КРАТКИЕ СООБЩЕНИЯ

УДК 620.168:678.01

А. С. Любимов., И. В. Кулешов, Л. Л. Игонин, Г. М. Бартенев

АНОМАЛЬНОЕ ВЛИЯНИЕ ДОЗЫ РАДИАЦИОННОГО ОБЛУЧЕНИЯ ЭПОКСИДНЫХ ПОЛИМЕРОВ НА ИХ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

Широкое применение эпоксидных полимеров в качестве покрытий и конструкцион­ ных элементов в активной зоне атомных электростанций обусловливает исследование взаимосвязи величины и характера облучения с комплексом эксплуатационных свойств материалов. При облучении эпоксидных полимеров одновременно протекают реакции сшивания и деструкции [1, 2]. Преобладание одного из процессов зависит от типа отвердителя, а также от степени конверсии эпоксидных групп. Процессы радиационной сшивки преобладают у эпоксидов, отвержденных ангидридами кислот, а процессы де­ струкции — при использовании аминных отвердителей [2]. Однако по данным [3, 4] при изучении радиационной стойкости эпоксидного полимера, отвержденного полиэтиленполиамином (ПЭПА), обнаружены процессы сшивания полимерной сетки, т. е. радиацион­ ного доотверждения, приводящего к возрастанию прочности, а после исчерпания всех эпоксидных групп — к падению прочности.

Целью настоящей работы является установление взаимосвязи между дозой радиа­ ционного облучения, изменениями механических свойств и структурными превращениями при этом в эпоксидных полимерах.

Для исследования был выбран эпоксидный полимер холодного отверждения — ЭД 20+15% ПЭПА. С целью однозначной интерпретации радиационно-химических прев­ ращений при облучении процесс отверждения полимера проводился так, что достигалась полная конверсия эпоксидных групп. Режимы отверждения следующие: температура 20° С — время 24 ч и 150° С — 6 ч. Полнота реакций сшивания контролировалась по смещению максимума пика стеклования на кривой зависимости механических потерь от температуры в повторных измерениях при различных степенях отверждения.

Облучение проводили на кобальтовой установке ГУРХ—10 000 в интервале доз от единиц до 1000 Мрад. Динамический мо-

Рис. 2. Температурный спектр внутреннего трения для образцов эпоксидного полимера, предва- рительно облученных до следующих доз радиации: 1 — необлученный образец; 2 — облученный

до 100 Мрад, 3 - до 300 Мрад.

во фторопластовой форме с размером рабочей части 45x5x1. Кривые динамического

модуля упругости Е' и тангенса угла механических потерь tg 6= £'/£" в зависимости от температуры приведены на рис. 1 и 2. По результатам, представленным на рис. 1, нами обнаружена аномальная зависимость динамического модуля упругости и tg 6 от дозы облучения. При температуре выше 80° С £' уменьшается с увеличением дозы облучения, а при температурах ниже указанных наблюдается противоположная зависимость. Тем­ пература 80° С является «точкой инверсии», в которой меняется характер зависимости модуля упругости от дозы облучения.

Как видно из рис. 2, тангенс угла механических потерь также имеет «точку инвер­ сии» при 60° С. Температура стеклования облученного эпоксидного полимера в значи­ тельной степени зависит от дозы облучения и уменьшается с ростом суммарной дозы (см. рис. 2). Температуру стеклования не удалось измерить для всех облученных образ­ цов, так как наблюдался резкий рост потерь в области процесса стеклования. Аномаль­ ная зависимость модуля Е' наблюдалась ранее в [5] для эпоксидных полимеров различ­ ной густоты сетки.

Согласно данным, приведенным в [1, 2], при облучении протекают реакции сшивки и деструкции. Для выявления этих процессов нами проведен гель-золь-анализ облучен­ ных образцов. Гель-золь-анализ осуществляли при набухании в ацетоне по методике, изложенной в работе [6]. Результаты анализа приведены на рис. 3, откуда следует, что степень набухания эпоксидных полимеров резко возрастает с увеличением дозы облуче­ ния, что свидетельствует о значительном преобладании процессов деструкции, умень­ шающих густоту пространственной сетки во всем диапазоне доз облучения.

