Статьи
Рассмотрено влияние повышенной температуры и влагосодержания на основные механические и теплофизические характеристики углепластика и стеклопластика на основе эпоксидного связующего. Выбрана наиболее чувствительная характеристика, по которой будет проводиться расчет энергий активации процессов старения и делаться прогноз сохраняемости свойств полимерных композиционных материалов.
Введение
Доля применения полимерных композиционных материалов (ПКМ) в области авиастроения неуклонно растет [1, 2], улучшаются их рабочие свойства и технология производства [3–8]. Благодаря применению ПКМ в авиационной технике уменьшается масса изделия, повышается весовая нагрузка и скорость, снижается расход топлива и расходы на эксплуатацию.
В рамках создания перспективного двигателя ПД-14 для ближне- и среднемагистрального самолета МС-21 производства ПАО «Корпорация „Иркут”» и ОАО «Авиадвигатель» разработана мотогондола, состоящая на 65% из ПКМ [9]. На протяжении жизненного цикла мотогондолы она подвергается одновременному воздействию климатических и эксплуатационных факторов. Климатические факторы, такие как относительная влажность воздуха и сезонные перепады температур, оказывают наибольшее влияние на свойства ПКМ [10, 11]. Однако на физико-механические характеристики материала мотогондолы двигателя наибольшее влияние оказывает повышенная температура эксплуатации. Воздействие повышенной температуры значительно ускоряет процессы старения, протекающие в полимерных материалах [12]. Скорость и глубина протекания процессов старения, в свою очередь, определяют ресурс и срок службы материала в составе изделия.
В полимерном материале могут протекать процессы структурирования и реструктурирования полимерной матрицы. С повышением температуры увеличивается сегментарное движение в макромолекуле, что приводит к образованию новых связей и релаксации внутренних напряжений.
Движение сегментов макромолекул можно рассмотреть как один из вариантов высокоэластичной деформации. Для описания структурных превращений макромолекулы необходимо определить распределение вероятности конформаций макромолекулы в зависимости от расстояния между концами цепи. Для упрощения расчета предполагается, что макромолекула является свободно сочлененной структурой, т. е. с нулевымбарьером вращения вокруг С–С-связи (рис. 1) [13, 14].
Рис. 1. Схема вероятности конформаций макромолекулы в зависимости от расстояния
между концами цепи
Точки 0 и А соответствуют противоположным концам макромолекулы, – расстояние между концами макромолекулы. Вероятность конформации цепи с увеличением расстояния между концами цепи убывает. Вероятность того, что в процессе теплового движения цепь окажется полностью вытянутой, очень мала. Вероятность перемещения конца цепи А во всех направлениях одинакова, поэтому функция распределения – убывающая и четная. Тогда относительно проекции молекулы на ось х распределение описывается следующим уравнением:
,
где Y – функция распределения вероятности конформации (Wх); х – проекция на ось абсцисс расстояния между концами цепи.
Если конец молекулы А переместился на величину , проекция изменилась на величину dх, а вероятность конформации изменилась на величину dWх. Изменение вероятности конформации описывается выражением:
dWх=f(x2)dx; 
где b – константа, характеризующая форму кривой распределения.
Для единичного изменения проекции расстояния (dx=1) получаем выражение для плотности вероятности конформации:
Зная величину константы b, можно определить среднеквадратичный размер клубка, а зная величину Wх, можно рассчитать количество способов, которыми можно расположить макромолекулу при данном размере.
Релаксация напряжений может протекать по причине разрушения связей в макромолекуле. После отверждения полимерной матрицы часть сегментов макромолекул удерживается в напряженном состоянии пространственной сеткой. Вследствие разрушения части связей, образовывавших пространственную сетку, сегменты макромолекул переходят в недеформированное (энергетически более выгодное) состояние.
