Исследование деформации и разрушения полимерных матриц, волокон и композитов электронно-микроскопическими методами тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.06, кандидат физико-математических наук Горенберг, Аркадий Яковлевич

• Горенберг, Аркадий Яковлевич
• кандидат физико-математических наук
• 2008

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Горенберг, Аркадий Яковлевич

Введение

Глава 1. Обзор литературных данных.

Разрушение как временной процесс

Глава 2. Разработка методики и аппаратуры для проведения электронно-микроскопических исследований

2.1. Блок-схема экспериментальной установки

2.2. Формирование меток времени

2.3. Реализуемое разрешение в процессе изучения разрушения методом РЭМ in situ в телевизионном режиме

2.4. Устройство нагружения образцов в камере РЭМ

2.5. Устройства охлаждения и нагревания образцов в процессе нагружения в камере РЭМ

2.6. Методические вопросы, связанные с использованием

РЭМ в эксперименте

2.6.1. Особенности наблюдения полимерных образцов (непроводящих) в РЭМ

2.6.2. К оценке нагрева полимерных образцов под электронным пучком

2.7. Приготовление полимерных образцов для исследования в РЭМ

Глава 3. Экспериментальное изучение кинетики роста магистральной трещины и сопутствующих ей микротрещин

3.1. Особенности кинетики распространения магистральной трещины в полимерном материале

3.2. Процесс рождения микротрещин в вершине магистральной трещины

3.3. Изменение числа и размеров микротрещин возникающих в процессе роста магистральной трещины

3.4. Использование РЭМ при оценке вязкости разрушения хрупких полимерных матриц

Глава 4. Экспериментальное изучение характера разрушения моноволокон наполнителя

4.1. Арамидные волокна

4.1.1. Общая характеристика арамидных волокон

4.1.2. Дефекты арамидных волокон

4.1.3. Характер разрушения арамидных моноволокон при растяжении в камере РЭМ в реальном времени и от волны сжатия вдоль волокна

4.1.4. Измерение прочности арамидных моноволокон на изгиб методом петли.

4.2. Углеродные волокна.

4.2.1. Общая характеристика углеродных волокон

4.2.2. Изучение структуры поверхности углеродных волокон микроскопией атомных сил и сканирующей туннельной микроскопией.

Глава 5. Исследование армирования и разрушения толстостенных стеклопластиковых оболочек в процессе их отверждения

5.1. Экспериментальное исследование деформаций, возникающих в толстостенной оболочке в процессе её отверждения

5.1.1. Оболочка диаметрами 100/

5.1.2. Оболочка диаметрами 100/

5.2. Измерение кинетики конверсии, усадки и установления механических свойств полиэпоксидов по мере их отверждения

5.2.1. Методика измерений

5.2.2. Экспериментальные результаты

5.2.3. Моделирование напряжённо-деформированного состояния в армированной волокнами цилиндрической оболочке

5.2.4. Технологические приёмы, направленные на повышение монолитности толстостенных стеклопластиковых оболочек

5.2.5. Выводы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «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°С. 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°С 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)

500

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) 18000, (с) 62500, ((1)

69000 и (е) 85000 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°С. 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 50000 too ООО 150 000 200 000 250 000 300000 0 г 000 4 000 в ООО в ООО 10000

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™** < 0.2 МПа мй и (Ь) К™™ < 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™™ в 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™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™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.

Заключение диссертации по теме «Высокомолекулярные соединения», Горенберг, Аркадий Яковлевич

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°С. Следует отметить, что модуль упругости и прочность образцов, измеренные при комнатной температуре, мало зависят от степени конверсии полимера. В то же время при 160°С 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.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Горенберг, Аркадий Яковлевич, 2008 год

1. Maugin, G.A. The Thermomechanics of Plasticity and Fracture / G. A. Maugin. — Cambridge: Cambridge University Press, 1992. — 350 pp.

2. Екобори, Т. Научные основы прочности и разрушения материалов / Т. Екобори; Пер. с японского. — Киев: Наукова думка, 1978. — 352 с.

3. Фридман, Б.Я. Механические свойства материалов: в 2 т. / Б.Я. Фридман. -М.: Машиностроение, 1974. Т. 1. - 472 с; Т. 2. - 368 с.

4. Weighardt, К. Uber Spalter und Zerressen elastischer Korper / K. Weighardt // Zeitsehr. fur Math, und Phys. 1907. - Bd. 55. -No. 1/2. -P. 60-103.

