Исследование деформации и разрушения полимерных матриц, волокон и композитов электронно-микроскопическими методами тема автореферата и диссертации по химии, 02.00.06 ВАК РФ

На правах рукописи

Горенберг Аркадий Яковлевич

ИССЛЕДОВАНИЕ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ ПОЛИМЕРНЫХ МАТРИЦ, ВОЛОКОН И КОМПОЗИТОВ ЭЛЕКТРОННО-МИКРОСКОПИЧЕСКИМИ МЕТОДАМИ

Специальность 02.00.06 - Высокомолекулярные соединения

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва - 2008

003456077

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте химической физики им. H.H. Семенова РАН

Научный руководитель: доктор технических наук,

Куперман Александр Михайлович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

Хазанович Теодор Натанович

доктор физико-математических наук, Малкин Александр Яковлевич

Ведущая организация: Учреждение Российской академии наук

Институт синтетических полимерных материалов им. Н.С. Ениколопова РАН

Защита диссертации состоится «_[£_» ФСНП Flu С. 2008 г. в Ц часов на заседании Диссертационного совета Д 002.012.01 при Учреждении Российской академии наук Институте химической физики им. H.H. Семенова РАН в помещении актового зала по адресу: 119991, г. Москва, ул. Косыгина, д.4

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Учреждения Российской академии наук Института химической физики им. H.H. Семенова РАН.

Ваш отзыв на автореферат в 2-х экз. просим направлять по указанному адресу. Автореферат разослан «_/£>> ИтЦЛ 2008 г.

Ученый секретарь

Диссертационного совета Д 002.012Д1_/_

кандидат химических наук / Т. А. Ладыгина

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы.

В настоящее время достигнуты значительные успехи в изучении разрушения полимерных композиционных материалов. Процессы, приводящие к разрушению, являются чрезвычайно сложными, они включают целый ряд этапов, которые протекают по разным механизмам, зависящим от свойств материала, вида напряжённого состояния, его изменения во времени и окружающих условий. Важность проблемы постоянно привлекает ученых разных стран. В книгах представителей хорошо известных отечественных школ [Регель В.Р., Тамуж В.П., Карташов Э.М.] излагаются разные подходы к изучению и решению проблемы прочности, однако некоторые положения являются общими для всех. Во-первых, разрушение материалов представляется как процесс, развивающийся во времени. Во-вторых, прежде чем он становится катастрофическим, всегда имеет место этап, на котором происходит формирование магистральной трещины. При этом существует длительный период её докритического развития. Некоторые этапы реального поведения трещин изучены довольно хорошо. Таковыми являются, например, зарождение и накопление субмикротрещин, которые наблюдаются методом малоуглового рентгеновского рассеяния. Оптический метод позволяет наблюдать поведение трещин, начиная с размера примерно в десять микрон и более.

В то же время весь промежуточный период развития субмикротрещин от размеров около 0,1 мкм до десятков микрон, по существу являющийся основным этапом докритического развития разрушения, экспериментально прямыми методами наблюдения изучался мало. Проводившиеся исследования, например, фрактографические, в основном качественные, и не описывают количественно кинетику и микромеханику процесса. В связи с этим изучение закономерностей деформирования и разрушения материалов, механизмов роста трещин в матрицах, армирующих волокнах и полимерных композитах на

микроуровне - весьма актуальная задача. I / '

у

Целью работы являлось изучение кинетики деформирования и разрушения полимерного композита и его компонентов. Во-первых, это подразумевает исследование разрушения полимерной матрицы. Путём прямого наблюдения за его развитием в камере растрового электронного микроскопа. Во-вторых, получение сведений о характерных особенностях поверхности разрушения армирующих волокон. В-третьих, исследование деформаций в процессе отверждения толстостенной стеклопластиковой оболочки.

Для достижения поставленных целей необходимо было решить следующие основные задачи:

Разработать новые или адаптировать существующие методики изучения кинетики роста магистральной трещины в полимерной матрице в первую очередь in situ при нагружении образцов непосредственно в камере растрового электронного микроскопа.

Экспериментально изучить процесс зарождения и роста магистральной трещины в эпоксидной матрице ЭД-20. Для прямого наблюдения плоский образец с надрезом следует нагружать в режиме ползучести (крипа) прямо в камере растрового электронного микроскопа {in situ). Описать кинетику роста магистральной трещины и сопутствующих ей микротрещин.

Провести исследование и описать структуру поверхности арамидных и углеродных армирующих волокон и показать характерные особенности их разрушения. Использовать прямые, наиболее современные методы визуализации, в том числе растровую электронную микроскопию (РЭМ), микроскопию атомных сил (MAC) и сканирующую туннельную микроскопию (СТМ). При необходимости усовершенствовать методики эксперимента.

Изучить кинетику деформации толстостенной стеклопластиковой оболочки в осевом, радиальном и продольном направлениях в процессе её отверждения. Создать для проведения эксперимента стенд многоточечной тензометрии, разработать методику измерений деформаций и температур в контрольных точках и описать процесс локальной деформации, фиксирующий момент расслоения оболочки.

Научная новизна.

Разработана уникальная установка, для изучения кинетики зарождения и роста магистральной трещины в полимерной матрице. Установка снабжена устройством для нагружения образцов in situ в режиме крипа, а также телевизионной системой фиксации изображений в реальном времени.

Впервые записан процесс роста магистральной трещины в матрице эпоксидной смолы ЭД-20 при нагружении образца в режиме крипа прямо в камере растрового электронного микроскопа. При анализе показана, не описанная ранее в литературе, неравномерность развития магистральной трещины. Впервые измерена кинетика роста индивидуальных микротрещин и их генерации. Показана связь числа и скорости генерации микротрещин с кинетикой роста магистральной трещины.

Впервые проведена сравнительная оценка возможностей методов РЭМ, MAC и СТМ при исследовании структуры поверхности углеродных волокон.

Впервые измерена кинетика деформации толстостенной стеклопластиковой оболочки в процессе её отверждения. Практическая значимость работы.

В диссертации получены новые данные о росте магистральной трещины и о закономерностях роста и поведения индивидуальных микротрещин с момента их рождения вплоть до разрушения полимерного образца. Эти данные необходимы для проверки и развития представлений о кинетике разрушения полимерных вязкоупругих матриц. Механизмы разрушения полимерных волокон, корреляция структуры поверхности углеродных волокон с адгезионной прочностью чрезвычайно важны для понимания основ прочности полимерных композиционных материалов (ПКМ). Экспериментальное изучение кинетики деформаций, возникающих в процессе отверждения, помогает решению проблемы технологической монолитности толстостенных оболочек.

Апробация работы. Основные результаты работы были представлены: на конференции молодых специалистов по механике полимеров (Рига, 1977), на

симпозиуме «Применение электронной микроскопии в современной технике» (Москва, 1978), на XI Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (Таллинн, 1979), на III Всесоюзном семинаре по физике прочности композиционных материалов (Ленинград, 1979), на V Всесоюзной конференции по композиционным материалам (МГУ, Москва, 1981), на II Всесоюзной конференции по полимерным композиционным материалам и их применении в национальной экономике (Ташкент, 1983), на Московской международной конференции по композитам, (Москва, 1990), на XII и XIV Симпозиумах «Современная Химическая Физика» (Туапсе, 2000, 2002), на 10-ой Международной конференции по механике и технологии композиционных материалов (София, Болгария, 2003), на ежегодной научной конференции Отдела полимеров и композиционных материалов ИХФ РАН (Москва, 2005, 2006).

Публикации. По результатам диссертационной работы опубликовано 8 статей и 13 тезисов докладов.

Структура и объем диссертации. Диссертация изложена на 149 страницах, включает 87 рисунков и 4 таблицы. Работа состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы, включающего 137 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы цель и задачи исследования.

В главе 1 представлен обзор литературных данных о зарождении и развитии микродефектов, рассеянных по поверхности объему материала. Изложены критерии и задачи разрушения, сформулированные A.A. Гриффитсом, Е. Орованом, Дж.Р. Ирвином, Ф.А. Мак-Клинтоком, Д.С. Дагдейлом. Отмечено влияние степени поврежденности материала на развитие трещин. Особое внимание уделено работам, в которых изучаются кинетические аспекты роста трещин в телах разной реологии. Анализ

литературных данных позволил определить цель и задачи настоящей диссертационной работы.

В главе 2 рассмотрена методика эксперимента, позволяющего вести наблюдение за ростом магистральной трещины из надреза в полимерном образце при постоянной нагрузке в камере РЭМ в реальном времени. Поставленная задача потребовала разработки специальной оснастки РЭМ, чтобы он стал прибором, позволяющим фиксировать и анализировать процесс разрушения в его развитии. В 2.1 методической главы описывается блок-схема установки по изучению кинетики развития микротрещин в полимерах методом РЭМ in situ. В 2.2 изложена система создания временных меток в видеозаписи процесса разрушения. В 2.3 рассмотрены вопросы реализуемого разрешения в процессе проведения экспериментов in situ с использованием телевизионного режима формирования изображения. Описание сконструированных приставок для нагружения образцов в камере РЭМ, их охлаждения и нагревания дано в 2.4 и 2.5. Рассмотрение методических вопросов, связанных со спецификой использования РЭМ при проведении динамических экспериментов, представлено в 2.6 (2.6.1-2.6.3). Подготовка образцов для проведения исследования рассмотрена в 2.7(7.1-7.2).

При наблюдении в РЭМ на поверхности образца полимера, не имеющего электрической проводимости, под действием падающего электронного пучка возникает отрицательный заряд, нарушающий работу прибора. В работе мы воспользовались способом создания проводимости в полимерных образцах путём насыщения их йодом.

При проведении экспериментов использовали образцы полиэпоксида в виде двухсторонней лопатки. Их размеры (/ = 10 мм, h = 6 мм и d = 0,05... 1 мм). Предельная нагрузка, определяемая конструкцией приспособления, составляла 200 Н. Для локализации места разрушения, в образцах делались концентраторы напряжений в виде надреза незначительной глубины ~ 200...400 мкм. Согласно литературным данным, это влияет лишь на начальную стадию формирования трещины и не искажает законы её развития.

В главе 3 приводятся результаты, полученные методом РЭМ при исследовании разрушения полимерного образца in situ в режиме ползучести. Сила, приложенная к образцу, составляла 10 Н. Измерялись следующие параметры: размер магистральной трещины и возникающих микротрещин, изменение линейных размеров во времени, расположение микротрещин относительно магистральной, а также временные характеристики процесса рождения микротрещин. При обработке эксперимента проводился анализ кадров видеозаписи процесса разрушения.

В 3.1 рассматриваются особенности кинетики роста магистральной трещины в полимерной матрице при исследовании в камере РЭМ. На рис. 1 построена зависимость приращения длины магистральной трещины от времени нагружения. Необходимо отметить неравномерность развития микротрещины на стадии её медленного роста.

Рис. 1. Зависимость изменения длины магистральной трещины ЛЬ, растущей в образце ЭД-20 с краевым надрезом

На графике рис. 1 выделяются характерные стадии процесса: быстрое увеличение длины трещины с последующим её медленным торможением.

На кадрах, представленных на рис. 2, наблюдается постепенное раскрытие макротрещины с последующим выбросом вперед острого носика. На отдельных участках макротрещина увеличивается за счет объединения с микротрещиной.

Для больших, протяжённых участков торможения магистральной трещины возможным объяснением можно назвать развитие пластической деформации.

