Деформация максимальная матрицы

Волокна граничные 312 Деформация максимальная матрицы 516 [c.553]

Области упругопластического и упругого деформирования матрицы на сдвиг. Как и при анализе распределения напряжений при чисто упругом деформировании компонентов, примем сначала условие (13) разд. 3, согласно которому 7о1 = Мо/й (0) (10) разд. 2, и рассмотрим распределение напряжений по длине и периметру разрушившегося волокна. В области, прилегающей к месту разрушения, сдвиговые деформации максимальны и матрица деформируется пластически. [c.66]

Таким образом, параметры термоциклирования в различной степени влияют на свойства. Наибольшее влияние оказывают число циклов, интервал термоциклирования, а также параметры режима искусственного старений. Повышение свойств с увеличением числа циклов наблюдается до относительно небольшого числа циклов — 10—15. Дальнейшее термо-циклирование либо не изменяет свойств, либо их снижает. Это связано в основном с процессами коалесценции избыточных фаз, наступающими при длительном термоциклировании. Интервал ТЦО по-разному влияет на свойства сплавов. Расширение интервала (за счет снижения максимальной температуры цикла) до 200—250 С благоприятно сказывается на пластичности сплавов. Увеличение интервала до Температуры свыше 250 °С не изменяет достигнутого уровня свойств сплава. АЛ2 и несколько повышает его для сплава АЛ9. Прочностные характеристики сплава АЛ при увеличении интервала практически не меняются, но повышаются для сплава АЛ9. Такое изменение свойств связано главным образом с тем, что при небольшом диапазоне термоциклирования (50—I00° ) структурные напряжения и связанная с ними деформация алюминиевой матрицы ограничены. Следовательно, процессы, приводящие к интенсификации диффузии атомов, выражены не в полной мере. Увеличение интервала сверх оптимального также неэффективно, так как в области низких температур диффузионная подвижность атомов мала. [c.143]

Чтобы вычислить коэффициент концентрации напряжений в моделируемом композите, армированном волокнами бора, в формулу (26) нужно подставить модуль Ес композита. В данном случае различие между величинами этого модуля для модели и для натуры мало в интервале значений объемной доли волокон от 0,50 до 0,70 оно составляет менее 10%. Коэффициент концентрации деформаций в этом же интервале меняется приблизительно от 4 до 12. Этот факт показывает, что основным критерием прочности в случае поперечного нагружения является максимальная деформация матрицы. [c.516]

В армированных волокнами бора композитах, широко применяемых в технике, модуль вдоль волокон примерно в десять раз превышает модуль в поперечном направлении отсюда следует, что одна и та же нагрузка, действуя в поперечном направлении, вызывает максимальную деформацию матрицы в 40—120 раз выше, чем в случае, когда она действует в продольном направлении. [c.516]

Результаты испытания на изгиб 0°-ных волокон в N1 и Ni — Сг матрицах после различных термообработок приведены на рис. 20. Очевидно, что волокна меньше разупрочняются в Ni — Сг-матрице. Последующие испытания на растяжение 0°-ных волокон, извлеченных из Ni — Сг-композитов, показали, что средние величины прочности превосходят 140 кГ/мм , а максимальные значения составляют около 190 кГ/мм . В этом исследовании прочность волокон, находящихся в матрице, была оценена методом акустической эмиссии при испытаниях композита на растяжение. Таким способом была определена деформация разрушения волокна, причем деформации волокна и матрицы предполагались одинаковыми. Прочность самого слабого волокна в матрице составила 253 кГ/мм , чтО существенно превосходит прочность извлеченных волокон. Судя по множеству фотографий и наблюдений структуры поверхности волокон, разупрочненных при взаимодействии с металлом, снижение прочности можно отнести на счет действия тех трещин, которые образуются на поверхности волокон при их изъязвлении. Влияние такого повреждения поверхности волокон на их высокотемпературную прочность в предполагаемом температурном интервале работы различных композитов является одной из интересных проблем, возникающих при анализе множества экспериментальных данных такого рода. [c.343]

Рис. 37. Зависимость максимального нагибного напряжения от скорости деформации для композита Е-стекло — эпоксидная смола. а — хрупкая матрица б — пластичная матрица [25].

