книги / Механика композитных материалов. 1979, т. 15, 1

10 N Ю'25м'3

Р ис. I. Кинетические кривые накопления повреждений в ПЭВП при Г=80°С: а = 4 МН/м2 (а) и

2,5 МН/м2 (б).

Объектом исследования служили, как и ранее, образцы ПЭВП, длительное нагруже­ ние которых проводили в изотермических условиях при постоянном растягивающем на­ пряжении. Рассеянные повреждения2 в нагруженном ПЭВП регистрировались методом ИКС3. Концентрацию разорванных связей определяли по интенсивности полосы погло­ щения с максимумом — 1710 см-1, отвечающей концевым карбоксильным группам.

Характерные кинетические кривые накопления повреждений приведены на рис. 1. Как видно, увеличение концентрации разрывов в нагруженном образце по сравнению с исходным начинается с момента t' — окончания инкубационного периода.

На рис. 2 приведена зависимость величины инкубационного периода и долговечности ПЭВП от уровня растягивающего напряжения при фиксированной температуре. Кривая долговечности имеет типичный для ПЭВП характер и подробно проанализирована ра­ нее4- 5. Заметим, что при малых напряжениях кривая долговечности приближается к об­ ласти «безопасного напряжения». Характер зависимости инкубационного периода прин­ ципиально отличается от такового для долговечности, поскольку даже для ненагруженного образца инкубационный период имеет конечное значение, определяемое термической деструкцией полимера. В области средних напряжений эти зависимости становятся прак­ тически эквидистантными, и инкубационный период составляет — 0,45 от долговечности. Отметим, что при напряжении 5 МН/м2 величина инкубационного периода накопления повреждений почти на порядок меньше, чем при 1 МН/м2.

Отмеченная выше эквидистантность кривой долговечности и инкубационного периода проявляется и на зависимости этих величин от обратной температуры (рис. 3).

Можно попытаться объяснить природу инкубационного периода накопления повреж­ дений следующим образом. При нагружении полимерного образца начинается сложный процесс ориентационной вытяжки и перестройки надмолекулярной структуры. Резкая гетерогенность полимерного материала приводит к значительным изменениям меж-

159

статической трещины.

на последующих стадиях7. Не исключено также, что на протяжении инкубационного периода происходит гибель образовавшихся в результате единичных разрывов макромо­ лекул свободных радикалов на структурных ловушках материала. После завершения этого этапа начинается накопление повреждений, сопровождающееся образованием зна­ чительного количества новых концевых групп, регистрируемых методом ИКС.

Хотя момент завершения инкубационного периода практически одинаков для всех точек образца, рассеянные повреждения распределены по длине и ширине образца су­ щественно неравномерно, что четко регистрируется с помощью ИК микроскопа (рис. 4). Как показывает эксперимент, с увеличением неравномерности рассеянных повреждений вдоль образца (2 на рис. 4) его долговечность уменьшается.

Любопытно отметить, что ни на одном из детально проанализированных нами об­ разцов (более 10) не удалось зарегистрировать совпадение координат прохождения ма­ гистральной трещины с максимумом концентрации накопленных к моменту разрыва по­ вреждений. Этот факт лишний раз свидетельствует о статистическом характере про­ цесса разрушения.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Гольдман А. Я., Щербак В. В., Хайкин С. Я. Кинетика накопления повреждений

вполимерах на молекулярном уровне в условиях ползучести при длительном нагруже­ нии. — Механика полимеров, 1978, № 4, с. 730—734.

2.Тамуж В. П., Куксенко В. С. Микромеханика разрушения полимерных материа­ лов. Рига, 1978. 295 с.

3.Гольдман. А. Я., Щербак В. В., Хайкин С. Я. О гипотезе эквивалентной повреж­ даемости при исследовании длительной прочности полимеров при разных температу­ рах. — Пробл. прочности, 1975, № 7, с. 85—86.