52499 53052 53071 53126

Рис. 2. Фрагменты видеозаписи роста магистральной трещины в образце ЭД-20 с краевым надрезом.

В качестве примера можно продемонстрировать возникший в вершине трещины тяж и его пластическое разрушение, показанное на рис. 3.

Рис. 3. Тяж в вершине магистральной трещины и его пластическое разрушение

Интересная последовательность уже упомянутого постепенного раскрытия макротрещины представлена на рис. 4. В её фронте видно затупление за счёт развития пластической деформации с последующим выбросом вперёд острого носика.

Рис. 4. Пример неравномерного распространения магистральной трещины и пластического деформирования в её вершине.

Для получения дополнительных количественных характеристик процесса разрушения, была построена зависимость скорости роста трещины от времени

(рис. 5). Она позволяет лучше наблюдать быстрое ускорение роста трещины с последующим ее торможением.

3 а> о.

о О

1200 1500 1800 2100 Время 1(сек)

8 "1 |я Рис. 5. Зависимость скорости роста

ш В скорости (V) магистральной

трещины, растущей в образце ЭД-20 с краевым надрезом.

Процесс ускорения и торможения макротрещины

2400 повторяется с некоторой периодичностью, при

нарастающей по амплитуде скорости. Можно отметить короткие и резкие скачки скорости роста трещины.

В 3.2 рассматривается процесс рождения микротрещин в вершине магистральной трещины, которая медленно развивается в течение длительного времени. Одновременно в предвершинной области развивается пластическая деформация материала. Этот процесс приводит к частичной релаксации напряжений во фронте трещины, в том числе и за счет увеличения радиуса кривизны в ее вершине. Постепенно ближайшая окрестность перед макротрещиной выбирает большую часть предельно допустимой пластической деформации. Для материала в небольшой области перед вершиной становится выгодным реализовать дополнительный механизм релаксации упругой энергии, запасенной за счет приложенной к образцу силы. Таким механизмом является рождение микротрещин в области, прилегающей к вершине (рис. 6).

Рис. 6. Микротрещины, появляющиеся в предвершинной области растущей магистральной трещины.

53071

Рождение микротрещин можно назвать взрывообразным, поскольку микротрещина появляется определённого размера, а не растет от нуля. Кроме того, после её появления происходит падение ее скорости. На рис. 7 показано распределение по размерам микротрещин, возникших в области перед вершиной магистральной трещины за все время ее роста до разрушения образца. Наименьший размер равен 0.1...0.2 мкм, наибольший - 15 мкм. В основном микротрещины рождались в диапазоне размеров 0.3...3 мкм. Максимум распределения около 1 мкм. Средний размер всех микротрещин равен 1,36 мкм.

Микротрещины появляются преимущественно в двух направлениях - в направлении роста магистральной трещины и примерно под углом 45° к нему. Микротрещины рождаются не одновременно. Они возникают в вершине магистральной трещины постепенно одна за другой. Под углом в ~ 45° расположено направление максимальных сдвиговых напряжений, по которым развивается пластическая деформация. Логично предположить, что зарождение микротрещин облегчается при условии достижения в локальном месте предельной деформации. Последовательная цепочка рождения таких микротрещин приводит, в конечном счёте, к их своеобразному шахматному расположению.

120п

Рис. 7. Распределение по размерам микротрещин, зарегистрированных в эксперименте.

0

2 3 4 5 6 Размер I., мкм

В эксперименте были зафиксированы 540 микротрещин. На рис. 8 приведен график падения скорости роста микротрещины, появившейся в области вершины растущей магистральной трещины в образце ЭД-20.

о о о.

о ^

о

2,5 2,01,5 1,0 0,5'

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 Время Цсек)

Рис. 8. Изменение скорости роста микротрещины в процессе нагружения

Стационарный уровень скорости устанавливается примерно за 0,1...0,5 с. Падение скорости во времени обусловлено проявлением различных механизмов торможения. Начальный участок, возможно, связан с упругим раскрытием возникающей трещины, при этом она может увеличить свой начальный радиус кривизны вдвое. Далее включается механизм пластического деформирования полимера у вершины трещины и её радиус кривизны продолжает увеличиваться.

Чтобы выяснить, как меняется количество и размер микротрещин во времени, весь временной интервал был разбит на три равные части. Для каждого интервала были найдены число трещин, средний размер и распределение по размерам. Результаты приведены на рис. 9. Как и ожидалось, число микротрещин существенно растёт в эксперименте со временем. Средний размер изменяется незначительно.

Из рис. 9 видно увеличение числа микротрещин от начала к конечному интервалу. Необходимо отметить и широкое крыло больших трещин в последнем интервале времени. Это указывает на снижение возможности

диссипации упругой энергии в образце по механизмам пластической деформации.

2 3 Размер Ц мкм

Рис. 9. Распределение микротрещин по числу и размерам в начале (1), середине (2) и конце (3) эксперимента

На рис. 10 приводится сравнение во времени числа микротрещин и скорости их накопления, приращения длины магистральной трещины и скорости её роста.

Время I. сек

Рис. 10. Сводный рисунок числа микротрещин и скорости их накопления во времени, приращения длины магистральной трещины и скорости её роста

Показано, что когда макротрещина ускоряется, генерация субмикротрещин также увеличивается. На этапе торможения генерация микротрещин малого размера падает до очень низкого уровня. Утверждается, что

микротрещины размером более двух микрон в подобном эксперименте могут создать конкурентный источник

разрушения. Отмечена ярко выраженная особенность скорости накопления микротрещин. Показаны три четких пика скорости. Отмечена цикличность процесса развития комплекса магистральная трещина - микротрещины.

В главе 4 рассмотрено два типа волокнистых наполнителей для полимерных композиционных материалов. Описаны дефекты и характер разрушения арамидных волокон при растяжении и сжатии; для углеродных волокон - состояние поверхности и корреляция между её структурой и прочностью модельных адгезионных образцов.

Для описания разрушения моноволокон использовали растровую электронную микроскопию (РЭМ), в частности приборы JSM-35C фирмы JEOL (Япония), DSM 960 фирмы Zeiss (Германия), ESEM фирмы Electroscan (США). Для изучения поверхности углеродных волокон применяли микроскоп атомных сил (MAC) фирмы Topometrix, являющийся составной частью прибора ESEM и сканирующий туннельный микроскоп (СТМ) на базе приборов Nanoscope II и Nanoscope III фирмы Digital Instruments Inc. (Санта Барбара, США).

В первом разделе дана общая характеристика арамидных волокон. Как известно арамидные молекулы удерживаются вместе водородными связями. При этом благодаря хорошо упорядоченной внутренней структуре и высокой степени симметрии, волокна имеют очень мало дефектов. Это одна из причин их высокой прочности. Однако, изучая арамидные волокна в РЭМ, можно увидеть ряд характерных дефектов, показанных на рис. 11. В работе делается предположение, что основной вклад в такие дефекты вносит мономер, небольшое количество которого может оставаться на стадии формования волокон.

Рис. 11. Дефекты формы, склейки, задиры арамидных волокон

При разрыве волокна поперечная трещина многократно ветвится в обе стороны вдоль волокна, расщепляя его и разделяясь сама. Расщепление происходит по водородным связям, соединяющим арамидные блоки. Такая картина определяет высокую вязкость разрушения при растяжении и называется метелкой. Рис. 12 только часть большой панорамы волокна СВМ, испытанного до разрыва при растяжении. Волокно после разрушения приняло причудливую форму изгибов, зафиксированных по длине. При ближайшем рассмотрении становятся видны пластические изгибы и сдвиги на волокне (рис. 13).

Рис. 12. Пример вязкого разрушения арамидных волокон метелкой

Рис. 13 Фрагмент панорамы разорванного при растяжении волокна СВМ

В момент разрыва волокна от растяжения две его половинки упруго сокращаются. При этом волокно остается прямым, а волна сжатия,

возникающая вдоль его оси, создает видимые повреждения структуры (рис.

14).

Для арамидных волокон такие сдвиги известны в сочетании с испытанием на сжатие и называются кинк полосы (полосы изгиба).

Рис. 14. Основные типы разрушения арамидного волокна при сжатии

Следуя изложенному, логично было определить прочность арамидных волокон при сжатии. Использовался метод потери устойчивости элементарного волокна при затягивании петли, примененный Гринвудом и Розе для волокон Кевлар.

При затягивании петли в упругом волокне возникают изгибные напряжения. При этом соотношение продольного и поперечного радиусов петли К = 1,34. Анизотропные органические волокна в какой-то момент теряют устойчивость от сжимающих напряжений на внутренней стороне петли. Этот момент определяется по изменению (увеличению) - соотношения К. Деформацию волокна в момент потери устойчивости определяли по формуле:

М. 1,34x4^, £кр~Х150^~ 3,15* акр ' (1)

где (1В - диаметр волокна.

Далее, зная деформацию в момент потери устойчивости и модуль упругости образцов, можно определить прочность материала на сжатие.

— екр-Е (2)

Результаты измерений представлены в таблице.

Таблица

Испытания моноволокон методом изгиба петлёй _ (напряжения сжатия)___

Кщ ср» Оср, Р ср. Стер,

мкм ММ ММ % ГПа МПа

СВМ-1 13,4 0,81 1,74 0,84 116 980

СВМ-2 13,7 1,01 2,17 0,73 106 770

СВМ-3 14,3 0,99 2,12 0,?5 116 870

СВМ-4 13,4 0,97 2,07 0,74 114 840

Кевлар-49 12,6 1,08 2,30 0,69 137 950

Следует отметить высокий уровень этих напряжений, который примерно совпадает с напряжениями, получаемыми при испытании образцов органопластиков на сжатие на 72-х кулачковом приспособлении (при испытании плоских образцов асж в обычно не превышает 500 МПа).

Во втором разделе рассмотрена взаимосвязь адгезионной прочности со структурой поверхности углеродных волокон (УВ). Представлены результаты, полученные при изучении (МАС) поверхности волокон разных типов из ПАН (полиакрилонитрила) - Т300 и М40 (Торей) и из пеков А и Е.

Одни и те же поверхности углеродных волокон были изучены на РЭМ и СТМ. Такое изучение волокон выгодно из-за различных преимуществ и ограничений этих методов.

Топография поверхности У В (рис. 15) обнаруживает морфологию волокнистого типа, которая является следствием вытяжки исходного материала при изготовлении. Поверхность ПАН волокон содержит как прямые нанофибриллы, так и отчасти переплетенные с шириной, изменяющейся от 50 нм до 300 нм. На поверхности А и Е волокон нанофибриллы прямые, более однородны и имеют диаметр, изменяющийся в пределах от 80 до 100 нм (рис. 16). Эта морфология типична для высоко ориентированных полимеров, например полиэтилена. Размер поверхностных складок создаваемых фибриллярной структурой находится в диапазоне приблизительно 200 нм

Рис. 15. А, В: MAC изображения УВ Т300 и М40 на основе ПАН

Рис. 16. А, В: MAC изображения А и Е УВ на основе ПЕК

В дополнение к многочисленным бороздкам вдоль оси волокна, на всех изображениях обнаружены множественные детали в форме зёрен различного размера. На изображениях MAC видно, что немного удлиненные зёрна шириной 20...40 нм являются поверхностной особенностью волокна Т300. Большие зёрна 100...200 нм по ширине характерны для поверхности волокна М40, обладающего высоким модулем после тепловой обработки при высокой температуре. Зёрна на поверхности волокон на основе ПАН меньше, чем у волокон на основе ПЕК.