5. Нейбер, Г. Концентрация напряжений / Г. Нейбер; пер. с нем.; под ред.

6. A.И. Лурье. — М.: Гостехиздат, 1947. — 204 с.

7. Новожилов, В. В. О необходимом и достаточном критерии хрупкой прочности / В. В. Новожилов // Прикл. матем. и мех. — 1969. — Т.33. №2. - С. 212-222.

8. Новожилов, B.B.K основам теории равновесных трещин в хрупких телах /

9. B. В. Новожилов // Прикл. матем. и мех. — 1969. — Т.ЗЗ. — №5. С. 797812.

10. Neuber, Н. Uber die Berücksichtigung der Spannungskonzentration bei Festigkeitsberechnungen / H. Neuber // Konstruction. — 1968. —V. 20. — P. 245-251.

11. Gilman, J.J. Alan Arnold Griffith, An Appreciation / J.J. Gilman // Fracture: A Topical Encyclopedia of Current Knowledge. Ed. by G.P. Cherepanov. —Melbourne: Krieger Publ. Corp., 1998.

12. Griffith, A. A. The phenomenon of rupture and flow in solids / A. A. Griffith // Phil. Trans. Roy. Soc. Ser. A. 1920. - V.221. -P. 163198.

13. Griffith, A.A. The theory of rupture / A. A. Griffith // Proc. 1st. Congr. Appl. Mech. Delft, 1924. - P. 55-63.

14. Irwin, G.R. Fracture / G.R. Irwin / Handbuck der Physik. Bd. 6. -Berlin: Springer-Verlag, 1958. P. 551-590.

15. Orowan, E.O.: Transactions Inst. Engrs. Shipbuild. — Scotland. — 1945. V. 89. - P. 165.

16. Dahl, J.M. The strength of materials at aggressive medium / J.M. Dahl // Trans. Strength Problems of Deformed Bodies. — СПб: Издательство СПб АН по проблемам прочности, 1997. — Т. 1. — С. 61-68.

17. Иоффе, А.Ф. Деформация и прочность кристаллов / А.Ф. Иоффе, М.В. Кирпичева, М.А. Левитская // Журнал русского физико-химического общества. — Часть физическая. — 1924. — Вып. 56. — С. 489-503.

18. Давиденков, Н.Н. Динамические испытания маталлов / Н.Н. Давиденков. 2-е изд. - М.: ОНТИ, 1936. - 395 с.

19. Давиденков, Н.Н. Проблема удара в металловедении / Н.Н. Давиденков. -М.; Л.: Издательство АН СССР. ОТН, 1938. 116 с.

20. Obreimoff, J.W. The splitting stregth of mica / J.W. Obreimoff// Proc. Of the Royal Society of London. Ser. A. - V. CXXVII. - 1930. -No. 804. -P. 290-297.

21. Давиденков, Н.Н. Проблема удара в металловедении / Н.Н. Давиденков. -М.; Л.: Издательство АН СССР. ОТН, 1938. 116 с.

22. Дымов, А.К. Сопротивление материалов / А.К. Дымов. — 1933.

23. Фридман, Б.Я. Механические свойства материалов: в 2 т. / Б.Я. Фридман.- М.: Машиностроение, 1974. Т. 1. - 472 с; Т. 2. - 368 с.

24. Sack, R.A. Extension of Griffith theory of rupture of three dimension / R.A. Sack // Proc. Phys. Soc. 1946. - V. 58. - P. 729-736.

25. Sneddon, I.N. The distribution of stress in the neighborhood of a crack in an elastic solid / I.N. Sneddon // Proc. Roy. Soc. Ser.A. — 1946. — V. 187.- P. 229-260.

26. Morozov, E.M. Some Heuristic Models of Propageting Cracks / E.M.

27. Morozov // FRACTURE; A Topical Encyclopedia of Current Knowledge. Ed. by G.P. Cherepanov. — Melbourn: Grieger Publ. Сотр., 1998. P. 440-449.

28. Yoffe, E.H. The moving Griffith crack / E.H. Yoffe // Phil. Mag. -1951. V. 42. - Pt. 2. - P. 739-750.

29. McClintock, F.A. Ductile fracture instability in shear / F.A. McClintock // J. Appl. Mech. 1958. - V. 25. - P. 581-588.

30. Williams, M.L. On the stress distribution at the base of a stationary crack / M.L. Williams // Journ. Appl. Mech. — 1957. — V. 24. — No. 1. — P. 109114.