Однако параллельно могут протекать реакции, приводящие к изменению химического состава полимерной матрицы, такие как термодеструкция и термоокислительная деструкция. При прохождении процесса термодеструкции одни полимеры распадаются до исходных мономеров, а другие дают множество продуктов разложения (деполимеризация и распад по закону случая) [15, 16], когда разрыв любой связи в полимерной цепи равновероятен [17].
Обязательное условие деструкции для органических полимеров – образование активного центра. Первым этапом процесса деструкции является разрыв наиболее слабой связи с образованием свободных радикалов. Свободные радикалы приводят к деполимеризации путем отрыва молекулы мономера с регенерацией активного центра на конце цепи.
Константа скорости отщепления мономера от концевого радикала описывается уравнением Аррениуса:
K≈1013·e-Е/RT [c-1],
где 1013 – предэкспоненциальный множитель, равный числу колебаний атомов А и В в связи
А–В; Е=Ер-q, Ер – энергия активации присоединения мономера к макромолекуле; q – теплота присоединения мономера к макрорадикалу; Т – температура, К; R – универсальная газовая постоянная.
Чем меньше значение q, тем выше вероятность деполимеризации.
Пример термодеструкции (деполимеризации) макромолекулы органического полимера [14]:
– этап 1 – разрыв основной цепи и образование радикала
~СН2–СНХ–СН2–СНХ~→~CH2ĊHX+ĊH2–CHX~;
– этап 2 – деполимеризация макромолекулы
~СН2–СНХ–СН2–ĊНХ→~СН2–ĊНХ+СН2=СНХ
или отрыв атома водорода от соседней макромолекулы
~СН2–ĊНХ+~СН2–СНХ–СН2–СНХ~→~СН2–СН2Х+~СН2–СНХ–СН2–ĊХ~;
– этап 3 – распад радикала (~СН2–СНХ–СН2–ĊХ~) по наиболее ослабленной связи и образование макрорадикала со свободной валентностью
~СН2–СНХ–СН2–ĊХ~→~СН2–ĊНХ+СН2=СХ~.
Для данного примера скорость реакции на первом этапе невысока вследствие высокой прочности связей углерод–углерод в макромолекуле. Первая стадия является лимитирующей для всего процесса термодеструкции. Реакции на последующих стадиях протекают при более низких энергиях активации и приводят к разрушению полимерного материала.
Теплостойкость полимерного материала определяется не только прочностью связей, но и отсутствием условий, способствующих протеканию цепных свободнорадикальных процессов. Одним из основных факторов, который способствует снижению вероятности термодеструкции в полимерных материалах, является затухание цепных процессов благодаря высокому межмолекулярному взаимодействию, затрудняющему процесс перемещения сегментов. Другим фактором, способствующим повышению теплостойкости, является снижение скорости инициирования и образования первых радикалов на первом этапе – эффект Франка–Рабиновича [17].
При реакциях термодеструкции на открытом воздухе необходимо учитывать вклад кислорода – термоокислительная деструкция. Процесс термоокислительной деструкции можно условно разделить на три стадии: зарождение, развитие и разрыв цепи с образованием кетонов, спиртов и кислорода [18]. Термическая деструкция характеризуется прежде всего разрывом наиболее слабой связи, следовательно, определяется энергией диссоциации такой связи.
Определение энергии диссоциации связи производят при температуре, для которой потеря массы полимера в вакууме составляет 50% (рис. 2) [16].
Рис. 2. Зависимость энергии диссоциации связей для разных типов полимеров от температуры, для которой потеря массы в вакууме составляет 50%
В работе рассмотрен подход к выбору режимов теплового старения и расчета энергий активации на основе экспериментальных данных для углепластика и стеклопластика нового поколения на основе эпоксидной матрицы, предназначенных для изделий авиационной техники. Под понятием энергии активации процесса старения в данной работе подразумевается суммарная энергия, необходимая для инициирования протекающих внутри материала процессов, приводящих к снижению прочностных свойств.
