ВКРМ_Козлова 2106

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ
УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ОБРАЗОВАНИЯ
«МОСКОВСКИЙ АВИАЦИОННЫЙ ИНСТИТУТ
(национальный исследовательский университет)»


Факультет (институт, филиал) №1 Кафедра ТКМ,КиМ
Направление подготовки 22.04.01 «Материаловедение и технологии материалов» Группа 1МТМ-2ДМ-015
Квалификация (степень) магистр


МАГИСТЕРСКАЯ ДИССЕРТАЦИЯ
(ВЫПУСКНАЯ КВАЛИФИКАЦИОННАЯ
РАБОТА МАГИСТРА)

На тему:

«Разработка модели развития дефекта на границе раздела фаз в стеклопластике на основе термопластичной матрицы, модифицированной наночастицами»




Автор диссертации Козлова Светлана Олеговна (___________)

Научный руководитель Салиенко Николай Викторович (____________)

Рецензент Мымрин Владимир Николаевич (____________)







К з а щ и т е д о п у с т и т ь

Зав. кафедрой Бабаевский П.Г. (___________)

“___”__________________ 2016 г.




МОСКВА – 2016
МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ
УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ОБРАЗОВАНИЯ
«МОСКОВСКИЙ АВИАЦИОННЫЙ ИНСТИТУТ
(национальный исследовательский университет)»


Факультет (институт, филиал) №1_______________ Кафедра ТКМ,КиМ___
Направление подготовки 22.04.01 «Материаловедение и технологии__________
материалов» Группа 1МТМ-2ДМ-015_____
Квалификация (степень) магистр _
УТВЕРЖДАЮ
Зав.кафедрой__________________________
«_____» ___________ 20 г.

П Л А Н Р А Б О Т Ы
над выпускной квалификационной работой магистра (магистерской диссертацией)
Студенту___ Козловой Светлане Олеговне ____________________________

Руководитель Салиенко Николай Викторович _________
к.т.н., доцент, доцент каф. ТКМ,КиМ_____________________


1. Наименование темы:_ Разработка модели развития дефекта на границе раздела фаз в стеклопластике на основе термопластичной матрицы, модифицированной наночастицами_______________________________________________________________

2. Срок сдачи студентом законченной работы

3. Перечень подлежащих разработке разделов и этапы выполнения работы


Наименование разделов или этапа
Трудоемкость в % от полной трудоемкости работы
Срок
выполнения
Примечание

1
Литературный обзор по теме диссертации
40



2
Выбор объектов и методов исследования
20



3
Исследовательская часть. Влияние наномодификации в матрице и наличия дефекта на границе раздела фаз на деформационно-прочностные свойств стеклопластика.
40








4. Перечень иллюстративно-графических материалов:

№ п/п
Наименование
Количество листов

1
Презентация







5. Исходные материалы и пособия: Алымов М.И., Зеленский В.А. Методы получения и физико-механические свойства объемных нанокристаллических материалов. - М.: МИФИ, 2005. – 52 с.; Алымов М.И. Механические свойства нанокристаллических материалов. – М.: МИФИ, 2004. – 32 с.; Лякишев Н.П., Алымов М.И., Добаткин С.В. Объемные наноматериалы конструкционного назначения // Металлы, 2003. №3. С.3-16; Новые материалы. Под ред. Ю.С. Карабасова – М.: МИСИС, 2002 – 736 с; Андриевский Р. А. Наноматериалы: концепция и современные проблемы. // Рос. хим.ж. (Ж. Рос. хим. об-ва им. Д.И.Менделеева), 2002-т. XLVI- №5-,С. 50-56.; Пул-мл., Ф.Оуэнс / Под ред. Ю.И. Головина. – М.: Техносфера, 2007. – 375 с.; D.P.N. Vlasveld. Fibre reinforced polymer nanocomposites.- Delfi University of Technology 199c.; Л.Нильсен. Механические свойства полимерво и полимерных композиций,/ перевод с англ. П.Г.Бабаевского, Химия, 1978, 310 с.; М.Ричардсон. Промышленные полимерные композиционные материалы/перевод с англ. П.Г.Бабаевского, А.А.Грабильникова, С.Г.Кулика, Химия, 1980, 472 с.; Моделирование состава и структуры композиционные материалов в среде ANSYS. Руководство пользователя 2004.- SAS Ltd. - 500 с.; Басов К.А. ANSYS в примерах и задачах – М.: Компьютер пресс, 2002.-224 с.; Наполнители для полимерных композиционных материалов: Справочное пособие / Пер. с англ. / Под ред. П.Г. Бабаевского - М.: Химия, 1981. – 736 с.; Ф. Морган. Стеклопластики / Пер. с англ. / Под ред. Я.Д. Авраcина. - М: Издательство иностранной литературы, 1961. – 287с.



6. Дата составления плана


Руководитель__________________________________________
(подпись)

Студент_______________________________________________
(подпись)

СОДЕРЖАНИЕ

13 TOC \o "1-3" \h \z \u 1413 LINK \l "_Toc454297000" 14Введение 13 PAGEREF _Toc454297000 \h 1451515
13 LINK \l "_Toc454297001" 141 Дефектность и трещностойкость армированных ПКМ 13 PAGEREF _Toc454297001 \h 1471515
13 LINK \l "_Toc454297002" 142 Материаловедческо-технологические основы модификации термопластичных матриц, стеклопластиков наночастицами 13 PAGEREF _Toc454297002 \h 14131515
13 LINK \l "_Toc454297003" 142.1 Стекловолокнистые армирующие системы 13 PAGEREF _Toc454297003 \h 14131515
13 LINK \l "_Toc454297004" 142.2 Термопластичные матрицы 13 PAGEREF _Toc454297004 \h 14211515
13 LINK \l "_Toc454297005" 142.3 Модификация полимеров наночастицами 13 PAGEREF _Toc454297005 \h 14271515
13 LINK \l "_Toc454297006" 142.3.1 Наночастицы 13 PAGEREF _Toc454297006 \h 14301515
13 LINK \l "_Toc454297007" 142.3.2 Получения и свойства термопластичных полимерных матриц, модифицированных наночастицами 13 PAGEREF _Toc454297007 \h 14351515
13 LINK \l "_Toc454297008" 143 Моделирование деформационно-прочностных свойств в стеклопластике на основе матрицы, модифицированной наночастицами 13 PAGEREF _Toc454297008 \h 14461515
13 LINK \l "_Toc454297009" 143.1 Метод конечных элементов в моделировании (МКЭ) деформационно-прочностных свойств ПКМ 13 PAGEREF _Toc454297009 \h 14461515
13 LINK \l "_Toc454297010" 143.2 Аналитическое моделирование деформационно-прочностных свойств полимерной композиционной матрицы 13 PAGEREF _Toc454297010 \h 14521515
13 LINK \l "_Toc454297011" 143.3 Моделирование процесса роста дефектов с использованием методики виртуального закрытия трещины и моделирования когезионной зоны 13 PAGEREF _Toc454297011 \h 14611515
13 LINK \l "_Toc454297012" 143.4 Разработка модели ПКМ и исследование деформационно-прочностных свойств 13 PAGEREF _Toc454297012 \h 14701515
13 LINK \l "_Toc454297013" 143.4.1 Разработка физической модели структуры ПКМ с модифицированной минеральными наночастицами термопластичной матрицей 13 PAGEREF _Toc454297013 \h 14721515
13 LINK \l "_Toc454297014" 143.4.2 Исследование влияние наномодификации в матрице и наличия дефекта на границе раздела фаз на деформационно-прочностные свойств ПКМ. 13 PAGEREF _Toc454297014 \h 14751515
13 LINK \l "_Toc454297015" 14Заключение 13 PAGEREF _Toc454297015 \h 14941515
13 LINK \l "_Toc454297016" 14Список литературы 13 PAGEREF _Toc454297016 \h 14961515
15
Введение

Актуальность работы. Модификация термопластичных полимерных матриц жесткими наночастицами силикатов и углеродными нанотрубками в полимерных композиционных материалах (ПКМ) является одним из эффективных способов направленного регулирования упруго-прочностных свойств и достижения в материале жесткости и прочности, аналогичных ПКМ на основе термореактивных матриц. Наноглины по своей природе и структурообразованию в среде поликапроамидной матрицы дают ярко выраженный эффект упрочнения и ужесточения в межволоконном пространстве. При этом резко возрастает вероятность возникновения технологических дефектов пор или трещин на границах раздела фаз и слоёв в термопластичных ПКМ. Поэтому предсказание достоверных свойств и выявление особенностей в поведении таких материалов под нагрузкой всегда представляет значительный практический интерес.
Выбор темы диссертационной работы обусловлен возрастающей потребностью в надёжных ПКМ нового поколения, прогнозирование свойств которых основано на современных методиках моделирования. Использование метода компьютерного моделирования позволяет значительно сократить финансовые затраты и повысить достоверность получаемых результатов, отказываясь от многочисленных экспериментальных исследований, сведя их к единичным для проверки спрогнозированных свойств.
Цель работы. Разработка модели развития дефекта на границе раздела фаз в стеклопластике на основе термопластичной матрицы, модифицированной наночастицами.
Задачи:
Провести анализ литературных данных о дефектах в монолитных и слоистых конструкциях из ПКМ, типов наноматериалов, наноглин и ПКМ на их основе, особенностей свойств наноструктур, особенностей получения нанокомпозитов, наномодификации ПА-6. Проанализировать стеклянные волокна с точки зрения использования в качестве армирующих в ПКМ.
Рассмотреть метод конечных элементов при моделировании ПКМ, принципы разбиения моделей на КЭ, подходы в моделировании ПКМ, модели ПКП для блочного метода, подходы моделирования для прогнозирования роста трещин. Определить теоретическую базовую модель для прогнозирования деформационно-прочностных свойств ПКМ и метод расчёта модуля упругости полимерной матрицы модифицированной наночастицами.
Разработать физическую модель структуры ПКМ с модифицированной минеральными наночастицами термопластичной матрицей и непрерывными стеклянными волокнами и методику построения такой модели в программном комплексе ANSYS.
Исследовать с помощью разработанной модели влияние наномодификации в матрице и наличия дефекта на границе раздела фаз на деформационно-прочностные свойств стеклопластика.
Провести анализ и верификацию полученных данных.
Научная новизна. Впервые была построена модель ПКМ на основе поликапоамидной матрицы модифицированной минеральными наночастицами на основе монтмориллонита и армированной непрерывными стеклянными волокнами, позволяющая учитывать наличие дефекта на границе раздела волокно-матрица при прогнозировании деформацонно - прочностных свойств данного композита.
Достоверность результатов обеспечивается использованием современных технических средств и компьютерных технологий.
Подтверждением достоверности расчетов служит их хорошее согласование с литературными данными.
Практическая значимость работы. Разработанная физическая модель позволяет прогнозировать физико-механические свойства ПКМ, не прибегая к экспериментам. Так же, с помощью модели, можно оптимизировать состав ПКМ для получения нужных физико-механических характеристик.
Структура и объем диссертации:
Диссертация состоит из введения, семи глав, общих выводов, списка использованной литературы, включающего 24 наименования; изложена на 97 страницах, включая 49 рисунков и 9 таблиц.

Дефектность и трещностойкость армированных ПКМ

Для создания безопасных композитных и гибридных металло-композитных и композитно-сотовых ответственных силовых элементов авиаконструкций по условиям устойчивости к повреждениям, усталостной и остаточной прочности, живучести и заданных ресурсных характеристик необходима комплексная (многоуровневая) расчетно-экспериментальная методология оценки их сопротивления возникновению (инициированию) отслоений и расслоений (трещин), их критического и докритического роста (трещиностойкости) при статических и усталостных нагрузках с разделением источников получения экспериментальных данных и расчетных методов на уровнях образцов материала, панелей, агрегатов и натурной конструкции, т.е. созданием так называемой «пирамиды» расчетно-экспериментальной оценки и прогнозирования устойчивости авиаконструкций к расслоениям и отслоениям (13 REF _Ref454278308 \h 14Рисунок 1.115).



Экспериментальные Расчетные (численные)
методы методы
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14115.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14115 Обобщенная многоуровневая пирамида расчетно-экспериментальной оценки и прогнозирования устойчивости к расслоениям и отслоениям авиационных конструкций из слоистых ПКМ[26]

Основанием такой «пирамиды» служат развитые в механике разрушения расчетные (аналитические и численные) и экспериментальные методы оценки критических параметров межслоевой и межфазной трещиностойкости слоистых ПКМ или их клеевых соединений между собой и с металлами при трех видах нагрузок (I, II, III – отрыв, сдвиг в плоскости и сдвиг в антиплоскости соответственно) вблизи вершины трещины или другой области концентрации напряжений, а также кинетики докритического роста трещин в них при монотонных (квазистатических) или циклических (динамических усталостных) нагрузках. Все последующие уровни составляют преимущественно численные методы расчета и экспериментальные испытания образцов, моделирующих отдельные компоненты и интегральные силовые элементы в целом.
Если на 1-м уровне преимущественно расчетно-аналитические и экспериментальные методы базируются на подходах механики разрушения применительно к слоистым ПКМ и их клеевым соединениям, то на следующих уровнях аналитические подходы обычно затруднены и используются преимущественно численные методы, в первую очередь, метод конечных элементов. При этом расчетные и экспериментальные методы более высокого уровня базируются на результатах, получаемых на предыдущих уровнях, причем особенно важное значение во всех случаях имеют результаты, полученные на 1-м и 2-м уровнях.
На рис.1.2 показаны обычно наблюдаемые типы повреждений (дефектов, трещин) армированных слоистых ПКМ на трех основных уровнях (масштабах) их структуры: макро- (элементы конструкции или соединения); мезо- (слои ПКМ или адгезионные слои) и микро- (армирующие волокна и матрица), соответсвенно типы повреждений: сквозные трещины и расслоения по границе раздела элементов конструкции; трансверсальные и продольные внутри- и межслоевые трещины и расслоения; разрывы, отрывы и извлечение из матрицы отдельных волокон. При этом очевидно, что повреждения развиваются от микро- к макромасштабу.
Наиболее часто встречающимися опасными макродефектами в армированных ПКМ, являются дефекты типа нарушения сплошности, например, расслоения, непроклеи. трещины, крупные воздушные или газовые раковины, инородные включения, прочность в зоне которых равна или близка к нулю.
Кроме того, в ПКМ присутствуют дефекты на уровне микроструктуры: поры (зоны повышенной пористости), отклонения от оптимального соотношения матрицы и армирующего наполнителя, низкая степень отверждения связующего при формовании, нарушения ориентации волокон, складки, свили, поверхностные подмятия и царапины и т. п., в зоне которых отмечается пониженная прочность материала[25].

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14115.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14215 Схема основных уровней структуры армированных слоистых ПКМ и типы типичных повреждений на этих уровнях

Дефекты ПКМ различаются: по происхождению (возникают на стадии изготовления, хранения, транспортировки или эксплуатации); местоположению в детали (поверхностные, изолированные или выходящие на кромку детали); глубине залегания: раскрытию; размерам в плане данных структурных неоднородностей (макродефекты - свыше 60-100 мкм, которые обычно локализованы в объеме материала конструкции, и микродефекты - размером до 60-100 мкм. как правило, распределенные в объеме материала или в значительной его части). Например, пора (микродефект) имеет размер менее 100 мкм, воздушное включение типа раковины (макродефект) - более 100 мкм.
К первой группе наиболее опасных дефектов относится низкая степень отверждения связующего при формовании. Чаще встречаются дефекты типа расслоений (вторая группа опасности), трещин (третья группа), локальных несоответствий норме состава материала (четвертая группа).
Сложность состава ПКМ, многообразие форм армирующих наполнителей, различные технологии изготовления препрегов и методов формования обусловливают и многообразие получаемых дефектов. Например, на этапе изготовления жгутовых препрегов могут быть получены дефекты типа: нарушения состава компонентов, раздвижки и скручивания жгутов, образования местных непрочитанных участков, натеков связующего, стыков и нахлестов отдельных жгутов, повышенной или пониженной плотности раскладки жгутов и связанной с этим разной плотности укладки жгутов в препреге и, как результат, изменения толщины монослоя препрега. На этапе изготовления тканого препрега помимо дефектов, привнесенных самой тканью: близна, провисание фона ткани, наработанный пух, повышенная влажность и т.д., могут появляться такие дефекты, как: местные натеки связующего, нарушение состава компонентов, смещение текстуры ткани, складки от воздействия разделительного слоя.
На этапе раскроя, если используется качественный препрег без нарушений условий его хранения, из наиболее часто встречающихся дефектов можно выделить следующие: нарушение угла вырезки, подрез отдельных нитей, нарушение текстуры при снятии шаблона, деформирование раскроя при транспортировке, отклонение места реза от контура шаблона, нарушение текстуры наполнителя в зоне реза.
На этапе сборки пакета (выкладки) могут появиться дефекты, связанные с нарушением угла выкладки, смешением зоны выкладки, искривлением структуры препрега в плоскости слоев (искривление волокна), образованием волнистости препрега из-за неравномерного натяжения при выкладке и изменения усилий прикажи, которое может привести к искривлению волокон в плоскости или формированию складки. Вероятность образования или тенденции образования дефектов на этапе выкладки для толстостенных деталей особенно велика из-за большого количества слоев и интенсивного уменьшения жесткости подложки с каждым выкладываемым слоем.
На этапе формования деталей могут возникнуть следующие дефекты: складки и искривления волокон в результате уплотнения и перемещения материала, нарушение состава материала, натеки связующего или раковины из-за неравномерного температурного поля: подмятая из-за попадания на поверхность наружных слоев посторонних включений, забоин на оснастке, от стыков разделительных пленок, цулаг или впитывающих слоев: расслоения и трещины от внутренних напряжений в материале, возникающих при проведении термообработки или при охлаждении детали или при небрежном снятии детали с оснастки.
На этапах транспортировки, хранения, механической обработки возможно возникновение дефектов типа сколов, царапин, забоин, выкрашивание в зоне механообработки, отрыв поверхностных слоев и образование трещин от воздействия инструмента.
Известно, что рекомендуемый верхний предел рабочей температуры материалов с термореактивной матрицей соответствует 95-98% степени конверсии реакционно-активных групп. При этом обеспечивается характерный для данного материала уровень температуры стеклования и связанная с ней теплостойкость материала. Различные дефекты по-разному влияют на физико-механические свойства материала и чаще всего уменьшают прочность деталей и конструкций из ПКМ [4, 5]. Достаточно большое расслоение вызывает катастрофическое разрушение материала вследствие потери межслойной сдвиговой прочности вызванной наличием пор на границе раздела волокн-матрица. Снижение прочности зависит от схемы армирования и расположения дефекта, и для ПКМ с армированием [0; 45; 90; -45]is это снижение составляет: 9% при расслоении в слое с ориентацией 0°, 17% при расслоении в слое с ориентацией 90°.
На рис. 1.3 1.4 представлены фотографии шлифов деталей из углепластика (канал воздуховода самолета), иллюстрирующие дефекты монолитных конструкций вызванных наличием пор. На рис. 1.3 (а) видно, что рост дефектов имеет прерывистый характер. Характерное расслоение в результате слияния пор поперек слоев представлено на рис. 1.1 (б). Расслоения с малым раскрытием можно наблюдать на рис. 1.4 (а), а на рис. 1.4 (б) видны едва заметные трещины в углепластике (в левой верхней части фотографии).