Кроме того определены разрушающие напряжения ар и деформации в момент раз­ рушения ер для всех облученных образцов по стандартным методикам на испытатель­ ной машине «Динсат-Дис». Результаты испытаний приведены на рис. 4, откуда следует, что наблюдается^ экстремальная зависимость деформационно-прочностных свойств эпок­ сидных полимеров от дозы облучения.

Обнаруженная нами аномалия модуля упругости Е' ниже температурной «точки ин­ версии» может быть объяснена с позиций структурных превращений, происходящих в эпоксидном полимере при различных дозах облучения. Густосшитый эпоксидный поли­ мер имеет аморфную, глобулярную структуру [7]. Как установлено по результатам гель- золь-анализа, в процессе облучения эпоксидного полимера имеет место значительное пре­ обладание процессов деструкции над процессами сшивания (см. рис. 3). Деструкция приводит к разрушению сетчатой структуры и уменьшению густоты пространственной сетки. Золь-фракция монотонно возрастает, достигая 20% при дозе облучения 1000 Мрад. Следует отметить, что набухание для густосшитых эпоксидных полимеров дает качественный результат из-за невозможности применения уравнения Флори—Хаг­ гинса [6, 8]. При малых деформациях густосшитых стеклообразных полимеров упругость связана в основном с межмолекулярным взаимодействием [8]. Поэтому уменьшение плотности узлов сетки приводит к возрастанию межмолекулярного взаимодействия за счет того, что полимерные молекулы могут расположиться более плотно, с более высо­ ким коэффициентом упаковки, по сравнению с сильно сшитым полимером. Высокая плот­ ность узлов сетки эпоксидного полимера мешает плотно упаковываться его макромоле­ кулам. Следовательно, уменьшение плотности сшивки приводит к возрастанию межмоле­ кулярного взаимодействия и росту модуля упругости.

Возможным вкладом в увеличение модуля упругости является накопление зольфракции в полимере, молекулы которой участвуют в образовании тройных сольвантных комплексов полимер—пластификатор—полимер между цепями его пространственной

сетки.

Увеличение температуры выше «точки инверсии» приводит к процессу размягчения полимера. Согласно рис. 2 (зависимость tg6 от Т) процесс начинается сразу же после 60° С для образцов, облученных высокими дозами. На процесс размягчения также от­ кладывает отпечаток уменьшение густоты пространственной сетки, которое выражается в понижении температуры стеклования с ростом дозы облучения. В высокоэластичном состоянии наблюдается нормальная зависимость Е' от Т — с уменьшением густоты пространственной сетки модуль упругости падает, что имеет классическую интерпре­ тацию.

Понижение температуры стеклования эпоксидного полимера с увеличением дозы облучения может быть также обусловлено так называемым эффектом «самопластификации» [2] сетчатого полимера. Процессы радиационной деструкции материала приводят к разрыву цепей, отрыву боковых групп и накоплению низкомолекулярных фракций поли­ мера, о чем свидетельствуют данные гель-золь-анализа (см. рис. 3). Накопившиеся низ­ комолекулярные фракции пластифицируют полимер, что приводит к понижению темпе­ ратуры стеклования. Явление «самопластификации», очевидно, не оказывает влияние на величину модуля упругости, который в основном зависит от густоты сетки, но в значи­ тельной степени связано с проявлением деформационно-прочностных свойств эпоксид­ ного полимера.

Из анализа зависимости изгибной прочности эпоксидного полимера и разрывной деформации в зависимости от дозы облучения (см. рис. 4) обнаружена экстремальная зависимость свойств. Экстремум свойств лежит в области доз порядка 150 Мрад. При облучении дозами до 150 Мрад наблюдается рост изгибной прочности и разрывной де­ формации, что соответствует по данным гель-золь-анализа (см. рис. 3) резкому умень­ шению густоты сетки, приводящему к возрастанию молекулярной подвижности и возможности вследствие этого рассасывания возникающих при деформировании напря­ жений. Кроме того возрастает эластичность цепей сетки, уменьшаются внутренние нап­ ряжения и дефекты в полимере. Все это может приводить к росту прочности и деформативности эпоксидной сетки.

