Деформация разрушения волокон

Деформация разрушения волокон, 10-3 [c.158]

При объемной доле волокон, меньшей Уд, дальнейшее деформирование композита после достижения деформации разрушения волокон будет приводить к разрушению волокон на все более короткие части, минимальная длина которых определяется максимально возможной передачей касательных усилий на единицу поверхности волокна. Эта длина будет лежать между х и 2х, где (если рассматривать одно волокно) х определяется из условия равновесия сил [c.443]

Деформация s много меньше деформации разрушения волокон бд, и поэтому при нагружении композиции микротрещины вначале появляются в слое продуктов взаимодействия. [c.74]

Влияние предварительного растяжения матрицы на связь касательных напряжений со сдвиговыми деформациями. Разрушение волокон в композите может происходить при напряжениях в матрице, превышающих ее предел текучести. В этом случае наличие пластических деформаций в матрице может оказать влияние на зависимость т (7). [c.72]

Согласно этой теории, для композитов третьего класса суще--ствует допустимая степень развития реакции, ниже которой не долл но происходить уменьшения предела прочности при продольном нагружении. Важным подтверждением теории послужила справедливость этого вывода для композитов титан — бор позднее для той же и других систем в известной мере были подтверждены и другие детали теории. Было установлено, что в композите титан — бор относительная деформация до разрушения волокон достигает величины 6-10" , а напряжение — примерно 250 кГ/мм , пока реакция не развивается до критического уровня, определяющего, как показано выше, поведение материала в случае 1. Эта теория будет рассмотрена подробнее в гл. 4. [c.22]

Рис. 17 показывает, что характеристики композитов с 25 и 45 об.% волокон бора после отжига при 833 К близки. В течение инкубационного периода различие между ними больше, но, если разупрочнение зашло достаточно далеко, они практически совпадают. В обоих случаях деформация разрушения разупрочненных композитов достигает почти постоянного значения 3,3-Ю- . Если в 15 раз изменить масштаб времени, то кривые для 778 и 833 К совпадут таким образом, при повышении температуры с 778 до 833 К скорость реакции возрастает в 15 раз. [c.175]

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]

Как правило, прочность и жесткость большинства материалов матрицы гораздо ниже, чем армирующих волокон модуль при растяжении матриц много меньше модуля волокон, а деформация разрушения матрицы обычно больше. Следовательно, когда разрушающая нагрузка прикладывается в направлении армирования к композиту с непрерывными волокнами, можно ожидать, что если все они имеют одну и ту же длину, то разрушение композита определится длительной прочностью волокон. Действительно, в разделе по исследованию длительной прочности ком- [c.279]

На рис. 5 и 6 показаны полученные зависимости расстояния между трещинами от (1 — Vf)lVj для волокон радиусами 0,6 и 0,05 мм в экспериментах с охлаждением композита до степени, соответствующей эффективной деформации матрицы, равной 1,3% обычная деформация разрушения матрицы меньше 0,5%). [c.448]

Однако оказалось, что разрушение волокон в слоях, стесняющих деформации сдвига, может начаться раньше, чем разрушение в слоях 0°, и, следовательно, оно может инициировать последующий рост трещины. В такой ситуации не менее важно знать и напряженное состояние стесняющих деформации слоев. Для этого, по-видимому, следует вместо подробного рассмотрения свойств материала отдельных слоев представить композит как квазиоднородный материал. Такое упрощение позволяет получить общую картину концентрации деформаций в вершине надреза, а также напряженное состояние каждого слоя в отдельности. [c.63]

Если толщина слоя л < х р, то трещины в нем не влияют на прочность волокон. Последняя зависит только от собственной популяции дефектов. Если х > х,ф, то разрушение волокон определяется микротрещинами в слое продуктов реакции. Нетрудно показать, что деформация до разрушения волокон в композиции [c.74]

Таким образом, деформация до разрушения волокон и толщина зоны реакции лг связана параболической зависимостью. [c.74]

