralnie 

działającą siłą F i pomiarze strzałki ugięcia S. Zginanie stanowi przykład odkształcenia 

złożonego o charakterze ściskająco-rozciągającym. 

S — strzałka ugięcia 

l — odległość podpór 

F — siła zginająca 

b — szerokość próbki 

h — wysokość próbki 

37


Wytrzymałość na ścinanie 

Sposób I 

Odkształcanie kwadratowych płytek zamocowanych w 

uchwycie ramowym do postaci rombu i pomiar długości jego 

przekątnych. 

t = f(g) 

naprężenie 

odkształcenie postaciowe 

F — siła rozciągająca uchwyt ramowy 

l — długość krawędzi płytki, A, l 1 ,l 2 — długości przekątnych rombu 

h — grubość płytki 

38



Sposób II 

Drugi sposób polega na skręcaniu 

umocowanego na jednym końcu pręta o danej 

długości i promieniu oraz pomiarze momentu 

skręcającego w zależności od kąta skręcenia 

Naprężenie styczne 

Odkształcenie postaciowe 

R — promień pręta 

L — długość pręta 

f — kąt skręcenia 

M — moment skręcający 

39



R — promień pręta, L — długość pręta, f — kąt skręcenia, M — moment skręcający 

Wartość pochodnej obliczyć można na podstawie eksperymentalnej zależności M=f(f). 

Przy dużych odkształceniach skręcanej próbki mogą wystąpić także odkształcenia rozciągające, 

wyrażające się zmianą długości tworzącej OA (OA'>OA). 

W takim przypadku próba skręcania stanowi przykład odkształcenia złożonego ścinającorozciągąjącego. 

40

Zachowanie przy obciążeniach dynamicznych 

UDARNOŚĆ 

Do najważniejszych cech wytrzymałościowych oznaczanych w warunkach 

dynamicznych należą udarność oraz wytrzymałość zmęczeniowa. 

Wzrost szybkości odkształcenia polimeru wywołuje efekt podobny jak 

obniżenie temperatury, tzn. w zachowaniu polimeru coraz intensywniej 

ujawniają się cechy stanu szklisto-kruchego, takie jak wzrost sztywności i 

zmniejszenie odkształcalności . 

Najbardziej popularną metodą oznaczania udarności polimerów jest metoda 

Charpy'ego, która przypomina oznaczenie wytrzymałości na zginanie 

prowadzone przy bardzo dużej szybkości zginania . 

41


UDARNOŚĆ 

W metodzie Charpy’ego próbka jest uderzana przez młot wahadłowy o 

określonej energii dokładnie w środku pomiędzy punktami podparcia. 

Miarą udarności U jest łatwo mierzalna energia (praca) potrzebna do 

zniszczenia próbki o jednostkowym przekroju. 

U — udarność 

L — zmiana energii całkowitej młota 

F 0 

— powierzchnia przekroju próbki 

42


UDARNOŚĆ 

U r — praca potrzebna do zniszczenia próbki 

o jednostkowej długości i przekroju, np. w 

czasie rozciągania 

Ponieważ sens fizyczny udarności U oraz pracy zdefiniowanej 

wzorem j.w. jest taki sam, wytrzymałość udarową można 

interpretować jako pewien graniczny przypadek odpowiedniej 

wytrzymałości statycznej odpowiadającej bardzo dużej szybkości 

odkształceń. 

43


UDARNOŚĆ 

Istnieją dwie zasadnicze odmiany wytrzymałości udarowej, określone jako tzw. 

udarność bez karbu oraz udarność z karbem. 

W drugim przypadku próbki pomiarowe mają w środkowej części poprzeczne 

nacięcie o określonej głębokości i szerokości, nazywane karbem. 

Wiele materiałów, w tym polimery, przy obciążeniach udarowych jest bardzo 

czułych na obecność nawet niewielkich zarysowań na powierzchni. Ich 

obecność powoduje, że materiał często pęka przy znacznie mniejszej energii 

uderzenia niż w przypadku materiału pozbawionego rys, będących rodzajem 

karbu. 

44


UDARNOŚĆ 

Niekorzystny z punktu widzenia użytkowego efekt karbu spowodowany 

jest głównie zmianami rozkładu naprężeń (zwłaszcza ich koncentracją) w 

miejscu istnienia karbu. 

Ponieważ wytrzymałość udarowa polimerów bez karbu i z karbem jest 

sprawą indywidualną, tzn. polimer o dobrej udarności bez karbu wcale nie 

musi mieć dobrej udarności z karbem i odwrotnie, pomiary obu wielkości 

traktować trzeba niezależnie. 

45


WYTRZYMAŁOŚĆ ZMĘCZENIOWA 

W przypadku obciążeń lub odkształceń dynamicznych, zmieniających się w czasie (np. 

okresowo), zniszczenie próbki polimeru może nastąpić przy średnich naprężeniach lub 

odkształceniach nawet o 80% mniejszych niż w warunkach statycznych, jeśli tylko 

zmienne naprężenie lub odkształcenie działa dostatecznie długo. 

Proces ten określa się mianem zmęczenia materiału. 

Jego przyczyną są głównie mikropęknięcia powstające w próbce pod wpływem 

działających czynników. 

Liczba i wielkość tych mikropęknięć stopniowo wzrasta z czasem i może prowadzić do 

zniszczenia materiału. 

46



W badaniach wytrzymałości zmęczeniowej polimerów stosuje się różne metody. 

Jedna z nich polega na poddawaniu próbki działaniu periodycznych naprężeń lub 

odkształceń o zmiennej amplitudzie i stałej wartości średniej oraz pomiarze liczby cykli 

odkształceń niezbędnych do zniszczenia próbki w zależności od wielkości amplitudy. 

Otrzymuje się w ten sposób tzw. krzywą Wöhlera. 

47



Inną możliwość stanowi poddawanie próbki działaniu naprężeń lub odkształceń 

tętniących, tzn. zmieniających się periodycznie w czasie od wartości zerowej do 

pewnej ustalonej wartości oraz pomiar liczby cykli niezbędnych do zniszczenia 

próbki przy danej wielkości obciążenia lub naprężenia tętniącego. 

Przy takim sposobie pomiaru średnie naprężenie nie jest stałe. W obu jednak 

przypadkach wytrzymałość lub odkształcenie niszczące dla zerowej liczby cykli 

równe jest odkształceniu lub naprężeniu niszczącemu w warunkach statycznych, 

wartości graniczne uzyskiwane dla bardzo dużych liczby cykli można natomiast 

określić jako wytrzymałość zmęczeniową (długoczasową) danego polimeru. 

48



W praktyce okazuje się, że dla większości polimerów nie istnieje asymptotyczna 

wartość określająca wytrzymałość zmęczeniową, tzn. nawet przy bardzo małych 

amplitudach zmian oraz niewielkich średnich wartościach naprężeń lub odkształceń 

próbki ulegają zniszczeniu (np. po l O 7 cyklach). 

Z tego względu często określa się wytrzymałość czasową jako czas potrzebny do 

zniszczenia próbki przy założonej charakterystyce naprężeń lub odkształceń . 

49

6. WÅaÅciwoÅci mechaniczne polimerÃ³w

You also want an ePaper? Increase the reach of your titles

Delete template?

Save as template?

6. WÅaÅciwoÅci mechaniczne polimerÃ³w