Механика композитных материалов 3 1979

ставлял собой алюминиевую матрицу, армированную углеродными во­ локнами, механические свойства которой приведены в табл. 1. Числен­ ный расчет был произведен при соотношении радиусов г//гт = 0,1 с ис­ пользованием элементарной длины, равной 1 мм. Далее было проведено сравнение значений силы распространения трещины и начального коэф­ фициента интенсивности напряжений для левого конца трещины, полу­ ченные, приближенными аналитическими решениями (см. рис. 3), с од­ ной стороны, и методом конечного элемента, с другой (см. рис. 5). Штрихпунктирные кривые на рис. 5 показывают сопряженное аналитическое решение данной задачи. Оба графика даны для отрицательной темпера­ туры матрицы 7\п= —100° С. Можно показать, что согласие сопряженных кривых довольно хорошее, за исключением небольшого интервала в ок­ рестности границы между матрицей и волокном S/m, что представлено на графиках вертикальной штрихпунктирной линией. Можно также пока­ зать, что сила распространения трещины G/ и коэффициент интенсив­ ности напряжений Ki сильно увеличиваются с ростом длины трещины. С прохождением трещины через границу между волокном и матрицей Sm величина Ki переходит скачком на более высокий уровень. Это обуслов­ лено скачкообразным изменением характеристик материала.

В противоположность этому, сила распространения трещины G/ всегда меняется непрерывно. После прохождения межфазной границы направляющий кончик расширяющейся трещины попадает в область гид­ ростатического давления, и в процессе дальнейшего распространения ве­ личины Gj и Ki быстро стремятся к нулю; это значит, что трещина будет остановлена внутри волокна. Остальные результаты можно найти в22.

На рис. 6 дано сравнение численных значений сил распространения трещины и начального коэффициента распространения напряжения для

475

туре ( T m = T f ) . Однако характер изменения G i и K i аналогичен изобра­ женному на рис. 5.

Заслуживает внимания тот факт, что коэффициент интенсивности на­ пряжений K i для обоих температурных распределений всегда исчезает при одной и той же длине трещины а0 = 3,3 мм, независимо от численного значения длины после пересечения межфазной границы S/m.

На рис. 7 показано поведение трещины, которая начинается на меж­ фазной границе Sfm и распространяется в материал матрицы. Изучение трещин такого типа интересно, так как в ячейке композита без трещины, испытывающей термическое нагружение, вблизи межфазной границы возникают наибольшие значения напряжений растяжения. Исследова­ лись комбинации трех различных видов углеродного волокна с алюми­ ниевой матрицей. Характеристики этих материалов даны в таблицах 1—3. Углеродные волокна I и II — однородные, анизотропные и линейно­ упругие материалы. Поэтому, рассматривая плоское деформированное состояние и принимая во внимание определенные ограничения относи­ тельно плоского деформирования и осей симметрии анизотропного мате­ риала, используем следующие соотношения:

кальный максимум силы распростра­ нения трещины для малой ее длины

родное волокно I, II соответственно (см. табл. 3). Круговая характерная ячейка.

Рис. 8. Перемещения края трещины для ее верхнего конца Sn+ в зависимости от длины трещины и от расстояния х до пограничного слоя S /m для композита с углеродными волокнами и алюминиевой матрицей. r m/ rf , х0=1 мм; Да=Дх; Tj = TQ= 0° С, Т1п = —100° С.

Цифры у кривых — значения а, мм. Круговая характерная ячейка,

476

сти напряжений Ki на рис. 7—б имеют подобно кривым изменения силы распространения трещины G/. На рис. 8 показано перемещение uyR края трещины для ее верхней грани Sfl+. Кривые даны для алюминиевой матрицы, армированной углеродными волокнами, в зависимости от длины трещины и расстояния х до межфазной границы S/m. На рис. 9 изобра­ жена сетка конечных элементов для композита с трещиной до термиче­ ского нагружения и после него. Перемещения в графике даны в 100-крат­ ном увеличении.