31. Irwin, G.R. Fracture / G.R. Irwin / Handbuck der Physik. Bd. 6. -Berlin: Springer-Verlag, 1958. P. 551-590.

32. Витвицкий, П.М. О разрушении пластинок со щелью / П.М. Витвицкий, М.Я. Леонов // Прикладная механика. — 1961. — №5.

33. Леонов, М.Я. Механика деформаций и разрушения / М.Я. Леонов. — Фрунзе: Илим, 1981. 236 с.

34. Панасюк, В.В. Предельное равновесие хрупких тел с трещинами / В.В. Панасюк. — Киев: Наукова думка, 1968. — 246 с.

35. Панасюк, В.В. Механика квазихрупкого разрушения материалов / В.В. Панасюк. — Киев: Наукова думка, 1990. — 545 с.

36. Dugdale, D.S. Yielding of steel sheets containing slits / D.S. Dugdale // J. Mech. and Phys. Solids. I960. - V. 8. - No. 2. - P. 100-108.

37. Wells, A. A. Application of fracture mechanics at and beyond generalyielding / A. A. Wells // Brit. Yielding J. 1963. - V. 10. - No. 11. -P. 563-570.

38. Об условии в конце трещины / JI.A. Галин, Я.В. Фридман, Г.П. Черепанов, Е.М. Морозов, В.З. Партон // Докл. АН СССР. 1969. -Т. 187. - №4. - С. 754-757.

39. Качанов, JI.M. О времени разрушения в условиях ползучести / JI.M. Качанов // Изв. АН СССР. ОТН. 1958. - №8. - С. 26-31.

40. Работнов, Ю. Н. О механизме длительного разрушения / Ю. Н. Работнов // Вопросы прочности материалов и конструкций. — М.: Издательство АН СССР, 1959. С. 5-7.

41. Kachanov, L.M. Introduction to Continuum Damage Mechanics / L.M. Kachanov. — Dordrecht; Boston: Martinus Nijhoff, 1986. — 135 pp.

42. Вакуленко, А. А. Определение скорости распространения трещин / A.A. Вакуленко, Н. Ф. Морозов , А. В. Проскура // ФХММ. — 1993. — Вып. 3. С. 137-140.

43. Вакуленко, А. А. Расчет времени задержки разрушения / A.A. Вакуленко, Н. Ф. Морозов , А. В. Проскура // Исследования по упругости и пластичности. Механика разрушения. Теория и эксперимент. — 1995. -№17. С. 19-22.

44. Эшелби, Дэю. Континуальная теория дислокаций / Дэю Эшелби; пер. с англ.; под ред. Б.Я. Любова. — М.: Иностр. лит., 1963. — 247 с.

45. Астафьев, В.И. Нелинейная механика разрушения / В. И. Астафьев, Ю.Н. Радаев, Л.В. Степанова. — Самара: Издательство "Самарский университет", 2001. — 632 с.

46. Бартенев, P.M. Влияние масштабного фактора на механизм разрушения и долговечность полимеров в твердом состоянии / P.M. Бартенев, Д. Шерматов, А.Г. Бартенева // Высокомолекулярные соединения. — 1998. -V. А40. №9. - С. 1465-1473.

47. Болотин, В.В. О распространении усталостных трещин в линейныхвязкоупругих средах / В.В. Болотин // Изв. АН. — Механика твердого тела. 1998. - №4. - С. 117-127.

48. Журков, С.Н. Кинетическая концепция прочности твердых тел / С.Н. Журков // Вестник АН СССР. 1968. - №3. - С. 496-527.

49. Журков, С.Н. Кинетические концепции прочности твердых тел / С.Н. Журков // Изв. АН СССР. — Неорганические материалы. — 1967. Т.З. - №10. - С. 1767-1771.

50. Регель, В.Р. Кинетическая природа прочности твердых тел / В.Р. Регель,

51. A.И. Слуцкер, Э.Е. Томашевский. — М.: Наука, 1974. — 560 с.

52. Тамуж, В.П. Микромеханика разрушения полимерных материалов /

53. B.П. Тамуж, B.C. Куксенко. — Рига: Зинатне, 1978. — 294 с.

54. Riedel, Н. The extension of a macroscopic crack at elevated temperature by the coalescence of microvoids / H. Riedel // Creep Structures: Proc. 3rd Symp., Leicester., 1980. Berlin: Springer, 1981. - P. 504-519.