а б
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14115.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14315. а Прерывистость расслоения углепластика
б Расслоение между кольцевыми и продольными слоями углепластика с трещиной поперек слоев

а б
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14115.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14415. а Расслоения с малым раскрытием в слое углепластика
б Трещина под заклепкой. Заклепка в нижней части снимка
Усталостные разрушения структуры материала приводят к потере прочности на сжатие при статической нагрузке.
Наличие такого разнообразия дефектов в ПКМ, трудности выявления и оценки их влияния на снижение характеристик материалов требуют применения современных методов прогнозирования основанных на моделировании деформационно - прочностных свойств. Кроме того, направленное регулирование упруго – прочностных свойств полимерных матриц путём модификации помимо улучшения механических характеристик повышает устойчивость матрицы к развитию дефектов.
Материаловедческо-технологические основы модификации термопластичных матриц, стеклопластиков наночастицами

Низкие значения модуля упругости термопластичных матриц не позволяют реализовать в полной мере высокие физико-механические свойства армирующих наполнителей в ПКМ. Для улучшения механических свойств используют модификацию термопластичной матрицы наночастицами, которые позволяют: достичь значений модуля упругости для термопластов соизмеримых с модулем упругости реактопластов; достичь равномерного перераспределения напряжений с матрицы на волокна и одновременного эффективного поглощения энергии ударного разрушения; достичь снижения уровня остаточных напряжений в зоне контакта порожденных усадкой матрицы в процессе охлаждения и различием в модулях упругости; улучшить совместимость компонентов ПКМ.
При этом резко возрастает вероятность возникновения технологических дефектов пор или трещин на границах раздела фаз и слоев в термопластичных ПКМ.
Пористость, как было отмечено ранее, ухудшает характеристики матрицы, особенно термопластичной. Пористость в 1% снижает прочность до 15%. а усталостную долговечность - на 50%. Кроме того, пористость увеличивает равновесный уровень влажности и способствует термическим выбросам.

Стекловолокнистые армирующие системы

Одной из важнейших составляющих большинства пластиков является наполнитель, который может быть органическим или неорганическим. Широкое использование в качестве неорганического наполнителя стекловолокнистых материалов обусловливается ценными свойствами стеклянных волокон и в первую очередь их высокой механической прочностью. Прочность стеклянных волокон превышает прочность природных и синтетических волокон (таблица 2.1), при этом величина их удельной прочности также значительно выше.





Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14115 Некоторые физико-механические свойства различных волокон [16].

Волокно

Плотность
г/см 3
Предел прочности при растяжении
МПа
Модуль
упругости
ГПа
Удельная
Прочность
м

Стеклянное
2,48
12525
200700
5 00010 000

Крафтцеллюлозное
-
9 1
785
-

Вискозное вытянутое
-
7 5,6
86,9
-

Найлоновое
1,14
5 0,4
46
4 400

Хлопчатобумажное
1,54
4 7,6
77
3 080


Прочность стеклянного волокна зависит от трех основных факторов: химического состава стекла, диаметра волокна технологии его изготовления.
Для производства стеклянного волокна, используемого в промышленности пластических масс, наиболее часто применяют бесщелочное алюмоборосиликатиое стекло и значительно реже щелочное стекло, что связано с повышенной стойкостью бесщелочного стекла. Составы бесщелочного и щелочного стекол, используемых для изготовления волокон, приведены в таблице 4.2 Главным компонентом щелочного и бесщелочного стекла является кремнезем SiО2, образующий основной каркас стекла и имеющий высокую точку плавления. Для уменьшения температуры плавления стекла и понижения его вязкости в состав стекла вводят окислы щелочных и щелочноземельных металлов, которые придают стеклу щелочной характер.
Благодаря присутствию в стекле глиноземa Al2О3 уменьшается склонность стекла к рекристаллизации, повышается атмосферостойкость получаемого волокна и улучшаются его текстильные свойства. При содержании в стекле В2О3 понижается коэффициент расширения стекла, улучшаются условия образования из него волокна и повышается атмосферо- и водостойкость стеклянного волокна.

Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14215 Состав стекла (в %) [16].

Компоненты

Щелочное
Бесщелочное


рецептура 1
рецептура 2
рецептура 1
рецептура 2

SiО2,
73,6
72,06
53,94
54,7

Al2О3,
1,04
0,50
15,57
13,40

СаО
9,32
6,18
17,86
16,07

В2О3
0,24
-
8,00
9,22

прод.табл. 2.2

Na2О
11,48
16,77
-
2,24

К2О
0,80
-
0,31
2,24

MgO
3,09
4,03
3,79
4,00

Fe2О3
0,41
0,08
0,46
0,36

MnO
0,06
-
-
-

SО3
-
0,38
-
0,11


Изменение состава бесщелочного алюмоборосиликатного стекла прежде всего влияет на технологический режим формования стекловолокна и гораздо меньше на его физико-химические свойства..
Как уже указывалось, наибольшей прочностью обладает волокно, полученное из бесщелочного стекла. Увеличение, содержания щелочей в стекловолокне понижает его прочность (рисунок 2.1) [16].
Особенно сильно влияет состав стекла на прочность полученного из него волокна при действии на него влажного воздуха, воды и водных растворов поверхностно-активных веществ. Под влиянием влаги на поверхности волокна, изготовленного из щелочного стекла, происходит разложение силикатов:

Na3SiO3 + 2H2O = 2NaOH + H2SiO3


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14115 Влияние химического состава стекла и диаметра волокна на его прочность [16].

Углекислый газ входящий в состав воздуха, реагирует со щелочью по реакции:
2NaOH + CO2 = Na2CO3 + H2O

Вследствие повышенной по сравнению со стеклом гигроскопичности продукты его распада вызывают еще большее (поглощение влаги я усиление процесса выщелачивания (выветривания) волокна.
Стеклянные волокна из бесщелочного стекла неустойчивы к действию кислот, которые растворяют практически все компоненты стекла, за исключением окиси кремния. Прочность получаемого при этом стекловолокнистого материала, состоящего в основном из кремнезема, невелика. При обработке кислотами волокон щелочного известково -натриевого стекла кислоты взаимодействуют с окислами щелочноземельных, щелочных металлов, в результате чего образуются соединение, препятствующие дальнейшему разрушению стекловолокна. Поэтому в ряде случаев целесообразно изготовлять стеклопластики на основе щелочного стекловолокнистого наполнителя [16].
Бесщелочное стекло обладает повышенной химической стойкостью к воде. Обратимое снижение прочности происходит также при выдерживании стеклянных волокон в неполярной среде и последующем нагружении. (Нагрузка менее 70% от предела прочности при растяжении) [22].
Более сильное влияние процесса выветривания и адсорбционных явлений на прочность стекловолокна по сравнению с блочным стеклом объясняется его чрезвычайно развитой поверхностью.
Из рисунка 2.1 видно, что прочность стеклянных волокон в значительной степени зависит от их диаметра.
Некоторые исследователи объясняют высокую механическую прочность стеклянных волокон по сравнению, с блочным стеклом тем, что стекло в волокне имеет не жесткую, трехмерную структуру, а образует линейную цепь со слабыми боковыми связями. С уменьшением диаметра волокна ориентация цепей увеличивается. Однако достаточно обоснованных доказательств наличия ориентации в волокнах пока не имеется.
Многие исследователи считают, что прочность стеклянных волокон определяется масштабным фактором, т.е. зависит от диаметра. Разрушающее действие трещин может быть объяснено возникновением больших напряжений в вершинах трещин при нагружении волокон.
Обработка поверхности стеклянных волокон фтористым водородом способствует повышению их прочности. Интересно, что в результате растяжения обработанных волокон прочность их может еще более повыситься. Это показывает, что прочность стеклянного волокна обусловлена не только масштабным фактором, но и пластической деформацией, зависящей от степени вытяжки. Доказательством влияния величины пластической деформации на прочность стеклянного волокна является тот факт, что волокна с одинаковой степенью вытяжки и различным, диаметром имеют близкую величину прочности.
Механизм упрочнения волокон не вполне ясен. Предполагают, что прочность возрастает по мере уменьшения линейных размеров дефектов, образующихся при необратимой деформации. Одновременно происходит также ориентация прочных связей вдоль оси волокна [23].
Существует несколько способов производства стеклянного волокна. Все способы производства непрерывного стеклянного волокна основаны на вытягивании стекловолокон из стекломассы три большой скорости (2000 м/мин). Стекломасса (стеклянные шарики) расплавляется (рисунок 2.2, а) в специальных электропечах при 12004400°С.
Температура расплава стекломассы зависит от химического состава стекла. Расплавленная масса под действием собственного веса вытекает из фильер, расположенных на дне электропечи, в виде длинных тонких волокон, которые быстро охлаждаются воздухом. Первоначальный диаметр вытягиваемых стеклянных волокон соответствует диаметру фильер, затем диаметр волокон меняется в зависимости от, скорости вытягивания и температуры стекломассы. Таким образом, тонина стеклянного волокна зависит от уровня стекломассы в печи, диаметра фильер, скорости вытягивания волокон и от вязкости (температуры) стекломассы. При идентичных условиях производства стеклянного волокна (соответствующих температурах стекломассы и скоростях вытягивания волокна) прочность мало зависит от диаметра.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14215 Схема получения стекловолокнистых наполнителей [19]
аспособ получения непрерывного стекловолокна:
бспособ получения штапельных волокон:
вспособ получения стекловолокна из штабика.
1бункеры для загрузки стеклянных шариков: 2ванны для расплава стекла:
3фильеры: 4емкость для замасливателя:
5бобины для намотки стеклянных нитей:
6дутьевая головка для распыления воздухом или паром:
7пульверизатор для нанесения «связки»: 8перфорированный барабан:
9стеклянный стержень (штабик): 10барабан: 11отделитель:
12направляющий отделитель: 13конус: 14шайба для замасливания:
15газовая горелка.

Более грубое и короткое (5-15 см) волокно, так называемое штапельное, получается дутьевым методом (рисунок 2.2, б). По этому способу жидкое расплавленное стекло после прохождения фильеры распыляется струей воздуха, пара или горячими газами, подаваемыми с высокой скоростью (150200 м/сек). Образованные таким образом короткие волокна обрызгиваются «связкой» (раствор или эмульсия полимера), просушиваются и осаждаются, на вращающемся перфорированном барабане, внутри которого создается вакуум, или на движущейся сетке конвейера.
Волокна прочно удерживаются на барабане, образуя непрерывный стеклянный мат.
Существует ряд других модификаций дутьевого способа получения стеклянного волокна. При вытягивании волокна из стеклянного стержняштабика (рисунок 2.2, в) при температуре выше 1600°С получается довольно грубое волокно с невысокой механической прочностью. По такому методу изготовляют кварцевое волокно. Вследствие высокой температуры плавления кварцевого стекла (1725°С) пока не удается получить кварцевые волокна вытягиванием из расплава через фильеры. Способ производства волокон вытягиванием из стержня является наименее производительным [19].
Физико-механические свойства стеклянного волокна
Стеклянные волокна при кратковременных статических нагрузках обладают идеально упругими свойствами, т. е. предел пропорциональности их практически совпадает с пределом прочности. При этом отпадает необходимость в термической обработке волокон для сближения этих значений, как это делают в случае применения металлов. Удлинение стеклянного волокна при разрыве достигает 3,5%, коэффициент Пуассона равен 0,22. Кроме высокой механической прочности, стеклянные волокна обладают рядом других очень ценных свойств, например, повышенной по сравнению с волокнами органического происхождения термостойкостью.
Было показано, что прочность стеклянного волокна, так же как и прочность стекла, при повышенных температурах (до температуры стеклования) выше, чем при комнатной. Совершенно другая картина наблюдается при предварительном нагреве и последующем охлаждении стеклянного волокна. В результате термической обработки при 500°С происходит трехкратное понижение прочности волокна. Как показано на рисунке 2.3, понижение прочности после термической обработки уменьшается с увеличением диаметра волокна [17].
У блочного стекла понижения прочности после термообработки не происходят. Этим стеклянное волокно в значительной мере отличается от блочного стекла (При величине предела прочности при растяжении, равной 4-8 МПа, блочное стекло обладает очень большой хрупкостью, что ограничивает его применение в качестве конструкционного материала).


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14315 Влияние температуры на прочность волокна(бесщелочного)
различного диаметра после термообработки(цифры
на кривыхдиаметр волокна в
· ) [19].

С увеличением продолжительности нагревания прочность волокна значительно понижается.Понижение прочности волокна после его охлаждения имеет необратимый характер. Повторным нагреванием волокна после охлаждения до комнатной температуры нельзя привести волокно в первоначальное состояние, т. е. сохраняется та прочность, которая получена после охлаждения. Полагают, что уменьшение прочности волокна после термической обработки связано с кристаллизацией стекла на границе раздела фаз. Внутри массы стекла процесс кристаллизации мало вероятен, что, по-видимому, и обусловливает сохранение его прочности при термообработке. Явление кристаллизации тонких волокон при их нагреве подтверждается электронографическими исследованиями. После охлаждения плотность стекла увеличивается [17].
Термический коэффициент линейного расширения (до 300°С) для стеклянного волокна равен 4,9(10-5. Стеклянные волокну полученные из бесщелочного стекла, и материалы на их основе обладают хорошими диэлектрическими характеристиками: тангенс угла диэлектрических потерь стеклоткани при частоте 1010 гц равен 0,006, а диэлектрическая постоянная достигает ~ 6,11. Удельное объемное электрическое сопротивление стеклоткани из бесщелочного стеклянного волокна с повышением температуры до 250°С не изменяется и равно 1015 ом·см. Коэффициент теплопроводности стеклянной ткани при комнатной температуре равен 0,03 ккал/м · час · °С и мало изменяется с повышением температуры. Стеклянные волокна плавятся, но не горят и не подвергаются гниению. Так как стеклянные волокна состоят из окислов, то в отличие от металлических и органических волокон они могут неопределенно долгое время находиться в среде кислорода [19].
Свойства основных элементарных волокон-прядей
Свойства элементарных волокон приведены в таблице 2.3. Элементарные волокна, соединенные вместе, образуют пряди (таблице 2.4). Метрический номер стеклянного волокна обозначает количество мотков нити длиной 100 м, которое приходится на 0,5 кг, что соответствует ~200 м в 1 кг. (Метрический номер выражает толщину волокна или нити, является показателем количества метров волокна или пряжи в 1 г и определяется отношением длины волокна или нити к его весу: Nm=L/G , где Nm метрический номер; L длина, м; G вес, г.)

Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14315 Свойства элементарного стеклянного волокна [20].
Плотность, г/см3
2,55

Термический коэффициент линейного расширения, °С
0,0000049

Разрушающее напряжение при растяжении, МПа
17552215

Модуль упругости, МПа
70000

Относительное удлинение при растяжении, %
23


Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14415 Характеристики прядей стеклянного волокна [20].
Английское обозначение, № нити
Обозначе-
ние № первичной нити в метрической системе
Число эле-ментарных
волокон в пряди (элементарной нити)
Длина гряди, м/кг
Диаметр волокна,
мк
Среднее раз рывное усилие пряди (элементарной нити), кг

900
180
102
180000
4,55,6
0,272

450
90
204
90000
4,55,6
0,544

225
45
204
45000
6,37,6
1,089

150
30
204
30000
8,69,6
1,587

Вначале получали, тонкое стекловолокно, т. е. волокно высоких номеров, однако экономические соображения заставили перейти к изготовлению стекловолокна более низких номеров. Так, например, в области упрочняющего наполнителя нетканого типа используется пряжа номер 140 или более низких номеров [21].

