Pękanie w polimerach

Pękanie polimeru to badanie powierzchni pęknięcia już uszkodzonego materiału w celu określenia metody powstawania i rozszerzania się pęknięć w polimerach zarówno wzmocnionych włóknami , jak i innych. Awaria komponentów polimerowych może wystąpić przy stosunkowo niskich poziomach naprężeń, znacznie poniżej wytrzymałości na rozciąganie, z czterech głównych powodów: długotrwałe naprężenie lub pęknięcie w wyniku pełzania, naprężenia cykliczne lub zmęczenie materiału , obecność wad strukturalnych i czynników powodujących pękanie naprężeniowe. Zbadano powstawanie submikroskopowych pęknięć w polimerach pod obciążeniem za pomocą technik rozpraszania promieni rentgenowskich oraz przeanalizowano główne prawidłowości powstawania pęknięć w różnych warunkach obciążenia. Niska wytrzymałość polimerów w porównaniu z teoretycznie przewidywanymi wartościami wynika głównie z wielu mikroskopijnych niedoskonałości występujących w materiale. Te defekty, a mianowicie dyslokacje, krystaliczne , amorficzne warstwy pośrednie i struktura blokowa, mogą prowadzić do nierównomiernego rozkładu naprężeń mechanicznych.

Długotrwały stres lub awaria pełzania

Uwzględnienie ścieżki lepkosprężystej przy małych odkształceniach na podstawie termicznie aktywowanych procesów szybkościowych. Kiedy odkształcenie osiąga wyższe wartości, wystarczająco wysokie, aby doprowadzić do awarii, jego nachylenie w funkcji czasu wykazuje gwałtowną zmianę. W tym konkretnym czasie funkcja pełzania pojawia się jako minimum. W większości przypadków DMTA (dynamiczna mechaniczna analiza termiczna) może być wykorzystana do określenia lepkosprężystego zachowania się próbek w funkcji czasu. Klasycznym przypadkiem jest pęknięcie gumowego węża na skutek pełzania po wielu latach eksploatacji. DMTA można stosować do uszczelek typu o-ring i uszczelek do pomiaru szybkości pełzania.

Błąd zmęczenia

Termin zmęczenie odnosi się do wpływu obciążeń cyklicznych lub przerywanych. Obciążenie cykliczne spowodowane oscylującymi naprężeniami mechanicznymi lub naprzemiennym ogrzewaniem i chłodzeniem jest bardziej szkodliwe niż obciążenie statyczne. Pod obciążeniem cyklicznym, pęknięcia inicjują się w zlokalizowanych miejscach w obrębie części, które powiększają się podczas jazdy na rowerze. Ostatecznie rozszerzają się i łączą w takim stopniu, że materiał nie może już dłużej utrzymywać i podtrzymywać naprężeń. Pęknięcia można scharakteryzować za pomocą szeregu koncentrycznych pasm wzrostu pęknięć, które wyrastają z miejsca inicjacji powierzchni. Cykliczne obciążenie może spowodować uszkodzenie polimeru w wyniku: rozerwania łańcucha, nagromadzenia ciepła w wyniku histerezy, rekrystalizacji materiału i kumulatywnego powstawania pęknięć.

Rozerwanie łańcucha

Rozerwanie łańcucha następuje w polimerze w wyniku intensywnego zlokalizowanego ciepła. wiązanie chemiczne w szkielecie polimeru może zostać zerwane z wytworzeniem wolnych rodników pod wpływem ciepła, promieniowania jonizującego, naprężeń mechanicznych i reakcji chemicznych. Te wielokrotne nacięcia powodują inicjalizację wierzchołka złamania, a następnie jego wzrost.

Nagromadzone ciepło z histerezy

Polimery są z natury lepkosprężyste i wykazują histerezę mechaniczną nawet przy umiarkowanych odkształceniach z powodu ciągłego wydłużania i kurczenia. Część tej nieelastycznej energii odkształcenia jest rozpraszana w postaci ciepła w polimerze, w związku z czym temperatura materiałów będzie rosła w funkcji częstotliwości, temperatury badania, cyklu naprężeń i rodzaju polimeru. Gdy temperatura wewnątrz polimeru wzrasta, sztywność i granica plastyczności spadają, a uszkodzenie termiczne staje się możliwe, gdy poziom deformacji staje się nadmierny.

