Ghostscript wrapper for D:\BBB-ARCH\MTS69\MTS69_t7z1_4_PDF\mts69_t7z3.pdf M E C H A N I K A  T E O R E T Y C Z N A  I  S T O S O W A N A  3,  7  (1969)  O  P E W N E J  M E T O D Z I E  WYZNACZANIA  K R Y T E R I U M  ZNISZCZENIA  P O L I M E R Ó W  ANDRZEJ  D R E S C H E R  (WARSZAWA)  1.  Wprowadzenie  Stosowane  coraz  szerzej  w  konstrukcjach  inż ynierskich  wielkoczą steczkowe  tworzywa  sztuczne  (w stanie stałym)  są  materiałami  o wyraź nych  cechach lepkosprę ż ystych.  Badaniu  tych  cech,  w  zależ noś ci  od  róż nych  programów  obcią ż ania  jak  i temperatury,  poś wię cono  znaczną  liczbę  doś wiadczeń.  Doś wiadczenia  te  wykazały  m.in.,  że  poza  obszarem  lepko­ sprę ż ystym  pojawiają  się  w  materiale,  przed  samym  momentem  zniszczenia,  cechy  nieodwracalne  plastyczne.  Z  inż ynierskiego  punktu  widzenia  moment  pojawienia  się   znacznych  odkształceń  plastycznych  może  być  w  tych  materiałach  utoż samiany  z  po­ czą tkiem  zniszczenia.  O  ile  własnoś ciom  lepkosprę ż ystym  polimerów  poś wię cona  jest  obszerna  literatura  to  zagadnienie  kryterium  zniszczenia  lub  uplastycznienia  pozostaje  mało  zbadane.  Odnosi  się  to  w  szczególnoś ci  do  badań  w  złoż onym  stanie  naprę ż enia.  Nieliczne  prace rozpatrują ce  to  zagadnienie wykorzystują  metodykę  opracowaną  i szeroko  stosowaną  w  badaniach  metali.  Jako jedno  z  podstawowych  doś wiadczeń  należy  tu  wy­ mienić  badania  cienkoś ciennych  rurek  poddanych  rozcią ganiu,  skrę caniu  czy  ciś nieniu  wewnę trznemu.  Analogiczną  metodykę  zastosowali  w  badaniach  cech  lepkosprę ż ystych  polimerów  m.in.  LIFSHITZ  i  KOLSKY  [1],  ONARAN  i  FINDLEY  [2,3]  a  cech  plastycznych  THORKILDSEN  [4].  Odmienny  schemat  doś wiadczenia,  polegają cy  na  rozcią ganiu  płyty  przy  równoczesnym  poprzecznym  jej  ś ciskaniu  pomię dzy  dwoma  stemplami,  zastosowali  BOWDEN  i  JUKES  [5].  Wyniki  THORKILDSENA uzyskane  dla  polimetakrylanu  metylu  wska­ zują  na  postać  kryterium  uplastycznienia  zbliż oną  do  warunku  Hubera­Misesa. Odmienne  rezultaty  dla  tego samego  materiału  uzyskali  BOWDEN  i  JUKES.  Stwierdzili  oni,  że  zacho­ wanie  się  materiału  opisuje  warunek  Coulomba­Mohra,  co  odpowiada  wpływowi  pierw­ szego niezmiennika  stanu  naprę ż enia  na  stan uplastycznienia.  W  obu  cytowanych pracach  realizowano  jedynie  płaski  stan  naprę ż enia.  Przytoczone  powyż ej  rezultaty  wskazują,  że  nawet  dla  badanego  polimetakrylanu  metylu  niemoż liwe  jest  w  chwili  obecnej  sfor­ mułowanie  poprawnego  kryterium  uplastycznienia.  Dodatkową  trudność  stwarza  zależ­ ność  cech  plastycznych  polimerów  od  historii  naprę ż eń  czy  odkształceń  w  obszarze  lep­ kosprę ż ystym  (materiały  sprę ż ysto­lepkoplastyczne).  