Как уже подчеркивалось, линейный термоупругий анализ из всех характеристик цикла отверждения учитывает только одну — максимальную температуру. Влияние других параметров цикла отверждения можно оценить только, допустив, что, по крайней мере в одном из компонентов композита, имеют место деформации, зависящие от времени. В следующем разделе описан один из методов, позволяющих включить нелинейное, зависящее от времени, деформирование в анализ напряженного состояния слоистого композита. Этот метод легко объединяется как с анализом напряжений слоистой среды, так и с анализом напряжений в системе волокно — матрица при помощи метода конечных элементов. [c.262]

Деформация образца растяжением при различной нагрузке вызвала увеличение разности потенциалов Аф между включением и металлической матрицей (рис. 77), причем анизотропия свойств, вызванная прокаткой, подтверждала зависимость Дф от концентрации напряжений около включений, и оказалась максимальной у образцов [c.182]

Возникновение усталостной трещины у неметаллического включения в высокопрочных сталях происходит из-за того, что возле него образуется зона объемного напряженного состояния, стесняющего пластические деформации. В некоторых случаях причиной возникновения усталостной трещины мол<ет быть повышенная хрупкость самого неметаллического включения. При этом, чем большим запасом пластичности обладает матрица основного металла и чем глубже под поверхностью располагается включение, возле которого возникает усталостная трещина, тем большее максимальное напряжение цикла необходимо для ее развития. В этом случае выражение для определения [c.123]

По мере удаления от конца волокна Of линейно возрастает. Соответствующая этому напряжению деформация волокна Sf равна деформации матрицы Sm. В этом случае на поверхности раздела матрицы и волокна действуют напряжения сдвига и величина а/ принимает постоянное значение. Вид распределений напряжений показан на рис. 5.21. Когда напряжение Of достигает своего максимального значения сг max, т. е. прочности волокна при растяжении Ofu, начинается [c.125]

В результате первой операции (гибки) длина меньшей образующей а—б (см. рис. 3.25) сокращается, а большей— увеличивается. Деформация происходит неравномерно и достигает максимального значения в средней части гиба. Вследствие трения между поверхностями ручья штампа и заготовкой, а также вследствие сопротивления материала заготовки изгибу, что ведет к торможению заготовки в ручье, происходит некоторое изменение толщины стенки. На рис. 3.25 показано, что радиус изгиба заготовки по меньшей образующей несколько отстает от профиля пуансона (сечение 5— ), а по большей образующей не достигает Профиля матрицы. В тонкостенных трубах с отношением //)с0,08 это приводит к искажению профиля (сечение А—А). Периметр поперечного сечения заготовки при гибке уменьшается. [c.292]

Рис. 16. Коэффициент концентрации деформаций Ае = ёщах/бо как функция расстояния ЩЛ. между включениями (в случае их квадратной укладки) при параллельной нормальной нагрузке. Здесь [ = 30-10 фунт/дюйм , Е = = 0,55- 10 фунт/дюйм ёщах— максимальная деформация в матрице, 8о—средняя деформация.

Композит с -прочными поверхностями раздела и однородными свойствами волокон и матрицы будет разрушаться по плоскости, перпендикулярной направлению приложенных нап ряжений, и поверхность излома будет гладкой. Если волокна неоднородны по прочности из-за наличия слабых точек (дефектов) или разрывов, трещина будет распространяться так, чтобы связать слабые точки. Вследствие этого трещина либо пройдет лишний участок пути в матрице (п рочная поверхность раздела), либо будет распро-ст ранять ся по поверхности раздела. Как показано выше, максимальная длина вытягиваемой части волокна определяется критической длиной. С другой стороны, матрица разрушится в первую очередь, если деформация разрушения для нее меньше, чем для волокон. На рис. 1 схематически показаны некоторые из этих типов разрушения. На рис. 1, а показан характер разрушения композита с малой деформацией разрушения матрицы согласно работе Джонса и Олстера [14], такое разрушение наблюдается в композитах алюминий — нержавеющая сталь. Рис. 1, б отвечает случаю,, когда мала деформация разрушения волокон (например, волокна бора). В этом случае предполагается, что прочность поверхности раздела высока, поскольку трещины соединяются путем сдвига матрицы. В случае рис. 1, в деформация разрушения волокна мала, но из-за малой прочности поверхности раздела трещина в матрице отклоняется слабо, поскольку волокна легко вытягиваются из матрицы. Такое поведение может быть ирисуще композиту алюминий — бор со слабой связью. Для этого типа разрушения предполагается, что деформация разрушения [c.142]