Выбор режимов теплового старения основывается на результатах измерений прочностных характеристик, относительного удлинения и температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР), проведенных в исходном состоянии и при максимальном равновесном влагосодержании, так как сорбированная влага является главным фактором, влияющим на свойства ПКМ [1, 2, 5, 8, 10, 12, 19–22].
Материалы и методы
Объекты исследования
Углепластик ВКУ-39 на основе эпоксидного связующего ВСЭ-1212 и углеродной ткани фирмы Porcher (арт. 3692) является конструкционным материалом и предназначен для изготовления створок и наружного кожуха мотогондолы двигательной установки ПД-14.
Стеклопластик ВПС-48/7781 на основе того же эпоксидного связующего ВСЭ-1212 и стеклоткани фирмы Porcher (арт. 7781) является конструкционным материалом и предназначен для средненагруженных конструкций изделий авиационной техники.
Отверждение углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 осуществляется в вакууме при стандартном режиме.
Связующее ВСЭ-1212 – расплавное эпоксидное связующее, состоящее из модифицированной дифункциональной эпоксидной смолы, полифункциональной смолы, аминного ароматического отвердителя и термопласта. В состав связующего также входят: эпоксидный диановый олигомер на основе 2,2-бис-(п-оксифенил)пропана марки ЭД-20, эпоксидный олигомер на основе резорцина УП-637 и новолачной смолы ЭН-6. Модификацию эпоксидных олигомеров проводили полиизоцианатом, представляющим собой олигомеризованный метилендифенилдиизоцианат. Полиизоцианат состоит из смеси изомеров 2,4¢- и 4,4¢-метилендифенилдиизоцианата, триизоцианатов и полиизоцианата. В качестве термопластичного модификатора использовали клеевой порошкообразный полиарилсульфон марки ПСФФ-30. Для получения полимерных матриц на основе модифицированных эпоксидных олигомеров использовали отвердитель
4,4¢-диаминодифенилсульфон марки Aradur, который позволяет реализовать высокую теплостойкость и прочность отвержденных матриц.
Методы исследования
Из отформованных панелей углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 размером 300×300×2,5 мм изготовили образцы размером:
– 15×5×2,5 мм – для определения прочности при изгибе по ASTM D7264/D7264M;
– 140×12×2,5 мм – для определения прочности при сжатии по ASTM D6641/D6641M.
Из отформованных панелей углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 размером 300×300×4 мм изготовили образцы размером 155×13×4 мм – для определения прочности при межслойном сдвиге по ASTM D2344/D2344M.
Тепловое старение проводили согласно СТП1-595-11-101–83 и ММ1.595-20-461–2015.
Определение прочности при сжатии и межслойном сдвиге проводили на испытательной машине Тиратест 2200, при изгибе – на машине Тиратест 2300.
Определение интервала и температуры стеклования проводили с использованием прибора ТМА 202 С в соответствии с ASTM E 228-85.
Физико-механические испытания образцов из стеклопластика ВПС-48/7781 и углепластика ВКУ-39 проводили при температурах 20, 120, 140, 150, 160, 170, 180 и 190°С.
Испытания на совместное воздействие повышенной температуры и влажности проводили в автоматизированных климатических камерах при относительной влажности 85% и температуре 60°С по ММ1.595-20-450–2014.
Результаты
Выбор наиболее чувствительной характеристики
для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781
Основным критерием выбора режима ускоренного старения полимерных материалов является аналогичность механизмов процессов, протекающих в материале, в условиях естественного и ускоренного старения, т. е. выбор режимов теплового старения ПКМ должен основываться на оценке изменений структуры материала и его прочностных характеристик, которые являются основными объектами контроля при проведении ресурсных и климатических испытаний.
Если старение материала происходит в негерметичных условиях, на ПКМ будет оказывать значительное влияние влага, сорбируемая материалом из окружающей среды, поэтому определение изменения структуры и прочностных характеристик проведено в исходном состоянии и при предельном равновесном максимальном влагосодержании.