W  niniejszej  pracy  przedstawiono  wyniki  wstę pnych  badań  dotyczą cych  kryterium  zniszczenia  polichlorku  winylu  przy  wykorzystaniu  metody  doś wiadczalnej  zapropono­ wanej  przez  HILLA  [6].  Metoda  ta  polega  na  rozcią ganiu  płaskich  próbek  z  nacię tymi  324  A .  DRESCHER  bruzdami,  w  których,  w  momencie  uplastycznienia,  pojawia  się  płaski  stan  naprę ż enia.  Metodę  tą zastosowali do metali  HUNDY  i  GREEN  [7],  LIANIS i  FORD  [8],  oraz  ELLINGTON [9  .  2.  Podstawy  teoretyczne metody  W  pracy  [6], bę dą cej  kontynuacją  wcześ niejszych  rozważ ań  [10],  HILL  podał  podstawy  teoretyczne  nowej  metody  okreś lania  warunku  plastycznoś ci  materiałów  idealnie plastycz­ nych.  Metoda  ta  opiera  się  na  analizie  moż liwoś ci  wystą pienia  lokalnej  linii  niecią głoś ci  prę dkoś ci  oddzielają cej  obszary  sztywne.  Rozważ my  cienkie pasmo  o  gruboś ci  g  i  szerokoś ci  l0  > g,  w  którym  wykonano  dwa  ostre  karby  niesymetrycznie  umieszczone  (rys.  la)  lub  nacię to  po  obu  stronach  dwie  bruzdy o szerokoś ci  b i gruboś ci  h i nachyleniu в (rys.  Ib). Jeż eli pasmo  to zostanie poddane  jednoosiowemu  rozcią ganiu  równolegle  do  krawę dzi,  to  w  czę ś ci  materiału  łą czą cej  dna  karbów  lub  w  bruź dzie  pojawią  się,  przy  odpowiedniej  wartoś ci  siły  rozcią gają cej  P,  zlokalizowane  odkształcenia  plastyczne,  a  deformacja  bę dzie  miała  charakter  ukoś nej  L  <•  J  U  ­I  Rys.  1  szyjki.. Czę ś ci  materiału  przylegają ce  do  szyjki  bę dą  w  stanie  sprę ż ystym,  który  przy  ma­ łych  wartoś ciach  odkształceń  może  być  rozumiany  jako  stan  sztywny.  Wzajemny  ruch  obu  czę ś ci  sztywnych okreś lony jest  przez  wektor  przemieszczenia  lub  prę dkoś ci przemie­ szczenia  V  nachylony  do  linii  szyjki  pod  ką tem  г р (rys.  1).  Nacię cie  karbów  lub bruzd  zmusza  materiał  do  deformacji  w  odpowiednio  nachylonej  strefie,  czego  konsekwencją   jest,  w  zależ noś ci  od  własnoś ci  materiału,  pewien  kierunek  wzglę dnego  przemieszczenia  czę ś ci  sztywnych.  Jeż eli  y>  =  0,  zachodzi  jedynie  wzajemny  prześ lizg.  Analogiczny  me­ chanizm  deformacji  ma  czasami  miejsce  przy  rozcią ganiu  płaskich,  nieosłabionych  pró­ bek  [11],  gdzie  jednakże  nachylenie  szyjki  jest  niezależ ne  od  woli  eksperymentatora1).  Jeż eli  szerokość  szyjki  b jest  znacznie  mniejsza  od  długoś ci  /,  to  kierunek  wzdłuż  szyjki  i  kierunek  prostopadły  do  wektora  V  moż na  uważ ać  za  nierozcią gliwe.  W  teorii  ciała  idealnie  plastycznego  kierunki takie  są  kierunkami charakterystyk  prę dkoś ci.  Przyjmu  ąc  układ  x, y,  jak  na  rys.  