6.2. Физические основы торможения разрушения в волокнистых композиционных материалах.

Торможение разрушения в ВКМ достигается посредством двух основных механизмов, обеспечивающих повышенное сопротивление развитию трещины: 1) разрушение границ раздела за счет расслоения и 2) вытягивание волокон из матрицы (рис. 6.4). Оба механизма способствуют диссипации (рассеянию) энергии движущейся трещины – W_тр. Трещина движется, поскольку к ее берегам (2) приложено растягивающее напряжение - . В первом случае W_тр затрачивается на разрыв связей (под действием сдвиговых напряжений - _сд ) между волокном (3) и матрицей (4). Во

втором случае она затрачивается на преодоление сил трения по поверхности раздела «волокно – матрица». Обычно эти два механизма действуют последовательно. Сначала вблизи вершины трещины (1), где действуют максимальные напряжения, разрушаются, в основном, границы раздела и появляются малые сдвиги волокон относительно матрицы (область Д). Затем наблюдается вытягивание волокон (область F), которые на начальной стадии процесса вытягивания перекрывают берега трещины, образуя своеобразные «мостики связи» между ними. По мере раскрытия трещины происходит разрушение таких мостиков. Отметим, что первоначально инициирование разрушения в объеме волокон происходит по местам их внутренних дефектов – концентраторов напряжений, чаще всего находящихся на некотором удалении от раскрывающихся берегов - вглубь матрицы. Особенно это характерно при использовании в матрице хрупких волокон. Благодаря этому и происходит образование «мостиков связи» при разрушении большинства волокон. Очень важно подчеркнуть, что диссипация энергии трещины за счет вытягивания волокон обеспечивается только при некоторой оптимальной прочности связи по границе «волокно-матрица».

Если эта прочность слишком высока, то трещина будет распространяться магистрально без дополнительных затрат энергии на вытягивание волокон, попадающих во фронт разрушения. Характер разрушения, в этом случае, не будет отличаться от разрушения чистой, неармированной матрицы. Если указанная прочность чрезвычайно мала, то затраты энергии распространяющейся трещины на преодоление сил трения при вытягивании волокон из матрицы также будут малы. Тогда армирование волокном нельзя считать эффективным. Оптимальная прочность связи может задаваться, в общем случае, путем регулирования температурно-временных параметров термообработки, а также режимов обработки давлением.

В случае использования пластичных волокон сопротивление разрушению дополнительно возрастает за счет затрат W_тр на работу пластической деформации волокон, перед их вытягиванием из матрицы.

На основании вышеизложенного можно записать общее энергетическое условие распространения трещины: W_тр  W₁ + W₂ +W₃, где W₁,W₂ и W₃ – энергии, затрачиваемые на разрушение границы раздела «волокно-матрица» путем расслоения, вытягивание волокна из матрицы и пластическую деформацию волокон соответственно.

Рассмотрим зависимость характера разрушения волокнистых композитов от величины деформации матрицы и волокон, прочности границы раздела «волокно-матрица» и степени совершенства структуры волокон.

А. Меткалф и М. Кляйн установили определенные типы разрушения в зависимости от различия предельных величин деформации до разрушения матрицы (Д _м) и волокон (Д _в), а также от прочности границы раздела «волокно-матрица» (П _гр) и степени совершенства структуры волокон.

Например, для композита, армированного совершенными по структуре волокнами, не содержащими опасных дефектов, для которого Д _м  Д _в, а величина П _гр достаточно высока, разрушение будет инициироваться в матрице. Далее, при распространении трещины (1), вследствие продольного растяжения, волокна (2-5) удлиняются, их деформация будет достигать некоторой предельной величины, соответствующей разрыву (волокно – 6) (рис. 6.5.а). В

этом случае вытягивания волокон из матрицы не происходит из-за высокой прочности границы раздела. Такой характер разрушения наблюдался в композите нержавеющая сталь (матрица) – алюминий (волокна).

Если волокна в композите содержат достаточное количество дефектов и, при этом, Д _в  Д _м, а П _гр – высока, то инициирование разрушения будет происходить по дефектам в волокнах. При этом, образовавшиеся разрывы (1) – локальные очаги разрушения, будут соединяться в протяженную трещину (подобную трещине – 2) вследствие сдвига матрицы (рис. 6.5. б). Вытягивания волокон из матрицы не происходит. Такое разрушение может иметь место в композите алюминий (матрица) – бор (волокно).