4.Гольдман А. Я., Щербак В. В. О температурно-временной зависимости длительной прочности и усталости некоторых частично-кристаллических полимеров. — Пробл. проч­ ности, 1974, № 11, с. 31—37.

5.Гольдман А. Я., Щербак В. В. Долговечность ПЭВП при различных температу­ рах. — Пласт, массы, 1978, № 7, с. 69.

6.Гольдман А. Я., Матвеев В. В., Щербак В. В. Изучение роста трещин в некоторых полимерах в условиях ползучести на воздухе и в жидкой среде. — Физ.-хим. механика материалов, 1972, № 2, с. 28—33.

7.Пахомов П. М. Спектроскопическое изучение механизма деформации полимеров. Авторсф. дне. на сонск. учен. степ. канд. физ.-мат. наук. Л., 1977. 12 с.

160

У Д К 539.376.001

Л. Е. Мальцев

ОБ АНАЛИТИЧЕСКОМ ОПРЕДЕЛЕНИИ ПАРАМЕТРОВ ЯДРА РЖАНИЦЫНА—КОЛТУНОВА

Для описания скорости изменения функции релаксации Rc (t) при сдвиге или RP(t) при растяжении получило1применение ядро Ржаницына—Колтунова:

где G0l Еа — «мгновенные» значения модулей сдвига и Юнга; Ас, а с, |5с — параметры ядра при сдвиге; Ар, а р, рр — то же при растяжении.

Для определенности остановимся на растяжении, причем индекс «р» у параметров ядра опустим. В работе2 было показано, что теоретическая функция релаксации

[1 — (A/a)ta], параметры которого А и а определим по способу равных сумм3. Этот спо­ соб является3 частным случаем метода равных площадей: площадь, ограниченная графи­ ком o{t = ti)/o0 (а также отрезком [О, Г] и двумя вертикалями), приравнивается к пло­ щади, ограниченной кривой [1 — (A/a)ta]. Согласно этому способу точки {/,•}, в которых

взятой точки / = Д.

Приведем численный пример, причем (чтобы наглядно показать точность определе­ ния параметров А и а) возьмем систему (2) с известным ответом, т. е. зададимся значе­ ниями А = 0,00550, a = 0,250, что вместе с р= 0,00071 соответствует1 стеклопластику ЭДФ

па основании которой путем округления получим таблицу «экспериментальных» данных (табл. 2). Система уравнений (2) при п=6, отвечающая табл. 2, имеет вид:

А

— (0+15“+ 30га+ 45“+ 60“+ 90а)= 6 —5,719 = 0,281;

а

А

---- (120“+ 180“+ 240“+ 300“+ 360“+ 420“) =6 - 5,471 = 0,529.

а

Разделив верхнее уравнение на нижнее, получим выражение для определения пара­

веден на рис. На оси ординат отложим Ф(а) =0,5312 и на оси абсцисс снимем значение а = 0,2518, а затем из системы (2) найдем Л= 0,005507. Погрешности округления «экспе­ риментальных» данных привели к погрешностям в определении параметров а и Л в 0,7 и 0,1%. Если еще сильнее затрубить «экспериментальные» данные (табл. 3), то полу­

теоретические значения o(t)/a0 и убедиться, что они достаточно хорошо согласуются с экспериментальными данными, т. е. тем самым попутно установить возможность приме­ нения ядра Ржаницына—Колтунова для описания реологических свойств материала.

Этот же подход, т. е. способ равных сумм, можно использовать и для определения

таким образом, чтобы слагаемое в выражении (3), содержащее экспоненту, было мало по сравнению с Г (1 + а )/а , что позволяет для параметра р сразу записать следующую

162

линейным корреляционным уравнениям, полученным по методике3. Каждая точка на графике соответствует испытанию трех-пяти образцов. Усталостные испытания прово­ дили по методике, описанной в4, при коэффициенте асимметрии цикла напряжений r = Omin/omux, равном 0,10—0,12.