При росте дозы облучения происходит резкое падение указанных свойств полимера, что связано, с одной стороны, с дальнейшим уменьшением густоты пространственной сетки, а с другой, — с продолжающимся процессом деструкции, проявляющейся в «са­ мопластификации» эпоксидного полимера.

Таким образом, для эпоксидного полимера (ЭД 20+15% ПЭПА) при дозах облуче­ ния в области 150 Мрад образуется оптимальная плотность сшивки, обеспечивающая высокие деформационно-прочностные свойства.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Бакаева В. П., Егорова 3. С., Карпов В. Л. Радиационно-химические превраще­

ния в отвержденных эпоксидных смолах. — Пласт, массы, 1976, № 9, с. 16—19.

2.Биркина Н. А., Неверов А. Н., Бочарников В. К. Радиационная стойкость эпок­ сидных смол. — Механика полимеров, 1967, № 3, с. 476—482.

3.ШигоринВ. Г., Егоров Б. Н., Шодэ Л. Г., Сорокин М. Ф., Полуэктова Л. А., Си­ ница Л. А., Бойцова Л. С. Влияние радиации на некоторые эпоксидные покрытия. — Лакокрасоч. материалы и их применение, 1974, № 4, с. 63—66.

4.Сидякин П. В., Карпов В. Л., Егоров Б. Н. Радиационно-химические превращения эпоксидных покрытий. — Лакокрасоч. материалы и их применение, 1973, № 4, с. 45—49.

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

6. Kenyon А. S., Nielsen L. Е. Characterization of network structure of epoxy

resins by dynamic mechanical and liquid swelling tests. — J. Macromol. Sci. Chem., 1969, vol. A3 (2), p. 275-295.

7. Лоскутов А. И., Загребенникова M. П., Арсеньева Л. А. Электронно-микроскопи­ ческое исследование структуры эпоксидных полимеров. — Высокомолекуляр. соедине­ ния. Сеш Б, 1974, т. 16, № 5, с. 334—335.

" Ржак В. И., Розенберг Б. А., Ениколопян И. С. Сетчатые полимеры. М., 1979. 248 с.

Однородные сферы кремнезёма с диаметром от 266 до 466 нм получаЛи ^дроЛЙзбМ тетраэтоксисилана в среде этилового спирта с использованием водно-аммиачного рас­ твора в качестве катализатора по методу Штобера [8]. Синтезированные частицы крем­ незема высаживали из суспензии центрифугированием: образцы просушивали и прока­ ливали при температуре 1000° С. Полученные образцы заливали жидким метилметакри­ латом, содержащим 0,1—0,3% по массе перекиси бензоила в качестве инициатора. Излишки ПММА с поверхности КМ удаляли механической обработкой. Регистрацию спектров ЯМР *Н проводили на модернизированном спектрометре РЯ-2301 с датчиком автодинного типа. Частота модуляции — около 20 Гц. Температуру образца контролиро­ вали путем измерения сопротивления катушки из медного провода диаметром 0,07 мм, намотанной бифилярно на образец. В качестве теплоили хладоносителя использовали поток осушенного воздуха или азота. Рабочая частота — 30,8 МГц. Обработку экспе­ риментальных данных проводили стандартным способом [5, 9].