Расчет энергии активации процесса теплового старения ПКМ основан на результатах изменения прочностных свойств материалов в зависимости от температуры и продолжительности ее воздействия. Энергия активации является основой для прогнозирования изменения свойств материалов в течение времени, при этом расчет необходимо проводить по наиболее чувствительной характеристике.
Для определения наиболее чувствительной характеристики проведены механические испытания материалов в исходном состоянии на прочность при изгибе, сжатии и межслойном сдвиге. На рис. 3 представлены кинетические кривые изменения прочности при изгибе, сжатии и межслойном сдвиге в зависимости от температуры механических испытаний для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781. Видно, что наиболее чувствительной характеристикой для данных материалов является прочность при межслойном сдвиге.
Рис. 3. Кинетические кривые изменения прочностных свойств в зависимости от температуры испытаний для углепластика ВКУ-39 (а) и стеклопластика ВПС-48/7781 (б) при изгибе (●), сдвиге (■) и сжатии (▲)
По изменению данной характеристики строят кинетические кривые теплового старения в зависимости от температуры механических испытаний и сроков экспозиции для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781.
Выбор режимов теплового старения
углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781
Для определения режимов теплового старения дополнительно определена кинетическая кривая изменения прочности при межслойном сдвиге в зависимости от температуры механических испытаний при максимальном равновесном влагосодержании для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781.
Рис. 4. Кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге в зависимости от температуры испытаний для углепластика ВКУ-39 (а) и стеклопластика ВПС-48/7781 (б) в исходном состоянии (●) и после воздействия температуры и влажности (■)
На рис. 4 представлены кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге в зависимости от температуры механических испытаний в исходном состоянии и при максимальном равновесном влагосодержании для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781.
Вследствие пластифицирующего действия сорбированной влаги значение прочности при максимальном равновесном влагосодержании ниже, чем в исходном состоянии вне зависимости от температуры испытаний.
При температуре механических испытаний 120°С (рабочая температура) снижение прочности от первоначального значения при 20°С в исходном состоянии составляет 71%, а при максимальном равновесном влагосодержании 57%, т. е. разница 14%. При температуре 150°С разница составляет 28%. При температуре 170°С в исходном состоянии снижение прочности составляет 55% от исходного значения, а определить значение прочности при максимальном равновесном влагосодержании не удалось.
При температуре механических испытаний 20°С разница прочности стеклопластика ВПС-48/7781 при межслойном сдвиге в исходном состоянии и при максимальном равновесном влагосодержании составляет 25%, при температуре испытаний 120°С – разница 19%. При температуре 150°С разница составляет 15%, при температуре 170°С в исходном состоянии снижение прочности составляет 52% от исходного значения, а значение прочности при максимальном равновесном влагосодержании определить не удалось.
Для выбора режимов теплового старения также проведено исследование влияния сорбированной влаги на ТКЛР и относительное удлинение для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 (рис. 5).
Рис. 5. Изменение температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР) и относительного удлинения (ε) для углепластика ВКУ-39 (а) и стеклопластика ВПС-48/7781 (б) в исходном состоянии (1, 1′) и при максимальном равновесном влагосодержании (2, 2′)
По результатам измерения величины ТКЛР и относительного удлиненияуглепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 определили температуру и интервал стеклования (см. таблицу).
Температура и интервал стеклования
|
Материал |
Интервал температур* области стеклования, °С |
|
|
в исходном состоянии |
при максимальном равновесном влагосодержании |
|
|
ВКУ-39 |
150–180 (30) 167 |
123–185 (62) 152 |
|
ВПС-48/7781 |
143–180 (37) 167 |
100–160 (60) 120 |
* В числителе – минимальные и максимальные значения, в знаменателе – средние.