Значения адгезионной прочности т соединений волокно - матрица, измеряемые при использовании волокон со сложным рельефом поверхности, весьма условны. Они включают прочность механического зацепления в неровностях субстрата тмех, для оценки которой необходимо знать не только

истинную и видимую площади соприкосновения полимерной матрицы и волокна, но и рельеф поверхности. Величина SlICT ранее оценивалась из данных по низкотемпературной газовой сорбции. На основании данных о поверхности УВ, полученных методом MAC, были рассмотрены различные модели для аппроксимации поверхности. Показано, что в двух предельных случаях (аппроксимация кубиками и полусферами) отношение К = Sucm /Siaul равны, соответственно, 3 и 2. Значение К, определённое для этих волокон из измерений низкотемпературной сорбции аргона, оказалось равным 2,7. Близость этих значений подтверждает возможность оценки истинной площади адгезионных соединений методом MAC.

В главе 5 описана кинетика процессов, происходящих при отверждении

толстостенной стеклопластиковой оболочки и связанных с возникновением и

развитием остаточных напряжений. С учетом условий опыта разработан метод

многоточечной тензометрии. Такой метод использован для оценки деформаций

толстостенной оболочки в процессе её нагрева, отверждения и охлаждения.

Рис. 17. Схема расположения термопар и N. тензодатчиков в оболочке диаметрами \ 100/200. Т, R, А - соответственно \ тангенциальное, радиальное и осевое \ расположение тензодатчиков; t -\ \ термопары

Схема расположения тензодатчиков и термопар в оболочке диаметрами 100/200 показана на рис. 17. В качестве примера на рис. 18 показана деформация тензодатчиков в тангенциальном направлении в зависимости от температуры отверждения оболочки диаметрами 100/200. Аналогичные результаты получены для её радиального и осевого направлений.

А1= Т?с=, о,5 nR1Q

Тбо °И u

Т5а °t3 []R9 R12Q ПИТЧ otG ТЗа ot2

T2a.11 0R8

Оболочка

5

О о

г л

о ■#■

ч

Температура,г

Рис. 18. Деформация теизодатчиков в тангенциальном направлении в зависимости от температуры отверждения оболочки диаметрами 100/200

В этом опыте нам кажется важным как ведут себя тензодатчики в процессе отверждения. Результаты, полученные при исследовании двух оболочек внутренним и внешним диаметрами 100/200 и 100/150, адекватно отражают происходящее. Показано преимущественное влияние усадки связующего на показания тензодатчиков, расположенных в осевом и радиальном направлениях, перпендикулярных направлению ориентации волокон. На этапе охлаждения оболочки тензодатчики хорошо отражают процесс растрескивания материала из-за стеснения физической усадки и могут использоваться в качестве чувствительных сенсоров, характеризующих состояние композита как при изготовлении, так и при эксплуатации оболочки.

На рис. 19 показано установление упруго-прочностных свойств гомогенных образцов эпоксидного связующего ЭДТ-10 по мере их термообработки.

1000 о

-1000 -2000 -3000 -4000 -5000

-0 3 Тангенциальное направление нагрев 2-й

5 слоев 5—о—Тг7 Тг7

4—о—Тгб — Тгб -0,4 3-Д-Тг5 —А— Тг5

2—V—ТгЗ —т—ТгЗ 1 —О—Тг2 —Тг2

-1-1-1-1-1-1-1-1-1-'-1-'-1-■-1—

20 40 60 80 100 120 140 160

Е,МПа о, МПа с, %

Рис. 19. Установление упруго-прочностных свойств гомогенных образцов эпоксидного связующего ЭДТ-10 по мере их термообработки при 160°С.

Начальная степень конверсии 65-75%. Испытание при 160°С: 1 - прочность при растяжении ст, 2 - модуль упругости Е, 3 - предельная

деформация £

Проведенные исследования позволили выявить ряд обстоятельств, которые необходимо учитывать. Основное выделение тепла конверсии происходит на начальной стадии термообработки, через 3...5 часов кривые выходят на насыщение. Температура стеклования Т8 полимера и его усадка меняются симбатно с изменением степени конверсии. Усадка полимера в процессе отверждения при 160°С составляет 10%, что примерно в 2 раза больше, чем при комнатной температуре. Упруго-прочностные характеристики полимера имеют сначала индукционный период, а затем по достижении а > 50% - участок быстрого роста показателей. Этот процесс продолжается и после завершения реакции за счет совершенствования физической структуры материала. Значения модуля упругости и прочности полимера в момент его твердения (при 160°С и а = 65-75%) весьма малы: Е « 3 МПа, ар и тадг « 0,1 МПа. Поэтому неоднородность напряжений в оболочке, чаще всего обусловливаемая наличием фронтов отверждения, может легко привести к трещинообразованию. В работе предлагается несколько методов, направленных на его предотвращение.

На основе полученных результатов сделана попытка описать процессы, происходящие при нагреве, отверждении и охлаждении оболочки с помощью полидисперсной структурной модели, называемой также моделью составных цилиндров. Эта модель по сравнению с методом конечных элементов позволяет существенно упростить вычисления. Проводимое моделирование делится на три стадии: 1. Нахождение эффективных характеристик оболочки является первой стадией и получение мезоскопического описания оболочки, как однородной, но анизотропной среды. 2. Вычисление мезоскопического распределения напряжений, деформаций и смещений. 3. Использование мезоскопического распределения напряжений и деформаций для оценки опасных микроскопических напряжений. Для этой цели используется та же микроскопическая модель композита, что и в первой части задачи.

Напряжения, МПа

Рис. 20. Максимальные напряжения в полимерной матрице, вычисленные при условиях свободного скольжения оболочки.

I Радиальные —■— Тангенциальные —я— Аксиальные - - Прочность связующего

Время, часы

Моделирование предсказывает, что наиболее вероятным на начальном этапе изготовления намоточной оболочки является разрушение в направлениях, перпендикулярных оси ориентации волокон, т.е. в осевом или радиальном, так как уровень возникающих напряжений сопоставим с прочностью матрицы (рис. 20). Это согласуется с экспериментальными данными. На конечном этапе, т.е. в процессе охлаждения изделия, напряжения достигают весьма больших величин (десятки мегапаскалей). Поскольку модуль упругости эпоксидного связующего сильно увеличивается, сохраняется большая разница в коэффициентах

теплового расширения смолы и стекловолокна. Это также может привести к расслоению материала.

Выводы

1. Разработана методика эксперимента, позволяющего вести наблюдение за ростом магистральной трещины из надреза в полимерном образце при постоянной нагрузке в камере РЭМ в реальном времени. Поставленная задача потребовала разработки специальной оснастки РЭМ, чтобы он стал прибором, позволяющим анализировать процесс в его развитии, т.е. in situ.

2. Получена кинетика роста магистральной трещины в образце эпоксидной смолы ЭД-20 с надрезом, в эксперименте in situ в камере РЭМ, в режиме крипа. Показана неравномерность развития макротрещины на стадии ее медленного роста. На кинетической кривой видны участки быстрого ускорения и последующего торможения, которые повторяются с периодичностью при нарастающей по амплитуде скорости. Такое поведение магистральной трещины согласуется с результатом моделирования развития трещины в полимерном образце.

3. Показано преимущественное расположение рождающихся микротрещин по максимальным сдвиговым напряжениям и вдоль направления роста магистральной трещины. Для возникающей микротрещины показана характерная ниспадающая зависимость скорости её роста.

4. Установлена корреляция между скоростью роста магистральной трещины и скоростью генерации микротрещин. Показано, что когда макротрещина ускоряется, генерация субмикротрещин тоже увеличивается. На этапе торможения генерация микротрещин малого размера падает до очень низкого уровня. Утверждается, что микротрещины размером более двух микрон в подобном эксперименте могут создать конкурентный источник разрушения.

5. Показана ярко выраженная особенность скорости накопления микротрещин: ускорение макротрещины, пик генерации крупных микротрещин и предразрывной этап. Отмечена цикличность процесса развития комплекса магистральная трещина - микротрещины.

6. Установлена картина вязкого разрушения арамидного волокна. При разрыве поперечная трещина многократно ветвится в обе стороны вдоль волокна, расщепляя его и разделяясь сама. Она распространяется на десятки и даже сотни диаметров волокна вдоль него и определяет высокую работу разрушения при растяжении.

7. Показаны основные типы разрушения арамидного волокна при сжатии и определена прочность на изгиб. Отмечен высокий уровень прочности при изгибе на очень короткой базе, который примерно совпадает с напряжениями, получаемыми при испытании образцов органопластиков на сжатие на 72=х кулачковом приспособлении.

8. Показано, что топография поверхности УВ ПАН и ПЕК обнаруживает морфологию волокнистого типа. Обнаружены множественные детали в форме зерен различного размера. Проведено сравнение отличий в морфологии при наблюдении микроскопией разного типа РЭМ, MAC, СТМ. На основании данных о поверхности УВ, полученных методом MAC, произведена оценка коэффициента отношения истинной поверхности к видимой, необходимого для понимания механизма адгезионной прочности.

9. Впервые экспериментально изучена и описана кинетика деформации тензодатчиков в тангенциальном, осевом и радиальном направлении в зависимости от времени и температуры при отверждении толстостенной стеклопластиковой оболочки.

10. При расчете полидисперсной структуры модели показано, что на начальном этапе изготовления намоточной оболочки наиболее вероятным является разрушение в направлениях, перпендикулярных волокнам, т.е. в осевом или радиальном, так как уровень возникающих при этом напряжений сопоставим с прочностью матрицы. Это согласуется с экспериментальными данными.

Основные результаты диссертации изложены в следующих публикациях:

1. А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, А.М.Лексовский. - «Изучение кинетики развития разрушения полимеров с помощью РЭМ» // Сборник тезисов докладов конференции молодых специалистов по механике полимеров, Рига, 1977 г.

2. Б.Л.Баскин, А.Я.Горенберг, А.М.Лексовский, В.Р.Регель. - «Использование РЭМ в исследовании кинетики процесса разрушения твердых тел» // Сборник тезисов докладов симпозиума «Применение электронной микроскопии в современной технике», Москва, 1978 г., с.32.

3. А.М.Лексовский, А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, В.Р.Регель. -«Электронномикроскопическое изучение акустического взаимодействия микротрещин в нагруженном полимере» // Сборник тезисов докладов на XI Всесоюзной конференции по электронной микроскопии, Таллин, 1979 г.

4. А.М.Лексовский, А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, В.Р.Регель. «Некоторые вопросы микромеханики развития трещин в композиционных материалах» Сборник Физика прочности композиционных материалов, Ленинград, 1979 г., с.191.

5. А.Я.Горенберг, В.А.Тополкараев. «Использование РЭМ при оценке вязкости разрушения хрупких полимерных матриц» Сборник тезисов докладов V Всесоюзной конференции по композиционным материалам, Москва, 1981 г., выпуск II, с. 84-86.

6. Ал.Ал.Берлин, Р.А.Турусов, Э.С.Зеленский, А.М.Куперман, С.Л.Баженов, Г.Г.Григорян, А.Я.Горенберг. «Разрушение полимерных композиционных материалов с однонаправленной структурой армирования» Сборник тезисов докладов V Всесоюзной конференции по композиционным материалам, Москва, 1981 г., выпуск II, с. 100-101.