55. Cocks, A. C. F. The growth of dominant crack in a creeping material / A.

56. C. F. Cocks, M. F. Ashby // Scr. Metall. 1982. - V. 16. -P. 109114.

57. Астафьев, В. И. Закономерности подрастания трещин в условиях ползучести / В. И. Астафьев // Изв. АН СССР. — Мех. тверд, тела. — 1986. №1. - С. 127-134.

58. A. Shah, E.V. Stepanov, A. Hiltner, Е. Baer, М. Klein. Int. J. Fracture 84 (1997), 159.

59. A. Shah, E.V. Stepanov, M. Klein, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 33 (1998), 3313.

60. A. Shah, E.V. Stepanov, G. Capaccio, A. Hiltner, E. Baer. J. Polym. Sci.: Part B: Polym. Phys. 36 (1998), 2355.

61. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 34 (1999), 3315.

62. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 35 (2000), 1857.

63. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer. J. Mater. Sci. 35 (2000), 2659.

64. Y. Zhou, X. Lu, N. Brown. Polym. Eng. Sei. 31 (1991), 711.

65. X. Lu, R. Quian, N. Brown. J. Mater. Sei. 26 (1991), 917.

66. M.T. Takemori. Adv. Polym. Sei. 91/92 (1990), 263.

67. M. Parsons, E.V. Stepanov, A. Hiltner, E. Baer, Journal of Materials Science, 36 (2001), 5747.

68. V. Favier, T. Giroud, E. Strijko, J.M. Hiver, C. G'Sell, S. Hellinckx, A. Goldberg. Polymer 43 (2002), 1375.

69. Лексовский A.M., Регель B.P. Изучение роста магистральных трещин в полимерах при статическом и циклическом растяжении. Механика полимеров, 1970, №2, с. 253-266.

70. Карташов Э.М., Цой Б., Шевелев В.В. Структурно-статистическая кинетика разрушения полимеров. М.: Химия, 2002. 740 с.

71. А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, A.M.Лексовский. Изучение кинетики развития разрушения полимеров с помощью РЭМ // Тезисы докладов конференции молодых специалистов по механике полимеров, Рига, 5-7 октября 1977 г.

72. Б.Л.Баскин, А.Я.Горенберг, А.М.Лексовский, В.Р.Регель. Использование РЭМ в исследовании кинетики процесса разрушения твердых тел // Тезисы докладов симпозиума «Применение электронной микроскопии в современной технике», Москва, 1978 г., С.32.

73. А.М.Лексовский, А.Я.Горенберг, Б.Л.Баскин, В.Р.Регель. Некоторые вопросы микромеханики развития трещин в композиционных материалах // Сборник Физика прочности композиционных материалов, Ленинград, 1979 г., С.191.

74. А.Я.Горенберг, В.А.Тополкараев. Использование РЭМ при оценке вязкостиразрушения хрупких полимерных матриц // Тезисов докладов V Всесоюзной конференции по композиционным материалам, Москва, 13-15 октября 1981 г., выпуск II, стр. 84-86.

75. А.М.Лексовский, Б.Л.Баскин, А.Я.Горенберг, Г.Х.Усманов, В.Р.Регель. Исследование развития микротрещин в полимерах методом РЭМ in situ // ФТТ, 1983 г., том 25, в.4, С. 1096-1102

76. А.А.Асланян, С.Л.Баженов, А.Я.Горенберг, А.М.Куперман, Ал.Ал.Берлин, Э.С.Зеленский О влиянии степени армирования на прочность органопластика при сжатии // ДАН СССР, 1986, том 291, N5, С.1113- 1115.

77. П.В. Михеев, А.А. Берлин, А.Я. Горенберг. Особенности разрушения высокопрочных органических волокон в однонаправленных композитах с эпоксидной матрицей // Тезисы докладов Московской международной конференции по композитам, Москва, 14-16 ноября, 1990 г.

78. S.N.Magonov, A.Ya.Gorenberg, and H.-J.Cantow. Atomic force microscopy onpolymers and polymer related compounds. 5. Carbon fibers. // Polumer Bulletin, Volume 28, Number 5, July 1992, pp 577-584.(PB 28,577-584(1992).

79. Ю.А.Горбаткина, В.Г.Иванова-Мумжиева, А.Я.Горенберг. Адгезионная прочность соединений полимеров с углеродными волокнами при различных скоростях нагружения. // Химические волокна, 1999, №5, с.54-57.