При расчете коэффициентов концентрации деформаций методом сопротивления материалов постулируется, что прочностям ( 22т> 220 и Sll2s) соответствует достижение средней деформацией матрицы своей предельной величины. Средние деформации в матрице связаны со средними деформациями слоя посредством коэффициентов концентрации деформаций. На рис. 29 проиллюстрирована модель этого случая. Основные уравнения для максимальных поперечных и сдвиговых деформаций, если пренебречь эффектами Пуассона, можно получить соответственно в виде [c.142]

Прессование. Основной операцией процесса изготовления композиционных материалов методом диффузионной сварки под давлением является прессование. Именно в процессе этой операции происходит соединение отдельных элементов предварительных заготовок в компактный материал (формирование изделий). В отличие от прессования как метода обработки давлением металлов и сплавов, заключающегося в выдавливании металла из замкнутой полости через отверстие в матрице и связанного с большими степенями деформации обрабатываемого материала, данный процесс по своему существу ближе к процессу прессования порошковых материалов, применяемому в порошковой металлургии. Прессование заготовок композиционных материалов в большинстве случаев осуществляется в замкнутом объеме (в пресс-формах, состоящих из матрицы и двух пуансов типа пресс-форм, применяемых для получения изделий из металлических порошков) и с незначительной пластической деформацией материала матрицы, необходимой только для заполнения пространства между волокнами упрочнителя и максимального уплотнения самой матрицы. При этом, как и в процессе горячего прессования порошков, наряду с пластической деформацией матрицы, на границе раздела 126 [c.126]

Среди многих факторов, влияющих на разбросы стойкости инструмента с покрытием, можно отметить также процесс разрушения покрытий на контактных площадках инструмента. Изучение этого процесса показало, что разрушение покрытий происходит наиболее интенсивно при потере формоустойчивости режущей части, отклонении от оптимальной толщины покрытия, неоптимальном отношении радиуса скругления режущей кромки к толщине покрытия. Исследованием установлено, что с повышением сопротивляемости деформации твердосплавной матрицы, а также при оптимальном соотношении Лд/р разбросы стойкости заметно снижаются. Значительное снижение разбросов стойкости наблюдается при использовании сплава ТТ10К8Б, который имеет минимальные изменения формы режущей части при максимальном износе задней поверхности в пределах 0,42—0,52 мм. Одновременно установлено, что минимальные разбросы стойкости обеспечивает шестислойное покрытие Ti—TiN—TiN, которое лучше сопротивляется разрушению в условиях пластического деформирования твердосплавной матрицы. [c.173]

Эти исследования можно было бы использовать также для определения таких комбинап ий компонентов композита, при которых получались бы заранее заданные его характеристики. В качестве таких характеристик можно было бы выбрать, например, максимальную прочность, большие деформации при разрыве или хорошие деформационные характеристики при двухосном поперечном нагружении. Сравнительно не исследованной областью является проблема выбора оптимальных кривых одноосного растяжения материалов волокна и матрицы для получения композита с заранее заданными свойствами. Этот тип информации был бы очень полезен тем из исследователей, которые занимаются созданием новых видов матрицы и включений. [c.237]

Для описания разрушения анизотропных композитов можно приспособить теорию Сен-Венана, в которой используются максимальные относительные удлинения. Следует отметить, что теория Сен-Венана даже в ее нервоначальной формулировке плохо описывает текучесть изотропной среды и обычно не используется в практике проектирования металлических конструкций критерий Сен-Венана дает удовлетворительные результаты только в случае очень хрупких материалов. То обстоятельство, что некоторые композиты с полимерной матрицей являются очень хрупкими, приводит к возможности применения модифицированного критерия Сен-Венана к анизотропным композитам (Уэд-дупс [50]). Критерий Сен-Венана (критерий максимальной деформации) для изотропного материала можно записать через [c.416]