Ib,  składowe  wektora  prę dkoś ci  V  wyniosą  odpowiednio  (2.1)  Vx  =  F s i n y ,  Vy  =  K c o s y ,  ')  Zjawisko  ukoś nego  formowania  się  szyjki  zaobserwowali  i  wykorzystali  przy  analizie  anizotropii  granicy  plastycznoś ci  w  walcowanej  folii  polietylenowej  BRIDLE,  B U C K L E Y  i  SCANLAN  [12].  O  METODZIE WYZNACZANIA  KRYTERIUM  ZNISZCZENIA  POLIMERÓW  325  a  składowe  tensora  prę dkoś ci  odkształceń   К sin w  Fcosw  (2.2)  ex=  b r ,  ey  =  0,  yxy  =  —~^.  Główne  prę dkoś ci  odkształceń  w  płaszczyź nie  pasma  wyrażą  się  przez  zależ noś ci  V  V  (2.3)  e,  =  ­­^­(l+siny),  e2  =  ­ ^ ( l — s i n y ) ,  (ei  >  e2).  Z  zależ noś ci  (2.3)  wynika,  że znając  z doś wiadczeń  kąt  ip  moż na  okreś lić  główne  prę d­ koś ci  w  płaszczyź nie  pasma  z  dokładnoś cią  do  prę dkoś ci  V.  Trzecia  główna  prę dkość   odkształcenia  może  być wyznaczona  z  warunku  zmian  obję toś ci  materiału  w  stanie  pla­ stycznym,  i np.  dla  materiału  nieś ciś liwego wynosi  V  (2.4)  £3 =  ——sin w.  b  Kierunki  główne  prę dkoś ci  nachylone  są  do  kierunku  szyjki  pod  ką tami  cp  — я / 4±  ± y / 2 .  Stan  naprę ż enia  w  szyjce,  wobec  nieznacznej  gruboś ci  pasma  lub  bruzdy,  moż na  przyjąć  za  płaski.  Stan  ten jest  statycznie  niewyznaczalny, z  wyją tkiem  przypadku  kiedy  wiadomo,  że  badany  materiał  jest  izotropowy,  tzn.  spełniona  jest  współosiowość  kie­ runków  głównych  tensorów  naprę ż enia  i  prę dkoś ci  odkształcenia.  W  tym  ostatnim  przy­ padku  rozpatrując  równowagę  elementu  wycię tego  w  szyjce  otrzymamy  nastę pują ce  wyraż enia  na  naprę ż enia  główne  (2.5)  oi  =  — — [un(0—w)+cos  в ],  с т о   = — —  [sin(0­w)­cos0],  a 3  =  0,  cosy  "  cosy  gdzie  o­0 =  Pjhl jest  naprę ż eniem  działają cym  pomię dzy  obszarem  sztywnym  a  brzegiem  szyjki.  Należy  zaznaczyć,  że stan  (2.5)  nie  spełnia  warunków  brzegowych  na  krawę dziach  pasma; jest  waż ny  tylko dla szerokiego  pasma.  Wszystkie przytoczone  zależ noś ci  opierają   się  ponadto  na  założ eniu,  że  deformacja  w  szyjce jest jednorodna,  kształt  szyjki  nie wy­ wołuje  spię trzenia  naprę ż eń  (efekt  karbu)  i  materiał  ma  nieznaczne  wzmocnienie.  D l a  materiału  o  wyraź nym  wzmocnieniu obszar  deformacji  plastycznej  wykracza poza  bruzdę,  co prowadzi do  niejednorodnego  stanu  odkształceń  i  naprę ż eń.  Ograniczenia te  wskazują,  że  doś wiadczenie  daje  prawdziwe  wyniki  tylko  w  chwili  pierwszego  uplastycznienia.  Z  powyż szych  rozważ ań  wynika,  że dla materiału  izotropowego  w płaszczyź nie  pasma,  znając  na  podstawie  doś wiadczeń  kierunek  niecią głoś ci  prę dkoś ci  V  dla  szeregu  próbek  o  róż nym  nachyleniu bruzdy  в ,  oraz  wartoś ci  siły  rozcią gają cej  w momencie  uplastycznie­ nia,  moż na  obliczyć  naprę ż enia  główne,  a  zatem  zbudować  na  płaszczyź nie  (o"i,  a2)  geo­ metryczną  interpretację  warunku  plastycznoś ci.  