Mechanika pękania w polimerach

Mechanika pękania polimerów staje się coraz bardziej interesującą dziedziną, ponieważ wiele gałęzi przemysłu przechodzi na wdrażanie polimerów w wielu krytycznych zastosowaniach konstrukcyjnych. Ponieważ branże przechodzą na wdrażanie materiałów polimerowych, potrzebne jest lepsze zrozumienie mechanizmów uszkodzeń tych polimerów. Polimery mogą wykazywać pewne z natury inne zachowania niż metale, gdy pęknięcia są poddawane obciążeniu. Jest to w dużej mierze przypisane ich twardym i plastycznym właściwościom mechanicznym. Mikrostrukturalnie metale zawierają granice ziaren, płaszczyzny krystalograficzne i dyslokacje, podczas gdy polimery składają się z długich łańcuchów molekularnych. W tym samym przypadku, w którym pękanie metali obejmuje zerwanie wiązań, wiązania kowalencyjne i van der Waalsa muszą zostać zerwane, aby nastąpiło pęknięcie. Te wtórne wiązania (van der Waalsa) odgrywają ważną rolę w deformacji pęknięcia na wierzchołku pęknięcia. Wiele materiałów, takich jak metale, wykorzystuje liniową mechanikę pękania sprężystego do przewidywania zachowania na wierzchołku pęknięcia. W przypadku niektórych materiałów nie zawsze jest to właściwy sposób scharakteryzowania pękania i stosuje się model alternatywny. Mechanika sprężysto-plastycznego pękania dotyczy materiałów, które wykazują niezależne od czasu i nieliniowe zachowanie, czyli innymi słowy odkształcają się plastycznie. Miejsce inicjacji pęknięć w tych materiałach może często występować przy cząstkach pyłu nieorganicznego, gdzie naprężenia przekraczają wartość krytyczną.

Zgodnie ze standardową liniową mechaniką pękania sprężystego, prawo Griffithsa może być wykorzystane do przewidywania ilości energii potrzebnej do stworzenia nowej powierzchni poprzez zrównoważenie ilości pracy potrzebnej do stworzenia nowych powierzchni z zmagazynowaną energią sprężystości próbki. Jego popularne równanie poniżej podaje wymaganą wielkość naprężenia niszczącego jako funkcję długości pęknięcia. E to moduł Younga materiału, γ to swobodna energia powierzchniowa na powierzchnię, a a to długość pęknięcia.

${\ Displaystyle \ sigma = {\ sqrt {\ Frac {2 \ gamma E} {\ pi a}}}}$

Prawo Griffitha

Chociaż wiele pomysłów z modeli liniowej mechaniki pękania sprężystego (LEFM) można zastosować do polimerów, podczas modelowania zachowania należy wziąć pod uwagę pewne cechy. Dodatkowe odkształcenie plastyczne należy wziąć pod uwagę na wierzchołkach pęknięć, ponieważ w tworzywach sztucznych występuje większe prawdopodobieństwo uplastycznienia.

Mechanizmy plonowania

Rysunek 1 — Strefa szaleństwa na czubkach pęknięć

Ponieważ metale uginają się pod wpływem ruchów dyslokacji w płaszczyznach poślizgu, polimer ugina się pod wpływem ścinania lub pękania. Podczas ścinania cząsteczki poruszają się względem siebie, gdy do układu przykładane jest krytyczne naprężenie ścinające, przypominające przepływ plastyczny w metalach. Uleganie pęknięciom występuje w szklistych polimerach, w których obciążenie rozciągające jest przykładane do wysoce zlokalizowanego obszaru. Wysoka koncentracja naprężeń doprowadzi do powstania fibryli, w których łańcuchy molekularne tworzą wyrównane sekcje. Tworzy to również puste przestrzenie, które są znane jako kawitacja i można je zobaczyć na poziomie makroskopowym jako obszar wybielony pod wpływem naprężeń, jak pokazano na rycinie 1. Te puste przestrzenie otaczają wyrównane obszary polimeru. Naprężenie w wyrównanych włókienkach przeniesie większość naprężeń, ponieważ wiązania kowalencyjne są znacznie silniejsze niż wiązania van der Waalsa. Plastyczne zachowanie polimerów prowadzi do większej założonej strefy odkształcenia plastycznego przed wierzchołkiem pęknięcia, zmieniając proces niszczenia.

Zachowanie końcówki pęknięcia

Podobnie jak w przypadku metali, gdy naprężenie na wierzchołku pęknięcia zbliża się do nieskończoności, na czole wierzchołka pęknięcia tworzy się strefa plastyczności. Uleganie spękania jest najpowszechniejszą metodą uplastycznienia na froncie pęknięcia pod napięciem ze względu na duże naprężenia trójosiowe stosowane w tym lokalnym regionie. Model wydajności paskowej Dugdale'a-Barenblatta jest używany do przewidywania długości strefy szaleństwa. KI reprezentują współczynnik intensywności naprężeń, s to naprężenie powodujące pękanie przyłożone do układu (w tej sytuacji prostopadle do pęknięcia), a r to długość strefy pękania.