Следует выделить три участка на кривой зависимости прочности борных волокон от толщины зоны взаимодействия. На первой стадии (участок 1) деформация до разрушения (прочность) волокон не зависит от толщины слоя диборида, так как разрушение волокон определяется собственной популяцией дефектов. Первая критическая толщина Хкр = 1000 А. Интересно отметить, что высокопрочные борные волокна более чувствительны к реакции взаимодействия, так как Хкр уменьшается с повышением прочности волокон (участок/ ). Вторая критическая толщина для рассматриваемого случая равна 5000 А. Прочность борных волокон снижается пропорционально lYх пр и изменении толщины слоя продуктов реакции от 1000 до 5000 А (участок 2). Разрушение волокон на этой стадии инициируется трещинами в боридном слое. Участок 3 кривой при толщинах зоны взаимодействия свыше 5000 А соответствует одновременному разрушению слоя диборида и волокон при постоянной деформации 0,25, равной деформации до разрушения массивного диборида титана (см. табл. 10). [c.75]

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]

Характеристики композита Ti40A — 25%В после отжига различной продолжительности при 1144 К представлены в табл. 3. Волокна бора заметно упрочняют композит (предел текучести матрицы 37 кГ/мм2). Испытывали по три образца композита в одинаковых условиях, и разброс результатов был крайне мал. Для каждого значения продолжительности отжига приведены как абсолютные величины прочности при растяжении (в единицах кГ/мм ), так и относительные величины (отнесенные к прочности композита So, не подвергавшегося термической обработке). Прочность достигает первого, более низкого плато после отжига при 1144 К в течение 0,5 ч, а деформация разрушения волокон становится постоянной при меньшей продолжительности отжига. Для слоев диборида титана толщиной 0,7 мкм и более среднее значение нижнего предела деформации разрушения составляет 2,5X ХЮ- . Это значение и предсказывал Меткалф на основе характеристик диборида титана [18] (табл. 1). [c.157]

Согласно Кляйну и др. [16], средняя прочность волокон, извлеченных из композитов титан — бор, составляет около ЮЗкГ/мм . Это соответствует деформации разрушения 2,5-10- и согласуется с представлениями о том, что разрушение контролируется слоем диборида титана, образовавшимся при изготовлении композита. Критическая толщина диборида в отсутствие матрицы, возможно, менее 0,1 мкм, поскольку в ленте сразу после изготовления она составляет от 0,05 до 0,15 мкм. Влияние предела пропорциональности материала матрицы на критическую толщину слоя диборида для случаев изолированных волокон, матрицы Ti40A и матрицы Ti75A (пределы прочности соответственно 28 и 42 кГ/мм ) представлено на рис. 12. Вклад поддержки матрицы в уменьшение вредного влияния трещин в слое диборида титана выражается простым соотношением. Пределу пропорциональности нелегированного титана (63 кГ/мм ) должна отвечать деформация 6-10 , достигающая величины деформации разрушения типичных волокон бора поэтому увеличение предела пропорциональности матрицы е приведет к увеличению допустимой толщины диборида в композите. Согласно рис. 12, в композите с титановой матрицей допустимы толщины диборида до 0,8 мкм при таких толщинах композит ведет себя упруго вплоть до достижения деформации разрушения волокон бора. Этот вывод пока не проверен, но продолжающиеся работы в области композитов с титановой матрицей позволят произвести его оценку в ближайшем будущем. [c.162]

Перед механическими испытаниями на растяжение образцы (по три образца на каждый режим) отжигали при 1144 К в течение различных промежутков времени, чтобы обеспечить заданную толщину зоны взаимодействия на поверхности раздела. Результаты испытаний приведены в табл. 4. Вследствие химической реакции прочность уменьшается на 7% при толщине реакционной зоны 0,49 mkim с ростом толщины зоны до 1,20 и 1,47 мкм прочность уменьшается соответственно на 10 и 15%. Отжиг при 1144 К в те-че ие 10 ч приводит к неожиданному росту прочности. Однако данные по деформации разрушения волокон согла суются с данными для системы титан — бор и с выводами теории слабых поверхностей раздела. Деформация разрушения начинает снижаться, когда толщина реакциоиного слоя превышает 0,49 мкм (примерно то же наблюдается в системе титан —бор) и принимает постоянные значения (4,3-г4,4) 10 в интервале толщин 1,20—1,47 мкм. Этот результат согласуется со значением 4,5-10 предсказанным Меткалфом [18] для случая, когда разрушение определяется разрушением силицида титаиа. Данные для двух наибольших толщин реакционного слоя свидетельствуют о том, что деформация разрушения продолжает уменьшаться. Кинетические характеристики [c.166]