Термопластичные матрицы

Термопластичные полимерные композиционные материалы (ТПКМ) - гетерофазные наполненные полимерные композиции, состоящие из взаимодействующих фаз – полимерной фазы на основе линейных (разветвлённых) термопластичных гибко- и жесткоцепных полимеров с технологическими и эксплуатационными компонентами, выполняющей роль связующего на технологической стадии, роль матрицы при эксплуатации и фазы наполнителя. Армирование термопластов позволяет создавать ТПКМ с регулируемыми в широких пределах упругопрочностными, электрофизическими, теплофизическими и др. свойствами.
Термопластичная матрица в ТПКМ:
- обеспечивает монолитность материала, прочную связь между армирующими элементами и их совместную работу при нагружении;
- лимитирует деформационную теплостойкость и термостойкость материала;
- вносит аддитивный вклад в эксплуатационные свойства материала;
- играет определяющую роль в выборе и реализации метода и условий формования элементов конструкций.
Современный ассортимент термопластов в зависимости от уровня упругопрочностных свойств и деформационной теплостойкости включает 3 группы:
Крупнотоннажные термопласты с
·
·
·до 60 ± 10 МПа, НДТ/А или Тв до 150 ± 10
·С, сохраняющие
·
·
·до 10-12 МПа до 80 ± 20
·С (ПЭВП, ПЭНП, ПС, ПП, ПВХ);
Термопласты с
·
·
·до 120 ± 10 МПа, НДТ/А или Тв до 210 ± 10
·С, сохраняющие
·
·
·до 25 МПа до 140 ± 20
·С (конструкционные термопласты для малонагруженных конструкций, “инженерные” термопласты, алифатические полиамиды, поликарбонаты, ПЭТФ, ПБТФ, сплавы ПК + ПБТФ, полифениленоксид + ПС, полиформальдегид, ПММА и другие);
Теплостойкие термопласты с
·
·
·до 140 (180) МПа, НДТ/А или Тв до 280
·С и выше, сохраняющие не менее 50 МПа до 200-250
·С (термопласты на основе полиариленов – полисульфонов, полиэфирсульфонов, полифениленсульфидов, ароматических полиамидов, жидкокристаллических термотропных ароматических полиэфиров, полиарилкетонов, ПЭЭК и полигетероариленов – термопластичных полиимидов, полиамидимидов, полиэфиримидов).
Плохая растворимость высокомолекулярных линейных полимеров, высокая (по сравнению с термореактивными связующими) вязкость низкоконцентрированных (3-10% масс.) растворов позволяет использовать лаковую технологию, в основном, для изготовления покрытий различного назначения (химстойких, электроизоляционных, триботехнических и др.), а для изготовления формованных изделий используют расплавную технологию.
Вязкость расплавов термопластов существенно зависит от химической и физической структуры полимеров, входящих в их состав, модифицирующих компонентов, оптимизирующих технологические (реологические) и эксплуатационные свойства. Сложность переработки термопластов с высокой вязкостью расплавов можно преодолеть использованием олигомеров с концевыми активными группами (например, олигосульфонов, принцип удлинения цепи), но из-за необходимости проведения химических реакций (аналогично отверждению реактопластов, но с получением высокомолекулярного термопластичного полимера) и снижения жизнеспособности состава принцип удлинения цепи не может конкурировать с традиционными технологиями переработки термопластов.
Для снижения вязкости расплавов термопластов используют смеси и сплавы линейных полимеров, полимер-полимерные композиции, блок- и статистические сополимеры, пластификаторы и др.
Для оптимизации эксплуатационных свойств в состав термопластов вводят эластификаторы, термо- и светостабилизаторы, антипирены, антирады, аппреты (при получении термопластичных стеклопластиков) и др.
Использование расплавов термопластов на основе гибкоцепных полимеров с вязкостью 102-103 Па
·с при 170-270
·С, быстрое формование изделий без проведения химических реакций позволяет изготавливать большой ассортимент материалов с оптимизированными эксплуатационными свойствами. Термопласты на основе гибкоцепных полимеров широко используются в качестве связующих ТПКМ первого поколения, в основном, использующих дисперсные наполнители [27,28].
В производстве ТПКМ для высоконагруженных конструкций использование в качестве связующих термопластов на основе гибкоцепных полимеров не позволяет реализовать свойства волокнистых высокопрочных высокомодульных армирующих наполнителей из-за низких упруго-прочностных свойств, высокой ползучести, низкой трещиностойкости таких матриц, свойства которых не отвечают требованиям обеспечения монолитности композиции, реализуемой при определенных соотношениях упругопрочностных свойств матриц и наполнителей.
До разработки и организации производства термопластов на основе жесткоцепных полимеров у термореактивных (эпоксидных, эпоксифенольных, полиимидных) ПКМ с точки зрения комплекса технологических и эксплуатационных свойств не было конкурентов в качестве альтернативных конструкционных материалов.
ТПКМ второго поколения используют связующие (матрицы) на основе термопластичных полиариленов [27].
Хотя расплавы термопластов на основе полиариленов и полигетероариленов имеют высокую вязкость и температуры перехода в вязкотекучее состояние, они позволили разработать большой ассортимент термоустойчивых материалов многофункционального назначения.
Благодаря низкой вязкости расплавов термотропных жидкокристаллических полиэфиров их используют не только для изготовления изделий, в том числе, из наполненных композиций, но и в качестве модификаторов, снижающих вязкость расплавов жесткоцепных полиариленов.
Высокие упругопрочностные свойства, трещиностойкость, тепло-, термо-, огнестойкость, химстойкость термопластов на основе жесткоцепных полимеров использованы при разработке как ненаполненных материалов многофункционального назначения, так и в качестве связующих ТПКМ, свойства которых превосходят свойства ПКМ на основе термореактивных связующих (табл. 2.5, 2.6).
Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14515 Тс, Тпл, температуры деформационной теплостойкости (НДТ/А), температурные индексы (TI), термостойкость, температуры переработки термопластичных ненаполненных полиариленов и полигетероариленов [27]
Тип термопласта
Температурный интервал переработки,
·С (вязкость, Па·с)
Тс,
·С
Тпл,
·С
НДТ/А1),
·С
TI2),
·С
Тдестр.3),
·С
Коксовое число, % масс.4)
КИ, % О25)

1. Полисульфон Udel P-1700
290-370
190
-
175
150
380-400
25-30
30

2. Полиэфирсульфон Victrex 200 P
315-370 (300, 360
·С)
230
-
205
175
450-500
35
34

3. Полиарилсульфон Radel
330-370
285
-
205
185
500
40-45
-

4. Полифениленсульфид Fortron
315-340 (500-300)
90
290
110
1307)
430
40
44

5. ПЭЭК Victrex 150 G
360-400(500-400)
143
243
160
260
-
-
24

6. ЖКП Vectra A 950
350-400
-
280
180
-
-
-
до 50

7. ЖКП Xydar SRT-300
360-430
-
420
355
240
570
40
42

8. ПАИ Torlon
330-400
280
-
220
210
420-450
65
47

9. ПЭИ Ultem 1000
340-400 (750, 360
·С)
220
-
200
-
-
-
-

10. ПИ 2080
350-400
310
-
260
260
450
60
36

11. ПИ Matrimid 5218
350-400
260
-
230
-
480
-
-

12. ПИ LARC-TPI
320-360 (105-5·104)
265
380
220
-
-
-
-

13. ПИ LARC-CPI
375-395 (104)
222
350
210
260
520
-
-


Примечания: 1) при нагрузке 18,2 МПа (Т18,2); 2) TI по IEC 60216 (VDE 0304) – температура сохранения 50% эксплуатационных свойств (
·ви и других) в течение 20000 часов; 3) Т начала деструкции в азоте, Т0; 4) твердый остаток после выдержки при 900
·С в инертной среде в течение 10 мин.; 5) огнестойкость, концентрационный критерий – кислородный индекс КИ; 6) вязкость эпоксидных связующих 400-800 мПа·с; 7) 240
·С – наполненный.

Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14615 Упругопрочностные свойства и водопоглощение термопластичных ненаполненных жесткоцепных полимеров [27].
Тип термопласта
плотность, г/см3

·
·
·
·МПа
Е+, МПа

·
·
·
·%

·ви, МПа
Еви, МПа
GIC, Дж/м2
В. П., % масс.2)

1. Полисульфон Udel P-1700, ПСН
1,24
70
2500
50-100
110
2700
1700
0,02

2. Полиэфирсульфон Victrex 200 P
1,37
86
2500
40-80
130
2600
1700
0,43

3. Полиарилсульфон Radel
1,29
72
2440
60
86
2300
-
1,8

4. Полифениленсульфид Fortron
1,36
80
3700
3-5
130
3800
1850-24401)
0,01

5. Полиэфирэфиркетон Victrex 150 G
1,3
150
3800
100
160-175
3800
2000
0,25

6. ЖКП Vectra A 950
1,4
126
800
4
-
740
-
0,02

7. ЖКП Xydar SRT-300
1,4
116
1700
5
130
1100
-
0,2

8. Полиамидимид Torlon 4203
1,42
195
3600
15
200
4500
-
0,12-0,33

9. Полиэфиримид Ultem 1000
1,27
105
3000
60
145
3300
-
0,25

10. Полимид 2080
1,4
140
3000
-
200
3300
-
-

12. Полимид LARC-TPI
1,38
94-140
4000
4,5
180
4600
6603)
-

 
 
 
 
 
 
 

 


Примечания: 1) соответственно для однонаправленных кевларо- и угле(волокна IM6)волокнитов;
2) В. П. – водопоглощение при 23
·С, 50% Н2О; 3) GIC LARC – CPI 5000 Дж/м2

Особенности ТПКМ - гетерофазных полимерных композиций
Наполнение термопластов дискретными наполнителями (порошки, короткие волокна) хотя и позволяет получить ТПКМ с более высоким уровнем упругопрочностных свойств, со специальными свойствами, но не дает возможности реализовать главную особенность композиций с непрерывными волокнами – создание материалов с требуемой в реальных условиях нагружения анизотропией свойств при высокой степени реализации свойств непрерывных армирующих волокон.
Использование в качестве наполнителей непрерывных волокон и текстильных форм из них для получения ТПКМ со степенью наполнения до 60-70% об. определило новые подходы как к процессам совмещения компонентов ТПКМ, так и к технологии формирования полуфабрикатов.
Жидкофазные совмещение термопластичных связующих с наполнителями из непрерывных волокон проводят, используя растворы, суспензии, расплавы (пултрузионная технология с последующим формованием изделий) термопластов.
Технологический процесс производства полуфабрикатов ТПКМ с непрерывными волокнами (препрегов) включает в себя операции приготовления связующего, подготовки волокнистого наполнителя (обработки поверхности), жидкофазного совмещения ( расплавная технология) компонентов ( пропитка). Скорость пропитки волокнистых наполнителей расплавами термопластов даже с вязкостью ниже 1000Па
·c не превышает 2,5-5,0 см/мин и нередко стремится к нулю при отсутствии внешнего давления.
При производстве препрегов ТПКМ определенные преимущества имеет технология твердофазного совмещения компонентов. Сущность твердофазного совмещения компонентов ТПКМ заключается в приближении к поверхности наполнителя связующего в виде порошка, пленки или волокна, чтобы при последующем переводе матричного термопласта в вязко-текучее состояние при формовании изделий из ТПКМ протяженность течения расплава была минимальной. Наиболее перспективны технологии формирования препрегов с использованием матричных пленок (пленочная технология) и волокон (волоконная технология).
Пленочная и волоконная технологии формирования препрегов ТПКМ использует пленки и волокна из гибко-и жесткоцепных термопластов.
Использование высокопрочных и высокомодульных волокон для получения армированных пластиков с высокими упругопрочностными регулируемыми параметрами предполагает определенный комплекс требований к матрицам с параметрами упругопрочностных свойств, отвечающих условиям сплошности (монолитности) ПКМ. Для таких ПКМ необходимы матрицы и наполнители с определенным соотношением упругопрочностных свойств. Так, для ВПКМ с волокнами, имеющими
·
·
·4ГПа, Е+
· 100ГПа,
·
·
·3,5 % необходимы матрицы с
·
·
·
· 250МПа, Е+ около 6000 МПа,
·
·
· 5%. Свойства матриц из жесткоцепных термопластов (табл.1.5), в частности, ПЭЭК, наиболее близки к требуемым показателям упругопрочностных свойств матричного материала. Реологические свойства расплавов термопластов должны обеспечивать при пропитке контакт между связующим и волокнами, который необходимо сохранить после стеклования, кристаллизации матричного полимера, хотя при вязкости расплавов на уровне 102-103 Па
·с (вязкость расплава ПЭЭК при 380
·С 500 Па
·с) сложно осуществить межфиламентную пропитку. Пленочные и волоконные полуфабрикаты используют для формования изделий из термопластичных стекло-, угле-, органоволокнитов, поливолокнистых ( гибридных) пластиков различными технологическими способами.

Модификация полимеров наночастицами

Модификация термопластичных полимерных матриц жесткими наночастицами силикатов и углеродными нанотрубками в полимерных композиционных материалах является одним из эффективных способов направленного регулирования упруго-прочностных свойств и достижения в материале жесткости и прочности, аналогичных ПКМ на основе термореактивных матриц.
Начиная с конца 20 века интенсивные исследования вещества и процессов в нанометровом и наносекундном диапазонах привели к переходу исследований на микроуровне к наноуровню, что открыло новые возможности в области фундаментальных наук и новейших технологий. Возникло множество научных направлений, связанных с изучением наноструктур и нанопроцессов, объединенных термином «нанотехнология» [1-5].
Нанотехнология – область знания, занимающаяся процессами и явлениями, проходящими в мире, измеряемом нанометрами (нано, греч. nano – карлик, 1нм13 QUOTE 1415м), совокупность методов и способов, направленных на создание материалов и систем со свойствами, обусловленными проявлением наномасштабных факторов.
Нанотехнологии базируются на понимании того, что частицы размером менее 100 нм придают сделанным из них материалам новые свойства и поведение, нанообъекты демонстрируют новое физическое и химическое поведение, зависящее от размера частиц (размерные эффекты). Изменяются электронные структуры, проводимость, реакционная способность, 13 QUOTE 1415 , механические свойства.
Размерные эффекты позволяют конструировать материалы с новыми свойствами (из тех же исходных атомов): более прочные и легкие конструкционные материалы. Изделия наноэлектроники, нанооптоэлектроники, использовать наноструктуры в качестве катализаторов.
100-нанометровая граница раздела между микро- и нано- системами достаточно условна, являясь характеристическим размером, отмечающим начало проявления свойств, не присущих системам с микро- и макроразмерами.
Классификация наноматериалов и общая характеристика полимерных нанокомпозитов
Наноматериалы можно разделить на четыре основные категории (рисунок 2.4). Первая категория включает материалы в виде твердых тел, размеры которых в одном, двух или трех пространственных координатах не превышают 100 нм. К таким материалам можно отнести наноразмерные частицы (нанопорошки), нанопроволоки и нановолокна., очень тонкие пленки (толщиной менее 100 нм), нанотрубки и т.п... Такие материалы могут содержать от одного структурного элемента или кристаллита (для частиц порошка) до нескольких их слоев (для пленки). В связи с этим первую категорию можно классифицировать как наноматериалы с малым числом структурных элементов или наноматериалы в виде наноизделий.
Вторая категория включает в себя материалы в виде малоразмерных изделий с характеризующим размером в примерном диапазоне от 1 мкм до 1 мм. Обычно это проволоки, ленты, фольги. Такие материалы содержат уже значительное число структурных элементов и их можно классифицировать как наноматериалы с большим числом структурных элементов (кристаллитов) или наноматериалы в виде микроизделий.
Третья категория представляет собой массивные (или иначе объемные) наноматериалы с размерами изделий из них в макродиапазоне (более нескольких мм). Такие материалы состоят из очень большого числа наноразмерных элементов (кристаллитов) и фактически являются. поликристаллическими материалами с размером зерна 1-100 нм. В свою очередь третью категорию наноматериалов можно разделить на два класса.
В первый класс входят однофазные материалы (в соответствие с терминологией [1] микроструктурно однородные материалы), структура и/или химический состав которых изменяется по объему материала только на атомном уровне. Их структура, как правило, находится в состоянии далеком от равновесия. К таким материалам относятся, например, стекла, гели, пересыщенные твердые растворы. Ко второму классу можно отнести микроструктурно неоднородные материалы, которые состоят из наноразмерных элементов (кристаллитов, блоков) с различной структурой и/или составом. Это многофазные материалы, например, на основе сложных металлических сплавов.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14415 Классификация наноматериалов [2].

Вторая и третья категории наноматериалов подпадают под более узкие определения нанокристаллических или нанофазных материалов [1,2,4].
К четвертой категории относятся композиционные материалы, содержащие в своем составе компоненты из наноматериалов. При этом в качестве компонентов могут выступать наноматериалы, отнесенные к первой категории (композиты с наночастицами и/или нановолокнами, изделия с измененным ионной имплантацией поверхностным слоем или тонкой пленкой) и второй категории (например, композиты упрочненные волокнами и/или частицами с наноструктурой, материалы с модифицированным наноструктурным поверхностным слоем или покрытием). Можно выделить также композиционные материалы со сложным использованием нанокомпонентов.
Свойства наноструктур, наночастиц определяются законами квантовой механики, а не классической ньютоновской физики, свойствами атомов и молекул на поверхности наночастиц с высоким отношением площади поверхности к объему. При размерах наноструктурных единиц меньше длин волн видимого света некоторые материалы становятся прозрачными, диэлектрики- проводниками, резко повышаются упруго-прочностные, химические, сорбционные свойства.
В наноразмерных объектах и системах атомы ведут себя иначе, чем в микро- и макрообъектах и системах, а явления и свойства определяются закономерностями квантовой механики, обуславливающих:
1) доминирование явлений самоупорядочения, самоорганизации;
2) высокую «полевую» (электрическую, магнитную) активность, каталитическую (химическую) избирательность поверхностей, формирующих специфические границы раздела;
3)особый характер протекания процессов передачи энергии, заряда, концентрационных изменений с низким энергопортреблением и высокой скоростью.
Причинами этого являются изменение отношения вклада в различные процессы поверхности частиц по отношению к их объему, энергетическая, полевая неравновесность поверхности, охватывающая значительные объемы наночастиц, усиление роли различных видов размерных эффектов.