Величины ТКЛР в области рабочих температур в исходном состоянии и при максимальном равновесном влагосодержании для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 имеют различные значения и характер изменения. В исходном состоянии кривая значений ТКЛР до достижения температуры ~140°С имеет прямолинейный характер, значение ТКЛР составляет 50·10-6 К-1. Воздействие сорбированной влаги выразилось в появлении дополнительного низкотемпературного излома на кривой относительного удлинения в области 90°С и пика на кривой ТКЛР в области 100°С, диапазон области стеклования расширился с 30–37 до 60–62°С за счет смещения интервала стеклования в область более низких температур.
Наблюдается наличие пика на кривой ТКЛР со значением 160·10-6 К-1 при температуре 150–160°С при максимальном равновесном влагосодержании, однако в исходном состоянии на кривой ТКЛР пика при данной температуре не наблюдается.
На основе результатов зависимости значений прочности при межслойном сдвиге от температуры испытаний, ТКЛР и кривой относительного удлинения в исходном состоянии и при максимальном равновесном влагосодержании определены режимы теплового старения для углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 (экспозиция при температурах 130, 140, 150, 160 и 170°С – в течение 2000 ч; при температурах 180 и 190°С – в течение 500 ч.
Исследование влияния температуры старения и продолжительности
ее воздействия на прочность при межслойном сдвиге углепластика ВКУ-39
и стеклопластика ВПС-48/7781
Для углепластика ВКУ-39 представлены кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге при температурах 130–160°С (рис. 6, а) и 170–190°С (рис. 6, б).
Рис. 6. Кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге для углепластика ВКУ-39 при температурах 130–160°С (а) и 170–190°С (б)
По достижении 200 ч экспозиции при температурах 130–160°С наблюдается снижение прочности при межслойном сдвиге до уровня 90% от исходного значения, что может объясняться протеканием процесса структурирования в полимерной матрице под действием температуры. В течение последующих 1800 ч экспозиции прочность при межслойном сдвиге при температурах 130–150°С не меняется. При температуре испытаний 160°С наблюдается снижение прочности до 80% от исходного значения при сроке экспозиции 1500 ч, после чего значения не меняются. Поскольку у кинетических кривых изменения прочности при межслойном сдвиге при температурах 130–160°С в зависимости от сроков экспозиции не наблюдается монотонного снижения и они близки друг к другу, то для расчетов энергии активации не могут быть применены.
При температурах 170–190°С наблюдается монотонное снижение прочности, при температуре 170°С после 2000 ч экспозиции прочность при межслойном сдвиге составляет ~70% от исходного значения, при температурах 180 и 190°С после 500 ч экспозиции – соответственно 80 и 70%. Данные кинетические кривые будут использованы для расчета энергии активации процесса теплового старения углепластика ВКУ-39.
Для стеклопластика ВПС-48/7781 представлены кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге при температурах 130–160°С (рис. 7, а) и 170–190°С (рис. 7, б).
Рис. 7. Кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге для стеклопластика ВПС-48/7781 при температурах 130–160°С(а) и 170–190°С (б)
По достижении 200 ч экспозиции при температурах 130–160°С наблюдается снижение прочности при межслойном сдвиге до уровня 90% от исходного значения и в течение последующих 1800 ч экспозиции прочность при межслойном сдвиге при температурах 130–160°С не меняется. Наблюдается картина, аналогичная картине для углепластика ВКУ-39, и кривые не могут быть использованы для расчета энергии активации процесса старения стеклопластика ВПС-48/7781.
При температурах 170–190°С наблюдается монотонное снижение прочности, при температуре 170°С после 2000 ч экспозиции прочность при межслойном сдвиге составляет ~85% от исходного значения, при температурах 180 и 190°С после 500 ч экспозиции – соответственно 95 и 90%. Данные кинетические кривые будут использованы для расчета энергии активации процесса теплового старения стеклопластика ВПС-48/7781.
Расчет энергии активации процесса теплового старения углепластика ВКУ-39 и стеклопластика ВПС-48/7781 на основе результатов изменения прочности при межслойном сдвиге в зависимости от температуры и продолжительности ее воздействия будет представлен в третьей части данной работы.