Для композитов алюминий — бор было установлено, что отклонение технологических параметров от рассмотренных выше оптимальных значений приводит к снижению прочности. Кроме того, было показано, что к разупрочнению приводит и термическая обработка по режиму диффузионной сварки, но без приложения давления. В наиболее обширном исследовании, проведенном Штурке [33], образцы композита А16061—35 об. % В отжигали в течение до 5000 ч при 505, 644 и 811 К. Полученные результаты представлены на рис. 8 в гл. 3 они показывают, что разупрочнению при 505 и 644 К предшествует инкубационный период, однако при 811 К его продолжительно сть должна быть меньше, чем минимальная в этих экспериментах продолжительность отжига (1 ч). Штурке не исследовал поверхности раздела, но предполагает, что разупроч -нение обусловлено либо нарушением связи волокон с матрицей (из-за чего не возникает сложного напряженного состояния), либо взаимодействием между бором и алюминием, приводящим к снижению деформации разрушения волокон. [c.171]

Для проверки теории разупрочнения волокон из-за реакции на их поверхности или поверхности раздела был предложен эксперимент, в ходе которого волокна подвергали испытаниям непосредственно помеле извлечения, а также после полного стравливания продукта реакции—диборида алюминия — в азотной кислоте. Полученные данные по деформации разрушения приведены в табл. 5 и на рис. 16. Характеристики извлеченных волокон полностью воспроизводят три главных эффекта, обнаруженных при испытании композитов. Кроме того,,, все значения деформации разрушения, соответствующие переходу от исходного состояния к раз-уцрочненному, находятся в узком интервале. Факт восстановления прочности и деформации разрушения волокон после стравливания с их поверхности реакционного слоя, вероятно, наиболее убедительно свидетельствует об источнике их разупрочнения. Совокупность экспериментальных точек может быть описана кривой со [c.174]

Деформация разрушения волокон 441, Композиты бороалюминиевые, влия- [c.477]

ПОД действием различных напряжений и их сочетаний (рис. 3). Напряженное состояние поверхности раздела мол<ет оказаться наиболее жестким при таких условиях внешнего нагружения, которые сводят к минимуму пластическую деформацию, снижающук> концентрацию напряжений. Наиболее жесткими условиями испытания прочности поверхности раздела могут быть и растяжение образцов с надрезом, и знакопеременное нагружение при усталостных испытаниях, и условия, возникающие в окрестности концов разрушенных волокон. Распределение напряжений у поверхности раздела для некоторых случаев, упомянутых выше, подробно рассмотрено в гл. 2. [c.25]

Обш ий характер связи между толщиной зоны взаимодейств ия и деформацией разрушения 8, иллюстрирует рис. 3, относящийся к системе титан — бор. Меткалф [18] принял В = 1 и выбрал в качестве г минимальный размер кристаллической ячейки для фазы TiBa (/=3-10 мкм). Эти предположения носят произвольный характер, и, согласно экспериментальным данным, о которых будет сказано ниже, они должны быть изменены, чтобы соответствовать опытным значениям первой критической толщины так, радиус вершины трещины должен составлять от 1 Ю-з до 1,5- Ю мкм. Из р ис. 3 следует, что для олее прочных волокон бора первое критическое значение толщины меньше. Если толщина борида меньше этого критического значения, то трещины в боридном слое не влияют на характер разрушения волокон, а также композита в целом. [c.147]