Наночастицы

Индивидуальные наночастицы обычно состоят из не более 13 QUOTE 1415 атомов, свойства которых отличаются от таких же атомов, образующих макрообъемные вещества.
Наночастицы – образования из связанных атомов или молекул (кластеров) с размерами менее 100 нм. Кластер радиусом 1 нм содержит 10-15 атомов, причем большинство из них находится на поверхности кластера (многие молекулы , особенно молекулы биологического происхождения, состоят из более чем 25 атомов, например, гемм-молекула 13 QUOTE 1415, основа гемоглобина, состоит из 75 атомов). Наночастица как часть объемного материала - это кластер с размерами меньше характерных длин некоторых явлений (расстояние тепловой диффузии, средняя длина свободного пробега – длина рассеяния).
К объектам с наноразмерами обычно относят: наночастицы (1-100 нм), кластеры(1 нм), молекулы (0,5 нм), коллоидные частицы (3-100 нм), вирусы (100 нм),(для сравнения - человеческий волос 10-15 мкм,) клетка крови 5-10 мкм, бактерии 1мкм,частицы дыма, пигментов 10нм-1мкм , атомы, диаметр атома углерода 0,142нм,кремния 0,234нм).
Элементарная ячейка арсенида галлия - 0,180 13 QUOTE 1415, в 13 QUOTE 1415 23 атома Ga и 22 атома As, нанокластеры железа (40 нм,13 QUOTE 1415 атомов, получение из 13 QUOTE 1415в сверхсильных световых полях при воздействии рентгеновских лазерных импульсов), нанослои аморфного углерода (10-30нм, получают воздействием сверхкоротких лазерных импульсов ,используют в наноэлектронике , оптоэлектронике, для упрочнения поверхности материалов).
В зависимости от размеров структурных элементов, образующих объемные вещества различной химической природы, различают:
1) квантовые ямы – структуры, состоящие из элементов с размерами в одном измерении, лежащими в нанометровом диапазоне, а в двух других они имеют большие размеры;
2) квантовые нити - структуры с размерами в двух измерениях, лежащими в нанометровом диапазоне, в третьем измерении имеющими большие размеры;
3) квантовые точки (Q-dot) - структуры с размерами в трех измерениях, лежащих в нанометровом диапазоне. Термин «квантовый» используют для того, чтобы подчеркнуть, что в области нанометровых масштабов имеет место изменение, прежде всего, электронных свойств квантомеханической природы.
Наночастицы представляют собой разнообразные квантовые наноструктуры: мульмерные (квантовые точки, до 5 нм), одномерные(квантовые нити, нанотрубки, нановолокна, усы, линейные полимеры),двухмерные (квантовые ямы, графен, пленки Ленгмюра-Блоджета толщиной в 1-несколько атомов, адсорбированных на поверхности, сверхрешетки, нанопористые пленки, биомембраны), трехмерные (0-D,1-D,2-D,3D-структуры, фуллерены, фуллероиды, астралены, пластины, наноглин, биоорганические полимеры, композиционные наноматериалы), фрактальные(«снежинки») и всевозможные их комбинации.
Одним из критериев, отличающим наночастицы, является соотношение количества атомов, находящихся на их поверхности, к общему количеству атомов в частице. В наночастице диаметром 0,7-0,8 нм, содержащей не более 12 атомов, все они находятся на поверхности.Величина поверхности может превышать 600 13 QUOTE 1415/г, а некомпенсированность валентных возможностей атомов, находящихся на поверхности, приводит к высоким значениям поверхностной энергии [2].
Переход к нанотехнологиям стимулировал совершенствование средств, обеспечивающих исследование и измерение на наноуровне, переход от использования растровой электронной микроскопии (РЭМ) к сканирующей зондовой и атомно-силовой микроскопии.
Перспективными направлениями развития нанотехнологий являются:
1) разработка пленок, покрытий и прежде всего нового поколения дисперсно-наполненных наноразмерными наполнителями из веществ различной химической природы композиционных материалов (нанокомпозитов);
2) разработка элементной базы электроники с предельной (наноразмерной, молекулярного и атомного уровня) миниатюризацией (структуры и изделия наноэлектроники, нанооптоэлектрики).
Наноматериалы – вещества и композиции с нанометрическими характеристическими размерами структурных элементов (нанофаз), с особым проявлением взаимодействий между фазами, обеспечивающих возникновение специфических свойств. Скачкообразное изменение свойств материалов с нанофазами размером 0,2-100 нм (не более 300 нм, оптимум при размере нанофазы менее 10 нм) определяется высоким соотношением величины поверхности нанофазы к ее объему[3].
Объем использования нанотехнологий в различных областях составляет:9% - биотехнологии, 15%- устройства хранения данных, 18% - полупроводники, 2 %- оптика, 3% -электрохимия, 30%- новые материалы, 8% -наномодифицированные полимеры и полимерные материалы.
Технология получения нанокомпозиционного материала зависит от типа наночастиц, которые вводят в полимер. Специфические свойства наночастиц создают определённые сложности для совмещения их и полимерами. Высокая поверхностная энергия наночастиц приводит к их агрегированию, слипанию, они химически активны и при взаимодействии с другими веществами утрачивают свои уникальные свойства.
Получить нанокомпозиционный полимерный материал традиционными технологиями сложно.
Нанокомпозиционные материалы (нанокомпозиты) – материалы с непрерывными полимерными, керамическими, металлическими, углеродными матрицами и дискретными (или непрерывными) нанофазами различного состава и структуры: конструкционные, для высокоэффективной сепарации и избирательного катализа, устойчивые к экстремальным факторам (термоустойчивые, химически-, радиационностойкие), интеллектуальные самодигностирующиеся и адаптирующиеся конструкционные и функциональные, для электронных и фотонных информационных систем для медицины и биотехнологии, радиопоглощающие, с низкой эффективной отражающей способностью в оптическом диапазоне длин волн, с максимально эффективным энерговыделением (в том числе импульсным), с требуемым уровнем триботехнических свойств.
Общая характеристика наноглин
В коммерческих нанотехнологиях чаще всего применяются наполнители из наноразмерных хлопьев силикатов. Такие наночастицы достаточно длинные, но при этом, по крайней мере, вдоль одной из осей их размер составляет около 1 нм. Поскольку обычные глины являются природным минералом, их свойства непостоянны. Чистота глины может влиять на свойства нанокомпозитного материала. Контролируемыми параметрами нанокомпозитов, являются тип глины, чистота глины, тип полимера и метод введения полимера в нанокомпозитный материал. Самым важным параметром является относительная длина наночастиц глины. Для использования оптимальны глины, имеющие пластинчатую структуру с толщиной менее 1 нм и относительную длину от 300 до 1500 нм.
Наиболее часто используемой наноглиной является слоистый алюмосиликат монтмориллонит (ММТ). В отличие от талька и слюды, ММТ может быть расслоен и диспергирован на отдельные слои толщиной 1 нм и шириной примерно от 70 до 150 нм. Расслаивание вызывает существенное увеличение отношения площади поверхности к объему. Глино-полимерные композиты можно разделить на три типа: обычные композиты, нанокомпозиты с включениями и расслоенные нанокомпозиты. Если в полимере частично разделены частицы ММТ (тактоиды), они называются нанокомпозиты с включениями, а при полном разделении на отдельные пластины они называются расслоенными. Для улучшения диспергирования и смешиваемости с полимерной матрицей глина должна быть предварительно модифицирована, т.е. проведена соответствующая обработка поверхности (рисунок 2.5).

[ Cкачайте файл, чтобы посмотреть картинку ]
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14515 Расслаивание и диспергирование глины [3].

После этого тактоиды расслаиваются на пластины в результате возникновения сдвиговых напряжений во время смешения в расплаве полимера или при протекании химических реакций во время полимеризации матрицы. В результате включения ММТ в полимерный композит улучшаются его механические свойства, например, модуль упругости, деформационная теплостойкость и сопротивляемость царапанию, увеличиваются теплостойкость, формоустойчивость и огнестойкость; при полном расслоении глины достигаются наилучшие характеристики. Химический состав глины обуславливает наличие на поверхности пластин неорганических катионов, придающих поверхности высокую гидрофильность, и соответственно, несовместимость со многими полимерными смолами. Для успешного образования глино-полимерного нанокомпозита, следует провести соответствующую обработку поверхности, снизив полярность глины, чтобы сделать глину «органофильной». Органофильная глина может быть получена из гидрофильной глины путем замещения неорганических катионов органическими, например, ионами алкиламмония. Кроме ММТ возможно использование других глин, включая гекториты (магнийсиликаты), пластины в которых очень малы, и синтетические глины (например, гидроталькит), которые могут быть получены в очень чистом виде, поверхность их пластин может нести положительные заряды в отличие от отрицательных зарядов на поверхности ММТ.

Получения и свойства термопластичных полимерных матриц, модифицированных наночастицами

Одним из самых существенных технологических достижений в промышленности пластмасс за последние 3-4 года стало развитие полимерных нанокомпозитных материалов, то есть, полимерных смол, содержащих наноразмерные компоненты, например, наноглины или углеродные нанотрубки. Введение от 2% до 5% нанокомпонентов для формирования нанокомпозитного материала является важным новым средством модификации физических свойств. Основными полезными результатами становятся улучшение механических свойств, повышение жесткости и формоустойчивости, улучшение барьерных качеств, повышение огнестойкости и электропроводности.
Наполнение полимеров наноразмерными наполнителями:
1) повышает упругопрочностные свойства, деформационную теплостойкость, трещиностойкость, стабильность размеров изделий;
2) позволяет создавать материалы с требуемыми электрическими, магнитными, оптическими свойствами, с регулируемой скоростью диффузии газов и жидкостей;
3) используется при разработке тиксотропных лаков, эмалей, клеев, полимерных плёнок и покрытий с высокой твёрдостью, износостойкостью, токопроводностью, оптической прозрачностью, барьерными свойствами, способностью к самоочищению – наноструктурированные гидрофобные покрытия на основе дендримеров с «лотос» - эффектом; полимерных композиций, мембран из полиэлектролитов с пониженной набухаемостью; наномодифицированных структур гидрофильных и гидрофобных поверхностей, покрытий, в том числе защитных для изделий электроники, сенсорики.
4) Используются для наномодифицирования термореактивных и термопластичных связующих при разработке нового поколения ВПКМ конструкционного и специального назначения.
Нанонаполненный полиамид ПА 6
Дисперсные наполнители минеральной (неорганической) природы в виде порошков и коротких волокон широко используются для получения полимерных композиционных материалов с требуемыми эксплуатационными свойствами и изделий из них разнообразных форм и объемов, в основном литьем под давлением и экструзией [24].
Полиамид 6, наполненный минералами, характеризуется изотропностью механических свойств, теплостойкостью, стабильностью размеров, низким короблением и усадкой. В качестве наполнителей, как правило, применяются, тальк, мел, каолин, слюда. Степень наполнения традиционными минеральными наполнителями – 10-30%, что вызывает увеличение плотности полимерного композиционного материала.
Дисперсные наполнители на основе измельченного кварцита (кварцевой муки) со средними размерами частиц от 5 до 150 мкм выпускаются в виде порошков. При высоких степенях наполнения кварцевая мука повышает твердость и хрупкость полиамидов, а также повышает плотность полимерных композиций. Твердость измельченного кварцита достаточно высока, что обусловливает ускоренный износ технологического оборудования.
Дисперсные наполнители с волокнистой структурой (асбест, волластонит) увеличивает вязкость композиции, что приводит к изменению технологических параметров литья под давлением (давление литья). Недостатком асбеста являются пониженные значения ударной вязкости полимерных композиций. Существуют также некоторые трудности в переработке материалов на их основе – темный цвет получаемых пластмасс. При работе с асбестом требуется применение специальных мер безопасности, поскольку он может вызывать у людей, работающих с ним, легочные заболевания (предельная допустимая концентрация асбеста составляет два волокна длиннее 5 мкм на 1 см3 при вдыхании в течение 8 часов).
Слоистые алюмосиликаты, например монтмориллонит (montmorillonite), способные разделяться на тонкие слои толщиной около 1 нм. Применяются для получения нанокомпозитов. В отличие от традиционных минеральных наполнителей добавляются в относительно небольшом количестве (до 9%), поэтому практически не изменяют плотность материала. Повышают жесткость и другие механические свойства, теплостойкость, огнестойкость, барьерные свойства. Нанопластинки алюмосилакта прозрачны, что не изменяет оптических свойств изделий из полиамида. Кроме того, наноразмерные наполнители не влияют на вязкость расплава полимера, что обеспечивает использования того же оборудования с теми же технологическими параметрами, что и при обычном литье под давлением изделий из полиамида 6. При использовании нанонаполнителей не происходит износ технологического оборудования, в отличии от наполнителей в виде порошинок с высокой твердостью.
Таким образом, для улучшения свойств полиамида 6 целесообразно использовать наноразмерный алюмосиликатный наполнитель типа монтмориллонита.
Первыми представителями наноразмерных наполнителей, нашедших (наряду с углеродными нанотрубками) промышленное применение, стали природные слоистые силикаты [24]. Для получения нанокомпозитов с наполнителем в виде пластинок наноразмеров используют слоистые силикаты, неорганические полиэлектролиты, катиониты (алюмосиликаты, бентониты, монтмориллониты; магнийсиликаты, гекториты) и аниониты (синтетические глины, гидроталькит Mg3Si4O10(OH)2). Наибольшее применение имеет слоистый алюмосиликат монмориллонит [24].
Монтмориллонит входит в состав (более 70%) глин группы смектитов (бентониты, бейделлиты и др.). Кристаллическая решетка всех смектитов многослойная, причем верхний и нижний слои состоят из тетраэдров AlSiO4, средний слой – из октаэдров с атомами Al, Fe, Mg в центре (рисунок 2.6) [24].






Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14615 Структура слоистого силиката с тетраэдрическими (а, структура SiO4, атом Si в центре тетраэдра из атомов кислорода) и октаэдрическим (б, струтура MgO6, атом Mg в центре октаэдра из атомов кислорода) органофобными гидрофильными слоями (немодифицированный, А), после интергалирования (Interkalierung, внедрение и адсорбция органических катионов для придания органофильности (1, Б) и после расслоения до нанопластинок (эксфолиирование) (Exfolierung, 2, Б) [24].

Химический состав монтмориллонита обусловливает наличие на поверхности слоев неорганических катионов, придающих поверхности высокую гидрофильность, и несовместимость с полимерами. Использование природных частиц размером 5-60 мкм приводит к получению полимерных композиций, свойства которых соответствуют свойствам обычных дисперснонаполненных порошками композиций с микроразмерными наполнителями. Для получения наполнителя в виде наноразмерных пластинок толщиной 1 нм, длиной 70-150 нм и обеспечения их взаимодействия с полимерами для получения полимерных композиционных материалов со специфическими свойствами, придаваемыми им присутствующими в составе наноразмерными наполнителями (нанокомпозитов), проводят (обычно в водной среде) предварительную обработку гидрофильной поверхности силиката, внедряя (интеркалируя) в межслойное пространство органические длинноцепочечные (объемные, раздвигающие слои при адсорбции) катионы. Замещение неорганических катионов органическими, например, ионами алкиламмония, снижает полярность алюмосиликата, делая его органофильным [24].
В качестве веществ, придающих органофильность поверхностям слоев алюмосиликатов, используют органические катионы длинноцепочечные ионы аммония N+(R)4, реже фосфония P+(R)5, аммонийхлориды, аминокислоты ( где R-алкил-, гексил-, бутил-, тетраметил-, бензилтриметил- и др.) [24].
В качестве интеркалянтов при наполнении органофильными слоистыми силикатами ПА-6 фирма Sьd Chemic (Германия) использует аминокислоты (12-аминододециловая кислота) и третичные амины [24].
От состава, строения органического катиона зависит механизм интеркаляции, степень расслоения силиката до наноразмерных частиц (пластинок) в полимерном нанокомпозите. При увеличении концентрации органических катионов увеличивается межплоскостные расстояния (упруго-прочностные свойства нанокомпозитов коррелируют с ними). Из-за перехода плоских структур к наклонным ускоряется процесс набухания, диффузии полимерных макромолекул в межслойное пространство. Тип органического катиона, плотность создаваемого им поверхностного заряда определяет морфологию (плотность упаковки, степень кристалличности) полимерной фазы [24].
Производители керамических наноразмерных наполнителей поставляют для получения полимерных нанокомпозитов алюмосиликаты подготовленные интеркаляцией к расслоению, а диспергирование и расслоение (эксфолиирование) их до наноразмерных частиц проводят при переработке полуфабрикатов, полученных различными способами совмещения с интеркалированными алюмосиликатами [24].
Получение нанокомпозита на основе ПА 6
Композиции с интеркалированными органическими катионами слоистыми силикатами (наполнителями) получают совмещением с мономерами, смесями олигомеров и эластомеров (термореактивными связующими, резиновыми смесями), с растворами и расплавами полимеров:
При введении наполнителя в расплав мономера (капролактам, бутадиен, акрилонитрил), его молекулы диффундируют в межслоевое пространство, расширяя его. После полимеризации мономеров на месте (in situ) образуется нанокомпозит расслоенной структуры с расслоением между пластинами алюмосиликата более 30 нм. Взаимодействие между полимерной матрицей и пластинками алюмосиликата возрастает, если адсорбированный на их поверхности органический катион инициирует процесс полимеризации или сополимеризуется с ним. Например, использование алюмосиликатов, интеркалированных аминокислотой, её карбоксильные группы образуют ионно-координационные связи с поверхностью нанопластин, а аминогруппы инициируют полимеризацию капролактама, обеспечивая химическое взаимодействие полиамида с наполнителем [24].
При использовании растворной технологии после набухания органофильных алюмосиликатов в полярных растворителях (в концентрированной серной кислоте, муравьиной, в феноле, крезоле, хлорале) их вводят в раствор полиамида, а после интеркалирования его молекул в межслоевое пространство растворитель удаляют [24].
Для совмещения органофильных слоистых алюмосиликатов с расплавами полимеров (основной способ получения нанокомпозитов) используют оборудование, традиционное при переработке термопластичных полимерных материалов (смесители, вальцы, экструдеры) [24].
Диспергирование слоистых силикатов до наноразмерных частиц проходит главным образом за счет физико-химических, а не механических сил, которые усиливают этот эффект, но не являются его причиной [24].
Процесс расслоения слоистых силикатов, возможность проникновения полимерных макромолекул в межслоевое пространство и их удержание в нем определяется термодинамическими (энтропийными, характеризующими подвижность компонентов, находящихся между слоями, уменьшающимися при увеличении подвижности, и энтальпийными, характеризующими взаимодействие между ними) факторами. Удержание макромолекул в межслоевом пространстве связано с понижением энтропии. Для снижения энтальпии взаимодействия полимера с поверхностью силиката необходимо расширение внутренних галерей слоистого силиката, оптимальное содержание макромолекул в межслоевом пространстве, что имеет место, когда взаимодействие полимер-алюмосиликат энергетически выгоднее взаимодействия органический катион-алюмосиликат [24].
Расслоение алюмосиликататов проходит в результате диффузии макромолекул в межслоевое пространство, их интеркаляции с последующим расслоением слоистых алюмосиликатов (эксфолиации) под действием гидродинамических сил, возникающих при смешении их расплавами полимеров в смесителях различных типов, в основном экструдерах. Степень расслоения зависит как от способа предварительной обработки слоистого алюмосиликата (природы функциональных групп на поверхности, определяющих когезионные взаимодействия, концентрации органического катиона и его типа, использованного для придания органофильности), так и вязкости расплава матричного полимера, температуры смешения, скорости и усилия сдвига, продолжительности процесса смешивания [24].
Степень расслоения слоистых силикатов до наночастиц с учетом термодинамических факторов (энтропия, энтальпия, параметр взаимодействия) на практике определяются сдвиговыми усилиями, возникающими при смешении компонентов в экструдируемых расплавах, молекулярной массой полимера. Увеличение механической энергии при смешении способствует диспергированию (расслоению) интеркалированных силикатов до наночастиц. Увеличение молекулярной массы полимера, используемого для получения нанокомпозита, снижает скорость проникновения макромолекул в межслойное пространство (скорость интеркалирования), но возрастание сдвиговых напряжений, необходимых при получении композиций на основе полимеров с высокой вязкостью расплава, обеспечивает более полное расслоение стопок слоистых силикатов на наночастицы, их диспергирование и равномерное распределение в объеме матричного полимера [24].
При определенной продолжительности процесса смешения оптимальное расслоение и диспергирование нанопластинок расслоенного алюмосиликата в расплавах термопластов (например ПА-6) достигается при использовании двухшнековых экструдеров с противовращением без стыковых блоков [24].
В зависимости от уровня сдвиговых напряжений и интенсивности диффузионных процессов диспергирование в наполненных полимерных композициях интеркалированных органофильных слоистых алюмосиликатов (рисунок 2.7, 2) в расплавах полимеров проходит через стадии образования хаотически распределяемых в полимерной фазе стопок частично расслоенных силикатных слоев (тактоидов, рисунок 2.7, 1), агломератов со сдвинутыми структурами (тактоидов малых размеров, рисунок 2.7, 2), плотность расслоенных (эксфолизованных) за счет деформации сдвига и диффузии нанопластинок, распределенных в полимерном связующем (рисунок 2.7, 3) [24].