Специальными измерениями было доказано, что в просушенном и прокаленном кремнеземе отсутствуют следы протонсодержащих примесей в количествах, достаточ­ ных для регистрации сигнала ЯМР. Поэтому наблюдаемые спектры ЯМР !Н изученного КМ обусловлены исключительно протонами, входящими в состав связующего ПММА. При температурах ниже —180° С форма линии сигналов ЯМР ПММА в составе КМ и чистого ПММА имеет дублетный характер и точно совпадает с описанной в литературе [9]. В области низких температур вторые моменты М2, а также ширины сигналов АН ЯМР чистого связующего и КМ очень близки друг к другу. Однако с ростом темпера­ туры различия в ходе кривых M2=F(t) и AH=F(t) для КМ и чистого ПММА стано­ вятся все более заметными. Из зависимостей, представленных на рис. 1 и 2, видно, что при положительных температурах как М2у так и АН чистого связующего превышают со­ ответствующие параметры ЯМР, измеренные для КМ, причем "повышение температуры ведет к усилению этих различий. Хорошо известно [5, 9], что при отсутствии ориентаци­ онных эффектов и неизменном составе ширина и второй момент сигналов ЯМР полиме­ ров определяются степенью развития молекулярной подвижности. Поэтому различия в ходе температурных зависимостей М2 и АН для КМ и ПММА следует отнести на счет разной степени развития движений сегментов и отдельных групп в молекулах чистого ПММА и ПММА в составе КМ. Из полученных экспериментальных данных (см. рис. 1 и 2) видно, что молекулярная подвижность ПММА в составе КМ выше, чем в чистом связующем. Можно полагать, что центр тяжести распределения времени корреляции тс для процессов вращательной и трансляционной диффузии молекул чистого ПММА сме­

щен в сторону больших тс относительно аналогичного распределения для ПММА в со­ ставе км.

Как указывалось выше, при низкой температуре сигнал ЯМР протонов ПММА имеет сложную структуру, обусловленную наличием в элементарном звене полимера слабовзаимодействующих групп. Повышение температуры и связанное с этим развитие молекулярных движений ведет к сужению сигнала чистого ПММА и вырождению спек­ тра в линию с простой однокомпонентной формой, которая сохраняется вплоть до тем­ пературы плавления (рис. 3—б). Однако в спектре КМ при температуре, близкой к 0°С, происходит выделение узкой компоненты, соответствующей появлению в образце про­ тонсодержащих фрагментов, молекулярная подвижность которых характеризуется вре­ менами корреляции тс^ 10_4-М0~5 с (рис. 3—а). Интенсивные движения небольшого числа протонов, имеющих тс меньше указанной границы, возможны, очевидно, и при более низких температурах. Однако ограничения, накладываемые чувствительностью аппаратуры, могут препятствовать уверенной регистрации соответствующей узкой ком­

поненты. Условие регистрации узкой ком­ поненты на фоне широкой может быть записано в виде [9]

Т'с

JI(tc)dXc = K (1)

о

Рис. 2. Зависимость ширины сигналов ЯМР ‘Н АЯ чистого связующего (/) и КМ (2) от тем­

пературы.

Рис. 3. Форма сигналов ЯМР fH при тем­ пературе около 0° С: а — КМ; б — чис­

того связующего. Расстояние между мас­ штабными метками составляет 0,062 мТл.

где тс — время корреляции; 7(тс) — нормированная функция распределения тс; т'с — критическое время, при котором ядра с тс^ т 'с дают вклад в узкую компоненту; % — минимальная доля ядер с тс< т'с, при которой узкая компонента регистрируется (для существующих спектрометров ЯМР широких линий Я,«0,03-^0,05). Учет соотношения

(1) дает нижнюю границу относительной концентрации молекул в высокоподвижных об­ ластях КМ при температуре появления узкой компоненты в пределах от 3 до 5%. Повы­ шение температуры ведет к увеличению числа ядер с тс< т'с, что свидетельствует о раз­ витии процесса размягчения вглубь объекта связующего. Экспериментально это находит выражение в росте интенсивности узкой компоненты, а также уменьшения М2 и АН с повышением температуры.

В спектрах чистого ПММА появление узкой компоненты не наблюдалось во всем изученном диапазоне температур. Поэтому появление узкой компоненты в спектрах КМ, а также соответствующую разницу в ходе температурных зависимостей М2 и АН для ПММА и КМ следует объяснить наличием дефектных областей с высокой подвижностью содержащихся в них молекул, которые образуются за счет внедрения в структуру связующего полимера однородных глобул кремнезема.