Обсуждение и заключения
По результатам выполненной работы можно сделать следующие выводы:
– из ряда характеристических параметров (прочность при изгибе, сжатии и межслойном сдвиге) выбрана наиболее чувствительная характеристика – прочность при межслойном сдвиге;
– установлено влияние сорбированной влаги на прочность при межслойном сдвиге при различных температурах испытаний;
– установлено влияние сорбированной влаги на ТКЛР, кривую относительного удлинения, интервал и температуру стеклования;
– выбраны режимы (температура и продолжительность ее воздействия) теплового старения;
– установлено влияние температуры, продолжительности ее воздействия и получены кинетические кривые изменения прочности при межслойном сдвиге.
2. Sugita Y., Winkelmann C., La Saponara V. Environmental and chemical degradation of carbon/epoxy lap joints for aerospace applications, and effects on their mechanical performance // Compos. Sci. and Technol. 2010. V. 70. №5. P. 829–839.
3. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до
2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33.
4. Каблов Е.Н., Гуняев Г.М. Туманов А.Т. – инициатор создания композитов / В сб. тез. докл. межотрасл. науч.-технич. конф. «Композиционные материалы в авиакосмическом материаловедении». М.: ВИАМ, 2009. С. 6–9.
5. Каблов Е.Н., Старцев О.В., Кротов А.С., Кириллов В.Н. Климатическое старение композиционных материалов авиационного назначения. III. Значимые факторы старения // Деформация и разрушение материалов. 2011. №1. С. 34–40.
6. Мухаметов Р.Р., Ахмадиева К.Р., Чурсова Л.В., Коган Д.И. Новые полимерные связующие для перспективных методов изготовления конструкционных волокнистых ПКМ // Авиационные материалы и технологии. 2011. №2. С. 38–42.
7. Кириллов В.Н., Вапиров Ю.М., Дрозд Е.А. Исследование атмосферной стойкости полимерных композиционных материалов в условиях атмосферы теплого влажного и умеренно теплого климата // Авиационные материалы и технологии. 2012. №4. С. 31–38.
8. Mishra G., Mohapatra S.R., Behera P.R., Dash B., Mohanty U.K., Ray B.C. Environmental stability of GFRP laminated composites: an emphasis on mechanical behavior // Aircraft Eng. and Aerosp. technol. 2010. V. 82. №4. P. 258–266.
9. Николаев Е.В., Коренькова Т.Г., Шведкова А.К., Валевин Е.О. Исследование влияния температурных факторов на процесс старения новых полимерных композиционных материалов для мотогондолы авиационного двигателя // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2015. №3. Ст. 12. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 01.12.2015). DOI: 10.18577/2307-6046-2015-0-3-12-12.
10. Каблов Е.Н., Старцев О.В., Кротов А.С., Кириллов В.Н. Климатическое старение композиционных материалов авиационного назначения. I. Механизмы старения // Деформация и разрушение материалов. 2010. №11. С. 19–27.
11. Кириллов В.Н., Старцев О.В., Ефимов В.А. Климатическая стойкость и повреждаемость полимерных композиционных материалов, проблемы и пути решения // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 412–423.
12. Кириллов В.Н., Ефимов В.А. Проблемы исследования климатической стойкости авиационных неметаллических материалов / В сб.: 75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2007: юбилейный науч.-технич. сб. М.: ВИАМ, 2007. С. 379–388.
13. Кулезнев В.Н., Ушакова О.Б. Структура и механические свойства полимеров (Конспект курса лекций. Часть 1). М.: МИТХТ, 2006. C. 36–38.
14. Гуль В.Е., Кулезнев В.Н. Структура и механические свойства полимеров. М.: Лабиринт, 1994. 367 c.
15. Madorsky S.L. Thermal degradation of organic polymers. New York: Interscience Publishers, 1964. Р. 26.
16. Ван Кревелен Д.В. Свойства и химическое строение полимеров. М.: Химия, 1976. 416 с.