Wadą  metody  jest,  że  kąt  у  nie  może  być  dany,  a jedynie  wynika  z  własnoś ci  badanego  materiału.  W  rezultacie  nie  moż na  przewidzieć jaką  czę ść  warunku  plastycznoś ci  otrzyma  się z doś wiadczeń.  W  szczególnym  przypadku  dla  в  >  л /4  może  zdarzyć  się,  że  bę dzie  spełniona  zależ ność  y>  =  26—л /2,  co  odpowiada  jednemu  punktowi  o"i =  P/hl0,  c2  =  0,  na  płaszczyź nie  (orls   stwierdzono,  że  obserwowany  rozrzut  nie  jest  zależ ny  od  wielkoś ci  tego  wydłuż enia.  N a  podstawie  wykresu  4b  i  niezależ noś ci  ką ta  y>  od  wydłuż enia  moż na  1  2000  I  1000  45°  60°  75°  Rys.  5  O  METODZIE WYZNACZANIA  KRYTERIUM  ZNISZCZENIA  POLIMERÓW  329  przyją ć,  że  badany  materiał  zachowuje  się,  poza  punktem  A,  podobnie  do  materiału  plastycznego  bez  wyraź nego wzmocnienia.  Rysunek  5  przedstawia  zależ ność  siły  rozcią gają cej  w  punktach  A,  odniesionej  do  gruboś ci  bruzdy,  od nachylenia  0. Siła  ta  maleje  nieznacznie  ze wzrostem  ką ta  6.  Wartoś ci  5>ł  5  600 400 Ф   45  60°  75°  30°  в   Rys.  6  ś redniego  naprę ż enia  rozcią gają cego  a0  =  Pjhl przedstawia  rys.  6. Otrzymane  z  pomiarów  wartoś ci  ką ta  y>  w  funkcji  в  zamieszczono  na  rys.  7.  Widoczny  na  wszystkich  rysunkach  rozrzut  wyników  może  wskazywać  na  róż nice  własnoś ci  poszczególnych  próbek  lub  róż nie  rozmieszczone  mikrodefekty.  Jest  faktem  dobrze  znanym,  że  badania  wytrzymałoś ciowe  ł  e  Rys.  7  mają ce  na  celu  wyznaczenie cech materiałów  w momencie  zniszczenia dają  znaczny roz*­ wyników  spowodowany  wadami  materiału.  Punkty  doś wiadczalne  na  rys.  5, 6  i  7  odpo­ wiadają  próbkom,  w których  nie  wystę powało  zginanie.  330  A .  DRESCHER  4.  Analiza  wyników  W  oparciu  o  przedstawione  na  rys.  6  i  7  wyniki  badań  obliczono  dla  każ dej  próbki,  ze  zwią zków  (2.5),  wartoś ci  naprę ż eń  głównych.  Rezultaty  naniesiono  na  płaszczyznę   (0*1.  в г ),  rys.  8.  Na  rysunku  tym  wykreś lono  dla  porównania  geometryczną  postać  wa­ runków  plastycznoś ci  Hubera­Misesa,  Treski  oraz  Coulomba­Mohra.  Położ enie  punktów  doś wiadczalnych,  zarówno  ze  wzglę du  na  rozrzut  jak  i  zgrupowanie  się  w  pobliżu  stanu  jednoosiowego  rozcią gania,  uniemoż liwia  jednoznaczne  okreś lenie  postaci  warunku  plastycznoś ci.  Rozpatrując  jednakże  punkty  w  ć wiartce  dodatnich  wartoś ci  naprę ż eń   wydaje  się,  że  leżą  one  bliż ej  warunku  Treski  lub  Coulomba  niż  Hubera­Misesa.  