Напряжения в волокне можно вычислить, исходя из напряжений в матрице и условий на границе раздела. Равенство касательных деформаций на границе раздела означает, что касательные напряжения в волокне значительно превышают другие компоненты тензора напряжений, которые передаются от матрицы к волокну без изменения. Таким образом, максимальное напряжение в волокне возникнет возле его конца, а не в месте наибольшей нагрузки. Аллисон и Холлевэй [6] указывают значения максимальных растягивающих напряжений 172ао и 85сго вблизи закругленного и прямоугольного концов соответственно. Для упругого волокна отношение максимального напряжения в волокне к максимальному напряжению в матрице имеет тенденцию увеличиваться при потере несущей способности матрицы. [c.520]

Как экспериментальные, так и аналитические исследования распределения остаточных напряжений показали, что легко возникают очень высокие уровни остаточных напряжений. Охлаждение композитов сталь — медь от 533 К приводит к интенсивному пластическому течению медной матрицы [27] аналогичные явления отмечены в системах Си —W [14, 18, 29] и Fe — FejB [14]. Более прочные матрицы не обладают заметными преимуществами например, охлаждение на 0,6 К увеличивает максимальные напряжения в композите 50% А1 — В на 18 кГ/см [19], если деформация алюминия происходит в упругой области. Значит, при охлаждении от обычных температур изготовления возникнут на-йряжения, намного превышающие предел текучести любого сплава. [c.66]

РТспытапия до разрушения для определения остаточной прочности проводились затем при температуре 176° С. Кривая нагрузка — деформация была линейной до значения нагрузки, равной 85% максимальной, при которой отмечалось появление трещины во внешнем облицовочном листе обшивки, работающем на сжатие и расположенном над задним лонжероном и средней нервюрой. Конструкция продолжала нести нагрузку до 90% максимальной расчетной, затем произошло разрушение работающей на сжатие обшивки над передней средней балкой. Эти данные и результаты усталостных испытаний на сжатие элементов обшивки указывают на снижение показателей прочности при сжатии при воздействии температуры и циклического нагружения. Для обшивок, работающих на растяжение, эквивалентного ухудшения свойств не обнаружено. Отмеченное снижение прочности при сжатии, вероятно, обусловлено растягивающими напряжениями, возникающими в матрице слоистого материала, подвергнутого действию сжимающих нагрузок, особенно при повышенных температурах. [c.150]

В работе [18] исследована комбинация вольфрамовой проволоки диаметром 0,003 дюйм с матрицей Инконел 600. Большинство экспериментов по длительной прочности проведено при 649 °С, а объемное содержание волокон было 7,17 и 27%. Вследствие ограниченного числа испытаний из этой работы можно извлечь лишь следуюш ие полезные замечания максимальные прочности на растяжение всех образцов (матрица и композит) остаются примерно одинаковыми, деформация разрушения уменьшается, а время до разрушения значительно увеличивается с ростом доли армирования. [c.301]

Примером влияния степени деформации на характер разрушения и свойства материала могут служить мало- и крупногабаритные профили из алюминиевого сплава ВАД23. Анализ микроструктуры показал, что материал малогабаритных профилей имел нерекристаллизованную структуру с равномерным распределением мелких частиц избыточных фаз, а крупногабаритных— следы рекристаллизации и скопление крупных частиц избыточных фаз. Микрофрактографическое исследование показало, что именно этим обстоятельством (различием в характере распределения избыточных фаз) объясняется разное поведение при разрушении этих материалов (значения ату, в частности, для мало- и крупногабаритного профиля соответственно составляли 0,056 и 0,028 МДж/м ). В крупногабаритных профилях в изломе наблюдалось большое количество избыточных фаз и между ними малопластичные ямки в виде сотового рельефа, и лишь при старении в режиме перестаривания несколько увеличивалась способность матрицы к пластической деформации. В малогабаритных профилях даже при старении на максимальную прочность (160°С 12 ч) наблюдался равномерный ямочный рельеф (рис. 11). [c.33]

