Исследование деформации и разрушения полимерных матриц, волокон и композитов электронно-микроскопическими методами

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 °C. 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 °C 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).

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) 18 000, © 62 500, ((1).

69 000 и (е) 85 000 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 °C. 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 50 000 too ООО 150 000 200 000 250 000 300 000 0 г 000 4 000 в ООО в ООО 10 000.

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&trade-** < 0.2 МПа мй и (Ь) К&trade-&trade- < 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&trade-&tradeв 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&trade-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&trade-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 °C. Следует отметить, что модуль упругости и прочность образцов, измеренные при комнатной температуре, мало зависят от степени конверсии полимера. В то же время при 160 °C 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.