Полученные экспериментальные данные являются непосредственным эксперимен­ тальным доказательством точки зрения [3, 4], согласно которой в стеклопластиках и ана­ логичных им материалах слой полимера, расположенный около поверхности наполни­ теля, является более рыхлым и характеризуется более высокой молекулярной подвиж­ ностью, чем основная масса связующего.

Авторы благодарят Л. Б. Белову и Я- Е. Цейтлина, предоставивших образцы изученного КМ, а также студента физического факультета ЛГУ И. А. Сургучева, участ­ вовавшего в проведении измерений.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Зарин А. В., Андреев А. С., Перепелкин К. Е., Геллер А. Б П ерш иков В. Н.

Взаимодействие армирующих волокон со связующими при получении композиционно­ волокнистых материалов. Обзорн. информ. Сер. Пром-сть хим. волокон. М., 1978. 31 с.

2.Воюцкий С. С. Физико-химические основы пропитывания и импрегнирования во­

локнистых материалов дисперсиями полимеров. Л., 1969. 392 с.

5.Евдокимов А. М., Кольцов А. И., Улина В. В. Применение метода ядерного маг­ нитного резонанса в изучении ориентированных полимеров. М., 1979. 28 с.

6.Евдокимов А. М., Москалев В. В., Таланов В. Л., Колонистов В. П., Андреев А. С., Перепелкин /С. Е. Исследование молекулярной подвижности при взаимодействии хими­ ческих волокон с полимерными связующими методом ЯМР !Н. — Механика композит,

материалов, 1981, № 6, с. 982—986.

7.Берлин А. А., Басин В. Е. Основы адгезии полимеров. М., 1969. 392 с.

8.Stober W., Fink A., Bohn Е. Preparation of spherically homogeneous silica particles

by hydrolysis of tetraetoxysilane, catalized by ammonia in C2H5OH as a solvent. —

J.Colloid, a. Interface Sci., 1968, vol. 26, p. 450—986.

9.Слоним И. Я., Любимов А. Н. Ядерный магнитный резонанс в полимерах. М.,

1966. 148 с.

Механика композитных материалов, 1983, № 1, с. 157—159

меняется с изменением V и Т (см. рис. 2), ее можно принять За предельное значение

деформации в условиях ползучести.

Надо отметить, что для жестких пенопластов, как видно из предыдущих рассуж­ дений, спад напряжения в основном определяется потерей устойчивости (разрушением) стержневой структуры и в меньшей степени релаксационными свойствами. Однако при изменении температуры и скорости деформирования мы замечаем изменение величины Лет. Таким образом, хотя в первую очередь у ППУ на величине спада напряжения на диаграмме сжатия сказывается ячеистая структура материала, тем не менее релаксаци­ онные процессы также, по-видимому, должны учитываться при оценке Дог.

Кривые ползучести ППУ при одноосном сжатии представлены на рис. 3—а. Можно заметить, что при достижении одной и той же деформации на кривых ползучести наб­ людается резкое ускорение процесса. Значение этой деформации в пределах ошибок из­ мерения совпадает с еР на диаграмме а(е). Время достижения ее определяется величи­ ной приложенной нагрузки и с уменьшением нагрузки возрастает, т. е. величина на­ грузки определяет скорость процесса ползучести. При значениях сг-Ч) время достижения критической деформации резко возрастает. Для пластмасс оно вычисляется в этом слу­ чае из выражения

U

t=tQe~kT

Здесь k — постоянная Больцмана; Т — абсолютная температура; и и t0 — параметры материала. При этом энергии внешних сил может не хватать для перестройки надмоле­ кулярных структур, величина приложенного напряжения не будет влиять в этом случае на время релаксации, загиб на диаграмме е(/) будет вырождаться. Однако за время наблюдения деформация ползучести остается меньше еР.

Работоспособность должна, по-видимому, здесь и для монолитных пластмасс, и для пенопластов определяться по законам старения материала.