80. А.Я.Горенберг, Ю.А.Горбаткина, В.Г.Иванова-Мумжиева. Взгляд на адгезионную прочность волокон с учетом топографии их поверхности // Тезисы докладов XI симпозиума «Современная химическая физика», Туапсе, 18 сентября 1999 г., С. 108-109.

81. А.М.Куперман, А.Я.Горенберг, Д.В.Павловский, Э.С.Зеленский. Экспериментальное исследование деформаций, возникающих в толстостенных стеклопластиковых оболочках в процессе их отверждения. // Седьмая научная конференция ИХФ РАН, Москва, 2001, С.39.

82. A.M. Куперман, А.Я. Горенберг, Д.В. Павловский, М.Ю. Шамаев, В.Г. Ошмян, Э.С. Зеленский Исследование технологической монолитноститолстостенных стеклопластнковых оболочек // Механика композиционных материалов и конструкций, 2003, т. 9, № 1, С. 65-86.

83. JSM-15, Instruction. JEOL, 1975.

84. Практическая растровая микроскопия. Под редакцией Гоудстейна Дж. и Яковица X. перевод с английского, Москва, Мир, 1978, 656 е.

85. V.G. Oshmyan, M.Yu. Shamaev, S.A. Timan. EUROMECH Coll. 438. Abstracts. Vienna. 2002. P. 54.

86. Sih G. C. Strain-energy-density factor applied to mixed mode crack problems //Int. J. Fracture. 1974, 10, N 3, P.305-320

87. Разрушение, т. 2, под ред. Г. Либовица, М., «Мир», 1975

88. Mott N.F., Engineering, 165 (1948), 16

89. Е.Б. Тростянская, П.Г. Бабаевский, С.Г. Кулик, М.И. Степанова. Повышение вязкости разрушения густосетчатых полимерных матриц композитных материалов. МКМ, 5, 1980, 771-777

90. M.G.Dobb et al J. Polym. Sci., Polym. Phys. Ed., 15, 2201, (1977).

91. P.J. Flory, Molecular Theory of Liquid Crystals, in Advances in Polymer Science, Vol 59, Springer-Verlag, 1984, p 1-36

92. P.W. Morgan, Macromolecules, Vol 10, 1977, p 1381

93. S.L. Kwolek, P.W. Morgan, J.R. Schaefgen, and L.W. Gulrich, Macromolecules, Vol. 10, 1977, p 1390

94. J.H. Greenwood, P.Q.Rose. Compressive behavior of Kevlar-49 fibers and composites. J. Materials Science, 1974, 9, p. 1809-1814.

95. David Singlair. A bending method for measurement of the tensile strength and Young's modulus of glass fibers. J. of Applied Physics, 1950, v.21, p.380-390.

96. Козий В.В., Баженов C.JL, Куперман A.M., Берлин A.A., Зеленский Э.С. Влияние матрицы на прочность при сжатии органопластиков // ДАН СССР. 1988. Т. 303. С. 148-150.

97. Иванова-Мумжиева В.Г., Горбаткина Ю.А., Шуль Г.С., Щукина JI.A., Е.И. Яковенко. Адгезия термореактивных связующих к высокопрочным полимерным волокнам. В кн.: Доклады IV конференции по механике полимерных и композитных материалов, Рига, 1980, с. 39-40.

98. Ениколопов Н.С. Полимерные композиционные материалы. Состояние и перспективы // ЖВХО им. Д.И. Менделеева. 1989. Т. 34. № 5. С. 435-437.

99. Будницкий Г.А. Армирующие волокна для композиционных материалов // Химические волокна. 1990. №2. С. 5-13.

100. Перов В.В. Композиционные материалы в авиационной технике // ЖВХО им. Д.И. Менделеева. Т. 34. № 5. С. 476-482.

101. Конкин A.A. Углеродные и жаростойкие волокнистые материалы. М., Химия, 1974. 375 с.

102. Молчанов Б.И., Чукаловский П.А., Варшавский В.Я. Углепластики. М., Химия, 1985. 208 с.

103. Гуняев Г.М. Структура и свойства полимерных волокнистых композитов. М., 1981.232 с.

104. Углеродные волокна. Под ред. С.М. Симамуры. М., Мир, 1987. 304 с.

105. Углеродные волокна и углекомпозиты. Под ред. Э. Фитцера. М., Мир, 1988. 336с.

106. Азарова М.Т. Высокопрочные высокомодульные углеродные волокна // Химические волокна. 1991. № 3. С. 5-8.

