Модельные представления процесса хрупкого разрушения полимеров в механических и температурных полях (1090785), страница 8
Текст из файла (страница 8)
Н. Журков с сотрудниками, формулируя основные положения временнойзависимости прочности, ноказал, что разрушение образца - это результат ненрерывноразвивающегося во времени процесса; время разрыва зависит от приложенной нагрузкин температуры испытания (постоянной в течение опыга); средняя скорость разрушениянропорциональна обратной долговечности, экспоненциально возрастает с увеличениемрастягивающего напряжепия, и для развития процесса разрушения необходима энергияактивацииU(T,(T).Ее величина зависит от приложенной к телу нагрузки и уменьшаетсяс увеличением растягивающего нанряжения и ростом температуры: U = UQ —qT—ya, гдеq - температурный коэффициент энергии активации (зависящий от типа связей иструктуры материала), ;' - структурпо-чувствительныйкоэффициент [2, 23].
Былопоказапо, что эпергия активации процесса разрьюа химических связей UQ совпадает сэпергией сублимации металлов и кристаллов и близка к энергии термодиструкциихимических связей в полимерах [87, 128-131]. На основании этого сделан вывод о том,что макроразрушение связано с постененным накоплепием разрьшов химических связей.Основное соот1юшение кинетической теории разрушения записывается в видеэмпирической формулы Журкова типа (14.1): г = TQ ехр^ ^ — .Здесь TQ - величина, близкая к периоду тепловых колебаний атомов в твердом теле,практически одинакова для любых твердых тел и их состояний.
Величина UQ - энергияактивации процесса разрьша химических связей в отсутствие напряжения сохраняетсяпостояппой для данного материала при измепениях его строения под воздействием57механической обработки, облучения, отжига и т, д. Различиеслабоориентированныхполимеров,атакжеUQДЛЯ СИЛЬНО Ипластифицированныхиненластифицировшшых не обнаружено [53]. Однако, как оказалось, в условиях низких ивысоких темнератур иснытания, одини тот же нолимерный материал можетхарактеризоваться различными значениями UQ .Входяшийв(14.1) коэффиниент ;'назьшаетсяструктурно-чувствительнымкоэффициентом; нри этом ;' = V В, где V - флуктуационный объем, fi - коэффициентконцентрации напряжений в вершине тренщны. Величина у оказалась достаточночувствительным показателем длительной нрочности материала.
В отличие от т^ п UQ,коэффициент у зависит от молекулярной и надмолекулярной структуры, ориентацииценныхмолекул,молекулярноговеса,наличияпластификатораисвязанснеоднородностью напряжений вблизи вершины трещины разрушения [ПО]. Изменение уобусловлено вариацией коэффициента у9, зависящего от режима исныганий. Длянростейшего режима иснытаний - од1юосного растяжения ностоянным нанряжением апри постоянной абсолютной температуре Т(1-2)Здесь Л - флуктуационное нродвижение микротрещины, х~ О'^^ для начальнойповерхностной микротрещины длинымикротрещины полудлины/Q, Х^О»71 ДЛЯ начальной внутреннейL.
Расчет величины /? для внутренней дискообразнойтрещины дан в главе 3.Флуктуационный обьемV^- важная молекулярно-структурнаяхарактеристикаполимеров; рассчитывается на основании нредположений о строении полимеров имеханизма их разрушения: Va= Л- Л„- Лт, где Л - флуктуационное продвижение трещины,Я^-элементарный периметр фронта трещины, состоящий из одной или нескольких58связей, одновременно охваченных флуктуацией, Л„ - предразрывное удлинение связи.Для неориентированных полимеров нри каждой достаточно большой флуктуациипроисходит разрьш одной или нескольких ценей, и участок периметра (фронта) трещиныпродвигается на глубину, равную Я. При этом на пути трещины оказывается в среднемкаждая третья цепь, а две другие выходят на поверхность разрьша, не разрушаясь. ПустьЯд- среднее межмолекулярное расстояние (расстояние между соседними цепями вполимере).
Так как на нути трещины в среднем рвется каждая третья цепь, то Я = ЗЯд.Среднее расстояние между соседними рвупщмися связями по периметру Я^ = 2Я^. Длякарбоцепных полимеров Я„ примерно равно длине связи типа С-С (Я^ =1,5^). Такимобразом, для неориептированных полимеров (полимерные стекла, образова1Н1ыелинейными полимерами) Я^=АА. Тогда флуктуационный обьем Fe= вЯо • Л» =1,4 -10'Флуктуационный обьем Vмало зависит от вида напряженного состояния, номеняется нри изменении механизма разрушения при переходе через температурухрупкости в эксперименте.Термофлуктуационный механизм, реализуемый в наиболее чистом виде в хрупкомсостоянии полимеров, выше температуры хрупкости Тхр осложняется предществующимему деформационным микрорасслоением материала, что связано с проявлениемрелаксационных процессов в полимерах, и тем отчетливее, чем выше температура.Было показано [132], что аморфные полимеры в стеклообразном состояниииспыгьшают хрупкое разрушение только в области низких температур.
В области высокихтемператур вплоть до температуры стеклования Тс полимер ведет себя как твердое телолишь при напряжениях ниже предела вьшужденной эластичностиа^,которыйпрактически обращается в нуль при достижении Тс. В этой же области при напряжениях.59меньшиха^, наблюдаются процессы медленного развития тренщн «серебра». Этирезультаты в дальнейшем получили развитие в исследованиях М. И.
