Механика композитных материалов 2 1980

Из таблицы следует, что термостарение и погружение в 3% раствор NaCl несколько увеличивает исходную прочность. Это связано в первом случае с доотвержденпем системы, а во втором — с пластифицирующим действием оставшейся в покрытии воды. Однако как термостарение, так и погружение в 3% -раствор NaCl в дальнейшем неблаго­ приятно сказываются на стойкости покрытий к циклическому изгибу. В этих случаях конечное значение прочности ниже, чем у системы без дополнительного воздействия, а скорость достижения этого значения выше. При этом необходимо отметить, что хуже всего ведут себя покрытия после термостарення. Это связано с увеличением модуля упругости покрытия и, как следствие, с увеличением действующего на покрытие напря­ жения, поскольку покрытие фактически работает в режиме e-i = const.

Таким образом, при действии циклического изгиба на систему субстрат—полимер­ ное покрытие существенно меняется когезионная прочность покрытия. Предложено вы­ ражение, описывающее влияние числа циклов нагружения и максимальной деформации в цикле на прочность покрытия. Показано, что термостарение и погружение в раствор NaCl неблагоприятно сказываются на стойкости покрытия к циклическому нагружению.

УДК 530.4:678.067.5

М. Ф. Милагин, Н. И. Шишкин

РАЗРУШЕНИЕ БУТВАРФЕНОЛЬНОГО ПОЛИМЕРА, АРМИРОВАННОГО СТЕКЛОВОЛОКНАМИ

Разрушение композитных материалов, состоящих из полимерной матрицы и высоко­ прочных жестких волокон, представляет собой последовательность ряда необратимых процессов, в число которых входят разрыв жестких элементов, необратимая деформация матрицы, образование в ней трещин, возможное их объединение и т. д. Все эти про­ цессы тесно связаны между собой. Их возникновение и развитие начинаются после того, как упругие деформации и напряжения в компонентах достигают некоторой величины. Поэтому существенное значение для понимания процессов разрушения композитных материалов имеют результаты исследований распределения напряжений и деформаций

втаких материалах на всех стадиях деформирования и разрушения.

Внастоящей работе проведено наблюдение за частью необратимых процессов в мо­ дельных композитах, изготовленных нз бутварфенольной матрицы и стекловолокон, как армирующих элементов. Бутварфенольная смола взята в качестве матрицы по ряду причин: жесткость смолы регулируется предварительной термообработкой, в твердой

смоле легко осуществляется под напряжением переход от малых упругих к большим вынужденно эластическим деформациям, смола прозрачна, ориентация ее молекул вы­ зывает появление значительного по величине двойного лучепреломления. Все это позво­ ляет наблюдать за большей частью перечисленных процессов с помощью оптических методов.

В работе изучались образцы композитов, содержащие малое количество стеклово­ локон (от одного до шести). Плодотворность исследования подобного рода модельных

1 мм/мин. Двойное лучепреломление в деформированных до тон или иной степени об­ разцах измеряли после снятия с них растягивающей нагрузки на поляризационном мик­ роскопе МИН-8, снабженном компенсатором Бабине—Солеиля, и использовали в ка­ честве характеристики молекулярной ориентации. Образцы имели толщину 0,2 0,4 мм, ширину 5 мм и длину рабочей части 20 мм. Исследованы три партии образцов, отверж­ денных при температурах 160, 110 и 70° С. Эти образцы будут называться соответст­ венно сильно, умеренно и слабо отвержденными.

Бутварфенольная смола относится к тем полимерам, в которых можно наблюдать все характерные формы проявления вынужденной высокоэластической деформации — сдвиговые полосы, трещины серебра (крейзы) и шейку.

Вынужденно высокоэластическая деформация в неармированных образцах начинает развиваться после достижения предела упругости (при степенях деформации ~ 3% ) путем локализованных сдвигов по плоскостям наибольших касательных напряжений. Это заключение сделано на основе наблюдений деформированных образцов в поляризо­ ванном свете.

Деформирование неармированных образцов смолы до степеней выше 5— 10% при­ водило к интенсификации процессов высокоэластического сдвига. При этом происходило образование трещин серебра, шейки и последующее деформирование всех частей об­ разца. Наибольшие степени необратимой деформации примерно равны 40, 100 и 180% соответственно для хорошо, умеренно и слабо отвержденных неармированных образцов. При достижении этих степеней деформации, которым отвечало одно и то же ориентаци­ онное двойное лучепреломление ( — 0,09), наблюдали образование нарушений сплош­ ности (трещин) и разделение образцов на части.