1 – тактоиды, стопки с частично расслоенными слоями; 2 – тактоиды малых размеров; 3 – полностью расслоенные до нанопластин через переход от плоских структур «а» к наклонным «б» тактоиды; 4 - расслоенные нанокомпозиты; 5 - нанокомпозиты с включениями, 6 – микрокомпозиты.
Рисунок 13 STYLEREF 1 \
·s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14715 Стадии диспергирования интеркалированных органическими катионами органофильных слоистых силикатов в расплавах наполненных ими полимеров при экструдировании и типы получаемых дисперснонаполненных композиций [24].

Свойства модифицированного наночастицами ПА 6
Слоистые силикаты после исследований, направленных на нахождение условий, обеспечивающих их расслоение до наноразмерных тактоидов и пластин, заняли ведущие позиции в качестве наполнителей полимерных нанокомпозиционных материалов [24].
Полимерные композиты, наполненные силикатными нанопластинками, имеют при степени наполнения до 10 %об. (обычно 2-5 %об.), благодаря проявлению квантовых эффектов, высокой величины и активности поверхности наночастиц высокие упруго прочностные свойства, деформационную тепло-, термостойкость, низкие усадки, низкое водопоглощение и газопроницаемость (высокие барьерные свойства, нанопластины создают извилистые пути диффузии), высокую огнестойкость (образование на начальных стадиях горения карбонизованных науглероженных структур, продуктов взаимодействия углерода с силикатами с низкой тепло- и температуропроводностью, экранирующих диффузию кислорода; возможность резкого снижения концентрации традиционных антипиренов) [24].
Пластины монмориллонита толщиной 1 нм прозрачны, что используется для получения упаковочных пленок с высокими барьерными свойствами [24].
Упруго-прочностные свойства нанокомпозитов возрастают как при увеличении содержания наночастиц (рисунок 2.8), так и при увеличении отношения их длины к толщине [24].


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14815 Влияние концентрации силиката и влаги на модуль упругости
нанокомпозита [9].

Модуль упругости ПА-6 с 3%масс. монмориллонита на 50% выше Е+ микрокомпозитов, наполненных тальком, частицами коллоидной кремниевой кислоты [6].
На начальной стадии пластических деформаций в нанокомпозите формируются микротрещины в матрице между стопками силикатных пластинок, которые затем выполняют роль стопперов, что повышает ударную вязкость, а высокий модуль упругости определяется упругими свойствами наночастиц [24].
Введение в ПА-6 5 % об. наносиликатных частиц повышает модуль упругости, твердость, деформационную теплостойкость нанокомпозита в той же степени, как и при введении 30 % об. традиционных минеральных порошков [24].
Уменьшение модуля упругости из-за содержания влаги является общим для всех полиамидов. Это обусловлено тем, что молекулы воды оказывают пластифицирующее действие. Влага увеличивает подвижность полимерных цепей и приводит к снижению температуры стеклования. ПА 6 имеет температуру стеклования около 500С в сухом виде, а у влажных образцов она может снизится до комнатной температуры. Изменение модуля упругости в области Тс в чистом полиамиде и в модифицированном силикатными наночастицами представлен на рисунке 2.9 [9].
Например, для значения модуля 1 ГПа на рисунке видно, что нанокомпозит может весьма значительно увеличить диапазон температур (до 100 0С), при которых используется материал.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14215.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14915 Зависимость модуля упругости сухого и влажного ПА 6
и ПА 6, модифицированного силикатными наночастицами [9].

Нанокомпозиты с 2,5 – 5 %об. Силикатных нанопластин толщиной 1 – 2 нм имеют высокую огнестойкость (без введения антипиренов) благодаря замедлению диффузии кислорода в зону горения, снижению теплопроводности, образованию карбонизованных многослойных структур со слоями из пластинок термоустойчивых силикатов с высокими теплоизоляционными свойствами, препятствующих массопереносу, диффузии продуктов горения. Снижается и концентрация токсичных продуктов горения и тления [24].
Тепловыделение при горении нанокомпозитов, наполненных 5 % об. наносиликата ПА-6, снижается на 63%. При выгорании органической фазы в полиамидных нанокомпозитах с 1,0 – 7,5 %об. органофильного силиката поверхностные слои материала толщиной в сотни нм обогащаются неорганическими компонентами, защищая материал от контакта с пламенем [24].
При наполнении полиамида силикатными наночастицами не происходит увеличение вязкости расплава, что позволяет перерабатывать нанокомпозит при тех же технологических параметрах переработки, что и ненаполненный полимер. Это дает возможность получать изделия из нанокомпозита на том же оборудовании, что и при использовании ненаполненного полиамида.
Расчёт модуля упругости полимерной матрицы модифицированной наночастицами методом Халпина – Цая
Полуимперическая модель Халпина-Цая используется потому, что она довольно проста, но принимает во внимание форму и коэффициент Пуассона армированных частей [9]. Полидисперсность армированных частей в полу-имперических моделях приводит к усредненным значениям размеров. Модель Халпина-Цая была изобретена для описания свойств полу-кристаллических полимеров, которыми по сути являются нанокомпозиты, и может использоваться для описания композитов, армированных волокнами.
13 EMBED Equation.3 1415 (3.1)
при
13 EMBED Equation.3 1415 (3.2)
где: Ес – модуль упругости модифицированной матрицы, 13 EMBED Equation.3 1415- модуль упругости частиц, 13 EMBED Equation.3 1415 - модуль упругости чистой матрицы, 13 EMBED Equation.3 1415 - коэффициент формы, зависящий от геометрии, ориентации и коэффициента Пуассона частиц, 13 EMBED Equation.3 1415- объемная доля наполнителя.
Моделирование деформационно-прочностных свойств в стеклопластике на основе матрицы, модифицированной наночастицами

Метод конечных элементов в моделировании (МКЭ) деформационно-прочностных свойств ПКМ

В методе конечных элементов сплошное тело, имеющее бесконечное число степеней свободы, разбивают на элементы ограниченной протяженности и, используя характеристики отдельных элементов, описывают поведение системы в целом.
Метод конечных элементов получил значительное раз витие с 1950-х годов, когда появились большие ЭВМ. В настоящее время этот метод находит широкое применение при решении различных технических задач, к которым можно отнести задачи сопротивления материалов, гидромеханики, теплотехники, электротехники и др. При рассмотрении конечных элементов используются различные методы: метод перемещений, метод напряжений, комбинированный метод и т. д. При исследовании механизма поведения композитов методом конечных элементов обычно ограничиваются анализом двумерной задачи.
Для установления характеристик элементов используют энергетические принципы. Выбор соответствующего энергетического принципа зависит от используемого метода. Наиболее распространённому методу перемещений соответствует принцип виртуальных работ.
Основная идея метода конечных элементов состоит в том, что любую непрерывную функцию можно аппроксимировать моделью, состоящей из отдельных участков (элементов), на каждом из которых она приближается кусочно-непрерывной функцией, построенной на значениях исследуемой непрерывной величины в конечном числе точек рассматриваемого элемента. В общем случае непрерывная функция заранее неизвестна, и нужно определить её значения в некоторых внутренних точках рассматриваемой области. Первоначально предполагаются известными числовые значения функции в некоторых внутренних точках области (в узлах). После этого переходят к общему случаю. Таким образом, порядок построения дискретной модели состоит из следующих этапов:
Область определения непрерывной функции разбивается на конечное число подобластей (элементов). Эти элементы составляют область и имеют общие точки (узлы).
В рассматриваемой области фиксируется конечное число точек (узлов). В этих точках вводятся фиктивные силы, эквивалентные поверхностным напряжениям, распределенным по границам элементов. Элементы взаимодействуют между собой только в узловых точках.
Первоначальное значение непрерывной функции в узловых точках предполагается известным.
Для каждого из элементов области определяется аппроксимирующая функция (функция элемента). Чаще всего она выбирается в виде линейных, квадратичных или кубических полиномов. Для каждого элемента можно подбирать свой полином, однако должно выполняться условие непрерывности функции вдоль границ элемента.
На множестве узлов опять задаются значения функции, на этот раз являющиеся переменными. Узловые значения функции выбираются из условия минимизации функции, связанной с физической природой задачи. Например, в прочностных задачах, где определяются поля перемещений, деформаций и напряжений, минимизируется потенциальная энергия деформируемого тела. Процесс минимизации сводится к решению систем линейных алгебраических уравнений относительно значений функции в выбранных узлах.
Таким образом, структура ПКМ рассматривается как совокупность элементов, соединенных в конечном числе узловых точек. Если известны соотношения между силами и перемещениями для каждого из элементов, известно и состояние системы в целом.
Если описанная идеализация допустима, то задача сводится к обычной задаче строительной механики, решаемой численным методом. Таким образом, при использовании МКЭ решение краевой задачи для заданной области ищется в виде набора функций, определенных на некоторых подобластях (конечных элементах).
Решение задачи по МКЭ состоит из следующих этапов:
1. Постановка задачи.
2. Создание геометрии.
3. Разбиение модели на сетку конечных элементов.
4. Приложение к модели условий закрепления и нагружения. Задание начальных условий в случае динамического анализа.
5. Численное решение системы уравнений.
8. Анализ полученных результатов.
Этапы 1ч4 относятся к препроцессорной стадии, этап 5 – к процессорной стадии, этап 6 – к постпроцессорной стадии.
Построенная модель разбивается на конечные элементы простой формы, которые выбираются сообразно физической сущности задачи. Имеются несколько форм элементов, использующихся при моделировании. Выбор типа элемента также зависит от природы задачи, ожидаемых результатов, требований к производительности используемого ПК и т.д. По определяемым смещениям в узлах элементов строится поле перемещений и напряжений системы.
Разбиение модели на сетку конечных элементов производится либо автоматически (программными средствами), либо вручную пользователем. Густота сетки и её форма зависят от геометрии модели, способов закрепления и нагружения. Например, в местах приложения нагрузок и в местах перегиба модели сетка делается более густой, чтобы получить более точное распределение смещений и напряжений. Правильное приложение нагрузок, а также условий закрепления модели также может представлять трудности.
Этап численного решения обычно не представляет особых трудностей, так как выполняется автоматически. Исключение составляют системы с плохо обусловленной матрицей жесткости.
Учитывая, что в КЭ задачах неизвестными являются перемещения в узлах, а в трехмерных задачах узел тетрагонального элемента может иметь перемещения по трем направлениям, система уравнений равновесия может иметь высокую размерность. При составлении уравнений равновесия учитывается, что сумма проекций всех сил на каждую из координатных осей равна нулю, а сумма внутренних сил равна внешней силе с обратным знаком.
В трехмерных моделях число узлов обычно больше числа элементов, а число степеней свободы в 3 раза больше числа узлов (за исключением числа кинематических граничных условий).
При расчете композитов пользуется как микро-, так и макроподходами. При микроиодходе композит разделяют на матрицу и армирующий наполнитель и, исходя из особенностей соединения матрицы и армирующего материала, рассматривают механику поведения композита. В случае макроподхода наполнитель и матрицу рассматривают как одно целое.
Из этого следует, что для моделирования развития дефекта на границе волокно-матрица необходимо использовать микроподход.
В рассматриваемом случае задача состоит в том, как правильно охарактеризовать разнородные материалы, совокупность которых образует композит. Это означает, что для каждого компонента необходимо иметь исходные данные, которые характеризуют константы материалов. Получение таких данных представляет собой довольно трудоемкую задачу, и это является существенным препятствием при проведении моделирования. При рассмотрении конечных элементов используются различные методы. При применении метода конечных элементов для композитов с учетом указанного выше обстоятельства эффективным оказывается блочный метод.
В блочном методе при разбиении выделяются целые области, которые затем разбиваются на элементы. Для каждой такой области полагают, что постоянные материала являются неизменными. Следовательно, если имеются разнородные материалы, то в таком случае разбиение на области желательно проводить по материалам. Остановимся на этом более подробно.
Для армирования используют как непрерывные волокна, так и волокна, которые имеют ограниченную длину. В случае волокон ограниченной длины (коротких волокон) возникают проблемы, связанные с концентрацией напряжений на концах волокна, что оказывает большое влияние на прочность связи на поверхности, разделяющей волокно и матрицу.
В рассматриваемом случае воспользуемся моделью, приведенной на рис. 3.1.
На этом рисунке показана четвертая часть области модели с одиночным волокном. На рис. 3.2 дано разбиение на треугольные элементы, используемое для определения напряжений Рассматриваемый композит состоит из двух разнородных материалов: матрицы и армирующего волокна. Поэтому необходимо выделить по меньшей мере два блока. Одним из блоков является армирующее волокно. Для этого блока полагают, что все константы материала являются неизменными. Это позволяет в существенной степени упростить исходные данные для расчета. Для МКЭ анализа необходимо воспользоваться уравнением состояния, которое имеет следующий вид:

{d
·} = [D]{d
·}

[D]матрица напряжений деформаций. Для армирующих волокон обозначается [Df], а для полимерной матрицы через [Dm]. Матрицы [Df] и [Dm] определяются механическими свойствами соответствующих материалов. В расчетах считают, что композит под действием нагрузки равномерно деформируется в направлении упрочняющих волокон. Воспользуемся здесь допущением о том, что сцепление волокна с матрицей является идеальным.

[ Cкачайте файл, чтобы посмотреть картинку ]
1 матрица (смола) 2 армирующий элемент (волокно).
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14115. Модель ПКМ, армированного волокном.









[ Cкачайте файл, чтобы посмотреть картинку ]
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14215. Разбиение на треугольные элементы.

На рис. 3.3 и 3.4 представлены результаты моделирования. На рис. 3.3 показано распределение касательных напряжений на поверхности волокна. В анализе разрушения и текучести при растяжении упрочняющего волокна важными факторами являются условия разрушения и текучести. Если в рассматриваемом случае воспользоваться эквивалентным напряжением о, то можно установить распределение напряжений, показанное на рис. 5.4. При построении распределения напряжений использовалась безразмерная величина
·/
·т, в которой
·т среднее напряжение. Следует обратить внимание на заштрихованные области. Эти области соответствуют элементам, в которых имеет место текучесть




Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14315. Распределение касательных напряжений, действующих на поверхности волокна.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14415. Распределение эквивалентных напряжений на конце волокна.

Блочный метод для микроподхода в моделировании ПКМ требует наличия адекватных физических моделей с явной границей раздела между волокном и матрицей.
Модель Розена для непрерывных волокон рис.3.5 [10] является базовой для моделирования деформационно-прочностных свойств ПКМ. Эта модель, как и все блочные модели является осесиметричной и состоит из цилиндрических блоков матрицы и армирующего волокна. Передача нагрузки осуществляется в основном по граничным поверхностям матрицы и волокна. Важными факторами при этом являются характеристики граничных поверхностей матрицы и волокна, отношение диаметра к его длине, отношение модулей упругости волокна и матрицы. В своей модели Розен предположил, что волокна разрушаются друг за другом последовательно.
Упрочняющее волокно равномерно распределено по матрице и ориентировано в одном направлении. Считается, что все волокна в любом сечении находятся в равных условиях с точки зрения нагружения и вероятности разрушения.
В этой модели учтён разброс прочности волокна. Розен предпринял попытку создать статистическую методику. На рисунке 3.5 для случая одиночного разрушения волокна показаны напряжения в волокне и распределение напряжений на границе волокна и матрицы [10].

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14515. Повреждение при растяжении (модель Розена)


Аналитическое моделирование деформационно-прочностных свойств полимерной композиционной матрицы

Модель Ирвина-Орована
Первыми микромеханический подход к анализу поведения кончика трещины в упруго-пластичных, т.е. линейно-упругих до предела текучести материалах с мгновенным развитием больших необратимых деформаций при достижении предела текучести, применил Ирвин и Орован. Так как при любом удаленном напряжении локальные напряжения вблизи вершины трещины стремятся к бесконечно большим значениям (сингулярны), то они предположили, что в некоторой зоне вблизи вершины трещины локальные напряжения должны превышать критерий пластичности, т.е. в простейшем случае одноосного растяжения или чистого сдвига они должны превысить предел текучести материала (
·y или
·y) и образовать зону пластической деформации. Если эта зона достаточно мала и существенно не нарушает распределение напряжений вокруг трещины, то форму и размеры пластической зоны можно рассчитать по формулам с использованием предельных локальных напряжений, равных пределу текучести материала. Например, при нагружении трещины по моде I и в предположении о плоском деформированном состоянии материала с пределом текучести
·y размер такой зоны равен:

13 EMBED Equation.3 1415 13 EMBED Equation.3 1415

Поскольку малая зона пластичности в упруго-пластичных материалах с трещиной при нагружении окружена упругим полем, то размер этой зоны полностью контролируются коэффициентом интенсивности напряжений и характеристикой сопротивления материала развитию пластических деформаций - пределом текучести с учетом деформационного упрочнения или размягчения в процессе пластического течения. Форма рассчитанных таким образом зон пластических деформаций для плоского деформированного и плоского напряженного состояний приведены на рис.3.6 а-б.

(а) (б) (в) (г)
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14615 Схематические изображения зон пластических деформаций для плоского напряженного (вблизи поверхности) и плоского деформированного (в центральной части пластины) состояний (а) с сопоставлением размеров этих зон (б) (Crack tip – кончик трещины; Mid-section – центральная часть; Surface - поверхность; Plane stress - плоское напряженное состояние; Plane strain - плоское деформированное состояние); наличие и отсутствие (г) ограничения (стеснения) развитию локальных пластических деформаций в толстой (в) и тонкой (в) пластинах с трещиноами соответственно (thickness B – толщина В; thick plate, no contraction – толстая пластина, стеснение зоны; thin plate, free contraction – тонкая пластина, отсутствие стеснения зоны).

Наибольшая по размеру и близкая к сферической форма такой зоны образуется при плоском напряженном состоянии материала, и ее радиус в интервале углов –
·/2<
·<
·/2 может быть рассчитан по формуле:
13 EMBED Equation.3 1415, (3.1)
где
·у - предел текучести материала.