17. Энциклопедия полимеров. М.: Советская энциклопедия. 1977. Т. 3. 575 с.
18. Архиреев В.П. Старение и стабилизация полимеров: учеб. пособие. Казань: КГТУ, 2002. 88 с.
19. Mikols W.J., Seferis J.C., Apicella A., Nicolais L. Evaluation of structural changes in epoxy systems by moisture sorption-desorption and dynamic mechanical studies // Polym. Compos. 1982.
V. 3. №3. P. 118–124.
20. Николаев Е.В., Кириллов В.Н., Скирта А.А., Гращенков Д.В. Исследование закономерностей влагопереноса и разработка стандарта по определению коэффициента диффузии и предельного влагосодержания для оценки механических свойств углепластиков // Авиационные материалы и технологии. 2013. №3. С. 44–48.
21. Ефимов В.А., Шведкова А.К., Коренькова Т.Г., Кириллов В.Н. Исследование полимерных конструкционных материалов при воздействии климатических факторов и нагрузок в лабораторных и натурных условиях // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2013. №1. Ст. 05. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 01.12.2015).
22. Каблов Е.Н., Старцев О.В., Кротов А.С., Кириллов В.Н. Климатическое старение композиционных материалов авиационного назначения. II. Релаксация исходной структурной неравновесности и градиент свойств по толщине // Деформация и разрушение материалов. 2012. №6. С. 17–19.
2. Sugita Y., Winkelmann C., La Saponara V. Environmental and chemical degradation of carbon/epoxy lap joints for aerospace applications, and effects on their mechanical performance // Compos. Sci. and Technol. 2010. V. 70. №5. P. 829–839.
3. Kablov E.N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda» [Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №1 (34). S. 3–33.
4. Kablov E.N., Gunyaev G.M. Tumanov A.T. – initsiator sozdaniya kompozitov [Tumanov A.T. – initiator of creation of composites] / V sb. tez. dokl. mezhotrasl. nauch.-tehnich. konf. «Kompozi- cionnye materialy v aviakosmicheskom materialovedenii». М.: VIAM, 2009. S. 6–9.
5. Kablov E.N., Startsev O.V., Krotov A.S., Kirillov V.N. Klimaticheskoe starenie kompozitsionnyh materialov aviacionnogo naznacheniya. III. Znachimye faktory stareniya [Climatic aging of composite materials of aviation assignment. III. Significant factors of aging] // Deformaciya i razrushenie materialov. 2011. №1. S. 34–40.
6. Muhametov R.R., Ahmadieva K.R., Chursova L.V., Kogan D.I. Novye polimemye svyazuyushhie dlya perspektivnyh metodov izgotovleniya konstrukcionnyh voloknistyh PKM [New polymeric binding for perspective methods of manufacturing of constructional fibrous PCM] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2011. №2. S. 38–42.
7. Kirillov V.N., Vapirov Yu.М., Drozd E.A. Issledovanie atmosfemoj stojkosti polimernyh kompozi- cionnyh materialov v usloviyah atmosfery teplogo vlazhnogo i umerenno teplogo klimata [Re¬search of atmospheric firmness of polymeric composite materials in the conditions of the atmos¬phere of warm wet and moderately warm climate] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №4. S. 31–38.
8. Mishra G., Mohapatra S.R., Behera P.R., Dash B., Mohanty U.K., Ray B.C. Environmental stability of GFRP laminated composites: an emphasis on mechanical behavior // Aircraft Eng. and Aerosp. technol. 2010. V. 82. №4. P. 258–266.
9. Nikolaev E.V., Korenkova T.G., Shvedkova A.K., Valevin E.O. Issledovanie vliyaniya tempera- tumyh faktorov na process stareniya novyh polimernyh kompozicionnyh materialov dlya moto- gondoly aviacionnogo dvigatelya [Research of an influence of temperature factors on aging of new polymer composite materials for aviation engine nacelle] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2015. №3. St. 12. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: January 01, 2015). DOI: 10.18577/2307-6046-2015-0-3-12-12.