Экспериментальные данные показывают, что рассмотренный комплекс УКИ мало влияет на малоцикловую усталость стеклотекстолита в направлениях армирования. Ко­ эффициент усталостной прочности (отношение атах/оа) на базе Np= \0 3 циклов по ос­ нове составляет 0,65 и 0,60 для образцов до и после УКИ. По утку получено соответ­ ственно 0,58 и 0,62. Это совпадает с результатами многоциклового растяжения стекло­ пластика (частота 1200 цикл/мин)2. Однако процесс УКИ существенно отражается на усталостной прочности стеклопластика, когда в работе композита активно участвует по­ лимерное связующее. При ф= 45° после УКИ резко падает сопротивляемость материала циклическому деформированию. В этом случае величина коэффициента усталостной проч­ ности на базе Л/р=103 циклов составляет лишь 0,54, вместо 0,87 для серии образцов, подвергшихся воздействию УКИ.

Таким образом, влияние комплекса УКИ на малоцикловую усталостную прочность стеклотекстолита зависит от направления растягивающей нагрузки. Вдоль главных осей армирования изменение усталостной прочности находится в пределах изменения а„. По­ этому здесь можно ограничиться учетом влияния старения только на кратковременный предел прочности. При ф= 0 и 90°, имея кривую усталости для какого-либо состояния материала по времени хранения или условиям эксплуатации, усталостную прочность для иных условий можно подсчитать по коэффициенту усталостной прочности a/aDна основе

Поэтому для материала в каждом конкретном состоянии сопротивляемость усталости можно оценивать только по данным эксперимента.

Ранее2 было установлено, что искусственное старение не меняет качественной кар­ тины циклической деформативности стеклопластика при многоцикловом растяжении вдоль волокон, а в количественном отношении приводит к некоторому снижению дефор­ маций. Такой вывод полностью подтверждается и для малоцикловой усталости ( рис. 2)**.

Несмотря на достаточно высокие уровни напряжения (CTm:ix/crn = 0,58—0,90), явление циклической ползучести в направлении основы ткани полностью отсутствует. В направ­ лении утка процесс УКИ способствует некоторому развитию циклической ползучести, де­ формация которой к моменту разрушения может достичь 0,05—0,15 от величины дефор­ мации первого цикла нагружения.

Интенсивное развитие деформаций циклической ползучести происходит при нагру­ жении образцов, вырезанных в направлении ф= 45° (рис. 3). Это происходит прежде

*Эти данные были любезно предостаплсиы М. М. Мартиросяном и А. Н. Каграманяном. /Методика измерения циклических деформаций описана в1.

164

всего потому, что в области малоцикловой усталости напряжения отах значительно пре­ восходят предел пропорциональности на кривой статического деформирования а ~ е , следовательно, уже в первом цикле возникают большие высокоэластические деформации. Как показывают опыты, в зависимости от напряжения и числа циклов загруження перед разрушением образца значение максимальных деформаций етах может достичь 5—13%. а отношение деформаций Enun/emax=0,6—0,8.

На базе ограниченной долговечности N p^lO 3 циклов диапазон напряжения отах для серии образцов, подвергшихся УКИ, оказывается примерно в полтора раза ниже, чем у образцов контрольной группы (см. рис. 1). Однако циклические деформации после УКИ оказываются не меньше, чем деформации контрольных образцов (см. рис. 3). Из этого следует, что при ф= 45° процесс старения вызывает существенный рост деформа­ ции стеклопластика при его малоцикловом растяжении.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Свойства и применение полимерных материалов при низких температурах. — Тез. Всесоюз. научн.-техн. конф. Якутск, 1977. 320 с.

2.Саркисян Н. Е. О влиянии термической обработки па усталостные свойства не­ тканого стеклопластика. — Изв. АН АрмССР, 1972, т. 25, № 5, с. 71—76.

3.Митропольский А. К■Техника статистических вычислений. М., 1961. 479 с.

4.Саркисян Н. Е. Анизотропия малоцикловой усталостной прочности и деформативности стеклопластика при растяжении. — Механика полимеров, 1976, № 3, с. 425—429.