В последнее время были проведены детальные исследования процесса изготовления композитов с матрицей Ti-6A1-4V, содержащих от 45 до 50 об.% волокон B/Si диаметром 140 М1ш [5]. Хотя корреляция параметров изготовления со структурой поверхности раздела была неполной, последовательное увеличение температуры горячего прессования приводило к росту толщины слоя продукта реакции на поверхности раздела. Продолжительность прессования была постоянной (30 мин), а давление выбирали таким, чтобы при каждой температуре обеспечить прочную диффузионную сварку композита. На каждом режиме обрабатывали четыре образца усредненные результаты этих испытаний, а также результаты некоторых многократных испытаний на поперечную прочность приведены на рис. 14. Хотя в испытаниях на поперечную прочность влияние поверхности раздела непосредственно не оценивалось, их результаты приведены потому, что значения деформации разрушения разупрочненных композитов, полученных пре ссованием при 1144 К и 1172 К, совпадают со значениями, предсказанными для поверхности раздела титан— карбид кремния. [c.167]

Приведенные выше результаты были объяснены следующим образом. По-Бидимому, интерметаллидная фаза Т1зА1 обладает определенной пластичностью, и, значит, деформация разрушения у нее больше, чем у волокна (б-Ю- при средней прочности 210 кГ/мм ). В свою очередь деформация разрушения у титановой матрицы, содержащей кислород, выше, чем у волокон. Значит, волокна разрушатся первыми, и этот процесс будет определять разрушение композита. В этой связи отметим, что другие исследованные композиты с титановой матрицей, в которых первыми разрушались фазы ИВг и TisSis, вели себя по-иному. [c.169]

Рис. 16. Деформация разрушения композитов А16061—В и волокон бора после выдержки при 778 К.

ДЕФОРМАЦИЯ РАЗРУШЕНИЯ КОМПОЗИТА И ВОЛОКОН ПОСЛЕ ОТЖИГА КОМПОЗИТА A160GI-25%B ПРИ 778 К [c.174]

Хотя прочность при продольном растяжении зависит, главным образом, от класса, к которому принадлежит композитная система (например, псевдопервому или третьему), важную роль играет и другой фактор, а именно, способность волокна за счет собственной пластичности компенсировать образование хрупкого п ро-дукта реакции. Такой продукт определяет разрушение лишь в случае хрупких (упругих) волокон. Примером такой системы, относящейся к третьему классу, является система Ti—В, в которой образуется реакционный слой постоянной толщины с малой деформацией разрушения. Трещины в нем образуются раньше, чем в волокне, а дальнейшее влияние реакционного слоя зависит от его толщины. К этому классу относится и титан, армированный борными волокнами или такими же волокнами с покрытием карбидом кремния, хотя в последнем случае зависимость толщины продукта реакции от условий изготовления может привести к изменению деформации разрушения. В типичной системе псевдопервого класса А1—В продукт реакции, обладающий малой деформацией разрушения, образуется на отдельных участках. Его толщи- [c.182]

Купер и Келли [7], а также Тетельман [47], считают, что уравнение (12) позволяет достоверно оценить вклад матрицы в вязкость разрушения меди, армированной вольфрамовой проволокой. Герберих [12] указал, однако, что, несмотря на возможность разумных количественных оценок, уравнение (12) некорректно, поскольку композит трехмерен, а волокна имеют не квадратное, а круглое сечение. По Олстеру и Джонсу [31], в алюминии, армированном от О до 6 об.% вольфрама, упрочнитель не оказывает существенного влияния на вязкость матрицы. Те же авторы предположили, что в композите бор — алюминий, содержащем 50 об.7о упрочнителя, вязкость разрушения матрицы практически не зависит от борных волокон. Такое предположение может быть оправдано лишь в случае, если деформация матрицы у вершины трещины локализована на столь малом участке, что на нее не влияет присутствие волокон. Поэтому к каждому композиту в зависимости от его поведения необходим индивидуальный подход. Будет ли вязкость разрушения матрицы столь же низка, как и для массивного образца материала матрицы, или несколько выше —это, согласно Куперу и Келли [7], определяется влиянием волокон. Если поверхность раздела прочна, а коэффициент вариации прочности волокон велик, то, по Меткалфу и Кляйну [27], места разрушения волокон будут характеризоваться значительным пространственным разбросом это может привести к увеличению деформации матрицы, а последнее, в свою очередь, — к росту вязкости разрушения. [c.288]