Punkty  Huber- Mises Tresca.CouLomb  Haber  Mises  ó'­61ó2+ a'p\  otrzymamy  zbiór  przekrojów  powierzchni  plastycznoś ci  przed­ stawiony na rys. 9. Porównując  położ enie  punktów  doś wiadczalnych  z kształtem  krzywych  z  rys. 9 widać,  że moż liwa  jest  wzajemna  dobra  zgodnoś ć.  Wskazywałoby  to zatem  na  moż liwość  anizotropii poprzecznej  materiału.  Dla wyjaś nienia  tego zagadnienia  konieczne  są  dalsze  badania.  Zaproponowana  przez  HILL A  metoda  pozwala  sprawdzić  słuszność  równań  plastycz­ nego  płynię cia  Levy­Misesa  dla izotropowego,  plastycznie  nieś ciś liwego  materiału.  Rów­ nania  te zakładają  proporcjonalność  dewiatorów  naprę ż enia  i  prę dkoś ci  odkształcenia.  Ol  k ­f  k =v7/yź   A / ?  Г Ш   1,1  ^ \   \ k ­!,2  \ k =vT  k =v7/yź   A / ?  Г Ш   '>/ k ­1  k ­1,1  Rys. 9  Proporcjonalność  ta jest  równoważ na  proporcjonalnoś ci  promieni  kół Mohra  dla  stanu  naprę ż enia  i  prę dkoś ci  odkształcenia,  co może  być wyraż one  równoś cią  parametrów  Lodego fi = v gdzie  2cr2— 0 ­,­о ­э  2ё2—ё ,—ё3  (4.4)  Ц  =  Zgodnie z zależ noś ciami  (2.3),  (2.4) i (2.5), dla er, > cr2 >  cr3, ё, > ё 2 > ё 3 zwią zki  (4.4)  przyjmą  prostą  postać   (4.5)  3cos0—sin(0—y)  cos0+sin(0—y)  '  3(1—siny)  1+3 siny  Z  (4.5) wynika,  że dla sprawdzenia  słusznoś ci  równań  Levy­Misesa  wystarczają ce  jest  okreś lenie  ką ta  у w funkcji  в . Równość fj.  — v dla 0 >  54°44'  [6] jest  spełniona  gdy  (4.6)  Zależ ność  (4.6) przedstawiono  na rys. 7 linią  cią głą.  Linia  prosta  przerywana  odpo­ wiada  zależ noś ci  у =  2в —л /2,  dla której  stan  naprę ż enia  w bruź dzie  jest jednoosiowym  rozcią ganiem.  Położ enie  punktów  doś wiadczalnych  odbiega  od obu linii.  Należy  jednakże  332  A .  DRESCHER  zaznaczyć,  że  równość  fi  =  v  nie  obowią zuje  dla  warunku  Treski  i  Coulomba.  Analiza  prawa  plastycznego  płynię cia  oparta  o  porównanie  ц  i  v  nie  oznacza  jednakże  jednoz­ nacznie jego waż noś ci.  Dla  materiału  anizotropowego w  zależ noś ci  od  postaci  anizotropii  może  zachodzić  przypadek  /и Ф v,  lub  jak  wykazał  PUGH  [14]  (i  =  v.  Ponadto  zwią zki  (4.5)  waż ne  są  tylko  dla  materiału  nieś ciś liwego.  Dla  badanego  materiału  moż na  przy­ puszczać, że powstaniu  mikropę knięć  w  stanie  plastycznym  towarzyszy  zmiana  obję toś ci.  Weryfikację  potencjalnego  prawa  płynię cia  daje  porównanie  położ enia  wektorów  przy­ rostów  odkształceń  wzglę dem  powierzchni  plastycznoś ci.  Wyznaczenie  przyrostów  od­ kształceń  plastycznych  wymaga  w  omawianej  metodzie  rejestracji  odkształceń  w  bruź­ dzie zarówno  w płaszczyź nie pasma jak  i kierunku  prostopadłym, czego w  doś wiadczeniach  nie  realizowano.  Powyż sze  rozważ ania  nie  uwzglę dniały  zależ noś ci  cech badanego  materiału  od  historii  obcią ż enia  czy  odkształcenia.  