Возникновение перед разрушением высокоэластических деформаций в форме сдви­ говых полос, трещин серебра или шейки характерно для всех неориентированных полимеров. Поэтому можно считать, что разрушению таких полимеров предшествует инициируемый напряжением переход из твердого состояния в размягченное (жидкое) [2—4]. Такое рассмотрение, с одной стороны, обосновывает появление вынужденной эластичности в тех или иных твердых неориентированных полимерах (в частности, в бутварфенольной смоле), с другой ■— позволяет объяснить величины напряжений, соот­ ветствующие потере упругости и прочности полимеров, и зависимость этих напряжений от температуры, времени и от других параметров, характеризующих условия испытания и состояния полимеров [2—4]. Кроме того, сдвиговые полосы, трещины серебра и шейка выявляют неодновременность и локальность перехода реальных полимеров из твердого состояния в размягченное.

■В армированных образцах первые разрывы стекловолокон начинались при степенях

где й и а — диаметр и прочность армирующего волокна; т — прочность на сдвиг между матрицей и волокном.

лежат в диапазоне от 0,25 до 0,45 мм. Полученные на опыте длины отрезков, как видно из рис. 1, близки к этим значениям.

В композите, армированном несколькими стекловолокнами, наблюдали их согласо­ ванный разрыв. В случае, когда расстояние между волокнами было больше нескольких диаметров, места разрывов волокон оказывались расположенными преимущественно в плоскостях, соответствующих плоскостям наибольших касательных напряжений мат­ рицы. Эти плоскости пересекались в месте первого разрыва и имели углы примерно 45° к оси волокна. Этот результат показывает, что в армированных образцах сдвиговые полосы возникают, по-впдимому, сразу же после первых разрывов стекловолокон и могут оказывать влияние на их последующее раздробление.

Для пучка близко расположенных друг к другу волокон также наблюдался их со­ гласованный разрыв. Однако в этом случае места разрывов волокон в пучке распола­ гались вблизи плоскостей, перпендикулярных направлению растяжения. Существенно, что Длины отрезков, на которые разрушались волокна в пучке, получались заметно больше рассчитанных из (1) и (2). Разрыв пучка тонких волокон получался аналогпч-

ным разрыву одного толстого во­ локна с сечением, примерно равным суммарному сечению волокон пучка.

Известно, что раздробление ар­ мирующего волокна на части в композитах вызывает перераспреде­ ление упругих напряжений в компо­ нентах композита. В концах волокна растягивающие напряжения стано­ вятся нулевыми, а в матрице вблизи концов отрезков волокна — наиболь­ шими [1, 7]. Поэтому именно в этих местах матрицы в деформируемом модельном композите в первую оче­ редь начинают развиваться процессы размягчения, высокоэластического де­

формирования и нарушения сплошности матрицы. Эти процессы, видимо, возникают одновременно с развитием трещин в стекловолокнах. С разрушением волокон на части они усиливаются из-за освобождения части упругой энергии волокон.

Разрушение стекловолокон на части в модельных композитах в большинстве слу­ чаев сопровождалось образованием осколков клиновидной формы. Как видно из рис. 2, процессы, обусловливающие разрушение матрицы, интенсивнее развиваются у того конца волокна, где образовался наиболее острый край осколка. Деформирование мат­ рицы в окрестности волокна происходило в основном вследствие ее сдвига по взаимно пересекающимся плоскостям, проходящим через концы разорванных волокон. В свою очередь, сдвиговые деформации вблизи концов волокон вызывали деформирование бутварфенольной матрицы и ориентацию ее молекул в направлении растяжения до такой большой степени, при которой образуются и развиваются трещины.

По нашим оценкам двойное лучепреломление и степень деформации матрицы вблизи мест развивающихся трещин были примерно такими же, как у хорошо деформирован­ ных неармированных образцов. В других частях образца материал матрицы деформиро­ вался до значительно меньших степеней растяжения.

Стекловолокна, введенные в полимерную матрицу, вызывали существенное умень­ шение разрывной деформации образцов. По нашим данным, этот эффект в значительной степени обусловлен локализацией процессов размягчения, высокоэластического дефор­ мирования и разрушения матрицы в ограниченном числе мест — вблизи концов отрез­ ков разорванных волокон. Количество таких мест в армированном образце зависит от числа, диаметра и прочности волокон и их взаиморасположения в образце. В некоторых случаях разрушение армированных образцов происходит сразу же после первого раз­ рыва стекловолокон (при степенях деформации е< 3% ). Однако и в этих случаях раз­ рыв образцов сопровождался размягчением и высокоэластнческой деформацией матрицы.