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]

После описания реакции матрицы на разрушение одной нити в работе [46] изучался многоволокнистый композит с эпоксидной матрицей, содержащей пять параллельных волокон бора. Даже в этом случае объемное содержание волокон очень мало ( 0,1%) и результаты не могут непосредственно быть перенесены на композиты, используемые на практике. Результаты опыта на образцах с пятью нитями при низкой (0,008 мин ) и высокой (0,8 мин ) скоростях деформации показали, что при низкой скорости деформации происходит гораздо большее число разрывов волокна, а напряжения и деформации при разрушении выше, чем при большой скорости, а именно при малой скорости было 5 разрывов на каждое волокно, разрушающее напряжение 2180 фунт/дюйм , деформация 0,075 при высокой скорости — менее чем по одному разрыву на волокно, разрушающее напряжение 1150 фунт/дюйм , а деформация 0,0125. По-видимому, при более низкой скорости нагружение вызывает постепенное перераспределение нагрузки и разрушение нитей происходит в соответствии с их вариацией прочности от точки к точке. При более высокой скорости деформации разрушение одного волокна быстрее распространяется через матрицу и быстрее создает в соседних волокнах разрушающие напряжения. [c.317]

Другая причина увеличения деформации разрушения пластичных композитов состоит в наличии матрицы, обеспечивающей значительную поддержку волокон по боковой поверхности, которая предотвращает шейкообразование в волокнах [69, 1, 82]. [c.442]

После разрушения слабейших волокон поведение системы остается устойчивым, но диаграмма разгрузки не совпадает с диаграммой нагружения, хотя остаточные деформации отсутствуют. В системах без связующего, как, например, в случае троса или ткани с очень большим количеством параллельных волокон малого диаметра, соседние волокна почти квазистатически воспринимают нагрузку с разрушенных волокон ничего существенного не происходит, пока не достигается предельная нагрузка. Когда будет разрушено 10% общего числа волокон, причем считается, что все они одинакового сечения и длины, кажущийся модуль упругости при растяжении составит еще 90% своей начальной величины. При этом зависимость нагрузка — удлинение не очень сильно отклонится от прямой. Это отклонение намного меньше, если волокна заключены в матрицу, и при этом модуль упругости матрицы очень мал, мала ее объемная доля и волокна разрушаются н нескольких местах по длине. [c.18]

Для слоистого композита со схемой армирования [0790°], растягиваемого в направлении армирования, картина несколько иная. Величина сдвиговой жесткости, которая определяет перераспределение касательных напряжений от ядра разорванных волокон к неповрежденным смежным волокнам, не зависит от процентного соотношения количества слоев О и 90°. Предполагается, что при достижении сдвиговыми деформациями у предельных значений uit разрушение от сдвига происходит вблизи вершины трещины одновременно в слоях с ориентацией О и 90°. Это не приводит, однако, к росту трещины в направлении нагружения, как при растяжении однонаправленного композита. Дело в том, что разрушение от сдвига в рассматриваемом случае не обязательно влечет за собой разрушение волокон. Следовательно, волокна слоев 90° еще остаются неповрежденными, хотя сдвиговая жесткость материала в области разрушения уже потеряна. [c.66]

В табл. И приведены результаты определения предела прочности при растяжении композиции Ti—25% борных волокон после изотермических отжигов при 870° С различной продолжительности. Для сравнительной оценки удобно пользоваться нормированной прочностью От/аао, где о — средняя прочность волокон (композиции) после отжига при температуре Т в течение времени т, а ff2o — исходная средняя прочность при комнатной температуре. Уже после 30-минутного отжига нормированная прочность композиции составляет 65% и в дальнейшем мало изменяется, несмотря на увеличение толщины слоя диборида титана с 7000 и до 100 ООО А. Деформация волокон после 30-минутного отжига составляет 0,27% и близка к деформации разрушения массивного TiBj. [c.76]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...