${\ Displaystyle \ rho = \ pi / 8 (K_ {I} / \ sigma _ {c})}$

Model wydajności paskowej Dugdale'a-Barenblatta

Równanie współczynnika intensywności naprężeń dla próbki z pojedynczym pęknięciem jest podane w następującym równaniu, gdzie Y jest parametrem geometrycznym, s jest przyłożonym naprężeniem, a a jest długością pęknięcia. Dla pęknięcia krawędziowego „a” jest całkowitą długością pęknięcia, przy czym pęknięcie nie na krawędzi ma długość pęknięcia „2a”.

${\ Displaystyle K = Y \ sigma \ surd (\ pi * a)}$

Równanie intensywności stresu

Gdy włókna w pęknięciu zaczną pękać, pęknięcie będzie się rozwijać w postaci stabilnego, niestabilnego lub krytycznego wzrostu, w zależności od twardości materiału. Aby dokładnie określić stabilność wzrostu pęknięcia, należy sporządzić wykres krzywej R. Unikalna końcówka trybu pękania nazywana jest wzrostem pęknięć typu stick/slip. Dzieje się tak, gdy cała strefa pęknięcia pęka przy pewnym krytycznym przemieszczeniu wierzchołka pęknięcia (CTOD), po którym następuje zatrzymanie pęknięcia, a następnie utworzenie nowego wierzchołka pęknięcia.

Krytyczny współczynnik intensywności stresu

Krytyczny współczynnik intensywności naprężeń (K _IC ) można zdefiniować jako wartość progową intensywności naprężeń na podstawie właściwości materiału. Dlatego pęknięcie nie będzie się rozprzestrzeniać, dopóki Ki _będzie mniejsze niż _KIC . Ponieważ K _IC jest właściwością materiału, można ją określić za pomocą testów eksperymentalnych. ASTM D20 zapewnia standardową metodę testowania do określania naprężeń krytycznych tworzyw sztucznych. Chociaż _KIC zależy od materiału, może być również funkcją grubości. Gdzie naprężenia płaskie dominują w próbkach o małej grubości, zwiększając intensywność naprężeń krytycznych. Wraz ze wzrostem grubości, intensywność naprężeń krytycznych zmniejszy się i ostatecznie osiągnie plateau. To zachowanie jest spowodowane przejściem od naprężenia płaskiego do płaskich warunków odkształcenia wraz ze wzrostem grubości. Morfologia pęknięcia zależy również od warunków panujących w miejscu wierzchołka pęknięcia.

Zmęczenie

Rysunek 2 - Krzywa naprężenia i odkształcenia histerezy

Ponieważ zapotrzebowanie na polimery do celów inżynierskich rośnie, coraz więcej uwagi poświęca się zmęczeniu polimerów. Na trwałość zmęczeniową polimeru wpływa wiele czynników, w tym temperatura, utlenianie, krystalizacja i tak dalej. Dlatego potrzeba badania i przewidywania właściwości mechanicznych polimerów w różnych środowiskach staje się dla ludzi niezbędna.

Eksperymentalne metody badania zmęczenia polimerów są różne, w tym test czystego ścinania, prosty test rozciągania, test pękania pojedynczej krawędzi i test rozdzierania, wśród których najczęściej stosowaną geometrią, którą ludzie przyjmują, jest cykliczny test rozciągania trybu I w czystej geometrii. Wynika to z faktu, że polimery mają właściwości lepkosprężyste i słabo przewodzą ciepło oraz są bardziej wrażliwe na cykliczne warunki obciążenia niż metal. W przeciwieństwie do metali i innych materiałów polimer nie twardnieje cyklicznie; raczej polimery przez większość czasu dokonują cyklicznego zmiękczania, którego zakres zwykle zależy od warunków obciążenia układu eksperymentalnego. W rzadkich przypadkach polimery mogą również pozostawać stabilne cyklicznie przy niewielkich odkształceniach odkształceniowych, podczas których polimer pozostaje liniowo elastyczny. Jednak geometria trybu III została również zastosowana do testowania skręconych gumowych dysków w celu lepszego zrozumienia ich zachowań związanych z pękaniem.