Наконец, на рисунках 10 и 11 приведены силы распространения тре­ щины Gj и начальный коэффициент интенсивности напряжений Ki для гексагональной ячейки композита с трещиной (матрица из АЬОз, волокно из молибдена, табл. 4) для случая изотермического охлаждения образца. С помощью сетки конечных элементов (см. рис. 4—б), был произведен расчет для трещины в матрице, которая начинается в точках с различ­ ными значениями координаты х0. На рис. 10 представлена зависимость силы распространения трещины Gj от координаты начала трещины Хо, а также от аргумента (a — xQ). Сравнение с результатами, представлен­ ными на рис. 6— о, показывает, что сохраняется зависимость изменения силы распространения трещины от таких факторов, как длина трещины

477

Рис. 10. Сила распространения трещины в зависимости от начального положения тре­ щины в матрице х0 и от величины (a — xQ) ramlrf = 5,5; Д а = — Дх; Го=1О00°С; Т/ = Тт = 0° С. Гексагональная характерная ячейка.

Рис. 11. Начальный коэффициент интенсивности напряжений в зависимости от длины трещины; величина х0 — параметр. г4т /л/ = 5,5; А а = — Ах\ 7’o=1000°C; Tf = Tm=0°C.

Цифры у кривых — значения х0. Гексагональная характерная ячейка.

и координаты начала трещины xG. Отметим, что при фиксированных зна­ чениях остальных параметров существует линейная зависимость между силой распространения трещины Gi и аргументом х0. Поэтому длина тре­ щины при переходе через границу S/m между матрицей и волокном ли­ нейно зависит от аргумента х0 (трещина потом задерживается в волокне). На рис. 11 даны соответствующие кривые коэффициента интенсивности напряжений при разных длинах трещины и разных координатах xQ на­ чала трещины в матрице.

Заключение. Было рассмотрено сопротивление тепловому удару двух типов характерных ячеек из композита при малом коэффициенте армиро­ вания. Ввиду сложности формы трещин в композите полученная инфор­ мация о микромеханике разрушения при тепловом нагружении характер­ ных ячеек носит довольно общий характер. Тем не менее, были найдены такие важные характеристики, как величина силы раскрытия трещины н коэффициента интенсивности напряжений в зависимости от длины и на­ чальной точки трещины в матрице от свойств и формы контактного слоя и от формы свободной поверхности. Показано, что при определенных на­ чальных макроскопических напряжениях распространение тепловой тре­ щины в характерном элементе может быть остановлено внутри волокна. В дальнейшем необходимы исследования взаимодействия характерных элементов с трещинами.

Авторы выражают благодарность Немецкому обществу исследовате­ лей ФРГ, финансировавшему проводившиеся в течение двух лет исследо­ вания по разрушению композитного материала при термическом нагру­ жении.

СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы

1.Corteti Н. Т. Fracture mechanics of composites. — In: Fracture. Vol. 8. N. Y., 1972, p. 675—769.

N.Y„ 1974.

4.Erdogan F. Fracture of composite materials. — In: Prospects of Fracture Me­ chanics. Leyden, 1974, p. 477—491.

5.Cooper G. A., Piggolt M. R. Cracking and fracture in composites. — In: Fracture. Vol. 1. Waterloo, 1977, p. 557—605.

6. Hieke M., Loges F. — Angew. Physic, 1966, vol. 22. p. 14.

478

МЕХАНИКА КОМПОЗИТНЫХ МАТЕРИАЛОВ, 1979, № 3, с. 480^184

УДК 539.4:678.5.06

У. Л. Лакман

ХАРАКТЕРИСТИКА И ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ ГРАФИТО-АЛЮМИНИЕВЫХ КОМПОЗИТОВ*

Высококачественные графитовые волокна на основе полиакрилонит­ рильного волокна в настоящее время являются вполне доступным мате­ риалом и находят широкое применение в качестве армирующего компо­ нента в композитах с полимерными матрицами. В прошлом попытки совместить полиакрилонитрильные (ПАН) графитовые волокна с алюми­ ниевой матрицей успеха не имели из-за недостаточной химической ста­ бильности волокон, определяющей значительное снижение прочности в среде жидкого металла. Однако недавно были достигнуты значительные успехи в создании барьерных покрытий на поверхности раздела ПАН графитовое волокно— алюминиевая матрица.