107. Donnet J-B, Bansal R С (1989) Carbon fibers 2nd, M Dekker Inc, N Y Basel

108. Hoffman W P, Elings V B, Guiley J A (1988) Carbon 26:754

109. MagonovS N, Cantow H-J, Donnet J-B (1990) Polym Bull 23:555

110. Magonov S N, Qvarnstrom K, Elings V, and Cantow H-J (1991) 25:689

111. Stocker W, Bar G, Kunz M, Moller M, Magonov S N, Cantow H-J (1991)1. Polym Bull 26:215

112. MagonovS N, Kempt S, Kimmig M, Cantow H-J (1991) Polym Bull 26:715

113. Grutter P, Zimmermann-Edling W, Brodbeck D (1992) submitted to AppI Phys Lett

114. MagonovS N, Cantow H-J, Donnet J-B (1990) Polym Bull 23:555

115. Magonov S N, Qvarnstrom K, Elings V, and Cantow H-J (1991) 25:689

116. Болотин B.B., Болотина K.C. Расчет остаточных напряжений и деформаций в намоточных изделиях из армированных пластиков. Механика полимеров, 1969, № 1, с.134-139.

117. Портнов Г.Г., Горюшкин В.А., Тилюк А.Г. Начальные напряжения в кольцах из стеклопластика, изготовленных намоткой. Механика полимеров, 1969, № 3, с.505-511.

118. Благонадежин B.JL, Переводчиков В.Г., Меркулов В.Н., Поляков B.JI. Механические свойства углепластика и остаточные напряжения в намоточных изделиях из комбинированных композитов. Механика полимеров, 1975, № 6, с.996-1003.

119. Болотин В.В. Воронцов А.Н., Мурзаханов Р.Х. Анализ технологических напряжений в намоточных изделиях из композитов на протяжении всего процесса изготовления. Механика композитных материалов, 1980, № 3, с.500-508.

120. Короткое В.Н., Турусов P.A., Розенберг Б.А., Андреевская Г.Д. Температурные напряжения в полимерных и композитных материалах. Механика композитных материалов, 1980, № 5, с.828-834.

121. Коротков В.Н., Чеканов Ю.А., Розенберг Б.А. Неизотермическое отверждение изделий из полимерных композитных материалов в процессе намотки. Механика композитных материалов, 1989, № 1, с.85-91.

122. Турусов P.A., Коротков В.Н., Рогозинский А.К. и др. Технологическая монолитность оболочек из полимерных композитных материалов. Механика композитных материалов, 1987, № 6, с. 1072-1076.

123. Турусов Р.А., Давтян С.П., Шкадинский К.Г. Доклады АН СССР, 1979, т.247, № 1, с.97-99.

124. Wisnom M.R., Stringer L.G., Hayman R.J., Hinton MJ. Curing stresses in thick polymer composite elements. Part I: Analysis. In: Proceedings of ICCM-J2, Paris, July 5-9, 1999, paper № 859.

125. Stringer L.G., Hayman R.J., Hinton M.J., Badcock R.A., Wisnom M.R. Curing stresses in thick polymer composite elements. Part II: Management of residual stresses. Ibid, paper № 861.

126. Горбаткина Ю.А. Адгезионная прочность в системах полимер волокно. М., Химия, 1987, 191 с.

127. Hashin Z. The elastic moduli of Heterogeneous Materials. Trans. ASME J. Appl. Mech., 1962, V. 29, P. 143-155.

128. Hill R. Self-consistent mechanics of composite materials. J. Mech. and Phys. Solids, 1965, V. 13, P. 213-222.

129. Кристенсен P. «Введение в механику композитов» (пер. с англ.). М., Мир, 1982, 334 с.

130. Н. Blades, U.S. Patent 3,767,756, 1973

131. Н.М. Caesars, Chem. Fibers Int., April, 2000, p 161-164

132. Ю.А. Горбаткина, В.Г. Иванова-Мумжиева, Г.С. Шуль, А.Я. Горенберг. Адгезионные свойства арамидных и полибензотиазольных волокон и прочность органопластиков на их основе // Химические волокна, 2003, т.35, №1, С. 61-66.

133. Yu.A. Gorbatkina, V.G. Ivanova-Mumzhieva, G.S. Shul', A.Ya. Gorenberg. Adhesive properties of aramid and polybenzothiozole fibres and strength of organoplastics made from them // Fibre Chemistry, 2003, v.35, N1, p.73-78.

134. H.H. Yang, Kevlar Aramid Fiber, John Wiley & Sons, 1993