УДК 620.17:678.067.5

О. В. Старцев, И. И. Перепечко

ЗАВИСИМОСТЬ ДИНАМИЧЕСКОГО МОДУЛЯ СДВИГА И СКОРОСТИ ЗВУКА КОМПОЗИТОВ ОТ СТЕПЕНИ НАПОЛНЕНИЯ

Одним из важнейших факторов, определяющих уникальные свойства современных композитных материалов, является количество наполнителя, вводимого в полимерное связующее. Показано1-8, что деформационные и прочностные свойства композитов, опре­ деляемые типом наполнителя и связующего, по-разному зависят от степени наполнения К. Например, в ряде термопластов модули упругости и пределы прочности при растяже­ нии и сдвиге увеличиваются при возрастании количества стеклянного наполнителя1. В то же время имеется ряд полимеров, когда эти параметры понижаются при увеличе­ нии К1"8. Особенно сложными эти зависимости становятся в полимерах с органическими

165

Обычно в каждом конкретном случае зависимость вязкоупругого параметра от сте­ пени наполнения объясняется особенностями взаимодействия макромолекул связующего на поверхности или в объеме наполнителя, ограничением подвижности полимерных цепей вблизи раздела фаз, изменением свободного объема и соотношения аморфного и кристал­ лического компонентов в объеме связующего и наполнителя и т. д.

Между тем для решения ряда практических задач, например для нахождения опти­ мальной степени наполнения, возможен более общий подход, основанный на анализе спектров времен релаксации наполненных полимеров Н(т). В ряде работ5' 7-9 отмечены закономерности в изменении вида спектров Н (т) при изменении концентрации наполни­ теля, позволяющие сделать выводы о влиянии степени наполнения на вязкоупругие свойства полимеров. Несложный анализ известных выражений феноменологической ре­ лаксационной теории для динамических модулей упругости10 позволяет установить их зависимость от степени наполнения.

Рассмотрим наиболее интересный случай, когда наполнителем является органиче­

где G0 — статический модуль сдвига; со — круговая частота; т — время релаксации; Н(х) — плотность спектра времен релаксации.

Предположим, что релаксационные процессы, протекающие в полимере с органиче­ ским наполнителем, можно представить как результат суперпозиции релаксационных процессов в чистом полимере и в объеме наполнителя. Тогда плотность спектра времен релаксации будет иметь вид:

Анализ выражения (3) показывает, что возможны два вида зависимости G' от К. Рассмотрим случай, когда выполняется неравенство

Очевидно, что это условие справедливо для температур Т~>ТС полимерной матрицы, когда макромолекулы наполнителя находятся еще в стеклообразном состоянии. В этом случае G' будет возрастать с увеличением К. Такая зависимость G' от К встречается наиболее часто и считается нормальной. Учитывая, что скорость звука связана с динами­

ческим модулем сдвига соотношением с( = I/— , из (4) также следует, что при сдвиговых

деформациях и скорость звука возрастает с ростом степени наполнения.

166

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Перов Б. В. Термопласты, наполненные волокнами. — В кн.: Термопласты конст­ рукционного назначения. М., 1975, с. 187—216.

2.Машинская Г. П. Органоволокниты. — В кн.: Пластики конструкционного назна­ чения. М., 1974, с. 266—300.

3.Иоффе В. Стеклонаполненные термопласты. — В кн.: Армированные полимерные материалы. М., 1968, с. 122— 148.

4.Изменение структуры и свойств отвержденных смол под влиянием наполнителя.

2.Влияние наполнителя на взаимодействие между звеньями сеТки наполненной отверж­

денной эпоксидной смолы и на ее прочность. — Механика полимеров, 1970, № 1,

с.54—58. Авт.: А. М. Пойманов, Е. Б. Тростянская, Е. Ф. Носов, А. Р. Бельник.

5.Липатов Ю. С., Шифрин В. В., Росовицкий В. Ф. Исследование вязкоупругих характеристик бинарных смесей полимеров. — Высокомолекулярные соединения. Сер. А, 1978, т. 20, № 4, с. 777—783.