В заключение, пользуясь случаем, благодарим М. А. Халфен за помощь в проведе­ нии измерений и в подготовке статьи к печати.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Малинский 10. М., Грифель Б. Ю., Каргин В. А. Изучение разрушения армиро­ ванных пластиков. 1. Исследование модельных образцов однонаправленных стеклоплас­

Materials Sci., 1972, vol. 2, p. 405—462.

Г П. Зайцев

РАЗРУШЕНИЕ ПРИ ЧИСТОМ СДВИГЕ ПРИЗМАТИЧЕСКОГО ТЕЛА ИЗ АРМИРОВАННОГО ПЛАСТИКА С ВНУТРЕННЕЙ КРУГЛОЙ ТРЕЩИНОЙ

В ЭНЕРГЕТИЧЕСКОЙ И СИЛОВОЙ ПОСТАНОВКАХ*

Пусть призматическое тело из трансверсально-изотропного материала с внутрен­ ней плоской круглой трещиной подвергается чистому сдвигу действующими на беско­ нечности касательными напряжениями т (рис. 1). Плоскость трещины лежит в плос­ кости изотропии. Требуется определить критическое напряжение, при котором произой­ дет разрушение тела или трещина начнет расти лавинообразно.

Известно, что армированный пластик можно представить в виде трансверсальноизотропного материала с характеристиками упругости £, Е', v, v', G', где Е, v — кон­ станты упругости в плоскости изотропии хоу\ £', v', G', — константы упругости, пер­ пендикулярные к плоскости изотропии [1, 2]. Если армированный пластик представля­ ется ортотропным материалом, то его можно представить трансверсально-изотропным со следующими характеристиками [3]:

Используя фундаментальную матрицу системы однородных уравнений статики транс­ версально-изотропного упругого тела в компонентах вектора смещения и методы реше­ ния интегральных уравнений, разработанные авторами [4], можно получить уравнение смещения для трансверсально-изотропного тела с плоской круглой трещиной при чис­ том сдвиге в плоскости хоу в направлении оси ох:

где т — внешнее касательное напряжение; а — радиус кромки трещины, г — текущий радиус. Величины си, ci3, с33, а2 и а3 определяются но уравнениям из работы [3].

Кис. /. Схема нагружения касательными напряжениями анизотропного тела с внутренней кой трещиной в энергетической постановке.

Кис. Схема нагружения касательными напряжениями анизотропного тела с внутренней плоской трещиной, имеющей зоны взаимодействующих берегов в силовой постановке.

* Доклад, представленный на IV Всесоюзную конференцию по композиционным материалам (Л\осква, ноябрь 1978 г.).

Для вывода разрушающего напряжения при чистом сдвиге трансверсально-изотроп­ ного тела с плоской внутренней круглой трещиной воспользуемся энергетическим мето­ дом Гриффитса:

д

(Yt ■— плотность поверхностной энергии разрушения в плоскости изотропии при сдвиге);

\о

(т (г) — разрушающее напряжение).

Подставляя (1), (3), (4) в уравнение (2), получаем:

Далее можно обобщить задачу. Пусть в упругом трехмерном теле имеется плоская круглая в плане трещина радиусом А (рис. 2 ). На поверхности этой трещины действуют

дельного сдвигового напряжения. Противоположные стенки трещины взаимодействуют

ные, полученные при чистом кручении тонкостенных цилиндров с плоскими круглыми внутренними трещинами (рис. 3).

тропных материалов с трещинами. — Проблемы прочности, 1977, № 8, с. 74 79.

4. Купрадзе В. Д., Гегелия Т. Г., Вашелейшвили М. О., Бурчуладзе Т В. Трехмер­ ные задачи математической теории упругости и термоупругостн. М., 1976. 663 с.