Własnoś ci  reologiczne  polichlorku  winylu  powodują,  że  otrzymane  wartoś ci  naprę ż eń  w  stanie  plastycznym  odpowiadają  jedynie  zrealizowanemu  programowi  wydłuż ania  ze  stałą,  jedną  prę dkoś cią.  Inne wartoś ci  naprę ż eń  wystą pią  np.  w  próbie  pełzania.  Analogicznie  położ enie  wektorów  przyrostów  odkształceń  plastycznych  może  być  zależ ne  od  czasu,  co  np.  dla  przyrostów  odkształceń  lepkosprę ż ystych  wy­ kazali  doś wiadczalnie  ONARAN  i  FINDLEY  [3].  Przedstawiona  złoż oność  problemu  kryterium  uplastycznienia  (zniszczenia)  oraz  praw  płynię cia  tworzyw  sztucznych wskazuje  na  konieczność  dalszych  badań.  Literatura  cytowana  w  tekś cie  1.  J . M .  LIFSHITZ,  H .  K O L S K Y ,  Non­linear  viscoelastic  behavior  of  polyethylene,  Int.  J .  Sol.  Struct.,  3  (1967) ,  383.  2.  K .  O N A R A N ,  W . N .  FINDLEY,  Combined stress­creep  experiments  on  a  nonlinear  viscoelastic  material  to  determine  the  kernel functions  for  a  multiple  integral  representation  of  creep,  Trans.  Soc.  Rheol.,  9  (1962),  299.  3.  K .  O N A R A N ,  W . N .  FINDLEY,  Creep  experiments  and  examples for  viscoelastic material under combined  stress  with abrupt changes  in state  of stress,  Poly.  Eng.  Sci.,  5 (1965),  213.  4.  R.  L .  THORKILDSEN,  Engineering  Design  for  Plastics,  ed.  E .  Baer,  Reinhold,  New  York  (1964),  277.  5.  P.  B.  BOWDEN,  J . A .  JUKES,  The  plastic  yield behaviour  of  polymethylmethacrylate,  J .  Mat.  Sci.,  3  (1968) ,  183.  6.  R.  H I L L ,  A  new method for  determining  the yield criterion  and plastic potential of ductile metals,  J . Mech.  Phys.  Sol.,  1 (1953),  271.  7.  В.  В.  H U N D Y ,  A . P.  G R E E N ,  A  determination  of  plastic  stress­strain  relations,  J .  Mech.  Phys.  Sol.,  3  (1954),  16.  8.  G .  LIANIS,  H .  F O R D ,  An  experimental investigation  of  the yield criterion  and stress­strain  law,  J . Mech.  Phys.  Sol.,  5 (1957),  215.  9.  J . P.  ELLINGTON,  An  investigation  of  plastic stress­strain  relationships  using grooved tensile specimens,  J .  Mech.  Phys.  Sol.,  7 (1958),  276.  10.  R.  H I L L ,  On discontinuous plastic states with special reference  to localized necking in thin sheets,  J .  Mech.  Phys.  Sol.,  1 (1952),  19.  11.  A .  N A D A I ,  Theory  of  Flow  and  Fracture  of  Solids,  McGraw­Hill,  New  York  1950,  319.  12.  C.  BRIDLE,  A .  B U C K L E Y , J .  SCANLAN,  Mechanical anisotropy  of  oriented polymers.  Part  1,  J .  Mat.  Sci.,  3  (1968),  622.  13.  R.  H I L L ,  The Mathematical  Theory  of  Plasticity,  Clarendon Press, Oxford  1950,  319.  14.  H .  L. D .  