На рис. 3—б показана взятая из [2] кривая ползучести эпоксидного связующего. Можно заметить, что в процессе ползучести как у жестких ППУ (см. рис. 3—а), так и у полимерного связующего (см. рис. 3—б) независимо от прикладываемой нагрузки (до некоторого минимального значения а) при достижении определенного значения дефор­ мации наблюдается резкое ускорение ползучести.

Анализируя полученные результаты, можно заключить, что поведение жестких ППУ в случае одноосного сжатия во многом совпадает с поведением обычных пластмасс, причем при наличии Да независимо от его природы (у ППУ в основном конструктив­ ная потеря устойчивости тяжей, в монолитной пластмассе — релаксационная пере­ стройка) существует некоторая критическая деформация, начиная с которой процесс ползучести резко ускоряется. Это явление необходимо учитывать при оценке долговеч­ ности нагруженных конструкций пенопластов. Но вместе с тем именно наличие таких критических деформаций дает возможность наиболее просто оценивать работоспособ­ ность. В этом случае еР, полученное из диаграммы сжатия, как показывает опыт, можно принять за значение критической деформации при ползучести нагруженных жестких ППУ и одним из известных способов прогнозировать их деформативную работоспособ­ ность.

СП ИС О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Борсенко В. Синани А. В., Степанов В. А. Связь кривых ползучести полиме­ ров с диаграммами деформирования. — Механика полимеров, 1968, № 5, с. 787—792.

2.Филянов Е. М., Тараканов О. Г. Влияние структуры эпоксидного связующего на его ползучесть при циклическом сжатии с малой частотой. — Механика композит, мате­ риалов, 1980, № 3, с. 391—398.

3. Шамов И. В., Брандман Г. С. Ползучесть жесткого ППУ под нагрузкой. — Пласт, массы, 1980, № 10, с. 18—19.

4.Уржумцев Ю. С., Максимов Р. А. Прогностика деформативности полимерных ма­ териалов. Рига, 1975.

5.Ратнер С. Б., Брохин Ю. И. Температурно-временная зависимость предела вы­ нужденной эластичности полимеров. — Докл. АН СССР, 1969, т. 188, № 4, с. 807—810.

6.Малкин Л. Я-> Аскадский А. А., Коврига В. В. Методы измерения механических свойств полимеров. М., 1978. 21 с.

7.Тагер А. А. Физико-хнмия полимеров. М., 1968. 244 с.

Механика композитных материалов, 1983, № 1, с. 162-164

УДК 539.3:678.067

В.В. Дорогинин,

ОПЛОСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ВЯЗКОУПРУГОЙ СЛОИСТОЙ ТРУБЫ

Рассмотрим бесконечную круговую трубу, состоящую из периодически чередую­ щихся однородных слоев упругой армировки А и вязкоупругого связующего С, связь

между напряжениями Oij и деформациями гц для которых имеет вид [1]

t

J^ ы(г>t - T )d e kl(x) = & jftj(r) гм.

о

Здесь Rijhi — компоненты тензора ядер релаксации. Пусть материал трубы является простым вязкоупругим композитом [2], т. е. связующее изотропно и упруго сжимаемо. Тогда

RijhhD ( < , ) если геАА;

Rijhi (г, t) =

#С[1-©(0]в„в*1+-^/Со(0(в*кв,:+в«вм), если г е С,

где Rijhi{a) — модули упругости армировки; К — модуль всестороннего сжатия связую­ щего; со (0 — ядро Ильюшина, характеризующее вязкоупругие свойства материала.