Зона пластических деформаций для плоского деформированного состояния имеет максимальные размеры порядка ѕ13 EMBED Equation.3 1415, что объясняется стеснением деформаций материала в таком состоянии. При этом размер пластической зоны во многом зависит от степени стеснения пластических деформаций, которая резко возрастает при переходе от плоского напряженного к плоскому деформированному состоянию, т.е. от толстых пластин к тонким или от поверхности пластины к ее центральной части (Рис.3.6 в-г).
Как указывалось, выше, возникновение небольшой локальной зоны пластических деформаций вблизи вершины трещины приводит к так называемому псевдо-хрупкому росту трещины при линейно-упругом поведении материала в целом. При этом в результате развития пластических деформаций в окрестности вершины трещины глобальные деформации материала оказываются больше, а глобальная жесткость меньше, чем в случае идеально хрупкого материала, т.е. псевдо-хрупкий материал по сравнению с идеально хрупким ведет себя так, будто он содержит трещину несколько большего размера, чем на самом деле (Рис.3.7).

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14715 Схема распределения напряжений вблизи кончика трещины при развитии локальной пластической зоны (а) (Сrack – трещина; Apparent elastic stress – локальное упругое напряжение при отсутствии пластической зоны; Real stress distribution - фактическое распределение напряжений при наличии пластической зоны; Plastic zone - пластическая зона).

Исходя из этого вводится понятие эквивалентной краевой или центральной трещины, размер которой (аэф) больше фактической (реальной) а на размер зоны пластических деформаций rу: аэф=а+rу. Это позволяет рассчитывать для псевдо-хрупких материалов коэффициент интенсивности напряжений К по тем же формулам 3.1), что и в случае идеально хрупких материалов введением такой поправки на локальную пластичность (поправки Ирвина).
К классическим микромеханическим моделям, аналитически описывающим поведение материала вблизи кончика трещины, относятся также модели Дагдейла и Баренблатта.
Модель Дагдейла
В этой модели, также как и в модели Ирвина-Орована писывается поведение кончика трещины в материале, способном к мгновенным упруго-пластическим деформациям с пределом текучести
·у. Трещина находится в бесконечной пластине и нагружается по моде I при однородном растяжении удаленным напряжением
·, т.е. при плоском напряжении (Рис.3.8), и пластические деформации материала локализованы в тонкой, компланарной с трещиной, зоне вблизи ее кончика (края).


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14815 Модель неупругого (упруго-пластического) поведения трещины (Plastic zone – пластическая зона; Crack – трещина: COD – Crack Opening Displacement – раскрытие трещины; CTOD – Crack Tip Opening Displacement – раскрытие трещины в ее кончике).

Пластическая зона при этом моделируется фиктивной трещиной некоторой длины
·аy с равномерным распределением сил сцепления (когезионного связывания), равных пределу текучести материала
·у. Длина пластической зоны рассчитывается из условия плавного (smooth) закрытия трещины, соответствующего равным и противоположным по знаку значениям коэффициентов интенсивности напряжений, вызываемых удаленным напряжением и силами когезионного связывания соответственно, т.е. равенству нулю их суммы, при длине трещины, равной сумме длин исходной и фиктивной трещин а+
·аy. В соответствие с подходом Ирвина при
·<<
·у и а>>
·аy рассчитанная длина пластической зоны равна:
13 EMBED Equation.3 1415(3.2).
Другим важным деформационным параметром пластической зоны (фиктивной трещины) кроме длины является ее раскрытие
· в поперечном направлении - перпендикулярном плоскости трещины или по оси у (см. Рис.3.8), зависящее от предела текучести и модуля упругости упруго-пластичного материала, размера трещины и прикладываемого удаленного напряжения: 13 EMBED Equation.3 1415. При
·<<
·у и а>>
·аy: 13 EMBED Equation.3 1415
При критических условиях инициирования роста трещины длина пластической зоны и ее раскрытие
· достигают предельных значений
·аyс и13 EMBED Equation.3 1415, сохраняясь постоянными в процессе стабильного равновесного роста трещины (мобильного равновесия). При
·<<
·у и а>>
·аy: 13 EMBED Equation.3 1415. и 13 EMBED Equation.3 1415, причем 13 EMBED Equation.3 1415 и 13 EMBED Equation.3 1415. Предельное раскрытие пластической зоны иногда рассматривается как деформационный критерий разрушения и параметр устойчивости материала к росту трещин: трещина начинает расти, если
· =
·с.

Модель Баренблатта[29]
Эта модель, развитая раньше модели Дагдейла и достаточно близкая к ней, позволяет математически в самом общем виде описать равновесное состояние трещин в упругом, идеально хрупком теле, сохраняющем свойство линейной упругости вплоть до разрушения, с учетом действия у краев трещин (когезионной зоне) атомно-молекулярных связей (когезионных сил), сильно притягивающих противоположные стороны (берега) трещин друг к другу (Рис.3.9).

(а) (б)
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 14915 Схемы общего вида трещины в хрупком теле с когезионной зоной в модели Баренблатта (а) и плавного смыкания берегов трещины у ее края (б) .

В этой модели анализируется поведение трещины нормального разрыва (с раскрытием по моде I), представляющей собой поверхности разрыва сплошности тела (разрыва вектора смещения), хотя такой же подход может быть применен и к аналогичным касательным (сдвиговым) компонентам смещения по модам II и III. В кончике трещины нормального разрыва интенсивность сил сцепления с увеличением расстояния
· между противоположными берегами очень быстро достигает максимальной величины (критического значения
·с), а затем быстро убывает до нуля при критическом раскрытии
·=
·с (Рис.3.10).


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141015 Зависимость локального напряжения от раскрытия кончика трещины.

Максимальное значение сил когезионного сцепления соответствует прочности атомно-молекулярных связей (идеальной локальной прочности тела) и примерно равно
13 EMBED Equation.3 1415
где Е и
·s – модуль Юнга и поверхностная энергия материала соответственно, b – межатомное или межмолекулярное расстояние (величина порядка 10-7 мм).
При этом поверхность трещины рассматривается состоящей из двух областей: внутренней, длиной а, свободной от когезионных сил, и концевой, длиной d, в которой действуют когезионные силы на расстоянии раскрытия концевой зоны
· в перпендикулярном росту трещины направлении, т.е. на расстоянии между противоположными поверхностями (берегами) трещины у ее краев. Математический анализ базируется на двух основных гипотезах:
1. Продольные размеры зоны, где действуют силы сцепления, т.е. длина в направлении роста трещины d значительно меньше размеров внутренней области трещины в этом направлении, хотя в принципе эта модель может быть применена и к очень узким начальным трещинам, в которых размеры когезионной зоны соизмеримы с общим размером трещины или равны им. При этом длина когезионной зоны d значительно больше атомно-молекулярных размеров, например, постоянной кристаллической решетки, так что на расстояниях порядка d можно пользоваться методами механики сплошных сред.
2. Форма нормального сечения поверхности трещины в концевой области (сечения плоскостью, нормальной к контуру трещины) и, следовательно, локальное распределение сил сцепления вблизи их максимального действия не зависят от прилагаемых внешних сил и для данного материала при данных условиях (температура, давление, состав) всегда одинакова.
Действующие между берегами трещины в ее кончике силы сцепления компенсируются локальными разрывными силами от прилагаемого удаленного напряжения, причем конечность растягивающего напряжения и плавность смыкания берегов (закрытия) трещины в ее кончике (на ее контуре) обеспечивают равновесное состояние трещины. С увеличением разрывных нагрузок и возрастания раскрытия трещины
· силы сцепления также возрастают и после достижения ими максимального значения (см. Рис.3.10) трещина переходит в подвижное равновесное состояние - устойчивое или неустойчивое. В случае устойчивого состояния медленное превышение нагрузками максимальных сил сцепления приводит к медленному переходу трещины из одного равновесного состояния в другое наподобие раскрытия застежки-молнии (скачкообразный устойчивый рост трещины), а в случае неустойчивого состояния малейшее превышение равновесной нагрузки приводит к началу быстрого развития трещин, имеющее динамический характер (критический катастрофический рост трещины). Хотя второй вариант на практике встречается очень часто при разрушении хрупких тел с трещиной, первый вариант теоретически также возможен. В обоих случаях при расширении (росте) трещины ее концевая область как бы перемещается на некоторое расстояние, но форма ее нормального сечения остается неизменной, т.е. выражаясь современным языком, трещина распространяется самоподобно.
Так как зона действия сил когезионного сцепления мала и практически не влияет на распределение напряжений в окрестностях трещины, то в условиях подвижного равновесия в линейно-упругом теле с трещиной поле упругих напряжений представляется в виде суммы двух полей: вычисленного с учетом только внешних нагрузок и с учетом только сил сцепления, коэффициенты интенсивности напряжений которых равны, но противоположны по знаку. Расчет коэффициента интенсивности напряжений с учетом только внешних нагрузок 13 EMBED Equation.3 1415проводится классическим методом для линейно-упругого тела с трещиной, а с учетом только сил сцепления – по выведенной формуле:
13 EMBED Equation.3 1415 ,
где N(t) – распределение сил сцепления, отличных от нуля, в концевой области трещины 0
· t
·d. Интеграл в правой части уравнения (2.6х), названный модулем сцепления, и равный ему по величине интеграл, рассчитываемый только с учетом внешних нагрузок, являются характеристиками трещинодвижущей силы, а их критические значения, соответствующие началу распространения трещины - параметрами сопротивления росту трещин, т.е. трещиностойкости материала при данных условиях. Однако, как было показано позднее, более важным и эффективным методом определения параметра трещиностойкости в модели Баренблатта является интегрирование кривой когезионных сил, приведенной на рис.2.3х, по величине раскрытия трещины в ее конце, что дает энергию разрушения материала, соответствующую удвоенной поверхностной энергии идеально хрупкого тела или, в более общем случае для линейно-упругих тел с возможными дополнительным процессами диссипации энергии при росте трещины – критическую величину интенсивности высвобождения упругой энергии при росте трещины: 13 EMBED Equation.3 1415. Эквивалентность этих параметров, определяемых в модели Баренблатта и в энергетических походах Гриффита и Ирвина-Орована , доказывается определением J-интеграла в случае трещины длиной а, в кончике которой развивается плоская зона разрыва атомно-молекулярных связей длиной d и раскрытием
· с действующей в ней силой сцепления (когезионной силой)
·(
·). Рассматривается путь интегрирования Г, для которого при dу=0 и dS=dx для 13 EMBED Equation.3 1415 и dS=-dx для 13 EMBED Equation.3 1415, Т1=0, Т2=-
·(
·):13 EMBED Equation.3 1415
При предельном раскрытии когезионной зоны (
·=
·С) начинается рост трещины, что соответствует параметру трещиностойкости:
13 EMBED Equation.3 1415 ,
при малой зоне неупругих деформаций равному в теории Ирвина GIC.

Моделирование процесса роста дефектов с использованием методики виртуального закрытия трещины и моделирования когезионной зоны

В настоящее время на основе и в развитие идей Баренблатта и Дагдейла разработаны многочисленные микромеханические теории, описывающие состояние и локальные процессы инициирования и роста трещин с использованием моделей когезионных и мостиковых зон (МКЗ и ММЗ соответственно) применительно к различным материалам, в том числе ПКМ, а также к адгезионным соединениям разнородных материалов при различных модах нагружения и их сочетаниях, позволяющие рассчитывать с помощью определенных экспериментальных данных параметры трещинодвижущих сил и трещиностойкости материалов аналитическими и численными методами и в настоящее время - их сочетаниями. При этом процессы разрушения в обобщенном виде рассматриваются как кавзихрупкие с линейно-упругим поведением материала в целом и развитием (инициированием и ростом) трещин в результате формирования так называемых процессных зон (зон повреждения или предразрушения) - узких щелевых областей, в которых протекают нелинейные локальные процессы развития неупругих (пластических или вязко-упругих) деформаций или разрыва мостиковых связей. Процессные зоны могут возникать и развиваться не только вблизи вершин существующих макроскопических трещин, но и в любом месте концентрации напряжения, где локальные напряжения превысят максимальные силы сцепления материала (локальные пределы текучести или разрушающие напряжения при растяжении и сдвиге или при их сочетаниях).
В современных моделях процессные зоны представляются в виде фиктивной трещины размеры которой явно не определяются, а основной характеристикой служит закон когезионного связывания/разделения - распределение сил связывания (когезионных напряжений) как функции раскрытия фиктивной трещины, т.е. расстояния между ее противоположными поверхностями (закон когезионной зоны, ЗКЗ или Cohesive Zone Law, CZL) рис. 3.11. и 3.12.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141115. Схема когезионной зоны (а0 – длина свободной трещины, где когезионные силы равны нулю; с – длина когезионной зоны; а=а0+с - общая длина трещиы;
·* – высота, т.е. максимальное раскрытие, когезионной зоны).


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141215 Схемы мостиковой зоны трещины в ПКМ (а) (initial flaw - начальная трещина; bridging zone - мостиковая зона) и в стеклообразном полимере (aligned chains - ориентированные цепи;fibrillar bridges - фибриллярные мостики; microvoids - микропоры; crack - трещина).

Основное отличие между различными моделями заключается в формулировке этого закона как зависимости когезионного напряжения
· от раскрытия фиктивной трещины
· (Рис. 3.13).

a b


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141315 Основные типы законов когезионной зоны, используемых в классических моделях Дагдейла (а) и Баренблатта (b) и современных моделей Нидлмана, Needleman (с), Твергаарда – Хатчинсона, Tvergaard - Hutchinson (d), Шейдера,Scheider (e), Камачо – Ортица, Camacho - Ortiz (f) и Гейбла, Geubelle (g), важнйшими из которых являются экспоненциальный (b,c) и билинейный (g)

Максимальное значение когезионного напряжения в этих зависимостях соответствует локальному пределу текучести или разрушающему напряжению материала
·с, а их интеграл (площадь) - работе разрушения материала GF (критическому значению энергетических параметров трещиностойкости Gc или Jc:
13 EMBED Equation.3 1415,
где
·С – максимальное (критическое) значение
·.
В простейшем законе когезионного связывания (постоянном напряжении, равном пределу текучести упруго-пластического материала), соответствующем модели Дагдейла 13 EMBED Equation.3 1415. В других моделей при аналитических расчетах параметров трещинодвижущих сил и трещиностойкости материалов с учетом размеров зоны повреждения и
·с используется конкретный вид функции
·(
·).
Для аналитического (теоретического) расчета трещинодвижущих сил и трещиностойкости материалов в условиях равновесия фиктивной трещины в модели когезионной зоны (МКЗ), показанной выше (при моде нагружения I) используется метод накопления повреждений, в котором возникновение и накопление повреждений рассматривается как процесс, обусловливающий раскрытие когезионной зоны равновесной трещины в линейно-упругом материале. При этом предполагается, что при действии локального напряжения
·k когезионная зона сначала раскрывается упруго с жесткостью k0 до тех пор, пока напряжение не достигнет предельного значения
·0, при котором начинается инициирование повреждения когезионной зоны с линейным или экспоненциальным спадом напряжения соответственно), т.е. когезионная зона состоит из дух частей – упругой зоны и зоны повреждения.


(а) (б)
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141415 Схемы двух типов, близких к изображенным на рис.3.13 b,с,g диаграмм связывания-разделения
·(
·) в когезионной зоне (упругой зоне и зоне повреждения) равновесной трещины при линейно-упругом раскрытии зоны
· под действием локального напряжения
· и инициирования ее повреждения с линейным (а) и экспоненциальным (б) спадом напряжения (Damage Initiation - инициирование повреждения; Final failure - конечное разрушение).