7. А.М.Лексовский, Б.Л.Баскин, А.Я.Горенберг, Г.Х.Усманов, В.Р.Регель, Исследование развития микротрещин в полимерах методом РЭМ in situ. ФТТ, том 25, в.4, с. 1096-1102, 1983 г.

8. А.Я.Горенберг, А.М.Куперман, Л.В.Пучков, С.Л.Баженов, А.А.Асланян, Е.Ф.Харченко, Особенности разрушения органопластиков при сжатии.Тезисы докладов II Всесоюзной конференции по композиционным полимерным материалам и их применению в народном хозяйстве, Ташкент, 1983 г., выпуск II, с.99-100.

9. А.А.Асланян, С.Л.Баженов, А.Я.Горенберг, А.М.Куперман, Ал.Ал.Берлин, Э.С.Зеленский, О влиянии степени армирования на прочность органопластика при сжатии, ДАН СССР, 1986, том 291, N5, с.1113-1115.

10. П.В. Михеев, A.A. Берлин, А.Я. Горенберг. "Особенности разрушения высокопрочных органических волокон в однонаправленных композитах с эпоксидной матрицей". Московская международная конференция по композитам, ноябрь 14-16, 1990 г., Москва.

11. S.N.Magonov, A.Ya.Gorenberg, and H.-J.Cantow. Atomic force microscopy on polymers and polymer related compounds. 5. Carbon fibers. Polumer Bulletin, Volume 28, Number 5, July 1992, p. 577-584.

12. V.G.Ivanova-Mumjieva, A.J.Gorenberg, Yu.A.Gorbatkina. Influence of the fiber surface oxidative treatment on the adhesive strength of the CFRP components. 7th International Conference on Mechanics and Technology of Composite Materials, Sofia, October 10-12, 1994. Abstr., p. 14

13. В.Г.Иванова-Мумжиева, Г.С.Шуль, С.Д.Гаранина, А.Я.Горенберг, Р.З.Волошинова, Ю.А.Горбаткина. Адгезионная прочность соединений арамидных и полибензотиазольных волокон с термореактивными матрицами. Механика композитных материалов, 1995, т.31, №2, с. 147-155.

14. Ю.А.Горбаткина, В.Г.Иванова-Мумжиева, А.Я.Горенберг. Адгезионная прочность соединений полимеров с углеродными волокнами при различных скоростях нагружения. Химические волокна, 1999, №5, с.54-57.

15. А.Я.Горенберг, Ю.А.Горбаткина, В.Г.Иванова-Мумжиева. Взгляд на адгезионную прочность волокон с учетом топографии их поверхности. Тр. XI Симпозиума «Современная химическая физика», Туапсе, 1999, с.108-109.

16. А.М.Куперман, А.Я.Горенберг, Д.В.Павловский, Э.С.Зеленский. Экспериментальное исследование деформаций, возникающих в толстостенных стеклопластиковых оболочках в процессе их отверждения. Седьмая научная конференция ИХФ РАН, 2001, с.39.

17. A.M. Kuperman, D.V. Pavlovskii, A.Ya. Gorenberg, E.S. Zelenskii, Zh. Zhelyazkov, V. Stoyanov. The experimental study of a strain state in thick-walled GFRP shells during the cure process. Proc. of 10-th International Conference on Mechanics and Technology of Composite Materials, Sofia, Bulgaria, 2003, p.317-322.

18. A.M. Куперман, А.Я. Горенберг, Д.В. Павловский, М.Ю. Шамаев, В.Г. Ошмян, Э.С. Зеленский. Исследование технологической монолитности толстостенных стеклопластиковых оболочек. Механика композиционных материалов и конструкций. 2003, т. 9, № 1, с. 65-86.

19. Ю.А. Горбаткина, В.Г. Иванова-Мумжиева, Г.С. Шуль, А.Я. Горенберг. Адгезионные свойства арамидных и полибензотиазольных волокон и прочность органопластиков на их основе. Химические волокна, 2003, №1, с. 61-66.

20. Yu.A. Gorbatkina, V.G. Ivanova-Mumzhieva, G.S. Shul', A.Ya. Gorenberg. Adhesive properties of aramid and polybenzothiozole fibres and strength of organoplastics made from them. Fibre Chemistry, 2003, v.35, N1, p.73-78.

21. Горенберг А.Я., Тиман C.A., Шамаев М.Ю., Ошмян В.Г. - «Особенности кинетики распространения магистральной трещины в полимерном материале» // Сборник тезисов докладов научной конференции отдела полимеров и композиционных материалов ИХФ РАН «Полимеры 2006», Москва, 2006 г., с.

45.

ООО "ЗИРОКС" ул. Б. Бронная д. 23, стр. 1

т.: 740-40-54 22.09.2008 тираж 100 экз.

Введение

Глава 1. Обзор литературных данных.

Разрушение как временной процесс

Глава 2. Разработка методики и аппаратуры для проведения электронно-микроскопических исследований

2.1. Блок-схема экспериментальной установки

2.2. Формирование меток времени

2.3. Реализуемое разрешение в процессе изучения разрушения методом РЭМ in situ в телевизионном режиме

2.4. Устройство нагружения образцов в камере РЭМ

2.5. Устройства охлаждения и нагревания образцов в процессе нагружения в камере РЭМ

2.6. Методические вопросы, связанные с использованием

РЭМ в эксперименте

2.6.1. Особенности наблюдения полимерных образцов (непроводящих) в РЭМ

2.6.2. К оценке нагрева полимерных образцов под электронным пучком

2.7. Приготовление полимерных образцов для исследования в РЭМ

Глава 3. Экспериментальное изучение кинетики роста магистральной трещины и сопутствующих ей микротрещин

3.1. Особенности кинетики распространения магистральной трещины в полимерном материале

3.2. Процесс рождения микротрещин в вершине магистральной трещины

3.3. Изменение числа и размеров микротрещин возникающих в процессе роста магистральной трещины

3.4. Использование РЭМ при оценке вязкости разрушения хрупких полимерных матриц

Глава 4. Экспериментальное изучение характера разрушения моноволокон наполнителя

4.1. Арамидные волокна

4.1.1. Общая характеристика арамидных волокон

4.1.2. Дефекты арамидных волокон

4.1.3. Характер разрушения арамидных моноволокон при растяжении в камере РЭМ в реальном времени и от волны сжатия вдоль волокна

4.1.4. Измерение прочности арамидных моноволокон на изгиб методом петли.

4.2. Углеродные волокна.

4.2.1. Общая характеристика углеродных волокон

4.2.2. Изучение структуры поверхности углеродных волокон микроскопией атомных сил и сканирующей туннельной микроскопией.

Глава 5. Исследование армирования и разрушения толстостенных стеклопластиковых оболочек в процессе их отверждения

5.1. Экспериментальное исследование деформаций, возникающих в толстостенной оболочке в процессе её отверждения

5.1.1. Оболочка диаметрами 100/

5.1.2. Оболочка диаметрами 100/

5.2. Измерение кинетики конверсии, усадки и установления механических свойств полиэпоксидов по мере их отверждения

5.2.1. Методика измерений

5.2.2. Экспериментальные результаты

5.2.3. Моделирование напряжённо-деформированного состояния в армированной волокнами цилиндрической оболочке

5.2.4. Технологические приёмы, направленные на повышение монолитности толстостенных стеклопластиковых оболочек

5.2.5. Выводы

В настоящее время достигнуты значительные успехи в изучении разрушения полимерных композиционных материалов. Процессы, приводящие к разрушению, являются чрезвычайно сложными, они включают целый ряд этапов, которые протекают по разным механизмам, зависящим от свойств материала, вида напряжённого состояния, его изменения во времени и окружающих условий. Важность проблемы постоянно привлекает ученых разных стран. В книгах представителей хорошо известных отечественных школ (Регель В.Р., Тамуж В.П., Карташов Э.М.) излагаются разные подходы к изучению и решению проблемы прочности, однако некоторые положения являются общими для всех. Во-первых, разрушение материалов представляется как процесс, развивающийся во времени. Во-вторых, прежде чем он становится катастрофическим, всегда имеет место этап, на котором происходит формирование магистральной трещины. При этом существует длительный период её докритического развития. Некоторые этапы реального поведения трещин изучены довольно хорошо. Таковыми являются, например, зарождение и накопление субмикротрещин, которые наблюдаются методом малоуглового рентгеновского рассеяния. Оптический метод позволяет наблюдать поведение трещин, начиная с размера примерно в десять микрон и более.

В то же время весь промежуточный период развития субмикротрещин от размеров около 0,1 мкм до десятков микрон, по существу являющийся основным этапом докритического развития разрушения, экспериментально прямыми методами наблюдения изучался мало. Проводившиеся исследования, например, фрактографические, в основном качественные, и не описывают количественно кинетику и микромеханику процесса. В связи с этим изучение закономерностей деформирования и разрушения материалов, механизмов роста трещин в матрицах, армирующих волокнах и полимерных композитах на микроуровне - весьма актуальная задача.

Целью работы являлось изучение кинетики деформирования и разрушения полимерного композита и его компонентов. Во-первых, это подразумевает исследование разрушения полимерной матрицы. Путём прямого наблюдения за его развитием в камере растрового электронного микроскопа. Во-вторых, получение сведений о характерных особенностях поверхности разрушения армирующих волокон. В-третьих, исследование деформаций в процессе отверждения толстостенной стеклопластиковой оболочки.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ. РАЗРУШЕНИЕ КАК ВРЕМЕННОЙ ПРОЦЕСС

Длительное разрушение является результатом прогрессивного накопления внутренних повреждений, разупрочнения и характерно для материалов в условиях ползучести.

Поврежденность [1] трактуется как сокращение упругого отклика тела, обусловленного появлением и развитием поля микродефектов: микротрещины - в упругости, дислокации — в пластичности, микропоры - при ползучести, поверхностные микротрещины - при усталости.

Понимание того, что разрушение - это процесс, текущий во времени, пришло не сразу, и не сразу была осознана необходимость его изучения, ссылаясь на то, что этот процесс нельзя допускать и что для этого существует система коэффициентов запаса прочности. Строение излома, особенно после работ Веллера, изучавшего явление усталости, явно указывало на протяженность разрушения во времени [2,3].

В 1907 году появилось решение К. Вигхардта плоской задачи в действительных переменных, о нагружении упругой плоскости с острым угловым вырезом [4]. Позднее эта идея неоднократно переоткрывалась рядом авторов, в частности Г. Нейбером и В.В. Новожиловым [5,6,7,8]. Привлекли внимание научной общественности только работы A.A. Гриффитса, появившиеся в 1920 и 1924 годах [9-11]. В этих работах развивался энергетический критерий разрушения на основе первого закона термодинамики - энергия, необходимая на создание новой поверхности тела (трещины), черпается из энергии деформации напряженного тела. Эти работы стали востребованными после дополнения 1947 г. И.Л. Шимелевичем, Е. Орованом и Дж.Р. Ирвиным поверхностного натяжения твердого тела работой пластической деформации у вершины трещины [12,13]. Полагалось, что поскольку удельная работа пластической деформации у вершины трещины много больше поверхностного натяжения (удельной поверхностной энергии), то последней пренебрегали. Затем выяснилось, что удельная работа пластической деформации (вязкость разрушения) является функцией удельной поверхностной энергии, что позволило учесть эффекты окружающей среды [14]. Однако задолго до этого в 1920-х годах А.Ф. Иоффе показал, что удаление поверхностных слоев существенно повышает прочность кристалла, приближая её к теоретической [15]. Этим была продемонстрирована роль поверхностных трещин в инициировании хрупкого разрушения, происходящего в результате последующего роста трещин, разделяющих тело на части. Он же обосновал понятие критической температуры хрупкости, отделяющей на температурной шкале области хрупкого и вязкого разрушения, понятие, которое до практической реализации довёл H.H. Давиденков [16,17]. Несколько позднее И.В. Обреимов показал возможность использования энергетического критерия Гриффитса для определения параметров разрушения при отщеплении клином тонкого слоя с поверхности кристалла слюды, что привело к способу определения поверхностной энергии твердого тела [18].