P U G H ,  A  note  on  a  test  of  the plastic isotropy  of  metals,  J .  Mech.  Phys.  Sol.,  1  (1953),  284.  O  METODZIE  WYZNACZANIA  KRYTERIUM  ZNISZCZENIA  POLIMERÓW  333  Р е з ю ме   О  Н Е К О Т О Р ОМ  М Е Т О ДЕ  О П Р Е Д Е Л Е Н ИЯ  К Р И Т Е Р ИЯ  Р А З Р У Ш Е Н ИЯ  П О Л И М Е Р ОВ   В  р а б о те  а н а л и з и р у е т ся  в о з м о ж н о с ть  п р и м е н е н и я,  к о п р е д е л е н ию  к р и т е р ия  п р и в е д е н ия  в  п л а­ с т и ч е с к ое  с о с т о я н ие  п о л и м е р о в,  э к с п е р и м е н т а л ь н о го  м е т о д а,  п р е д л о ж е н н о го  Р .  Х и л л ем  и  с о­ с т о я щ им  в  р а с т я ж е н ии  п л о с к их  о б р а з ц ов  с  н а д р е з а н н ы ми  к о с ы ми  б о р о з д а м и.  В  м о м е нт  п р и в е­ д е н ия  в  п л а с т и ч е с к ое  с о с т о я н и е,  в  б о р о з де  в о з н и к а ет  п л о с к ое  н а п р я ж е н н ое  с о с т о я н и е.  С  ц е л ью   п р о в е р ки  м е т о д а,  п р о в е д е но  с е р ию  э к с п е р и м е н т ов  на п о л и х л ор  в и н и л а.  К о н с т а т и р у е т с я,  ч то п ри   п р е д п о л о ж е н ии  п о л н ой  и з о т р о п ии  м а т е р и а ла  у с л о в ие  п л а с т и ч н о с ти  и м е ет  в ид  п о х о ж ий  на  у с л о в ие   К у л о н а ­М о р а.  О б с у ж д а е т ся  в л и я н ие  п о п е р е ч н ой  а н и з о т р о п ии  и р е о л о г и ч е с к их  с в о й с тв  м а т е р и а л а.  Р а с с м о т р е н н ая  в  р а б о те  с л о ж н о с ть  п р о б л е мы  к р и т е р ия  п р и в е д е н ия  в  п л а с т и ч е с к ое  с о с т о я н ие   (р а з р у ш е н и я)  п о л и м е р о в,  у к а з ы в а ет  на  н е о б х о д и м о с ть  д а л ь н е й ш их  и с с л е д о в а н и й.  S u m m a r y  O N  A  C E R T A I N  M E T H O D  O F D E T E R M I N A T I O N  OF A  F R A C T U R E  CRITERION  F O R  P O L Y M E R S  A  possibility  of application to polymers of the experimental method proposed by R. Hill  [6] for  deter­ mination  of  a yield criterion has  been analysed  in the  paper. The method  consists in  stretching  of  flat  samples with  oblique  grooves in which  a plane  state of  stress occurs  at  the  moment  of  plastic yielding.  To  verify the method, some series of experiments  for polyvinyl chloride  (PVC)  has been performed.  It is shown that, under the assumption of full  isotropy of a material, the corresponding yield condition  takes a form approaching the  Coulomb­Mohr  condition.  The influence  of  transversal  anisotropy  as  well  as rheological properties of a material is also discussed.  The complexity  of the problem considered  points  to necessity of further detailed  investigations.  I N S T Y T U T  P O D S T A W O W Y C H  P R O B L E M Ó W  T E C H N I K I P A N  Praca  została  złoż ona  w Redakcji dnia 24 stycznia  1969  r.