Для оценки степени повреждения когезионной зоны используется параметр 13 EMBED Equation.3 1415, определяемый по следующим соотношениям для линейного и экспоненциального спада напряжения соответственно:
13 EMBED Equation.3 1415 и 13 EMBED Equation.3 1415,
где
·0=
·0/k0 и
·с - раскрытие когезионной зоны при предельном значении
·0 и при ее разрушении;
·* - текущее наибольшее раскрытие когезионной зоны при падении напряжения после инициирования ее повреждения (
·0
·
·*
·
·с). Параметр
· характеризует форму экспоненциального спада напряжения. Внутри зоны повреждения (0<х<с) параметр13 EMBED Equation.3 1415 изменяется от 0 до 1, а в упругой зоне (х<0) и впереди зоны повреждения (х>с) он равен 0.
Линейный и экспоненциальнй спад напряжения после инициирования повреждения когезионной зоны описывается соотношениями:
13 EMBED Equation.3 1415 и 13 EMBED Equation.3 1415.
В обоих случаях при
·*=
·с 13 EMBED Equation.3 1415=1 и
·=0, что соответствует полному разрушению когезионной зоны. Если при
·*<
·с, т.е.до полного разрушения когезионной зоны параметры повреждения сохраняются, т.е. ее повреждение необратимо, то при разгрузке трещины локальное напряжение
· уменьшаетcя до нуля по линейному закону с наклоном 13 EMBED Equation.3 1415, как показано на рис.2.7х. При повторном нагружении локальное напряжение возвращается в точку В и далее спадает по соответствующей линии до нуля. При этом работа разрушения как параметр трещиностойкости определяется по площади, охватывающей соответствующей диаграммой
·(
·):
13 EMBED Equation.3 1415.
В случае линейного спада локального напряжения:
13 EMBED Equation.3 1415,
а в случае экспоненциального:
13 EMBED Equation.3 1415,
где 13 EMBED Equation.3 1415 .
Аналогичные соотношения могут быть получены при развитии трещины по модам II и III. Полученные соотношения для трех отдельных мод нагружения трещины могут быть использованы для определения
·(
·) и 13 EMBED Equation.3 1415 при смешанных модах.
По известной a priori диаграмме
·(
·) и определенным по ней значениям
·с и 13 EMBED Equation.3 1415может быть рассчитана нагрузка на трещину при любом раскрытии когезионной (процессной) зоны. Так, для широко используемого при определение параметров трещиностойкости материалов при нагружении по моде I образца в виде плоской двухконсольной балки (ДКБ) с полувысотой h, толщиной b и краевой трещиной а при сравнительно малой длине зоны повреждения, отсутствии поперечного сдвига в кончике трещины и кручения балок энергетический параметр нагрузки на трещину (J-параметр, интеграл Райса) без учета процессной зоны рассчитывается по растягивающей силе Р, действующей на концы трещины, или по глобальному раскрытию трещины
· в точках приложения силы формулам:
13 EMBED Equation.3 1415 соответственно.
При учете только упругого раскрытия когезионной зоны (
·*<
·0,) эти формулы принимают вид:
13 EMBED Equation.3 1415 и 13 EMBED Equation.3 1415 соответственно, где 13 EMBED Equation.3 1415. Если
·<то эффект упругого раскрытия когезионной зоны очень мал.
При учете раскрытия и упругой зоны, и зоны повреждения (0
·
·*
·
·с) контурный интеграл как мера интенсивности высвобождения энергии при нагрузке на трещину в общем случае равен: 13 EMBED Equation.3 1415.
В случае образца ДКБ при линейном спаде напряжения он равен13 EMBED Equation.3 1415. Производная этого интеграла по раскрытию/закрытию когезионой зоны позволяет определить диаграмму связывания-разделения
·(
·) в когезионной зоне: 13 EMBED Equation.3 1415
Разрушение материала в результате рост трещин является феноменом, при котором происходит разъединения двух поверхностей, или прогрессивное разрушение материала под действием внешних нагрузок. В ANSYS Mechanical и подобных програмных продуктах существуют следующие методы, описывающие подобные случаи:
1. Методика виртуального закрытия трещины (Virtual Crack Closure Technique (VCCT))
2. Методика моделирования когезионной зоны (Cohesive Zone Method (CZM))
3. Модели разрушения Гарсона и т.д. (Damage Gurson’s Model Method)
Наибольшее распространение получили первые два метода механики разрушения, реализованный в ANSYS Mechanical 14.5 и последующих версиях.
Методика виртуального закрытия трещины (Virtual Crack Closure Technique (VCCT) изначально была создана для оценки скорости энерговыделения при развитии трещины в образце [6]. С тех пор, данная методика широко используется при моделировании роста трещин слоистых композитов, принимая во внимание, что рост трещины всегда происходит вдоль заданной траектории, например, по интерфейсным элементам.
Методика VCCT работает только с линейными конечными элементами серии 18X, такими как PLANE182 или SOLID185.
Использование методик для моделирования роста трещин требует ввода в математическую модель некоторых допущений:
Рост трещины происходит вдоль заранее заданной траектории.
Траектория задается интерфейсными элементами.
Расчет является квазистатическим и не учитывает переходные эффекты.
Материал считается линейно-упругим изотропным, ортотропным или анизотропным.
Трещина может быть помещена в материал или вдоль интерфейса между двумя материалами. Критерий разрушения основан на скорости энерговыделения, которая вычисляется по методике VCCT. Доступны различные критерии разрушения, включая пользовательские опции. В расчете можно задавать составные трещины (Multiple cracks).
Методики VCCT и CZM использует:
Интерфейсные элементы INTER202 (2-D) и INTER205 (3-D).
Команду CINT для вычисления скорости энерговыделения.
КомандуCGROW для задания параметров роста трещин (crack growth set), критериев разрушения, траектории трещинообразования и параметры решателя.
Порядок решения задачи по методикам
Моделирование роста трещин полагается квазистатическим. Основные этапы выполнения анализа:
Создание конечно-элементной модели с траекторией роста трещины;
Вычисление параметра Energy-Release Rate;
Выполнение анализа роста трещин (Crack Growth Calculation);
Моделирование роста трещин является нелинейной прочностной задачей (Crack growth simulation).
Создание конечно-элементной модели с траекторией роста трещины
Выполнение стандартной процедуры создания нелинейного решения и генерация конечно-элементной модели, задание настроек решателя - нагрузок и граничных условий. Траектория роста трещины (predefined crack path) – это дискретизация пути роста трещины интерфейсными элементами и создание соответствующих компонентов как показано на рис.3.15.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141515. Траектория роста трещины при моделировании на основе интерфейсных элементов
Интерфейсные элементы создаются командой CZMESH или в специализированных сеточных генераторах. Опция (KEYOPT(2)=1) элемента МРС сцепляет потенциальные поверхности трещинообразования вместе перед началом процесса роста трещины. Уравнения МРС впоследствии удаляются при выполнении критерия разрушения, затем происходит дальнейший рост трещины.
В 2D задачах, при выполнении критерия разрушения, происходит раскрытие трещины на одном интерфейсном элементе, что достаточно для дальнейшего роста трещины на данном подшаге. В 3D задачах, все интерфейсные элементы по фронту трещины могут изменить свой статус, если встретится критерий разрушения.
Различия в размерах конечных элементов впереди и позади вершины трещины влияет на точность вычисления скорости высвобождения энергии при разрушении. Программа использует алгоритм коррекции, что уже предполагает получение некорректных результатов. Лучше использовать равные по размеру элементы в сетке вдоль траектории роста трещины.

В результате проведенного анализа литературы выявлено следующее:

Наиболее соответствует цели данной работы микроподход и блочный метод построения модели ПКМ с учётом развития дефекта в виде поры на границе раздела фаз.
Наноглины по своей природе и структурообразованию в среде полиамидов дают ярко выраженный эффект упрочнения и ужесточения матрицы в межволоконном пространстве. Используемые в качестве упрочняющего наполнителя стеклянного волокна обнаруживают ряд преимуществ перед другими материалами.
Один из способов улучшения свойств ПКМ это модификация матричного слоя в межволоконном пространстве. В основе прочности композитов, армированных непрерывными волокнами, лежит механизм распределения нагрузки на волокно. Матрица не воспринимает нагрузки в той мере как волокно, а является в основном элементом обеспечивающим монолитность материала и неизменность схемы армирования.
Для описания поведения при нагружении ПКМ армированных непрерывными волокнами предложено множество различных моделей. Однако, для исследований в качестве базовой выбрана модель Розена так как она наиболее полно описывает рассматриваемый в работе случай.


В исследовательской части необходимо решить следующие задачи:

Сформулировать начальные и граничные условия.
Построить физическую модель.
Выбрать метод расчета и разработать методику построения модели в программном комплексе ANSYS.
Исследовать модель Проанализировать полученные данные.
Проверить модель на адекватность.

Разработка модели ПКМ и исследование деформационно-прочностных свойств

Благодаря созданию ТКМ второго поколения открылась перспектива дальнейшего совершенствования как конструкционных, так и технологических возможностей ПКМ. Сегодня эта перспектива стала реальностью и преимущества ТКМ перед армированными реактопластами очевидна[13].
К конструкторским преимуществам ТКМ относят надежность изделий из них, достигаемая прежде всего благодаря низкому уровню остаточных напряжений, релаксирующих в термопластичной матрице в первые часы после формирования изделий. Известны также повышенная демпфирующая способность и выдающаяся ударная вязкость, достигающая сотен (600 - 700) кДж/м2, водо-, хемо-, крио- и огнестойкость ТКМ. Все это на ряду с высокими показателями механических характеристик и теплостойкости, давно достигшей при длительной эксплуатации 250(. Причем комплекс технически ценных свойств непрерывно расширяется, а уровень показателей растет, поскольку гамма высокотеплостойких линейных полимеров, используемых в качестве матриц для ТКМ, помимо полибензимидазолов и ароматических полиимидов пополнилась в последние годы новыми разновидностями полиаромидов, Псу и ПЭЭК. В результате уровень важнейших механических характеристик ТКМ в широком диапазоне температур нередко превосходит лучшие показатели отвержденных ПКМ.
Не менее значительны технологические преимущества ПКМ. К ним относятся неограниченная жизнеспособность сырья, резкое сокращение цикла формирования изделий в следствии исключения необходимости отверждения связующего, расширение технологических возможностей за счет применения характерных для термопластов способов организации производства - гибки, штамповки, рулонирования, послойного комбинирования листовых заготовок, сварочной сборки деталей и т.д.
Реализация преимуществ ТКМ, начавшаяся с решения проблем пропитки армирующих волокон термопластами, продолжает оставаться функциональна зависимой от качества пропитки, которая предопределяется одной из двух классификационных разновидностей совмещения компонентов ПКМ – жидкофазного или твердофазного и жесткостных характеристик матриц. Первый вид совмещения характерен для изготовления препрегов и включает нанесения связующих на волокна (нити, жгуты, ленты, маты, ткани) из растворов или из расплавов. Оба варианта основаны на возможности варьировать вязкости, пропиточной среды и тем самым влиять на скорость и глубину пропитки. Однако пределы снижения вязкости весьма ограничены, так как желатинизация растворов наступает уже при концентрациях 3 -6%, а вязкость расплавов термопластичных связующих при допустимых температурах переработки нередко остается на уровне 1011 - 1012 вместо 100 – 102 Па(с, характеризующих олигомерные реактопласты. Последнее обстоятельство требует соответствующего повышения давления (при каландрировании, протяжке и т. п.), что резко ограничивает возможности метода и создает опасность для сохранения целостности армирующих волокон. В результате для жидкофазного совмещения компонентов типична высокая остаточная пористость ТКМ, в 10 – 15 раз превышающая пористость отверждающихся ПКМ.
Большой интерес представляю композиционные материалы, армированные непрерывными волокнами (жгутами, нитями).
На рисунке 3.5 представлена физическая модель непрерывно армированного композиционного материала (модель Розена) [10].
Итак, использование термопластичной матрицы для создания композиционных материалов (ПКМ) наталкивается на трудности смачивания полимером в межволоконном пространстве нитей и жгутов, что обуславливает пористость m =4-8%, причем эти поры расположены на границе волокно-связующее и низкие механические характеристики самой матрицы. Это является причиной невозможности достижения свойств ПКМ реализуемых на реактопластах
В последнее время для устранения одного из этих недостатков – низких механических характеристик матричного слоя появились новые методы. Один из них – модификация матрицы термопластичной матрицы наночастицами с целью достижения свойств реализуемых на реактопластах.
На примере такого сочетания как стеклянное волокно, взятое в виде жгута и поликапроамида модифицированного минеральными наночастицами в качестве термопластичной матрицы была проверена возможность улучшения прочностных свойств ПКМ. Свойства такого экспериментального ПКМ при оптимальном содержании наночастиц 9% и объемном содержании стеклянных волокон V = 0,58 в сравнении с аналогичным по составу промышленным термопластичным ПКМ марки ТОПАС-8 превосходят в 1,8-2 раза.

Разработка физической модели структуры ПКМ с модифицированной минеральными наночастицами термопластичной матрицей

В качестве базовой модели для дальнейшего исследования была выбрана модель Розена, т.к. она наиболее близка к реальной.
Модель представляет собой непрерывные волокна, окруженные блоком матрицы. Волокна однонаправлено расположены в матрице.
На рисунке 5.9 для случая одиночного разрушения волокна показаны напряжения в волокне и распределение напряжений на границе волокна и матрицы.
Изучение распределения напряжений между волокном и матрицей в армированном непрерывными волокнами композите, является основой для дальнейшего оптимизирования композиционных материалов. Полученные результаты могут быть использованы для оптимизации аналитических моделей и уточнения теории или для исследования влияния граничного слоя между волокнами и матрицей.
Ниже будет рассмотрена элементарная модель (МКЭ), которая характеризуется следующим:
все непрерывные волокна ориентированы в одном направлении.
волокна расположены таким образом, что перераспределение напряжений от волокна к волокну осуществляется не только по его длине, но и с помощью поперечных деформаций;
модель содержит наночастицы размеры которых не учитываются;
модель содержит дефект в виде поры на границе раздела волокно-матрица;
расчёт модуля упругости Em полимерной матрицы, модифицированной наночастицами осуществляется методом Халпина – Цая;
модель осесимметрична
следующие параметры могут свободно варьироваться:
диаметр волокна df
объемное содержание волокна Vf
модуль упругости (Ef, Em,) и коэффициент Пуасона ((f, (m). Пластичность матрицы задана графически (зависимость «напряжение-деформация»).
Предполагается, что эта модель будет максимально соответствовать реальной, поскольку сравнение измеренного и рассчитанного модуля упругости и напряжений при растяжении показывают хорошее согласование. Оценка обобщенных напряжений достигнута на основе критерия фон Мизеса.
На рисунке 3.16 представлена геометрическая структурная модель ПКМ.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141615 Геометрическая модель композиционного материала на основе непрерывных стеклянных волокон и модифицированной наночастицами матрицы

Матрица (поликапроамид): (-(СН2)5 - СО - NH-(n
Стеклянное волокно:
Наночастицы монтмориллонит (ММТ) Cloisite30B
((Na,Ca)0,33(Al,Mg)2(Si4O10)(OH)2-nH2O)

Геометрическая модель была разработана, чтобы найти компромисс между ограниченными компьютерными ресурсами и приближенностью к реальным композитам настолько, насколько возможно с использованием литературных данных. МКЭ модель должна быть ограничена в размере. На рисунке 3.17 показано извлечение единичной ячейки из безграничной модели. Повторение этой единичной ячейки (включая ее перевертывание – инверсию) воспроизводит полностью форму модели.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141715 Извлечение элементарной модели из безграничной.

На рисунке 3.18 представлена физическая модель ПКМ с дефектом в виде поры на границе раздела волокно-матрица при одноосном растяжении.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141815 Физическая модель ПКМ на основе непрерывных волокон и поликапроамидной матрицы при одноосном растяжении вдоль волокна.
Исследование влияние наномодификации в матрице и наличия дефекта на границе раздела фаз на деформационно-прочностные свойств ПКМ.

Все результаты по анализу деформационно-прочностных свойств моделируемого ПКМ получены с помощь программного комплекса ANSYS 16.0 с применением конечно элементного анализа [15].
При непосредственном контакте связующего с поверхностью волокон в зоне действия адсорбционных сил возникают процессы, изменяющие состав матрицы и ее структуру и создающие напряженность в граничной зоне. Это приводит к преимущественному зарождению трещин и их прорастанию по границе контакта матрицы с поверхностью волокон.
Разрушение межфазного материала требует затраты энергии: на сдвиг в зоне контакта волокон с матрицей (межслойный сдвиг); на отрыв волокон от матрицы и преодоление сил трения в контактной зоне (выдергивание волокон); на разрушение самих волокон.
Включение в композит наночастиц позволило решить несколько проблем:
повысить жесткость матрицы в межволоконном пространстве и в композите;
улучшить совместимость компонентов ПКМ;
уменьшить влияние поверхности на процесс кристаллизации термопласта;
снизить уровень остаточных напряжений в зоне контакта порожденных усадкой матрицы в процессе охлаждения и – особенно охлаждения и различием в модулях упругости;
достичь равномерного перераспределения напряжений с матрицы на волокна и одновременного эффективного поглощения энергии ударного разрушения.

Методика построения МКЭ модели развития дефекта на границе раздела фаз в стеклопластике на основе термопластичной поликапроамидной матрицы, модифицированной наночастицами слоистого алюмосиликата монтмориллонита

Рассматриваемая модель имеет дефект в виде поры, которая находится на границе раздела "волокно-матрица".
При простом нагружении композита вдоль оси (y) (продольное растяжение) происходит закрытие поры. Поскольку реальные композиты зачастую подвергаются более сложному воздействию (например циклическая нагрузка), в данной работе рассматривается более сложный случай чем простое продольное растяжение. Нагрузка была задана в виде деформации (рассматривались три сличая поведения модели при значениях 100%, 50% и при 25% от разрушающей деформации), поперечная деформация была принудительно ограничена из-за чего закрытие трещины остановлено.
Исходные данные, для расчета разрушающих напряжений представлены в таблице 3.1. Дополнительные сведения, учтенные при моделировании[15], представлены в таблице 3.2.

Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14115 Исходные данные.
Параметр
Волокно
Матрица
0% Cloisite30B
Матрица
9% Cloisite30B

Модуль упругости Ех+, МПа
50000
3000
6000

Модуль упругости Еу+, МПа
80000
3000
6000

Коэффициент Пуассона
·
0,2
0,3
0,27

Объемное содержание %
40
60
60


Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14215 Дополнительные сведения.
Параметры
Значения


·адг, МПа
36,5

Разрушающее перемещение, мкм
2,5


Наличие адгезионного взаимодействия на границе волокно – матрица было учтено при расчетах, путем введения в модель максимальной деформацией соответствующей пределу достижимого
·адг [9].
Приложенная нагрузка была задана в виде максимального процентной доли от разрушающего перемещения рисунок 3.19.


а б в
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 141915 Схема деформирования матрицы а – 25%, б – 50%, в 100% от разрушающей деформации волокна.

Методика построения модели в программном комплексе ANSYS:

Подготовка модели (Preprocessing)
1. Запуск Ansys.
Запустить ANSYS Product Launcher, появится окно.
Во вкладке Launch в строке Simulation Environment выбираем из падающего списка Ansys. В строке License - Ansys Multiphisics. Далее переходим во вкладку File Management, указываем рабочую директорию и имя файла. Рабочий каталог находится на C:Ansys_1, а название базы данных Мodel.
Далее нажимаем Run (Запуск задачи).
2. Установка фильтров меню.
Данная операция позволяет исключить из всех меню Ansys пункты, не относящиеся к типу анализа решаемой задачи. Для этого в главном меню Main Menu (M_M) выбираем Preferences. В открывшемся окне 13 REF _Ref454293975 \h 14Рисунок 3.2015 отмечаем Structural, нажимаем Ok.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142015. Установка фильтров меню

3. Назначение типов конечных элементов (КЭ) и их особенности.
Тип КЭ определяет число степеней свободы, его форму (одномерный, треугольный, четырёхугольный и др.), размерность КЭ (линейный, изопараметрический). Для конечно-элементной модели (КЭМ) структуры ПКМ выбираем плоский четырёхугольный 4-узловой элемент с функцией формы второго порядка Plane 182.
Используют такую запись: сначала указывают из какого меню будет выполнена команда(M_M: или U_M:, где M_M - это Main Menu, U_M - Utility Menu), далее записываются выполняемые команды по порядку.
Для выбора КЭ. Выполняем следующие действия. M_M: Preprocessor>Element Type>Add/Edit/Delete.
Нажимаем кнопку Add (добавить новый тип КЭ).