Бессонова и Е. В.Кувшинского [133, 134], В. А. Степанова и Н. Н. Песчанской [112]. Бессонов иКувшинский, а также Берри [135], вскрыли структуру трещин «серебра». Согласно этимработамразрушениестеклообразныхаморфныхполимеровпроисходитпутемпрорастания двух типов трещин: при низких температурах (область хрупкого разрушения)растут обычные трещины разрушения, характерные для хрупких твердых тел. Приповьиненных температурах (область квазихрупкого разрушения) растут трещины серебра,возникающие в результате вьщужденно-эластических деформаций в микрообластяхперенапряжепий (деформационное микрорасслоение материала); между стенкамитрещины «серебра» образуются микротяжи сильно ориентированного материала. Разрывобразца происходит в результате последовательных разрьшов микротяжей, так кактрещина разрушения идет вслед за трещиной «серебра».
Чем вьнне температура и ниженапряжение, тем позже возникает трещина разрушения на трещине«серебра».Впредельном случае образец может быть пронизап только трещинами «серебра» безразрушения.Таким образом, механизм разрушения полимеров вьнпе температуры хрупкости болеесложный, чем в хрупком состоянии.Здесь интересно отметить точку зрения механиков, показавших на основаниитеоретических исследований области деформирования полимерпых материалов вокрестности вершины трещины, что сами по себе вязкие свойства полимеров не служатпрепятствием для применения к ним концепции мехшшки хрупкого разрушения.
Авторыработы [136] исследовали локальную пластическую зону вблизи конца трещины иобнаружили, что эта областьпредставляет собой узкую полосу, расположенную папродолжении трещины. Размеры пластической области, полученные на основе решенияупругопластической задачи для тонкой пластины с прямолинейным разрезом, оказались60близкими к приближенному решению Дагдейла [86], установившему, что пластическиедеформации сосредоточены на нродолжении трещины вдоль узкого слоя «нулевой»толщены. Таким образом, нластическую линию можно считать нросто линией разрываупругого смещения, а решение задачи по определению локального напряжениясмещений, деформаций в малой окрестности вершины искатьа ,в классе разрьшныхрешений теории унругости (носкольку главная часть этих величин определяется ихмгновенными упругими составляющими).Аналогичная точка зрения бьша высказана в работе [25].
Идея заключается в том,чтобы использовать выражение, предложенное для расчета концентрации напряжения ввершине микротрещины в упругой среде для материала, находящегося в квазихрупкомсостоянии, но под Л понимать величину /I*, онределяющую линейные размеры областимикропластической деформации впереди растущей трещины (рис. 1.2). Таким образом,уравнение (1.2) сохра1иется и при квазихрупком разрушении.Рис.
1.2.Распределение напряжений вблизи вершины тренщны при квазихрупком разрушениинолимера.61в общем случае для температурного интервала, содержащего температуру хрункости,можно записатьСледуетотметить,чтобольшинствоисследованийтемпературно-временнойзависимости прочности полимеров вьшолнены при температурах выше температурыхрупкости (что соответствует наиболее часто встречающемуся экснлуатационномурежиму), где реализуется квазихрупкий механизм разрушения.Оба механизма разрушения являются проявлением общей кинетической природыразрушения полимеров, но приводят к несколько различным временным зависимостямпроч1юсти при низких и высоких температурах.
Этот факт впервые был открьп В. А.Степановым и Н. Н. Песчанской [112] на ряде аморфных полимеров. На рис. 2.2-5.2представлены зависимости долговеч1юстиот напряжения в широком интервалетемператур для различных полимеров.Ниже Гхр лежит темнературная область хрупкого, вьппе - не хрупкого разрушения.Как видно из рисунков, ниже темнературы хрупкости Гхр наблюдается одно, а вьппеГхр другое семейство кривых долговечности.62lgr(o),csi253I0-2408060iOO120О-.10.МПАРис.
2.2. Кривые долговечности полиметилметакрилата при различных температурахиспытаний (в " С): 1 - +50; 2 - +35; 3 - +20; 4 - -20; 5 ^38; 6 - -50; 7 - -100.63Igr(o), с<J,MI1AРис. 3.2. Кривые долговечности ноливинилформаля нри различныхтемнературахиснытаний (в ° С): 1 - -50; 2 - -70; 3 - -86; 4 - -100; 5 -120; 6 - -165; 7 - -196.64lgr(fr),c-2АО120160IQO240О-,МПАРис. 4.2. Кривые долговечности поливинилэтилаля при различных температурахиспытаний ( в ° С): 1 - +50; 2 - +35; 3 - +20; 4 - -20; 5 - 3 8 ; 6 - -50; 7 - -100.6556|7а-,МПАРис.
5.2. Кривые долговечностиполивинилбутираля различныхтемпературахиспытаний ( в ° С): 1 - -50; 2 - -70; 3 - -86; 4 - -100; 5 -120; 6 - -165; 7 - -196.66в таблицах 1.2-5.2 приведены результаты обработки экспериментальных данныхрисунков 1.2-4.2.Таблица 1.2. Обработка lgr((T, Т) в соответствии с данными Н.Н. Несчапской и В.А.Степанова (Обработка данных рис. 2.2).Т.'СоЮ'^^м^/о, смСредние значениякДжмольшат^^дР = 9,1-10-1009,411,2-509,2-388,810,5756-201,148,214321201,17,913923351,057,513825501,057,5134258,410,9мм7562,3-10-575612мольоолиметил11,42,3-10-5"МОЛЬо67Таблица 2.2. Обработка Igr (сг, 7) в соответствии с данными С.Н.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