Работами А.К. Дымова, а затем H.H. Давиденкова и Я.Б. Фридмана была показана зависимость вида разрушения от напряжённого состояния [19,20,21].

Появление теории дислокаций в 30-х годах объяснило физические причины не только пластического деформирования, но и разрушения.

В 40-х годах P.A. Заком получено решение на основе концепции Гриффитса о критическом состоянии пространства с дисковидной трещиной [22]. Несколько позднее И.Н. Снеддон получил асимптотическое решение о напряжённо-деформированном состоянии в ближайшей окрестности фронта трещины [23]. Примерно в это же время Н.Ф. Мотт на основе баланса энергий получил формулу для скорости роста трещины в закритической стадии после достижения растягивающей нагрузкой критического значения по Гриффитсу [24]. В начале 50-х годов Е.Х. Иоффе получила распределение напряжённо-деформированного состояния в окрестности вершины трещины, движущейся с заданной скоростью [25]. Критериальное условие Ф.А. Мак-Клинтока состояло в предположении, что рост трещины начинается при достижении деформацией критического значения на некотором расстоянии перед вершиной трещины [26]. В 1957 году M.JI. Вильяме решил задачу, аналогичную задаче Вигхарда [27]. В 1958 году Ирвин использовал коэффициент при корневой особенности напряжённого состояния у вершины трещины в качестве критериальной величины (силовой критерий разрушения) и одновременно показал эквивалентность силового и энергетического критериев [28]. После этих работ Ирвина стало возможным говорить о постепенном внедрении положений механики разрушения. Примерно в эти же годы появились работы М.Я. Леонова, В.В. Панасюка, П.М. Витвицкого, С.Я. Яремы, посвященные деформационному критерию разрушения [29,30,31,32,33]. Та же задача была решена Д.С. Дагдейлом и A.A. Уэллсом [34,35]. Вообще, все критерии, построенные на величинах, относящихся к малой окрестности вершины трещины, неизбежно сводятся к критерию Ирвина [36].

Согласно сложившейся традиции, основополагающими для континуальной механики повреждённости следует считать известные статьи JI.M. Качанова [37] и Ю.Н. Работнова [38]. Вклад JI.M. Качанова в механику повреждённости выразился в большом количестве работ, посвящённых, в основном, описанию повреждённости и кинетики её развития в условиях ползучести и подытоженных в монографии [39].

Влияние повреждённости на развитие трещин и моделирование предразрушения и задержки разрушения рассматривались A.A. Вакуленко и Н.Ф. Морозовым [40,41].

С середины 60-х годов появляются работы, посвящённые изучению поведения трещин с помощью конфигурационной силы, введенной Эшелби в 1951 году и влияющей на особенность упругого поля [42]. Соответствующее выражение имеет вид интеграла, взятого по контуру, проведённому вокруг вершины трещины, названного впоследствии интегралом Черепанова-Раиса.

Получали развитие работы по изучению кинетических аспектов роста трещин в телах разной реологии [43,44,45,46,47,48,49,65].

В конце 70-х годов были предложены первые теоретические модели роста трещин в металлах в условиях ползучести с явным учетом деградации прочностных свойств металла. Моделирование основывалось на предположении, что рост трещины происходит в том случае, если некоторая мера повреждённости достигает своего критического значения на некотором расстоянии от вершины трещины. В [50] параметр повреждённости связывался с величиной пористости материала и предполагалось, что процесс накопления повреждений обусловлен совместным действием диффузионного и вязкого механизмов роста пор в условиях высокотемпературной ползучести. В [51] в качестве меры повреждённости материала принималась величина интенсивности накопленных деформаций ползучести. Модель, описывающая рост трещин в условиях ползучести, в более общей постановке была предложена в [52]. В рамках этой модели предполагалось, что величина критической повреждённости материала не является постоянной, зависит от уровня напряжений и убывает при возрастании интенсивности напряжений.

В работах [53-58] была разработана экспериментальная техника испытаний на усталостную прочность с целью оценки сопротивления полиэтилена (ПЭ) медленному развитию трещины. Первоначально испытания проводились в условиях крипа при температуре 80°С. Однако близость этой температуры к диапазону температур предплавления ПЭ вызывала неопределённости, связанные с зависимостью механизмов разрушения от температуры окружающей среды. Более того, испытания в условиях крипа полиэтилена средней плотности (ПЭСП) требует неприемлемо большого времени даже при такой высокой температуре [59]. Изучение альтернативных подходов к испытаниям на усталость показало, что корреляция кинетики и механизма распространения трещины в условиях крипа и испытаний на усталость может быть достигнута путём систематического увеличения отношения минимального и максимального значений нагрузки (напряжений) вплоть до достижения условий крипа (т.е. совпадения минимального и максимального напряжений) [56-58]. Испытания при температурах до 80°С подтвердили общность такой корреляции. Это дало возможность изучать кинетику медленно растущей в условиях крипа трещины при температуре окружающей среды за разумное время порядка дней или недель, используя технику испытаний на усталость.

Авторам работ [53-58,60] представляется, что основой такой корреляции является подобие пошагового механизма медленного распространения трещины при усталостных испытаниях и механизма разрушения в условиях крипа. В процессе нагружения рост трещины тормозится зоной образования крейза в носике трещины, поскольку концентрация напряжений падает из-за диссипации упругой энергии за счет пластического течения и образования фибрилл. Такая повреждённая зона имеет конечное время жизни, вследствие постепенного разрушения фибрилл крейза под действием приложенных напряжений. После полного разрушения крейза трещина «проскакивает» длину разрушившегося крейза, попадает в область неповреждённого материала и тормозится процессами образования нового крейза. Важно отметить, что размер и морфология зоны повреждения не зависят от типа испытаний (крип или усталость). Размер зоны определяется, в основном, величиной прикладываемых напряжений [56-58]. Таким образом, сопротивление медленному пошаговому росту трещины может быть определено путём измерения времени жизни зоны крейзообразования. При осциллирующих напряжениях время жизни обратно пропорционально скорости деформирования [57,58].

В работах [54,55] было обнаружено, что полиэтилены, сравнительно мало отличающиеся по плотности и механическому поведению при вытяжке, демонстрируют существенно различное сопротивление в процессе медленного разрушения. Испытания различных линейных сополимеров этилена показало влияние молекулярной массы и разветвлённости, выявило роль молекулярных механизмов в процессе разрушения материала. Морфология зоны разрушения во всех сополимерах этилена была одинаковая, различия только в несущей способности фибрилл крейза.

Существует еще одна важная особенность, отличающая сополимеры этилена от линейного ПЭВП. Это различие в морфологии зоны разрушения. Традиционная клиновидная форма крейза типична для ПЭВП. С другой стороны, основному крейзу в более вязком ПЭСП сопутствует дополнительная пара крейзов, которые выходят из носика трещины под углами, аналогично зонам сдвигового течения [58]. «Сдвиговые крейзы», сравнимые по размеру с центральным крейзом, образуют, так называемую, эпсилон-образную зону разрушения. Подобная сложная морфология с крейзом и боковыми зонами полос сдвига была обнаружена при пошаговом разрушении поликарбоната [61]. Однако трансформация зон сдвигового течения в крейзы, наблюдаемая в вязких полиэтиленах [62], в других полимерах не наблюдалась. Подтверждение образования «сдвиговых крейзов» в зоне разрушения обнаружилось в результате экспериментов при повышенных температурах [60] и при разрушении полиэтилена при крипе в условиях окружающей среды.

В работе [62] экспериментально изучены процессы формирования и роста зоны повреждений вблизи носика трещины в процессе медленного поэтапного (скачкообразного) распространения трещины в полиэтилене. Основное внимание уделено различиям между зоной повреждений в ПЭВП, который представляет традиционную морфологию одного крейза (т.е. разрушается по механизму образования одиночного крейза), и зоной повреждения в сополимерах этилена, которые имеют большее сопротивление разрушению, в условиях плоских деформаций. Было показано, что повышенное сопротивление разрушению коррелирует с развитием эпсилон-подобной зоны повреждений, которая состоит из центрального крейза и сопутствующей пары петлевых сдвиговых зон сравнимой протяжённости. Сдвиговые зоны исходят непосредственно из носика трещины выше и ниже центрального крейза, в котором сильно растянутый материал сформировал мембрану, отделяющую носик трещины от кавитировавшего материала в крейзе. Замечательным наблюдением явилось то, что сдвиговые зоны были подвержены крейзингу несмотря на то, что имели предположительно неблагоприятное напряжённо-деформированное состояние, связываемое с дилатационной компонентой напряжений, являющейся результатом частичного перераспределения нагрузки по мере раскрытия основного крейза. Микроскопический анализ обнаружил различия между механизмами образования крейзов в ПЭВП и сополимерах этилена. Ячеистый массив пор, отделённых стенками из двухосно ориентированного материала в крейзах, образующихся в сополимерах, контрастировал с традиционной структурой одноосно вытянутых фибрилл в крейзах в ПЭВП. Пошаговое развитие и разрушение зоны повреждений контролировалось во времени, охарактеризованы различия кинетики этих процессов для двух типов морфологий.

100 200 300 400 ЫшлЬег of Суйев (Шоиэапйз)

500

Рис. 1. Зависимость амплитуды колебаний от количества циклов для различных полиэтиленов. К1>тах =1.3 МПа-м'/2, И. = 0.1

Большинство экспериментов в работе [62] было выполнено при комнатной температуре на образцах, нагружаемых циклически при максимальном коэффициенте интенсивности напряжений ЛГ^щах = 1*3 МПа-мй и нагрузочном отношении Я = 0.1. Образцы подвергались определённому числу циклов нагрузки, извлекались из испытательной машины и рассекались для получения бокового вида зоны разрушения перед носиком трещины. Рассечённые образцы располагались на специальном держателе образцов, который сохранял раскрытие трещины, достигнутое в ходе усталостных испытаний. Сечения зоны повреждений и поверхности разрушения наблюдались непосредственно в оптическом микроскопе. Некоторые образцы покрывались слоем золота толщиной 9 нм и изучались при помощи РЭМ.

В работе были представлены зависимости амплитуды колебаний от количества циклов для различных полиэтиленов. Области плато на рис.1 соответствуют периодам остановки трещины и формированию зоны повреждений за носиком трещины. Резкие возрастания амплитуды колебаний соответствуют «проскокам» трещины, когда зона повреждений крейза разрушается, а затем вновь начинает формироваться.