Согласно принципу Вольтерры для решения задачи теории вязкоупругости необхо­ димо решить обычную задачу теории упругости с граничными условиями для фиксиро­ ванного момента времени tt обращаясь с функцией со(/) как с постоянной величиной, за­

тем в полученном решении заменить со на оператор <о и расшифровать функции от этого оператора. Если имеется лишь численное или экспериментальное решение упругой за­ дачи, то для расшифровки операторов эффективным оказывается метод численных реа­ лизаций упругого решения [3]. Этот метод состоит в следующем. Входные данные крае­ вой задачи для вязкоупругой среды, например, усилия 5 на боковых поверхностях трубы, представляются или аппроксимируются в виде произведений функций координат Q(x) на функции времени P(t): S(x,t) = Q(x)P(t). Затем соответствующая задача тео­ рии упругости решается несколько раз при P(t) = 1 и различных значениях параметра со= со^, /= 1,2,... Получаемые решения Wj= n(coj), /==1,2,... аппроксимируются анали­ тической зависимостью от параметра со в виде

Затем решение линейной задачи теории вязкоупругости записывается в квадратурах по

Здесь co(0i я(0» £з(0 — ядра Ильюшина. Предполагая, что внешняя нагрузка прило­

1—6l—62+61^—Л1*+ 62^ *2< 1+lP(^+ 61+ ^2)

1 - 63 - б4+ б3е- М + 64в - л4*

гая — из семи. После прохождения этой системы роликов жгут наматывался на оправку.

В процессе намотки жгута на оправку осуществлялся его оптический контроль. Па­ раллельный пучок белого света пропускали через зазор между упомянутыми лентами. Прошедший между лентами пучок попадал на фотоприемник. Контролируемый сигнал автоматически записывался с помощью электропотенциометра КСП-4. По результатам 200—300 измерений определялось среднее для пропитанного жгута значение коэффи­ циента светопропускания.

По результатам испытаний на разрыв девяти образцов-близнецов для каждой сте­ пени повреждения жгута определяли среднюю его прочность. Испытания проводили на разрывной машине ZMGIT-250 на базе 600 мм при скорости перемещения подвижного захвата 5 мм/мин.

Для второй серии испытаний брались образцы из шести партий органожгута. Спе­

пучком света, создаваемого лазером, и наматывался на оправку. Сигнал, полученный после прохождения света через жгут, записывался электропотенциометром. Среднее значение коэффициента светопропускания пропитанного жгута определяли по результа­ там 500 измерений.

От каждой партии жгута испытывали на разрыв (на машине ZMGIT-250) по 60—90 образцов-близнецов (на базе 300 мм при скорости перемещения подвижного захвата 10 мм/мин) и определяли средние для партии значения прочности жгута.

В результате обеих серий испытаний органожгута из некрученых нитей обнаружили, что так же, как и при испытании жгутов из крученых нитей, наблюдается достаточно тесная корреляция между прочностью сухого жгута и коэффициентом светопропускания пропитанного жгута (коэффициент линейной корреляции при 95% обеспечении был г>0,7).

Таким образом, оптический контроль согласно изложенным выше методикам пер­ спективно использовать для оценки изменчивости прочности органожгута, обусловленной поврежденностыо последнего, в том числе в процессе намотки изделия.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Бартенев Г. М., Зеленев Ю. В. Курс физики полимеров. Л., 1972. 288 с.

2.Огибалов П. М., Ломакин В. А., Кишкин Б. П. Механика полимеров. М.,

1975. 528 с.

3.Свойства и особенности переработки химических волокон. М., 1975. 496 с.

4.Тамуж В. П., Куксенко В. С. Микромеханика разрушения полимерных материа­

лов. Рига, 1978. 294 с.

5. Ривкинд В. Н. Фотоэлектрический метод исследования разрушения стеклопласти­ ков под воздействием механических нагрузок. — В кн.: Свойства полиэфирных стекло­ пластиков и методы их контроля, 1967, вып. 1, с. 181— 183 (Л.).

6. Сандалов А. В., Лейт В. А., Медведев М. 3. Возможности использования свето­ пропускания для неразрушающего контроля армированных пластиков. — Механика по­

лимеров, 1975, № 3, с. 563—565.

7. Сандалов А. В., Медведев М. 3. Возможности диагностики прочности стеклотек­ столитовых цилиндрических оболочек прямой намотки. — Механика полимеров, 1977, № 2, с. 321—333.