5. Мусхелишвили Н. И. Некоторые основные задачи математической теории упру­

УДК 532.135:678.01

А.Я. Малкин, А. М. Столин, С. Г Куличихин, В. В. Майзелия, Г М. Авдеева,

Н.Ф. Пугачевская, С. Г Чопорняк

ИЗМЕНЕНИЕ ВЯЗКОСТИ ПРИ НЕИЗОТЕРМИЧЕСКОМ ОТВЕРЖДЕНИИ ПОЛИЭФИРНОГО СВЯЗУЮЩЕГО

В различных технологических процессах получения композиционных материалов на основе полимерных связующих основную роль играет стадия отверждения, т. е. переход олигомера от состояния маловязкой жидкости к состоянию стеклообразного твердого тела. Формование композита возможно только до начала отверждения, т. е. при со­ хранении способности материала к вязкому течению. Процесс нарастания вязкости иг­ рает важную технологическую роль, определяя длительность формования изделия из композитного материала. По этой причине изучение характера и длительности техноло­ гической стадии нарастания вязкости представляет основной интерес при оценке свойств связующих композитных материалов. Существенно, что процесс нарастания вязкости может происходить как в изотермических, так и в нензотермических условиях, опреде­ ляемых реальным технологическим процессом. В этой связи задачей настоящей работы является рассмотрение метода расчета изменения вязкости при различных постоянных температурах, а также в условиях программированного (или произвольного, определяе­ мого режимом реального технологического процесса) изменения температуры — на при­ мере одного из наиболее распространенных связующих на основе ненасыщенных смол — полиэфирного.

Общий подход к этой проблеме основам на измерении зависимостей вязкости г| от времени t при различных постоянных температурах и использование этих данных для расчета нензотермического процесса нарастания вязкости при произвольном изменении температуры во времени Т(1), определяемой независимо. Применительно к эпоксидным связующим такой подход, основанный на эмпирических соображениях, был предложен в [1], где, однако, рассматривалось линейное изменение температуры во времени. В на­ стоящей работе изучали кинетику загущения полиэфирного связующего вискозпметрическнм методом, имея в виду в качестве конечной цели развитие метода расчета измене­ ния вязкости в процессе загущения при произвольном законе изменения T{t) и его экс­ периментальную проверку применительно к полиэфирным связующим.

В качестве объекта исследования была выбрана широко применяющаяся полиэфир­ ная смола на основе полнэтиленпропиленглнкольмаленнатфталата, отверждаемая окисью магния. Вязкость отверждающейся композиции измеряли при помощи ротационного вис­ козиметра «Реотест-2» (ГДР) с рабочим узлом цилиндр—цилиндр. Помимо вязкости, в процессе загущения регистрировали температуру композиции. Погрешность при опреде­ лении вязкости не превышала 5%. Температуру измеряли с ошибкой до ±0,1°

Предположим, что зависимость вязкости от температуры Т и глубины превращения р описывается формулой

( 1 )

где £\| — энергия активации вязкого течения; R — газовая постоянная; В — константа, отражающая влияние химической реакции на изменение вязкости. В обсуждаемых ниже экспериментах Т и р постоянны но объему образца. Поскольку р меняется в ходе реак­ ции, то формулу ( 1 ) следует рассматривать совместно с кинетическим уравнением

(3 —Р(7\ Р)- Рассмотрим эту задачу для простейшего кинетического закона реакции нуле­ вого порядка:

Вид этой формулы совпадает с предложенным в [1] законом изменения вязкости при от­ верждении эпоксидных смол. Из предыдущего следует, однако, что это не универсаль­ ный случай, а прямое следствие справедливости принятых допущений, т. е. уравнений ( 1) и (2 ).

Т- E Q/RT I d t \

в виде произведения независимых функций, как это непосредственно следует из исход­ ного уравнения (1). При выводе (4) предполагается, что гидродинамические и химиче­ ские характеристики процесса мгновенно «подстраиваются» под изменение температуры образца.

Проведенные рассуждения показывают физический смысл входящих в (3) и (4) констант н обосновывают возможность применения формулы (4) для описания процес­ сов неизотермического отверждения. Время t входит в выражение для вязкости лишь через функцию г|2, которая определяется глубиной превращения или изменением темпе­

На основании серии изотермических экспериментов при различных Т0 возможно опре­ деление четырех констант iiUt Ко. £л и £ р, необходимых для применения формулы (6) в неизотермическом режиме отверждения.

Аналогичные рассуждения могут быть проведены для любого кинетического закона одностадийной реакции, что позволяет разделить влияние температуры и времени и в конечном счете приводит к формуле для вычисления г|( 0 при нензотермическом про­ цессе отверждения.

Исходные экспериментальные данные, характеризующие кинетику изотермического загущения изучаемых композиций, приведены на рис. 1. Эти результаты наглядно де­