Рис. 2. Оптические микрофотографии сечения зоны повреждений вблизи вершины трещины демонстрируют периодическое формирование и разрушение крейза в процессе пошагового распространения трещины. Микрофотографии выполнены после остановок испытания через (а) 10, (Ь) 18000, (с) 62500, ((1)

69000 и (е) 85000 циклов

В работе [63] были выполнены испытания на усталость ПЭВП на образцах с кольцевым надрезом. Были изучены кинетика и механизмы распространения трещины. Для сокращения времени тестирования испытания проводились при температуре 80°С. В отличие от стандартных тестов на усталость, в которых амплитуда возмущающей силы является постоянной, оригинальная экспериментальная установка, использованная в этой работе, позволяла проводить испытания при постоянной амплитуде коэффициента интенсивности напряжений, А111^, в течение всего процесса развития трещины.

О 50000 too ООО 150 000 200 000 250 000 300000 0 г 000 4 000 в ООО в ООО 10000

NUMBER OF CYCLES NUMBER Of CYCLES a) (b)

Рис. 3. Кинетика развития трещины и ее профили при усталостных испытаниях с контролирумым коэффициентом интенсивности напряжений при (а) К™** < 0.2 МПа мй и (Ь) К™™ < 0.45 МПа м/з

Использование разработанной специальной видео-регистрирующей системы позволило проследить в режиме реального времени кинетику развития трещины. Результаты испытаний для значений Л™™ в интервале от 0.2 до 0.45 МПа мЛ продемонстрировали, что коэффициент интенсивности напряжений является величиной, контролирующей скорость распространения трещины, поскольку скорость оставалась постоянной при фиксированном значении А™3* и не наблюдалось ускорения трещины, характерного для испытаний при постоянной амплитуде возмущающей силы.

Однако было также показано, что равномерное распространение трещины характерно только для значений Кя < 0.25 МПа м'/з, когда развитие происходит путём непрерывного вытягивания и разрыва микрофибрилл, локализованного в вершине трещины крейза. С другой стороны, при больших значениях К™3* обнаружено, что носик трещины продвигается последовательными прыжками через зону крейза.

Рассмотренные в обзоре работы и модели достаточно адекватно описывают закономерности и механизмы распространения трещин в случае хрупких и квазихрупких материалов. Однако в случае материалов, способных к большим пластическим деформациям (имеется ввиду как сдвиговое, так и дилатационное течение), картина развития магистральной трещины при различных режимах нагружения и условий окружающей среды оказывается значительно более сложной.

Следует отметить и то, что в большинстве работ рассматриваются линейные крейзообразующие полимеры. Кинетика роста трещин в полимерах обычно регистрируется видеокамерами, либо в сочетании с оптическим микроскопом [64]. По ряду причин такие эксперименты по кинетике трещин не проводятся при высокой детализации картины. Такие приборы, как растровый электронный микроскоп (РЭМ), всегда служит вспомогательным инструментом. Очевидно, что состояние исследований требует более детального экспериментального и теоретического изучения. Учитывая, что огромный интерес существует к работам, описывающим кинетику процессов, происходящих при разрушении композитов, в нашей работе детально изучены закономерности развития магистральной трещины в аморфном полимере — эпоксидной смоле в условиях крипа. Более того, основные измерения были проведены прямо в камере РЭМ.

ГЛАВА 2. РАЗРАБОТКА МЕТОДИКИ И АППАРАТУРЫ ДЛЯ ПРОВЕДЕНИЯ ЭЛЕетРОНИО-МИКРОСКОПИЧЕСКИХ

ИССЛЕДОВАНИЙ

Механика разрушения неизбежно сталкивается с проблемой описания распределения микротрещин, возникающих в процессе накопления повреждений в материалах при разрушении. При этом углубление знаний о развитии микротрещин только путём применения интегральных методов недостаточно. Становится очевидной необходимость прямого экспериментального наблюдения за возникновением, ростом, взаимодействием и слиянием индивидуальных микротрещин. Большей частью такие работы проводятся на металлах. При этом в основном используются фрактографические методы исследования, что для наших целей недостаточно. Необходим более тонкий анализ закономерностей развития микротрещин как по времени, так и по разрешению. Для такой цели хорошо подходит сканирующий электронный микроскоп, имеющий механическое нагружающее устройство и позволяющий выводить изображение в телевизионном стандарте для записи и последующего анализа процесса [66, 67]. Необходимо предусмотреть такую конструкцию нагружающего устройства, применение которой позволит определять закономерности развития микротрещин при поддержании напряжения сг и температуры Т, поскольку их изменение в течение эксперимента может вуалировать истинный процесс. Серийные приспособления к сканирующим электронным микроскопам часто требуют модификации. Например, устройства для нагревания или охлаждения образца в камере РЭМ не предназначены для образца, растягиваемого механической нагрузкой при определённой температуре. Поставленная задача потребовала разработки специальной оснастки РЭМ с тем, чтобы он из инструмента статического анализа стал прибором, позволяющим анализировать процесс в его развитии, т.е. in situ. Кроме того, исследование полимерных материалов потребовало выяснения возможного влияния сравнительно высокоэнергетического пучка электронов на развитие процесса разрушения, например, из-за существенного изменения локальной температуры. В настоящей главе изложено описание приспособлений, разработанных для изучения процесса разрушения в условиях in situ. Кроме этого, рассмотрены вопросы, связанные с подготовкой образцов и со спецификой их наблюдения в РЭМ.

В 2.1 методической главы описывается блок-схема установки для изучения развития микротрещин в полимерах методом РЭМ in situ. В 2.2 изложена методика создания временных меток в видеозаписи процесса разрушения. В 2.3 рассмотрены вопросы реализуемого разрешения в процессе проведения экспериментов in situ с использованием телевизионного режима формирования изображения. Описание разработанных нами приставок для нагружения образцов в камере РЭМ и их охлаждения и нагревания дано в 2.4 и 2.5. Методические вопросы, связанные со спецификой использования РЭМ при проведении динамических экспериментов, рассматриваются в 2.6. Подготовке образцов для исследования посвящен параграф 2.7.

Необходимость детального рассмотрения этих методических вопросов вызвана спецификой использования РЭМ в эксперименте, так как из практики электронной микроскопии известно возможное возникновение артефактов, которых можно избежать при корректной постановке эксперимента. Именно этим стремлением исключить неоднозначность трактовки экспериментальных результатов и объясняется сравнительно большой объём методической главы.

5.2.5. Выводы

Освоенная нами методика и аппаратура тензометрических исследований деформационного поля в процессе нагрева, отверждения и охлаждения толстостенных стеклопласта ко вых оболочек адекватно отражает основные его этапы. При изучении деформации двух опытных оболочек диаметрами 100/200 и 100/150 в тангенциальном, радиальном и осевом направлениях обнаружен небольшой пик растягивающих деформаций, определяемый конкуренцией процессов теплового расширения волокна и усадки связующего. Он может быть причиной зарождения дефектов на ранних этапах полимеризации. При охлаждении оболочки в ней возникают большие отрицательные (сжимающие) деформации. При этом из-за того, что КТР матрицы много больше КТР волокна, в связующем возникают значительные растягивающие напряжения, которые приводят к частичному разрушению матрицы, а, возможно, и некоторых волокон. Это проявляется в аномальном поведении и зачастую в разрыве тензодатчиков, расположенных в тангенциальном и радиальном направлениях. Такое наблюдение может служить в дальнейших исследованиях критерием нарушения монолитности материала (своего рода сенсором) и окажется очень важным при изыскании методов его предотвращения.

Проведен широкий круг исследований, направленных на изучение кинетики отверждения связующего (конверсия, усадка, температур стеклования) и установления упруго-прочностных свойств матрицы. Особое внимание обращалось на изучение этих характеристик непосредственно в процессе отверждения при 160°С. Следует отметить, что модуль упругости и прочность образцов, измеренные при комнатной температуре, мало зависят от степени конверсии полимера. В то же время при 160°С эта зависимость выражена существенно. Модуль упругости Е меняется от 0,3 до 3 ГПа, прочность при растяжениист - от ОД до 1 МПа, предельная деформация е - от 7 до 3%. Увеличение упруго-прочностных характеристик продолжается и после достижения максимальной конверсии. Видимо, это связано со структуризацией связующего (морфология, образование глобул, уменьшение свободного объема).

В работе была предпринята попытка описать процессы, происходящие при отверждении толстостенных стеклопластиковых оболочек с помощью полидисперсной структурной модели. Эта модель по сравнению с методом конечных элементов позволяет упростить вычисления. Однако на данном этапе она не может претендовать на учет всех важных параметров процесса. Тем не менее, результаты моделирования находятся в качественном соответствии с экспериментальными данными. Расчет растягивающих напряжений в связующем на стадии охлаждения показал, что в радиальном и осевом направлениях они сопоставимы с прочностью матрицы в процессе термообработки. Это показывает вероятность расслоения материала.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Разработана методика эксперимента, позволяющего вести наблюдение за ростом магистральной трещины из надреза в полимерном образце при постоянной нагрузке в камере РЭМ в реальном времени. Поставленная задача потребовала разработки специальной оснастки РЭМ, чтобы он стал прибором, позволяющим анализировать процесс в его развитии, т.е. in situ.

2. Получена кинетика роста магистральной трещины в образце эпоксидной смолы ЭД-20 с надрезом, в эксперименте in situ в камере РЭМ, в режиме крипа. Показана неравномерность развития макротрещины на стадии ее медленного роста. На кинетической кривой видны участки быстрого ускорения и последующего торможения, которые повторяются с периодичностью при нарастающей по амплитуде скорости. Такое поведение магистральной трещины согласуется с результатом моделирования развития трещины в полимерном образце.

3. Показано преимущественное расположение рождающихся микротрещин по максимальным сдвиговым напряжениям и вдоль направления роста магистральной трещины. Для возникающей микротрещины показана, характерная ниспадающая зависимость скорости.

4. Установлена корреляция между скоростью роста магистральной трещины и скоростью генерации микротрещин. Показано, что когда макротрещина ускоряется, генерация субмикротрещин тоже увеличивается. На этапе торможения генерация микротрещин малого размера падает до очень низкого уровня. Утверждается, что микротрещины размером более двух микрон в подобном эксперименте могут создать конкурентный источник разрушения.

5. Показана ярко выраженная особенность скорости накопления микротрещин. На ней четко отражены основные события в развитии макротрещины: ускорение макротрещины, пик генерации крупных микротрещин и предразрывной этап. Отмечена цикличность процесса развития комплекса магистральная трещина - микротрещины.

6. Показана картина вязкого разрушения арамидного волокна. При разрыве поперечная трещина многократно ветвится в обе стороны вдоль волокна, расщепляя его и разделяясь сама. Она распространяется на десятки и даже сотни диаметров волокна вдоль него и определяет высокую работу разрушения при растяжении.

7. Показаны основные типы разрушения арамидного волокна при сжатии и определена прочность на изгиб. Отмечен высокий уровень прочности при изгибе на очень короткой базе, который примерно совпадает с напряжениями, получаемыми при испытании образцов органопластиков на сжатие на 72-х кулачковом приспособлении.

8. Показано, что топография поверхности УВ ПАН и ПЕК обнаруживает морфологию волокнистого типа. Обнаружены множественные детали в форме зерен различного размера. Проведено сравнение отличий в морфологии при наблюдении микроскопией разного типа РЭМ, MAC, СТМ. На основании данных о поверхности УВ, полученных методом MAC, произведена оценка коэффициента отношения истинной поверхности к видимой, необходимого для понимания механизма адгезионной прочности.

9. Впервые экспериментально изучена и описана кинетика деформация тензодатчиков в тангенциальном, осевом и радиальном направлении в зависимости от времени и температуры при отверждении толстостенной стеклопластиковой оболочки.