10. Kablov E.N., Startsev O.V., Krotov A.S., Kirillov V.N. Klimaticheskoe starenie kompozicionnyh materialov aviacionnogo naznacheniya. I. Mehanizmy stareniya [Climatic aging of composite ma¬terials of aviation assignment. I. Aging mechanisms] // Deformaciya i razrushenie materialov. 2010. №11. S. 19–27.
11. Kirillov V.N., Startsev O.V., Efimov V.A. Klimaticheskaya stojkost i povrezhdaemost polimernyh kompozicionnyh materialov, problemy i puti resheniya [Climatic firmness and damageability of polymeric composite materials, problems and solutions] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 412–423.
12. Kirillov V.N., Efimov V.A. Problemy issledovanija klimaticheskoj stojkosti aviacionnyh nemetal- licheskih materialov [Problems of research of climatic firmness of aviation non-metallic materials] / V sb.: 75 let. Aviacionnye materialy. Izbrannye trudy «VIAM» 1932–2007: yubilejnyj nauch.-tehnich. sb. М.: VIAM, 2007. S. 379–388.
13. Kuleznev V.N., Ushakova O.B. Struktura i mehanicheskie svojstva polimerov (Konspekt kursa lekcij. Chast 1) [Structure and mechanical properties of polymers (Abstract of course of lectures. Part 1)]. М.: MITHT, 2006. S. 36–38.
14. Gul V.E., Kuleznev V.N. Struktura i mehanicheskie svojstva polimerov [Structure and mechanical properties of polymers]. М.: Labirint, 1994. 367 s.
15. Madorsky S.L. Thermal degradation of organic polymers. New York: Interscience Publishers, 1964. P. 26.
16. Van Krevelen D.V. Svojstva i himicheskoe stroenie polimerov [Properties and chemical structure of polymers]. М.: Himiya, 1976. 416 s.
17. Entsiklopediya polimerov [Encyclopedia of polymers]. М.: Sovetskaya enciklopediya. 1977. T. 3. 575 s.
18. Arhireev V.P. Starenie i stabilizatsiya polimerov: ucheb. posobie [Aging and stabilization of polymers: education guidance], Kazan: KGTU, 2002. 88 s.
19. Mikols W.J., Seferis J.C., Apicella A., Nicolais L. Evaluation of structural changes in epoxy systems by moisture sorption-desorption and dynamic mechanical studies // Polym. Compos. 1982. V. 3. №3. P. 118–124.
20. Nikolaev E.V., Kirillov V.N., Skirta A.A., Grashhenkov D.V. Issledovanie zakonomernostej vlagoperenosa i razrabotka standarta po opredeleniyu koefficienta diffuzii i predelnogo vlagosoderzhaniya dlya ocenki mehanicheskih svojstv ugleplastikov [Study of moisture transport rules and development of a standard on measurement of the diffusion coefficient and moisture con¬tent limit to evaluate mechanical properties of carbon fiber reinforced plastics] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2013. №3. S. 44-48.
21. Efimov V.A., Shvedkova A.K., Korenkova T.G., Kirillov V.N. Issledovanie polimernyh kon- strukcionnyh materialov pri vozdejstvii klimaticheskih faktorov i nagruzok v laboratornyh i natumyh usloviyah [Research of polymeric constructional materials at influence of climatic factors and loadings in laboratory and natural conditions] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhum. 2013. №1. St. 05. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: January 01, 2015).
22. Kablov E.N., Startsev O.V., Krotov A.S., Kirillov V.N. Klimaticheskoe starenie kompozicionnyh materialov aviacionnogo naznachenija. II. Relaksatsiya ishodnoj strukturnoj neravnovesnosti i gra¬dient svojstv po tolshhine [Climatic aging of composite materials of aviation assignment. II. Relax¬ation of initial structural non-equilibrium and gradient of properties on thickness] // Deformaciya i razrushenie materialov. 2012. №6. S. 17–19.