В случае, если используемые волокна содержат дефекты, Д _в  Д _м, а П _гр – мала, то траектория распространяющейся трещины (1) близка к прямолинейной (рис. 6.5 в), поскольку волокна легко вытягиваются из матрицы, а их разрушение совершается по локальным дефектам (2), удаленным от плоскости распространения трещины. Степень дефектности волокон и распределение дефектов по длине волокна во многом будет определять рельеф поверхности излома материала. Описанный тип разрушения наблюдался для композита алюминий (матрица) – бор (волокно) со слабой связью волокон с матрицей по границе раздела.

Обращает на себя отдельное внимание характер разрушения композита, в составе которого используются хрупкие керамические волокна с высоким совершенством структуры и металлическая матрица. В данном случае Д_м значительно превышает величину Д_в при высокой прочности границы раздела - П_гр. Особенность поведения такого материала при продольном растяжении определяется тем, что при достижении предельной нагрузки разрушение происходит за счет продольного скола по волокнам. Р. Тресслер наблюдал описанный тип разрушения для композиционного материала – титановый сплав (матрица) – алюмооксидные волокна – 22% об (рис. 6.6).

Механизм торможения разрушения в композиционном материале – Al₂O₃ (матрица) – нитевидные кристаллы (н.к.) SiC. Данный материал относится к классу керамических композитов, в составе которых используется хрупкая матрица и хрупкие н.к., которые можно рассматривать как дискретные хаотично ориентированные волокна – игольчатые монокристаллы. Его структура после спекания характеризуется равномерным распределением н.к. (1) между зернами матрицы (2) (рис. 6.7. а). В данном композите коэффициент термического расширения матрицы превышает таковой для н.к. (КТР -Al₂O₃ в температурном интервале 20-1000С составляет 8,510^-6 С^-1, а для -SiC в том же температурном интервале –5,310^-6 С^-1). В результате, при охлаждении материала от температуры спекания до комнатной температуры, н.к. оказываются под действием радиальных сжимающих напряжений (рис. 6.7. б), передающихся от алюмооксидной матрицы. Это является важным аспектом, поскольку, при соответствующей предварительной подготовке поверхности н.к., возникает возможность обеспечивать повышенные затраты энергии трещины на преодоление сил трения по вытягиванию армирующих элементов из матрицы. Предварительная подготовка поверхности н.к. SiC заключается в удалении c нее тонкой молекулярной пленки из SiO₂, которая образуется вследствие повышенного химического сродства кремния к кислороду воздуха. Для этого проводят химическую обработку н.к. плавиковой кис-

лотой (SiO₂ + НF  SiF₄ + H₂O), разлагающей поверхностные пленки из диоксида кремния. Отметим также, что в случае их сохранения, при спекании композита между алюмооксидной матрицей и оксидными пленками будет происходить химическое взаимодействие с образованием муллитовой фазы – 3Al₂O₃2SiO₂. Это приведет к «замоноличиванию» границы раздела «волокно-матрица», вследствие чего прочность ее будет чрезвычайно высока, и вытягивания волокон из матрицы не будет наблюдаться. Таким образом, в данном композите основной механизм торможения разрушения реализуется за счет повышенных затрат энергии трещины на вытягивание из матрицы н.к. SiC, испытывающих действие радиальных сжимающих напряжений. Как и в приведенном выше общем случае (рис.6.4), здесь также имеет место образование мостиков связи (3) (рис. 6.8 а) между берегами трещины (6). Приращение трещиностойкости за счет их образования может быть оценено при помощи следующего соотношения:

К_Ic = _f [Vr/ 6 (1-²)](E_c/E_f) (_m/_i)^1/2 ;

где _f - напряжение в единичном н.к., препятствующее раскрытию трещины, V – объемная доля н.к. в композите, r – радиус н.к.,  - коэффициент Пуассона композита, E_c и E_f - модули упругости композита и н.к., _m и _i – удельная работа разрушения материалов матрицы и границы раздела «матрица – н.к.». Отсюда следует, что при проектировании композита, с целью повышения его трещиностойкости, необходимо использовать совершенные по структуре н.к., обеспечивающие высокие значения _f. Кроме того, трещиностойкость будет возрастать при повышении до некоторого определенного значения параметров V и r. Соотношения E_c/E_f и _m/_i

также следует оптимизировать исходя из возможностей технологического процесса.

Дополнительным механизмом, способствующим диссипации энергии трещины, является ее отражение от границ раздела н.к. – матрица с последующим многократным изменением направления распространения вследствие переориентации ее фронта (рис. 6.8 б). За счет этого в разрушение вовлекается наибольший объем материала, что способствует возрастанию энергоемкости процесса разрушения.

На рис.6.9 а. показаны н.к.  - модификации SiC длиной 12 – 200 мкм и диаметром 0,3 – 3,0 мкм. А на рис. 6.9 б, в – структура горячепрессованного композиционного материала Al₂O₃ (матрица) – н.к. SiC и граница раздела «н.к. – матрица».