10. При расчете полидисперсной структуры модели показано, что на начальном этапе изготовления намоточной оболочки наиболее вероятным является разрушение в направлениях, перпендикулярных волокнам, т.е. в осевом или радиальном, так как уровень возникающих при этом напряжений сопоставим с прочностью матрицы. Это согласуется с экспериментальными данными.

1. Maugin, G.A. The Thermomechanics of Plasticity and Fracture / G. A. Maugin. — Cambridge: Cambridge University Press, 1992. — 350 pp.

2. Екобори, Т. Научные основы прочности и разрушения материалов / Т. Екобори; Пер. с японского. — Киев: Наукова думка, 1978. — 352 с.

3. Фридман, Б.Я. Механические свойства материалов: в 2 т. / Б.Я. Фридман. -М.: Машиностроение, 1974. Т. 1. - 472 с; Т. 2. - 368 с.

4. Weighardt, К. Uber Spalter und Zerressen elastischer Korper / K. Weighardt // Zeitsehr. fur Math, und Phys. 1907. - Bd. 55. -No. 1/2. -P. 60-103.

5. Нейбер, Г. Концентрация напряжений / Г. Нейбер; пер. с нем.; под ред.

6. A.И. Лурье. — М.: Гостехиздат, 1947. — 204 с.

7. Новожилов, В. В. О необходимом и достаточном критерии хрупкой прочности / В. В. Новожилов // Прикл. матем. и мех. — 1969. — Т.33. №2. - С. 212-222.

8. Новожилов, B.B.K основам теории равновесных трещин в хрупких телах /

9. B. В. Новожилов // Прикл. матем. и мех. — 1969. — Т.ЗЗ. — №5. С. 797812.

10. Neuber, Н. Uber die Berücksichtigung der Spannungskonzentration bei Festigkeitsberechnungen / H. Neuber // Konstruction. — 1968. —V. 20. — P. 245-251.

11. Gilman, J.J. Alan Arnold Griffith, An Appreciation / J.J. Gilman // Fracture: A Topical Encyclopedia of Current Knowledge. Ed. by G.P. Cherepanov. —Melbourne: Krieger Publ. Corp., 1998.

12. Griffith, A. A. The phenomenon of rupture and flow in solids / A. A. Griffith // Phil. Trans. Roy. Soc. Ser. A. 1920. - V.221. -P. 163198.

13. Griffith, A.A. The theory of rupture / A. A. Griffith // Proc. 1st. Congr. Appl. Mech. Delft, 1924. - P. 55-63.

14. Irwin, G.R. Fracture / G.R. Irwin / Handbuck der Physik. Bd. 6. -Berlin: Springer-Verlag, 1958. P. 551-590.

15. Orowan, E.O.: Transactions Inst. Engrs. Shipbuild. — Scotland. — 1945. V. 89. - P. 165.

16. Dahl, J.M. The strength of materials at aggressive medium / J.M. Dahl // Trans. Strength Problems of Deformed Bodies. — СПб: Издательство СПб АН по проблемам прочности, 1997. — Т. 1. — С. 61-68.

17. Иоффе, А.Ф. Деформация и прочность кристаллов / А.Ф. Иоффе, М.В. Кирпичева, М.А. Левитская // Журнал русского физико-химического общества. — Часть физическая. — 1924. — Вып. 56. — С. 489-503.

18. Давиденков, Н.Н. Динамические испытания маталлов / Н.Н. Давиденков. 2-е изд. - М.: ОНТИ, 1936. - 395 с.

19. Давиденков, Н.Н. Проблема удара в металловедении / Н.Н. Давиденков. -М.; Л.: Издательство АН СССР. ОТН, 1938. 116 с.

20. Obreimoff, J.W. The splitting stregth of mica / J.W. Obreimoff// Proc. Of the Royal Society of London. Ser. A. - V. CXXVII. - 1930. -No. 804. -P. 290-297.

21. Давиденков, Н.Н. Проблема удара в металловедении / Н.Н. Давиденков. -М.; Л.: Издательство АН СССР. ОТН, 1938. 116 с.

22. Дымов, А.К. Сопротивление материалов / А.К. Дымов. — 1933.

23. Фридман, Б.Я. Механические свойства материалов: в 2 т. / Б.Я. Фридман.- М.: Машиностроение, 1974. Т. 1. - 472 с; Т. 2. - 368 с.

24. Sack, R.A. Extension of Griffith theory of rupture of three dimension / R.A. Sack // Proc. Phys. Soc. 1946. - V. 58. - P. 729-736.

25. Sneddon, I.N. The distribution of stress in the neighborhood of a crack in an elastic solid / I.N. Sneddon // Proc. Roy. Soc. Ser.A. — 1946. — V. 187.- P. 229-260.

26. Morozov, E.M. Some Heuristic Models of Propageting Cracks / E.M.

27. Morozov // FRACTURE; A Topical Encyclopedia of Current Knowledge. Ed. by G.P. Cherepanov. — Melbourn: Grieger Publ. Сотр., 1998. P. 440-449.

28. Yoffe, E.H. The moving Griffith crack / E.H. Yoffe // Phil. Mag. -1951. V. 42. - Pt. 2. - P. 739-750.

29. McClintock, F.A. Ductile fracture instability in shear / F.A. McClintock // J. Appl. Mech. 1958. - V. 25. - P. 581-588.

30. Williams, M.L. On the stress distribution at the base of a stationary crack / M.L. Williams // Journ. Appl. Mech. — 1957. — V. 24. — No. 1. — P. 109114.

31. Irwin, G.R. Fracture / G.R. Irwin / Handbuck der Physik. Bd. 6. -Berlin: Springer-Verlag, 1958. P. 551-590.

32. Витвицкий, П.М. О разрушении пластинок со щелью / П.М. Витвицкий, М.Я. Леонов // Прикладная механика. — 1961. — №5.

33. Леонов, М.Я. Механика деформаций и разрушения / М.Я. Леонов. — Фрунзе: Илим, 1981. 236 с.

34. Панасюк, В.В. Предельное равновесие хрупких тел с трещинами / В.В. Панасюк. — Киев: Наукова думка, 1968. — 246 с.

35. Панасюк, В.В. Механика квазихрупкого разрушения материалов / В.В. Панасюк. — Киев: Наукова думка, 1990. — 545 с.

36. Dugdale, D.S. Yielding of steel sheets containing slits / D.S. Dugdale // J. Mech. and Phys. Solids. I960. - V. 8. - No. 2. - P. 100-108.

37. Wells, A. A. Application of fracture mechanics at and beyond generalyielding / A. A. Wells // Brit. Yielding J. 1963. - V. 10. - No. 11. -P. 563-570.

38. Об условии в конце трещины / JI.A. Галин, Я.В. Фридман, Г.П. Черепанов, Е.М. Морозов, В.З. Партон // Докл. АН СССР. 1969. -Т. 187. - №4. - С. 754-757.

39. Качанов, JI.M. О времени разрушения в условиях ползучести / JI.M. Качанов // Изв. АН СССР. ОТН. 1958. - №8. - С. 26-31.

40. Работнов, Ю. Н. О механизме длительного разрушения / Ю. Н. Работнов // Вопросы прочности материалов и конструкций. — М.: Издательство АН СССР, 1959. С. 5-7.

41. Kachanov, L.M. Introduction to Continuum Damage Mechanics / L.M. Kachanov. — Dordrecht; Boston: Martinus Nijhoff, 1986. — 135 pp.

42. Вакуленко, А. А. Определение скорости распространения трещин / A.A. Вакуленко, Н. Ф. Морозов , А. В. Проскура // ФХММ. — 1993. — Вып. 3. С. 137-140.

43. Вакуленко, А. А. Расчет времени задержки разрушения / A.A. Вакуленко, Н. Ф. Морозов , А. В. Проскура // Исследования по упругости и пластичности. Механика разрушения. Теория и эксперимент. — 1995. -№17. С. 19-22.

44. Эшелби, Дэю. Континуальная теория дислокаций / Дэю Эшелби; пер. с англ.; под ред. Б.Я. Любова. — М.: Иностр. лит., 1963. — 247 с.

45. Астафьев, В.И. Нелинейная механика разрушения / В. И. Астафьев, Ю.Н. Радаев, Л.В. Степанова. — Самара: Издательство "Самарский университет", 2001. — 632 с.

46. Бартенев, P.M. Влияние масштабного фактора на механизм разрушения и долговечность полимеров в твердом состоянии / P.M. Бартенев, Д. Шерматов, А.Г. Бартенева // Высокомолекулярные соединения. — 1998. -V. А40. №9. - С. 1465-1473.

47. Болотин, В.В. О распространении усталостных трещин в линейныхвязкоупругих средах / В.В. Болотин // Изв. АН. — Механика твердого тела. 1998. - №4. - С. 117-127.

48. Журков, С.Н. Кинетическая концепция прочности твердых тел / С.Н. Журков // Вестник АН СССР. 1968. - №3. - С. 496-527.

49. Журков, С.Н. Кинетические концепции прочности твердых тел / С.Н. Журков // Изв. АН СССР. — Неорганические материалы. — 1967. Т.З. - №10. - С. 1767-1771.

50. Регель, В.Р. Кинетическая природа прочности твердых тел / В.Р. Регель,

51. A.И. Слуцкер, Э.Е. Томашевский. — М.: Наука, 1974. — 560 с.

52. Тамуж, В.П. Микромеханика разрушения полимерных материалов /

53. B.П. Тамуж, B.C. Куксенко. — Рига: Зинатне, 1978. — 294 с.

54. Riedel, Н. The extension of a macroscopic crack at elevated temperature by the coalescence of microvoids / H. Riedel // Creep Structures: Proc. 3rd Symp., Leicester., 1980. Berlin: Springer, 1981. - P. 504-519.

55. Cocks, A. C. F. The growth of dominant crack in a creeping material / A.

56. C. F. Cocks, M. F. Ashby // Scr. Metall. 1982. - V. 16. -P. 109114.

57. Астафьев, В. И. Закономерности подрастания трещин в условиях ползучести / В. И. Астафьев // Изв. АН СССР. — Мех. тверд, тела. — 1986. №1. - С. 127-134.

58. A. Shah, E.V. Stepanov, A. Hiltner, Е. Baer, М. Klein. Int. J. Fracture 84 (1997), 159.

59. A. Shah, E.V. Stepanov, M. Klein, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 33 (1998), 3313.

60. A. Shah, E.V. Stepanov, G. Capaccio, A. Hiltner, E. Baer. J. Polym. Sci.: Part B: Polym. Phys. 36 (1998), 2355.

61. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 34 (1999), 3315.

62. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 35 (2000), 1857.

63. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 35 (2000), 2659.

64. Y. Zhou, X. Lu, N. Brown. Polym. Eng. Sei. 31 (1991), 711.

65. X. Lu, R. Quian, N. Brown. J. Mater. Sei. 26 (1991), 917.

66. M.T. Takemori. Adv. Polym. Sei. 91/92 (1990), 263.

67. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer, Journal of Materials Science, 36 (2001), 5747.

68. V. Favier, T. Giroud, E. Strijko, J.M. Hiver, C. G'Sell, S. Hellinckx, A. Goldberg. Polymer 43 (2002), 1375.

69. Лексовский A.M., Регель B.P. Изучение роста магистральных трещин в полимерах при статическом и циклическом растяжении. Механика полимеров, 1970, №2, с. 253-266.