6. Свойства смесей ПВХ+ДСТ-30. — Пласт, массы, 1977, № 2, с. 50—52. Авт.:

Б.Я. Марьясин, Е. В. Ильяков, А. И. Кривонос, И. И. Перепечко.

7.О влиянии небольших концентраций полимерных добавок на вязкоупругие

В.Ф. Бабич.

8.Липатов Ю. С., Росовицкий В. Ф., Бабич В. Ф. Вязкоупругие свойства и приме­ нимость концепции состояния изо-свободного объема при стекловании к системе поли­ мер—полимерный наполнитель той же природы. — Высокомолекулярные соединения.

Сер. А, 1976, т. 18, № 9, с. 2075—2080.

9.Липатов Ю. С., Росовицкий В. Ф., Бабич В. Ф. О влиянии наполнителя на1 спектры времен релаксации наполненных полимеров. — Механика полимеров, 1975, № 6,

с.1091— 1094.

10.Перепечко И. И. Акустические методы исследования полимеров. М., 1973. 295 с.

11.Ферри Дж. Вязкоупругие свойства полимеров. М., 1963. 535 с.

М о с к о в с к и й а в т о м е ха н и ч еск и й институт

МЕХАНИКА КОМПОЗИТНЫХ МАТЕРИАЛОВ, 1979, № 1, 168

СТАТЬИ, ДЕПОНИРОВАННЫЕ В ВИНИТИ*

АННОТАЦИИ

В. Н. Макарчук, Ю. А. Алексейцев, В. Н. Князев, Н. И. Приходько

АВТОМАТИЧЕСКИЙ ПРИБОР ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ ЛИНЕЙНОГО ТЕРМИЧЕСКОГО РАСШИРЕНИЯ ПОЛИМЕРОВ

Разработан автоматический кварцевый дилатометр, позволяющий исследовать линейное расширение относительно тонких образцов маложестких и размягчающихся с температу­ рой материалов. Прибор основан на использовании электромеханического контактного преобразователя, практически исключающего воздействие измерительного устройства на образец, и имеет следующие технические характеристики: база измерений 20— 100 мм, порог чувствительности 2 мкм, измеряемое удлинение до 450 мкм, диапазон температур 273—573 К, продольный градиент температур в образце 0,1 град/см; коэффициент пре­ образования 10 мВ/мм; основная погрешность не более 1%. Автоматическая регистра­ ция дилатометрических кривых при программном задании скорости роста температуры обеспечивает оперативное использование прибора при исследовании физических перехо­ дов в полимерах и других низкомолекулярных материалах. Ил. 2, библиогр. 5 назв.

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НА АДГЕЗИОННО-ФРИКЦИОННЫЕ СВОЙСТВА ЭПОКСИДНЫХ ПОКРЫТИЙ

Изучено влияние времени отверждения слоя эпоксидной смолы П-ЭП-177 на металличе­ ской фольге и температуры испытаний на коэффициент трения скольжения металличе­ ского индентора по смоле и адгезию смолы к металлу, характеризуемую сопротивлением отслаиванию и срезу. Температурная зависимость коэффициента трения описывается кривой с максимумом, расположенным при температуре, превышающей дилатометриче­ скую температуру стеклования Тс смолы. С увеличением времени отверждения темпера­ тура стеклования возрастает, максимум коэффициента трения смещается в область более высоких температур испытаний, а глубина внедрения индентора уменьшается. Между температурой максимума Тт коэффициента трения и Тс наблюдается линейная связь типа: Тт= Тс + В, где В — постоянная величина для данной скорости скольжения. Пока­ зано, что оптимальными адгезионно-фрикционными свойствами — минимальный коэф­ фициент трения и максимальное сопротивление сдвигу адгезионных соединений — обла­

* Заказы направлять по адресу: Москва, А-219, Балтийская ул., 14, Всесоюзный ин­ ститут научной и технической информации, отдел научных фондов.