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142115. Выбор конечных элементов

В левом окне (в библиотеке элементов 13 REF _Ref454294170 \h 14Рисунок 3.2115) выбираем Structural Solid.
В окне Selection указываем Quad 4 node 182 и нажимаем ОK.
Закрываем окно Close.
4. Определение свойств материала модели
Main Menu>Preprocessor>Material Props>Material Models
Задаём упругие константы для наномодифицированной матрицы ПА-6 полученные расчётным путём из уравнений (3.1) и (3.2). На правой стороне окна «De
·ne Material Model Behavior» 13 REF _Ref454294213 \h 14Рисунок 3.2215 двойной клик на Structural’, затем Linear’, затем Elastic’, и на Isotropic’.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142215. Задание свойств материала

В открывшемся окне пишем (13 REF _Ref454294228 \h 14Рисунок 3.2315) значения модуля Юнга (EX = 6E9 Па) (параметры материала задаются в системе СИ), и коэффициента Пуассона (PRXY = 0.27) для нашего материала.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142315. Ввод данных для изотропного материала

Нажмите ОК в окне «De
·ne Material Model Behavior»
5. Задаём упругие константы для стеклянного волокна (13 REF _Ref454294275 \h 14Рисунок 3.2415). Для этого создаём Material Model Number 2 - U_M - Utility Menu > Material >New Material. На правой стороне окна «De
·ne Material Model Behavior» двойной клик на Structural’, затем Linear’, затем Elastic’, и на Orthotropic’.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142415. Выбор нового материала

Далее в поле EX, EY, EZ вводим (13 REF _Ref454294294 \h 14Рисунок 3.2515) значения модуля упругости первого рода, в поле PRXY, PRXZ, PRYZ коэффициент Пуассона, в поле GXY GYZ GXZ вводим значения модуля упругости второго рода. Нажимаем ОК.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142515. Ввод данных для ортотропного материла

Все введённые данные находятся в оперативной памяти компьютера. Для их сохранения в файл "Model_1" на инструментальной панели выбрать Toolbar (TB):Save_db.
6. Создание геометрической модели.
Создание блока волокна и матрицы в соответствии с объёмным содержанием в глобальной системе координат (13 REF _Ref454294302 \h 14Рисунок 3.2615).
Main Menu>Preprocessor>Modeling>Create>Areas> Rectangle>by Dimensions

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142615. Геометрическая модель.

7. Присвоение блокам свойств волокна и матрицы
М_М: Preprocessor>Meshing>Mesh Attributes>Picked Ar ea.
Последовательно присваиваются значения упругих констант и назначается выбранный конечный элемент плоскостям, моделирующим компоненты ПКМ.
8. Разбиение модели на КЭ.
Установка глобального размера КЭ:
М_М: Preprocessor>Meshing>Mesh Tool.
В поле Smart size ввести уровень точности - 2, отметить Global-Free и ОК.
Нанесение конечно-элементной сетки:
M_M: Preprocessor->Meshing->Mesh->Areas->Free.
Нажать Picked Area для выбора блоков модели. На 13 REF _Ref454294440 \h 14Рисунок 3.2715 представлена КЭ модель

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142715 Конечно-элементная модель

9. Задание граничных условий.
9.1 Перемещения (Displacement) на верхней и нижней границах модели: М_М: Preprocessor>Define Loads>Apply>Structural>Displacement>On Nods.
Отметить все узлы конечно элементной модели по горизонтальной линии нижней границы модели и нажимаем ОК.
Выбрать строку UY ( перемещения по оси Y).
Ввести 0 в поле Value (определить для всех узлов нулевые перемещения).
Отметить все узлы конечно элементной модели по горизонтальной линии верхней границы модели и нажимаем ОК (13 REF _Ref454294470 \h 14Рисунок 3.2815).
Выбрать строку UY ( перемещения по оси Y).
Ввести абсолютное значение перемещения верхней границы модели соответствующее относительному удлинению стеклянного волокна при разрыве в поле Value рис.9 (определить для всех узлов положительное перемещение).
.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142815. Точки закрепления

9.2 Соединение узлов между собой с ограничением степеней свободы (Coupling DOF) на левой, правой границах модели и границе раздела:
М_М: Preprocessor> Coupling DOF > Coupling DOF> On Nods.
Отметить все узлы конечно элементной модели по левой вертикальной границе модели и нажимаем ОК.
Выбрать строку UX 13 REF _Ref454294481 \h 14Рисунок 3.2915(связать узлы и ограничить степень свободы по вертикали и горизонтали).
Отметить все узлы конечно элементной модели по правой вертикальной границе модели и нажимаем ОК.
Выбрать строку UX (связать узлы по вертикали).
Отметить все узлы конечно элементной модели по границе раздела до дефекта в виде поры и после, узлы КЭ принадлежащие поре не соединяются и могут свободно перемещаться. Нажимаем ОК.
Выбрать строку ALL (связать узлы и ограничить степень свободы по вертикали и горизонтали). Таким образом, моделируется идеальное взаимодействие между волокно и матрицей на границе раздела фаз, исключая пору, где взаимодействия вообще нет.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 142915 Точки соединения (nodes)

Решение (Solving)
Решение задачи включает в себя определение методов и параметров расчета, задание граничных условий, запуск решателя.
10. Расчёт.
MM: Solution>Solve>Current LS.
Нажать ОК для запуска программы на счёт, предварительно проанализировав сообщение окне /STAT Command (13 REF _Ref454294491 \h 14Рисунок 3.3015).
После решения задачи закрыть окно Information, нажав Close.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143015. Окно запуска расчёта.

Анализ результатов (Postprocessing)
11. Отображение деформированного и недеформированного состояния модели.
Устанавливаем первый вариант расчёта для отображения. Для статической задачи он является единственным:
M_M: General Postproc>Read Results>First Set
Отображение деформированного состояния (13 REF _Ref454294505 \h 14Рисунок 3.3115):
M_М: General Postproc>Plot Results>Deformed Shape. Выбрать Def + undeformed и нажать ОК.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143115. Деформированное состояние модели

12. Отображение полей напряжений и деформаций. Отображение полей напряжений по Von Mises (13 REF _Ref454294529 \h 14Рисунок 3.3215):
M_М: General Postproc>Plot Results>Contour Plot>Nodal Solu.
Выбрать Stress (показать напряжения).
Далее выбрать von Mises Stress (эквивалентные напряжения по Von Mises) и ОК.


Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143215. Поля напряжений.

Отображение деформаций (13 REF _Ref454294556 \h 14Рисунок 3.3315):
M_М: General Postproc>Plot Results>Contour Plot>Nodal Solu.
Выбрать DOF Solution>Displacement vector sum и ОК.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143315. Отображение деформаций

13. Одновременное отображение графической и численной информации о напряжениях и деформации.
Для наглядности отобразить модель в виде поверхностей: U_M: PIot>Areas.
Для того чтобы узнать численное значение деформации или напряжения в любой точке, необходимо выполнить команду:M_M: General Postproc>Query ResuIts>Subgrid Solu.
Далее мышкой указывать интересующие точки.
14. Выход из Ansys.
Для выхода из Ansys выбрать в верхнем меню U_M: File>Exit либо в инструментальной панели ТВ: QUIT. В окне Exit form ANSYS выбрать пункт Save Geo+Ld+Solu для сохранения геометрии, граничных условий (закреплений и нагружений) и результатов решения. ОК.

Результаты исследования влияние наномодификации термопластичной матрицы и наличия дефекта на границе раздела стеклопластика на деформационно - прочностные свойства.МКЭ модели

Результаты конечно элементного анализа (МКЭ) подставлены в виде графических зависимостей. На 13 REF _Ref454294756 \h 14Рисунок 3.3415, 13 REF _Ref454294767 \h 14Рисунок 3.3515 показаны нормальные напряжения на границе волокно-матрица в зависимости от расстояния от дефекта при трех значениях деформации: 100%, 50%, 25% от разрушающей. Из графиков видно, что максимальное значение напряжения возникает на вершине трещины и с увеличением расстояния начинает уменьшаться.











Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143415 Нормальные напряжения
·х на границе раздела волокно - матрица придеформациях 100% (а), 50% (б), 25% (в) от разрушающей деформации волокна
в зависимости от расстояния от дефекта.

Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143515 Напряжения
·у на границе раздела волокно - матрица при деформациях 100% (а), 50% (б), 25% (в) от разрушающей деформации волокна в зависимости от расстояния от дефекта.
На 13 REF _Ref454294991 \h 14Рисунок 3.3615 показаны напряжения сдвига ((x-y) на границе волокно-матрица в зависимости от удаленности от дефекта.
а)
б)

в)
Рисунок 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Рисунок \* ARABIC \s 1 143615 Сдвиговые напряжения
·ху на границе волокно – матрица при деформации 100% (а), 50% (б), 25% (в) от разрушающей деформации волокна в зависимости от расстояния от дефекта.

При разрушении ПКМ армированного длинными волокнами рост трещины происходит вдоль волокна по границе раздела. Из полученных функциональных зависимостей видно, что максимальные напряжения при разрушении ПКМ армированного непрерывными волокнами находятся в вершине дефекта. Далее напряжения с увеличением расстояния от вершины дефекта снижаются. Также из полученных зависимостей видно, что модификация матрицы с помощью введения наночастиц, увеличивает максимальные напряжения разрушения за счет более высоких значений модуля упругости матрицы и некоторого увеличения адгезионной прочности взаимодействия волокна с матрицей.
Анализ напряженного состояния показал, что в разрушении ПКМ главную роль играют нормальные напряжения и разрушение происходит за счет нормальных напряжений, а сдвиговые напряжения мало влияют на процесс разрушения.
Работоспособность модели можно оценить по согласованию полученных результатов с литературными данными. По сравнению со справочными данными модель дает отклонение не превышающее 3% таблица 7.3.

Таблица 13 STYLEREF 1 \s 14315.13 SEQ Таблица \* ARABIC \s 1 14315 Сравнение свойств экспериментального ПКМ и промоделированного ПКМ.
Параметр
Моделирование
Справочные данные [9]


Не модифицированная матрица
Модифицированная
Не модифицированная матрица
Модифицированная

Напряжения
·+ МПа
75
88
78
82


Таким образом, предложенная модель является достоверной и адекватной.

В результате проведенных исследований:
Разработана модель развития дефекта на границе раздела фаз в стеклопластике на основе термопластичной поликапроамидной матрицы, модифицированной наночастицами слоистого алюмосиликата монтмориллонита.
Установлено, что низкие значения модуля упругости термопластичных матриц не позволяют реализовать в полной мере высокие физико-механические свойства армирующих наполнителей в ПКМ. Для улучшения механических свойств используют модификацию термопластичной матрицы наночастицами, которые позволяют: достичь значений модуля упругости для термопластов соизмеримых с модулем упругости реактопластов; достичь равномерного перераспределения напряжений с матрицы на волокна и одновременного эффективного поглощения энергии ударного разрушения; достичь снижения уровня остаточных напряжений в зоне контакта порожденных усадкой матрицы в процессе охлаждения и различием в модулях упругости; улучшить совместимость компонентов ПКМ.
С помощью пакета прикладных программ ANSYS получены поля напряжений в материале при сложном одноосном растяжении. Путем анализа полей напряжения были получены графические зависимости изменения напряжений в зависимости от расстояния до дефекта. Анализ этих зависимостей, возникающих в ПКМ при разрушении, показал, что модификация матрицы наночастицами позволяет достичь равномерного перераспределения напряжений, при этом нормальные и сдвиговые напряжения не превосходят свои предельные значения, а материал даже при разрушающих деформациях для волокна, сохраняет работоспособность. Это является следствием того, что на начальной стадии пластических деформаций в нанокомпозите формируются микротрещины в матрице между стопками силикатных пластинок, которые затем выполняют роль стопперов, что приводит к значительному повышению трещиностойкости материала. Кроме того, введение наночастиц в поликапроамидную матрицу улучшает ее физико-механические свойства, в результате чего возрастает степень реализации механических свойств армирующих стеклянных волокон в ПКМ.
Апробация модели показала, что полученные данные хорошо коррелируют со значениями из литературных источников.
Полученная модель может быть использована для дальнейшего усовершенствования путем уточнения начальных условий и исключения допущений, а также оптимизации путем варьирования параметров.

Заключение

В работе разработана и исследована модель ПКМ на основе непрерывных стеклянных волокон и поликапроамидной матрицы, модифицированной слоистым алюмосиликатом монтмориллонитом. Модель содержит дефект в виде трещины на границе раздела волокно-матрица, которая растёт в результате развития деформаций.
В литературном обзоре описаны виды дефектов в армированных ПКМ. Рассмотрены материаловедческие и технологические основы модификации термопластичных матриц ПКМ наночастицами. Приводится описание стеклянных волокон, их физико-механических свойств, влияние химического состава стекла и диаметр волокон на его прочность, а также свойства элементарных волокон. Рассмотрены основные физические причины специфики наноматериалов, особенности получения и свойства наномодифицированных полимерных матриц.
Рассмотрен метод конечных элементов при моделировании ПКМ, принципы разбиения моделей на КЭ, микроподход в моделировании ПКМ, аналитические микромеханические модели для прогнозирования деформационно-прочностных свойств ПКМ, подходы моделирования для прогнозирования роста трещин. Определены теоретическая базовая модель для прогнозирования деформационно-прочностных свойств ПКМ и метод Холпина - Цая расчёта модуля упругости полимерной матрицы модифицированной наночастицами.
В исследовательской части решены следующие задачи: сформулированы начальные и граничные условия, обоснованы допущения, построена физическая модель, выбран метод расчета, проанализированы полученные данные, проведена верификация модели на адекватность. Методом конечных элементов проведён анализ предложенной модели. Расчеты проводились с помощью программного комплекса ANSYS. Получены зависимости, характеризующие напряженное состояние ПКМ при различной степени деформирования. Анализ полей напряжений, возникающих в ПКМ при разрушении, показал, что модификация матрицы наночастицами позволяет достичь равномерного перераспределения напряжений, при этом нормальные и сдвиговые напряжения не превосходят свои предельные значения, а материал, сохраняет работоспособность. Это является следствием того, что на начальной стадии пластических деформаций в нанокомпозите формируются микротрещины в матрице между стопками силикатных пластинок, которые выполняют роль стопперов, что приводит к значительному повышению трещиностойкости материала. Модель хорошо коррелирует с экспериментальными данными, может быть усовершенствована путем уточнения начальных условий, исключения допущений и оптимизирована путем варьирования параметров.
Список литературы

Алымов М.И., Зеленский В.А. Методы получения и физико-механические свойства объемных нанокристаллических материалов. - М.: МИФИ, 2005. – 52 с.
Алымов М.И. Механические свойства нанокристаллических материалов. – М.: МИФИ, 2004. – 32 с.
Головин Ю.И. Введение в нанотехнологию. – М.: Машиностроение –1, 2003 – 112 с.Фрейдин А.С., Турусов Р.В. Свойства и расчет адгезионных соединений - М.: Химия, 1990. – 54 с.
Лякишев Н.П., Алымов М.И., Добаткин С.В. Объемные наноматериалы конструкцонного назначения // Металлы, 2003. №3. С.3-16
Новые материалы. Под ред. Ю.С. Карабасова – М.: МИСИС, 2002 – 736 с.
Андриевский Р. А. Наноматериалы: концепция и современные проблемы. // Рос. хим.ж. (Ж. Рос. хим. об-ва им. Д.И.Менделеева), 2002-т. XLVI- №5-,С. 50-56.
Ч.Пул-мл., Ф.Оуэнс / Под ред. Ю.И. Головина. – М.: Техносфера, 2007. – 375 с.
Нанотехнология в ближайшем десятилетии. Прогноз направления развития. / Под ред. М.К. Роко, Р.С. Уильямса и П. Аливисатоса: Пер. с англ. - М.: Мир, 2002. -С. 292.
D.P.N. Vlasveld. Fibre reinforced polymer nanocomposites.- Delfi University of Technology 199c.
Фудзи Т., Дзако М. Механика разрушения композиционных материалов / Пер. с яп. яз. С.А. Маслиникова / Под ред. В.И. Бурлаева – М.: Мир, 1982. – 232 с.
Л.Нильсен. Механические свойства полимерво и полимерных композиций,/ перевод с англ. П.Г.Бабаевского, Химия, 1978, 310 с.
М.Ричардсон. Промышленные полимерные композиционные материалы/перевод с англ. П.Г.Бабаевского, А.А.Грабильникова, С.Г.Кулика, Химия, 1980, 472 с.
Э.Кинлок Адгезия и адгезивы. Наука и технология / Пер. с англ. канд. хим. наук А.Б. Зильбермана / Под. ред. д-ра хим. наук проф. Л.М. Притыкина - М.: Мир, 1991. - 485 с.
Моделирование состава и структуры композиционные материалов в среде ANSYS. Руководство пользователя 2004.- SAS Ltd. - 500 с.
Басов К.А. ANSYS в примерах и задачах – М.: Компьютер пресс, 2002.-224 с.
Кисилев Б.А. Стеклопластики - М: Госхимиздат, 1961. – 240 с.
Кулик В.И Композиционные материалы, классификация, армирующие волокна и реактопластичные связующие. / Под ред. Мешкова Е.В. – СПб. : 2000. - 294 с.
Канович М.З. Применение методов механики полимеров для создания высокопрочных ориентированных стеклопластиков / Автореферат – М.: 1985. – 45 с.
Пластики конструкционного назначения. Реактопласты / Под ред. Е.Б. Тростянской. – М.: Химия, 1994. - 303 с.
Бунаков В.А., Головкин Г.С.,. Машинская Г.П Армированные пластики / Под ред. Г.С. Головкина, В.И. Семенова - М.: МАИ. 1997. – 404 с.
Наполнители для полимерных композиционных материалов: Справочное пособие / Пер. с англ. / Под ред. П.Г. Бабаевского - М.: Химия, 1981. – 736 с.
Канович М.З., Рогинский С.Л. Высокопрочные стеклопластики – М.: Химия, 1979. – 143 с.
Ф. Морган. Стеклопластики / Пер. с англ. / Под ред. Я.Д. Авраcина. - М: Издательство иностранной литературы, 1961. – 287с.
Михайлин Ю.А. Конструкционные полимерные композиционные материалы. – СПб.: Научные основы и технологии, 2008. – 822 с.
F. P. van der Meer, “Mesolevel Modeling of Failure in Composite Laminates: Constitutive, Kinematic and Algorithmic Aspects,” Arch. Comput. Methods Eng., vol. 19, no. 3, pp. 381–425, Sep. 2012.
C. A. Rose, C. G. Dбvila, and F. A. Leone, “Analysis methods for progressive damage of composite structures,” Hampton, VA, NASA/TM–2013-218024, Jul. 2013
Термопласты конструкционного назначения. Под ред. Е.Б. Тростянской.М.,Химия,1975,240с.
Thermoplastic composite materials. Ed. L.A.Carisson,Elsevier Scientific Publ.Co , 1990,360 p.
Баренблатт Г. И. Математическая теория равновесных трещин, образующихся при хрупком разрушении//Изв. АН СССР. ПМТФ. 1961. №4. С. 356













13PAGE 15


13PAGE 142715

Тема «Разработка модели развития дефекта на границе раздела фаз в стеклопластике на основе термопластичной матрицы, модифицированной наночастицами»
Студент группы 1МТМ-2ДМ-015 Козлова С.О.





Рисунок 1Рисунок 1Рисунок 1

Приложенные файлы

  • doc 14661030
    Размер файла: 4 MB Загрузок: 0

Добавить комментарий