W polimerach zbrojonych inicjacja pęknięć występuje zazwyczaj na styku włókna polimerowego i osnowy. Zmęczenie polimerów wywołane cyklicznym obciążeniem zwykle obejmuje dwa etapy: inicjację/zarodkowanie pęknięć i wzrost pęknięć . Dlatego wielu badaczy projektuje eksperymenty w celu zbadania zachowań zmęczeniowych polimerów zgodnie z tymi dwiema fazami, zwłaszcza w przypadku zmęczenia gumy.

Metoda zarodkowania pęknięć

Podejście do zarodkowania pęknięć zakłada, że ​​polimery ostatecznie pękną pod wpływem naprężeń i odkształceń. Badanie w ramach tej propozycji zostało po raz pierwszy zaadaptowane przez Augusta Wöhlera w latach sześćdziesiątych XIX wieku, którego celem było zbadanie osi kolejowych. W tej rozmowie biorą udział dwa ważne parametry: maksymalne odkształcenie główne i gęstość energii odkształcenia. Ponieważ odkształcenie jest łatwiejsze do określenia poprzez kontrolowanie przemieszczeń w rzeczywistych testach eksperymentalnych, naturalne jest ustawienie kontrolowanego odkształcenia. Naprzemienne i maksymalne wartości maksymalnego podstawowego odkształcenia decydują o trwałości zarodkowania w polimerze, ale nie ma jeszcze żadnej teorii opisującej ilościowo warunki odkształcenia do trwałości zmęczeniowej w testach laboratoryjnych. Gęstość energii odkształcenia definiuje się jako energię zainwestowaną w jednostkę objętości materiału polimerowego w celu odkształcenia, znaną również jako energia sprężystości na jednostkę objętości ciała stałego. W metodzie zarodkowania pęknięć początkowo nie wprowadza się żadnych pęknięć do próbki, a inicjację pęknięć obserwuje się pod obciążeniem.

Metoda wzrostu pęknięć

W przeciwieństwie do metody inicjacji pęknięć, metoda wzrostu pęknięć wprowadza istniejące wcześniej pęknięcie do próbki i oblicza szybkość propagacji pęknięć pod obciążeniami cyklicznymi. Ze względu na istniejące wcześniej pęknięcie energia sprężysta uwolniona przez pęknięcie będzie wiązać się z energią powierzchniową na nowych powierzchniach pęknięcia i stwierdzono, że szybkość propagacji pęknięcia można opisać funkcją szybkości uwalniania energii, w zależności od reżimu propagacji pęknięć, w których zachodzi ta zależność. Zaproponowano cztery reżimy: reżim stanu ustalonego, reżim liniowy, reżim potęgowy i czwarty reżim, w którym pęknięcie narasta katastrofalnie. W reżimie prawa władzy zależność jest podobna do prawa paryskiego, które odkryli Paris i in. w metalach.

Ogrzewanie histerezy i cięcie łańcucha

Zmęczenie polimerów, kontrolowane przez cykliczne ładowanie, jest spowodowane dwoma ogólnymi mechanizmami: nagrzewaniem histerezy i cięciem łańcucha. Jeśli polimer jest stosunkowo kruchy, będzie wykazywał wzrost pęknięć zmęczeniowych w wyniku rozerwania łańcucha. W tym mechanizmie plastyczność wierzchołka pęknięcia jest ograniczona właściwościami kruchego materiału, a każdy cykl obciążenia powoduje zerwanie określonej liczby wiązań, umożliwiając postęp czoła pęknięcia. Polimery o właściwościach lepkosprężystych ulegają zmęczeniu przez mechanizm nagrzewania histerezy. W tym mechanizmie, podczas ładowania i rozładowywania, krzywa naprężenie-odkształcenie polimeru będzie działać jak pętla histerezy, jak pokazano na rysunku 2, wytwarzając energię na materiale, jak omówiono wcześniej. Ponieważ energia jest rozpraszana do wierzchołka pęknięcia, proces ten różni się od cyklicznego obciążania elastycznego materiału, w którym ścieżki obciążania i rozładowywania są takie same i można odzyskać energię odkształcenia. Praca włożona w materiał (powierzchnia pętli histerezy) jest zamieniana na ciepło podnoszące temperaturę materiału, możliwie powyżej temperatury zeszklenia. Powoduje to miejscowe topienie na wierzchołku pęknięcia, co pozwala na postęp pęknięcia. Wielkość, przy której czoło pęknięcia będzie się przemieszczać, zależy w dużej mierze od liczby/wielkości cykli, temperatury zeszklenia materiału i przewodności cieplnej polimeru. Polimer, który ma wysoką przewodność cieplną, rozprasza ciepło znacznie szybciej niż materiał o niskim współczynniku.