70. Карташов Э.М., Цой Б., Шевелев В.В. Структурно-статистическая кинетика разрушения полимеров. М.: Химия, 2002. 740 с.

71. А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, A.M.Лексовский. Изучение кинетики развития разрушения полимеров с помощью РЭМ // Тезисы докладов конференции молодых специалистов по механике полимеров, Рига, 5-7 октября 1977 г.

72. Б.Л.Баскин, А.Я.Горенберг, А.М.Лексовский, В.Р.Регель. Использование РЭМ в исследовании кинетики процесса разрушения твердых тел // Тезисы докладов симпозиума «Применение электронной микроскопии в современной технике», Москва, 1978 г., С.32.

73. А.М.Лексовский, А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, В.Р.Регель. Некоторые вопросы микромеханики развития трещин в композиционных материалах // Сборник Физика прочности композиционных материалов, Ленинград, 1979 г., С.191.

74. А.Я.Горенберг, В.А.Тополкараев. Использование РЭМ при оценке вязкостиразрушения хрупких полимерных матриц // Тезисов докладов V Всесоюзной конференции по композиционным материалам, Москва, 13-15 октября 1981 г., выпуск II, стр. 84-86.

75. А.М.Лексовский, Б.Л.Баскин, А.Я.Горенберг, Г.Х.Усманов, В.Р.Регель. Исследование развития микротрещин в полимерах методом РЭМ in situ // ФТТ, 1983 г., том 25, в.4, С. 1096-1102

76. А.А.Асланян, С.Л.Баженов, А.Я.Горенберг, А.М.Куперман, Ал.Ал.Берлин, Э.С.Зеленский О влиянии степени армирования на прочность органопластика при сжатии // ДАН СССР, 1986, том 291, N5, С.1113- 1115.

77. П.В. Михеев, А.А. Берлин, А.Я. Горенберг. Особенности разрушения высокопрочных органических волокон в однонаправленных композитах с эпоксидной матрицей // Тезисы докладов Московской международной конференции по композитам, Москва, 14-16 ноября, 1990 г.

78. S.N.Magonov, A.Ya.Gorenberg, and H.-J.Cantow. Atomic force microscopy onpolymers and polymer related compounds. 5. Carbon fibers. // Polumer Bulletin, Volume 28, Number 5, July 1992, pp 577-584.(PB 28,577-584(1992).

79. Ю.А.Горбаткина, В.Г.Иванова-Мумжиева, А.Я.Горенберг. Адгезионная прочность соединений полимеров с углеродными волокнами при различных скоростях нагружения. // Химические волокна, 1999, №5, с.54-57.

80. А.Я.Горенберг, Ю.А.Горбаткина, В.Г.Иванова-Мумжиева. Взгляд на адгезионную прочность волокон с учетом топографии их поверхности // Тезисы докладов XI симпозиума «Современная химическая физика», Туапсе, 18 сентября 1999 г., С. 108-109.

81. А.М.Куперман, А.Я.Горенберг, Д.В.Павловский, Э.С.Зеленский. Экспериментальное исследование деформаций, возникающих в толстостенных стеклопластиковых оболочках в процессе их отверждения. // Седьмая научная конференция ИХФ РАН, Москва, 2001, С.39.

82. A.M. Куперман, А.Я. Горенберг, Д.В. Павловский, М.Ю. Шамаев, В.Г. Ошмян, Э.С. Зеленский Исследование технологической монолитноститолстостенных стеклопластнковых оболочек // Механика композиционных материалов и конструкций, 2003, т. 9, № 1, С. 65-86.

83. JSM-15, Instruction. JEOL, 1975.

84. Практическая растровая микроскопия. Под редакцией Гоудстейна Дж. и Яковица X. перевод с английского, Москва, Мир, 1978, 656 е.

85. V.G. Oshmyan, M.Yu. Shamaev, S.A. Timan. EUROMECH Coll. 438. Abstracts. Vienna. 2002. P. 54.

86. Sih G. C. Strain-energy-density factor applied to mixed mode crack problems //Int. J. Fracture. 1974, 10, N 3, P.305-320

87. Разрушение, т. 2, под ред. Г. Либовица, М., «Мир», 1975

88. Mott N.F., Engineering, 165 (1948), 16

89. Е.Б. Тростянская, П.Г. Бабаевский, С.Г. Кулик, М.И. Степанова. Повышение вязкости разрушения густосетчатых полимерных матриц композитных материалов. МКМ, 5, 1980, 771-777

90. M.G.Dobb et al J. Polym. Sci., Polym. Phys. Ed., 15, 2201, (1977).

91. P.J. Flory, Molecular Theory of Liquid Crystals, in Advances in Polymer Science, Vol 59, Springer-Verlag, 1984, p 1-36

92. P.W. Morgan, Macromolecules, Vol 10, 1977, p 1381

93. S.L. Kwolek, P.W. Morgan, J.R. Schaefgen, and L.W. Gulrich, Macromolecules, Vol. 10, 1977, p 1390

94. J.H. Greenwood, P.Q.Rose. Compressive behavior of Kevlar-49 fibers and composites. J. Materials Science, 1974, 9, p. 1809-1814.

95. David Singlair. A bending method for measurement of the tensile strength and Young's modulus of glass fibers. J. of Applied Physics, 1950, v.21, p.380-390.

96. Козий В.В., Баженов C.JL, Куперман A.M., Берлин A.A., Зеленский Э.С. Влияние матрицы на прочность при сжатии органопластиков // ДАН СССР. 1988. Т. 303. С. 148-150.

97. Иванова-Мумжиева В.Г., Горбаткина Ю.А., Шуль Г.С., Щукина JI.A., Е.И. Яковенко. Адгезия термореактивных связующих к высокопрочным полимерным волокнам. В кн.: Доклады IV конференции по механике полимерных и композитных материалов, Рига, 1980, с. 39-40.

98. Ениколопов Н.С. Полимерные композиционные материалы. Состояние и перспективы // ЖВХО им. Д.И. Менделеева. 1989. Т. 34. № 5. С. 435-437.

99. Будницкий Г.А. Армирующие волокна для композиционных материалов // Химические волокна. 1990. №2. С. 5-13.

100. Перов В.В. Композиционные материалы в авиационной технике // ЖВХО им. Д.И. Менделеева. Т. 34. № 5. С. 476-482.

101. Конкин A.A. Углеродные и жаростойкие волокнистые материалы. М., Химия, 1974. 375 с.

102. Молчанов Б.И., Чукаловский П.А., Варшавский В.Я. Углепластики. М., Химия, 1985. 208 с.

103. Гуняев Г.М. Структура и свойства полимерных волокнистых композитов. М., 1981.232 с.

104. Углеродные волокна. Под ред. С.М. Симамуры. М., Мир, 1987. 304 с.

105. Углеродные волокна и углекомпозиты. Под ред. Э. Фитцера. М., Мир, 1988. 336с.

106. Азарова М.Т. Высокопрочные высокомодульные углеродные волокна // Химические волокна. 1991. № 3. С. 5-8.

107. Donnet J-B, Bansal R С (1989) Carbon fibers 2nd, M Dekker Inc, N Y Basel

108. Hoffman W P, Elings V B, Guiley J A (1988) Carbon 26:754

109. MagonovS N, Cantow H-J, Donnet J-B (1990) Polym Bull 23:555

110. Magonov S N, Qvarnstrom K, Elings V, and Cantow H-J (1991) 25:689

111. Stocker W, Bar G, Kunz M, Moller M, Magonov S N, Cantow H-J (1991)1. Polym Bull 26:215

112. MagonovS N, Kempt S, Kimmig M, Cantow H-J (1991) Polym Bull 26:715

113. Grutter P, Zimmermann-Edling W, Brodbeck D (1992) submitted to AppI Phys Lett

114. MagonovS N, Cantow H-J, Donnet J-B (1990) Polym Bull 23:555

115. Magonov S N, Qvarnstrom K, Elings V, and Cantow H-J (1991) 25:689

116. Болотин B.B., Болотина K.C. Расчет остаточных напряжений и деформаций в намоточных изделиях из армированных пластиков. Механика полимеров, 1969, № 1, с.134-139.

117. Портнов Г.Г., Горюшкин В.А., Тилюк А.Г. Начальные напряжения в кольцах из стеклопластика, изготовленных намоткой. Механика полимеров, 1969, № 3, с.505-511.

118. Благонадежин B.JL, Переводчиков В.Г., Меркулов В.Н., Поляков B.JI. Механические свойства углепластика и остаточные напряжения в намоточных изделиях из комбинированных композитов. Механика полимеров, 1975, № 6, с.996-1003.

119. Болотин В.В. Воронцов А.Н., Мурзаханов Р.Х. Анализ технологических напряжений в намоточных изделиях из композитов на протяжении всего процесса изготовления. Механика композитных материалов, 1980, № 3, с.500-508.

120. Короткое В.Н., Турусов P.A., Розенберг Б.А., Андреевская Г.Д. Температурные напряжения в полимерных и композитных материалах. Механика композитных материалов, 1980, № 5, с.828-834.

121. Коротков В.Н., Чеканов Ю.А., Розенберг Б.А. Неизотермическое отверждение изделий из полимерных композитных материалов в процессе намотки. Механика композитных материалов, 1989, № 1, с.85-91.

122. Турусов P.A., Коротков В.Н., Рогозинский А.К. и др. Технологическая монолитность оболочек из полимерных композитных материалов. Механика композитных материалов, 1987, № 6, с. 1072-1076.

123. Турусов Р.А., Давтян С.П., Шкадинский К.Г. Доклады АН СССР, 1979, т.247, № 1, с.97-99.

124. Wisnom M.R., Stringer L.G., Hayman R.J., Hinton MJ. Curing stresses in thick polymer composite elements. Part I: Analysis. In: Proceedings of ICCM-J2, Paris, July 5-9, 1999, paper № 859.

125. Stringer L.G., Hayman R.J., Hinton M.J., Badcock R.A., Wisnom M.R. Curing stresses in thick polymer composite elements. Part II: Management of residual stresses. Ibid, paper № 861.

126. Горбаткина Ю.А. Адгезионная прочность в системах полимер волокно. М., Химия, 1987, 191 с.

127. Hashin Z. The elastic moduli of Heterogeneous Materials. Trans. ASME J. Appl. Mech., 1962, V. 29, P. 143-155.

128. Hill R. Self-consistent mechanics of composite materials. J. Mech. and Phys. Solids, 1965, V. 13, P. 213-222.

129. Кристенсен P. «Введение в механику композитов» (пер. с англ.). М., Мир, 1982, 334 с.

130. Н. Blades, U.S. Patent 3,767,756, 1973

131. Н.М. Caesars, Chem. Fibers Int., April, 2000, p 161-164

132. Ю.А. Горбаткина, В.Г. Иванова-Мумжиева, Г.С. Шуль, А.Я. Горенберг. Адгезионные свойства арамидных и полибензотиазольных волокон и прочность органопластиков на их основе // Химические волокна, 2003, т.35, №1, С. 61-66.

133. Yu.A. Gorbatkina, V.G. Ivanova-Mumzhieva, G.S. Shul', A.Ya. Gorenberg. Adhesive properties of aramid and polybenzothiozole fibres and strength of organoplastics made from them // Fibre Chemistry, 2003, v.35, N1, p.73-78.

134. H.H. Yang, Kevlar Aramid Fiber, John Wiley & Sons, 1993