Режимы коагуляционного старения, незначительно уменьшающие прочность алюминиевых сплавов, значительно увеш-чивают способность матрицы к локальной пластической деформации. Так, в плите из сплава ВАД23 при старении на максимальную прочность наблюдался значительный разброс ю долговечности в высотном направлении при повторно-статпче-ском нагружении с максимальным напряжением цикла 0,17 ГН/м2 (образец шириной 18 мм) от 230 до 13810 циклов. Фрактографический анализ показал, что снижение долговечности связано с наличием скопления частиц хрупкой избыточной [c.111]

Композиционный материал с алюминиевыой матрицей получали из жгутов углеродного волокна Тор-нел-50, пропитанных матрицей методом протяжки через расплав [188]. Жгуты содержали восемь прядей волокна Торнел-50 1100 моноволокон) и в пропитанном виде имели диаметр 1,5 мм. В качестве материала матрицы использовали три алюминиевых сплава А-13 (алюминий -f 3% кремния), 220 (алюминий + 10% магния) и 6061 (алюминий -f 1% магния 0,6% кремния). Содержание волокна в жгутах изменялось от 3,3 до 45 об. %. Максимальную прочность, равную —70 кгс/мм , имели жгуты, пропитанные сплавом А-13, содержащие 21,2 об. % волокон. Эти жгуты укладывали в пресс-форму и прессовали при давлениях 35—83 кгс/см со скоростью деформации 2,5 мм/мин. Температура прессования лежала в пределах между точками ликвидуса и солидуса соответствующих сплавов, ближе к температуре ликвидуса. Прессование при температурах выше точки ликвидуса приводило к деградации и частичному разрушению волокон из-за их активного вазимодействия с матрицей, а также к образованию большого числа усадочных пор. Резкое падение прочности пропитанных жгутов в результате разупрочнения волокон наблюдалось после выдержки их при температуре 680° С. При прессовании при температурах, лежащих ближе к температуре солидуса, наблюдалось сильное разрушение волокон из-за перемещения матрицы и волокон под давлением. Максимальную прочность при растяжении, равную 68,9 кгс/мм , имели образцы с матрицей из сплава 220 с 37,6 об. % волокна, отпрессованные при температуре 650° С. Материал с матрицей из сплава А-13 и 37,1 об.% волокна, отпрессованный при температуре 645° С, имел максимальную прочность при изгибе, равную 87 кгс/мм . Модуль упругости композиционного материала с матрицей из сплава 6061, содержащего 42,5 об. % волокон, отпрессованного при температуре 670° С, достигал 21 100 кгс/мм . [c.113]

Для борных волокон характерно упругое деформационнонапряженное поведение при низких температурах и большое сопротивление ползучести при повышенных температурах. Максимальная допустимая температура формообразования боралюминия в твердом состоянии не превышает 600° С, волокна при этом претерпевают очень малые пластические деформации до разрушения. Максимальное удлинение материала при разрушении составляет менее 1% (Крейдер). Матрица же обладает высокой пластичностью при малом уровне напряжений уже при 400° С это обеспечивает некоторую возможность формоизменения материала в целом в условиях, когда деформация осуществляется только за счет сдвига матрицы. [c.199]

Выделения у"-фазы в сплаве 718 имеют форму дисков, ориентационное соотношение которых с матрицей выглядит как (ЮО)э " I lOOly, [ЮО] " <100>у. Об этом сообщает ряд исследователей [9, 10]. После термической обработки по режиму, принятому в промышленности, диаметр дисков равен 600 А (0,06 мкм), а толщина 50-90 А (0,005-0,009 мкм). Многие исследователи сообщают [8,9,30,32], что выделения -фазы интенсивно упрочняют сплав 718 за счет когерентных искажений на границе их раздела с у-матрицей деформацию, как меру этих искажений, оценивают в 2,86 % [8]. Когерентные искажения в этом сплаве могут быть ответственны и за быструю утрату стабильности при Т > 650 °С, поскольку являются движущей силой для огрубления выделившихся частиц. Стоит заметить, что сплав In onel 718 — один из немногих, химический состав которых рассчитан скорее на максимальную кратковременную прочность вплоть до 650 °С, нежели на выдающиеся характеристики длительной прочности при более высоких температурах. [c.225]