Rysunek 3 — Krzywa skumulowanego obciążenia SN

Krzywa SN przedstawia liczbę zastosowanych cykli wraz z amplitudą naprężenia i można ją wyprowadzić z zależności Goodmana.

${\ Displaystyle \ sigma _ {a} = \ sigma _ {f} (1- \ sigma _ {m} / \ sigma _ {t})} ($ Goodman Relacja)

Gdzie σ _f to naprężenie zmęczeniowe, σ _m to naprężenie średnie, σ _a to naprężenie amplitudowe, a σ _t to naprężenie rozciągające badanej próbki. W niektórych zastosowaniach polimerów materiały podlegają cyklicznym obciążeniom przy różnych poziomach naprężeń. Rysunek 3 przedstawia wykres SN skumulowanych cykli zastosowanych przy różnych amplitudach naprężeń. Zmienna n reprezentuje liczbę cykli zastosowanych przy wyznaczonym poziomie naprężenia, a N to trwałość zmęczeniowa przy tym samym poziomie naprężenia.

Rysunek 4 - Reżim prawa energetycznego

Wielokrotnie materiały polimerowe zawierające pęknięcie podlegają cyklicznym obciążeniom podczas eksploatacji. Zmniejsza to drastycznie oczekiwaną długość życia próbki i należy to wziąć pod uwagę. W przypadkach, gdy polimery, takie jak PCW, przestrzegają zasad liniowej mechaniki pękania sprężystego, można zastosować prawo paryskie w celu powiązania szybkości propagacji pęknięć zmęczeniowych z wielkością zastosowanego natężenia naprężenia. Poniżej pewnej intensywności naprężenia propagacja pęknięć powoli wzrasta, aż do osiągnięcia stabilnej propagacji pęknięć przy wyższych poziomach intensywności naprężeń. Wyższe poziomy intensywności naprężeń prowadzą do niestabilnej szybkości pęknięć, jak pokazano na rysunku 4. Ta figura jest wykresem logarytmicznym szybkości propagacji pęknięć w funkcji przykładowej maksymalnej intensywności naprężeń. Reżim stabilnego wzrostu pęknięć reprezentuje liniowy obszar czerwonej krzywej, który jest opisany za pomocą modelu Power Law, gdzie „A” jest czynnikiem przedwykładniczym.

${\ Displaystyle da / dN = A (K) ^ {m}}$ (Równanie reżimu Power Law)

Rekrystalizacja

Proces ten może być spowodowany nadmiernym ruchem segmentów łańcucha, jak w przypadku utwardzania się materiałów.

Zmęczenie w nylonie

Gdy element nylonowy jest poddawany zmęczeniu rozciągającemu, uszkodzenie następuje po osiągnięciu minimalnego odkształcenia. oznacza to, że żywotność materiału nylonowego jest podyktowana czasem pod obciążeniem, a nie liczbą cykli

Zmęczenie tworzyw sztucznych wzmocnionych krótkimi włóknami

Zniszczenie zmęczeniowe tych wzmocnionych polimerów jest spowodowane tworzeniem się łatwo inicjowanych mikropęknięć, które zlewają się w jedno pęknięcie, powodując ostateczną awarię

Złamanie uderzeniowe

Dobry polimer jest ogólnie definiowany jako taki, który jest w stanie wchłonąć dużą ilość energii przed uszkodzeniem. Poliwęglany mają jedną z najwyższych wartości odporności na uderzenia. Jednak amorficzne polimery wykazują kruche zachowanie pod wpływem uderzenia, zwłaszcza jeśli element jest karbowany lub jest zbyt gruby w stosunku do promienia naroża. Występowanie kruchego zniszczenia można zmniejszyć poprzez: zwiększenie masy cząsteczkowej, włączenie fazy kauczukowej, indukowanie orientacji w polimerze oraz zmniejszenie wewnętrznych defektów i zanieczyszczeń.

Pomiar siły uderzenia

Konwencjonalne testy Izoda służą do pomiaru energii wymaganej do złamania próbki z karbem. jednak nie jest to uważane za zadowalający test. Głównym ograniczeniem jest to, że większość polimerów jest wrażliwa na karby i łatwo zawodzi w teście izodowym.

Mieszanki

Mieszane materiały mogą mieć zwiększoną odporność na pękanie przy zrównoważonej sztywności i wytrzymałości. Zwykle powstają one w wyniku kopolimeryzacji lub modyfikacji odpowiednim elastomerem. modelem Voigta „reguły mieszaniny”, a morfologie wykazują gruboziarnistą dyspersję.