В настоящее время большой интерес вызывают модели разрушения полимеров, опирающиеся на концепцию постепенного накопления разрушений под действием нагрузки. Учитывая сложность кинетики процесса накопления разрушений, желательно располагать прямыми экспериментальными данными по кинетике накопления разрушений на молекулярном и макроскопическом уровнях. В аспекте кинетической концепции разрушения микропроцесс разрушения полимеров состоит из ряда стадий: деформаций межатомных связей под нагрузкой, вследствие чего энергия распада связи снижается; разрыва деформированных связей в результате тепловых флуктуации с образованием химически активных свободных радикалов; зарождения субмикротрещин в результате разрыва макромолекул. Реальность указанных стадий разрушения подтверждается методами инфракрасной спектроскопии (ИКС), электронного парамагнитного резонанса (ЭПР), масс-спектроскопии и рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами.

Применение указанных методов позволило обнаружить в деформированном полимере механически возбужденные связи, свободные радикалы, разорванные полимерные молекулы и субмикротрещины. Несмотря на большое число экспериментальных работ, детали механизма развития повреждений в условиях ползучести, начиная с атомного уровня, еще во многом не ясны.

Для неориентированных конструкционных полимеров можно говорить о картине развития повреждений лишь в общих чертах Накопление повреждений начинается на самых ранних этапах деформирования и связано с ростом имеющихся и возникновением новых суб и микродефектов. Заметим, что число упомянутых дефектов в единице объема довольно велико Возникновению дефектов в материалах способствуют тепловые флуктуации, приводящие к накоплению разрывов межатомных связей, подвижность вакансий и их группировка, а также скопление дислокаций, приводящее к высоким локальным перенапряжениям, и, как следствие, к возникновению трещин и т. п. В настоящее время наблюдается прогресс в построении теорий объемного разрушения.

При применении этих теорий для расчета изделий в условиях неоднородного напряженного состояния должны быть использованы такие понятия, как фронт разрушения или условия зарождения магистральной трещины. Данные о соотношении времени инкубационного периода и времени прорастания трещины для различных материалов противоречивы.

В ряде работ показано, что время заключительной стадии меньше инкубационного периода. Как отмечено, вопрос о переходе рассеянного разрушения в стадию распространения магистральной трещины в настоящее время не может считаться удовлетворительно решенным ни в физическом, ни в механическом смысле.

Рассмотрим накопление повреждений, определяемое механическими факторами и напряженно-деформированным состоянием тела. Основное внимание уделим разрушению в условиях ползучести при больших длительностях, низких напряжениях и повышенных температурах. Именно в этих условиях работают нагруженные элементы конструкций в условиях эксплуатации.

Известно, что повреждения можно подразделить на рассеянные дефекты малые по размерам и встречающиеся во множестве в единице объема, и крупные магистральные трещины, появляющиеся обычно в финале процесса разрушения. Рассмотрим только рассеянные повреждения. Сложность описания механизма разрушения твердых тел и, в частности, полимеров состоит в том, что при этом затрагивается огромная область на шкале размеров — от атомных масштабов до визуально наблюдаемых дефектов (трещин и т. д.). Поэтому при обсуждении механизма разрушения полимеров ограничимся неким фиксированным уровнем, а именно накоплением разрушений на молекулярном уровне.

Объектом исследования служил неориентированный полиэтилен высокой плотности (ПЭВП). Опыты по длительной ползучести вплоть до разрушения проводили в изотермических условиях на специально сконструированных установках, позволяющих исследовать ползучесть ПЭВП при постоянном растягивающем напряжении. Для получения кинетических кривых накопления разрушений регистрировали концентрацию разорванных химических связей методом ИК-спектроскопии, описанным.

Дифференциальные (разностные) спектры поглощения в диапазоне волновых чисел 1600-1900 см были получены на двухлучевом инфракрасном спектрофотометре UR-10 (Карл Цейс, ГДР). Концентрация разорванных связей определялась по интенсивности полосы поглощения с максимумом около 1710 см, отвечающей концевым карбоксильным группам. Число концевых групп, образовавшихся в результате распада молекул после выдержки под нагрузкой, принималось за меру накопления разрушений (повреждений).

На протяжении инкубационного периода не было зарегистрировано изменения числа концевых групп по сравнению с исходным ненагруженным образцом. Небезынтересно также отметить, что разброс значенией (времени окончания инкубационного периода) оказался значительно меньше, чем рассеяние долговечности тех же образцов.

Существование инкубационного периода, предшествующего старту магистральных трещин, изучалось нами. Как показано на примере полиэтилена, инкубационный период является функцией напряжения и температуры и составляет 0,35-0,74 от долговечности образца.

Если проанализировать экспериментальные данные, где кинетические кривые накопления разрушений построены в шкале приведенного времени, то можно отметить, что в начале накопление повреждений идет сравнительно быстро, затем замедляет свой рост, и на финальной стадии процесс накопления разрушений является самоускоренным. Таким образом, полученные экспериментальные результаты для неориентированных полимеров существенно отличаются от приведенных для ориентированных полимеров, где, по мнению авторов, все основные методы, применяемые для обнаружения разрывов молекул, выявляют однотипную форму временных зависимостей накопления разрушений в виде кривых, затухающих с течением времени.