Роль состояния матрицы в протекании а -> 7-превращения четко иллюстрируется экспериментами, выполненными на деформированных образцах [58]. Стандартные разрывные образцы из сталей 20, 40, 40Х, 35ХГС доводили до разрушения. В образовавшейся шейке получался градиент деформаций по длине образца и, следовательно, набор состояний с различным количеством дефектов кристаллического строения. В отдельных точках образца деформация находилась определением относительного поперечного с) ения. В шейке максимальная деформация ф для разных сталей менялась от 55 до 40 % и резко убывала по мере удаления от места разрушения. Подготовленные таким образом образцы нагревались до температуры A j, выдерживались от 10 до 30 мин, закаливались в воде и подвергались металлографическому анализу. Образовавшийся при нагреве аустенит в результате закалки превращался в мартенсит, резко отличающийся по травимости от исходной структу- [c.31]

В работе [143] применен способ акустической эмиссии для исследования накопления разрывов в материале на основе углеродных волокон. Полученные результаты показывают, что при каждом цикле нагружения наблюдается зависящий от времени релаксационный процесс, приводящий к постепенному нарастанию нaпpял eний в волокнах и к их статически распределенным разрывам, пока прочность материала не снизится до уровня максимального напряжения в цикле и не наступит разрушения материала. С другой стороны, в случае стеклянных волокон, обладающих значительно меньшей жесткостью, чем углеродные и борные волокна, при достаточно высоких рабочих напряжениях деформации волокон столь велики, что в эпоксидной или полиэфирной матрице индуцируются микротрещины или происходит ис- [c.137]

Предел прочности при растяжении. Предел прочности композиционного материала волокно борсик диаметром 150 мкм — алюминий 6061—ТВ в зависимости от угла испытания показан на рис. 25. Видно, что критерий максимальной энергии деформации позволяет описать поведение материала во всем диапазоне углов к оси приложения нагрузки. Другие критерии, такие, как критерий максимальной деформации или максимального напряжения, менее удовлетворительны, особенно при малых углах, когда наблюдается уменьшение прочности с увеличением угла между осью приложения нагрузки и направлением укладки волокон. Выражения энергии деформации хорошо согласуются с экспериментальными данными как для композиционных материалов, имеющих при разрушении расщепленные волокна, так и для сочетаний-матрица — волокно, обнаруживающих другие виды разрушенир [86, 53, 89]. Такая универсальность применения безотносительс -к типу разрушения сделала метод максимальной энергии деформа ции очень полезным для описания поведения боралюминия. [c.472]

На рис. 30 доказана зависимость ударной энергии от ориентации образца [50]. Изменение энергии разрушения зависит от относительной ориентаций илоскости трещины и оси волокна. Образцы с ориентацией 1 (см. рис. 30) имеют максимальную ударную вязкость вследствие нагружения до разрушения каждого волокна напряжениями растягивающего типа в иаправле-юга, параллельном оси укладки волокон. Этот вид распространения трещины требует большого количества упругой энергии, которую необходимо передать при интенсивном пластическом течении матрицы, окружающей каждое волокно. Изучение типичной поверхности разрушения образца (рис. 31) свидетельств т о влиянии пластического течения матрицы на величину ударной вязкости, поскольку сопротивление удару возрастает с увеличением объемного содержания хрупкой фазы (борсика). Кан<дое из волокон, выступающих над поверхностью разрушения (рис. 31), покрыто слоем алюминия. Граница раздела волокно — матрица не была основным участком разрушения напротив, разрушение происходило в результате пластической деформации и разрушения алюминиевой оболочки вокруг каждого волокна. [c.480]

Еще в работах Генки [15], А. А. Ильюшина [40] и А. Ю. Иш-линского [43] было рассмотрено влияние вязкости на формообразование металлов. В [15] разобраны вращение прокатного валка в пластическом материале, продавливание пластической массы через цилиндрическую полость и локализация деформаций при растяжении стержня. В [40] выведены основные уравнения вязкопластического течения и рассмотрены вращение цилиндра в вязкопластической среде, расширение полого цилиндра под действием внутреннего давления, волочение круглого прутка через жесткую коническую матрицу, движение вязкопластического материала в круглой трубе. В [43] решена задача прокатки и волочения полосы в условиях плоской деформации. При этом в [40 и 43] принято, что максимальное касательное напряжение является линейной функцией максимальной скорости угловой деформации. [c.5]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...