Для улучшения смачиваемости и защиты от воздействия расплавлен­ ного алюминия1 разработан способ покрытия поверхности графитового волокна тонким слоем Ti/B (100—200 А). Содержание титана и бора в матрице композита не превышает 0,5% по массе. В подобных концентра­ циях добавки титана и бора улучшают прочностные свойства алюминие­ вых сплавов, придают им пластичность и увеличивают их стойкость к коррозии. Титан и бор осаждают на поверхность волокна из газовой фазы восстановлением тетрахлорида титана и трихлорида бора парами цинка, последний непрерывно удаляется из зоны реакции в виде газооб­ разного хлорида цинка. Обработанные таким образом волокна пропу­ скают через ванну с расплавленным алюминием и в результате инфильт­ рации жидкого металла в волокно получают графито-алюминиевую композитную проволоку (рис. 1). Успехи, достигнутые в разработке процесса ин­ фильтрации, создают предпосылки для организации в будущем крупномасштаб­ ного производства. На рис. 2 показана микрограмма, полученная методом ска-

Рис. 1. Пилотная установка для получения графито-алюминиевого композита в виде проволоки: 1 — подающее устройство; 2 — жгут графитового волокна; 3 — печь для нанесения барьерного покрытия; 4 — ванна для жидкого алюминия; 5 — графито­ алюминиевая проволока; 6 — приемное устройство.

Рис. 2. Микрограмма среза графито-алюминиевой проволоки.

Доложено на советско-американском симпозиуме «Разрушение композитных мате­ риалов» (Рига, сентябрь 1978 г.). Перевод А. М. Толкса.

480

тов с металлической матрицей применялись графитовые волокна только на основе вискозы.

Типичные свойства волокон приведены в табл. 1, свойства композитов с использованием волокна из вискозы — в табл. 2; свойства в основном подчиняются закону смеси компонентов.

Ранее было обнаружено, что ПАН графитовые волокна более подвер­ жены воздействию жидкого алюминия, чем графитовые волокна из вискозы. Это отрицательно сказывается на реализации прочностных и упругих свойств волокна в композите (см. табл. 2).

Нанесение барьерного покрытия позволяет предотвратить поврежде­ ние волокна расплавом алюминия в процессе инфильтрации и, следова­ тельно, получить подходящие свойства композитной проволоки.

Типичные механические свойства композита, полученного по новой технологии на основе ПАН графитовых волокон и алюминиевой матрицы, также представлены в табл. 2. Обращает внимание высокая степень реа­ лизации прочности на разрыв и модуля упругости в монолитных образ­ цах. Бруски для испытания были получены горячим прессованием компо­ зитной проволоки диаметром приблизительно 0,9 мм.

Создание барьерного покрытия позволило разработать графито-алю­ миниевый композит на основе ПАН графитового волокна Торнел-300 (Т300), обладающий значительной пластичностью. Достижение пластич­ ности композита крайне важно, поскольку это обеспечивает вязкость раз­ рушения, необходимую для предотвращения внезапного катастрофиче­ ского разрушения высоконапряженных изделий.

Для иллюстрации наблюдаемого эффекта пластичности проведено сравнение механического поведения графито-алюминиевого композита на основе ПАН графитовых волокон (Т300) и графитовых волокон из вис­ козы (ТБО). Рис. 3 иллюстрирует типичную диаграмму напряжение—уд­ линение графит-алюминиевого композита на основе обоих видов графито-

** О — матрица в виде отливки; Т — термообработанная.

вых волокон — Т50 и Т300 (см2). Свойства волокон и матриц представ­ лены соответственно в таблицах 1 и 3.

Композит Т50/А201А1 в форме проволоки, содержащий 42% волокна по объему, имеет совершенно упругое соотношение напряжения и дефор­ мации, при этом модуль упругости составляет 207 ГПа, а предел проч­ ности при растяжении — 1103 МПа. Общее удлинение при разрыве со­ ставляет 0,53% и попадает в область удлинений 0,45 до 0,55%, обычно наблюдаемой для этой системы. Характер соотношения напряжение—де­ формация типичен для высокопрочного, высокомодульного композицион­ ного материала, имеющего хрупкое разрушение. Наоборот, композит Т300/356А1, содержащий 35% волокна по объему, имеет заметное повы­ шение общего удлинения при разрыве (1,4%), а также высокое значение начального модуля упругости — обычно 117— 131 ГПа. При напряжении приблизительно 138 МПа и удлинении 0,1% имеется точка перелома, ка­ сательный модуль имеет более низкое значение 90— 103 ГПа. Композит Т300/356А1 имеет предел прочности при растяжении 1145 МПа и обнару­ живает четко выраженное отклонение от линейного поведения.

Циклическое нагружение композита до предела текучести приводит к исчезновению начального модуля. Среднее значение результирующего модуля упругости после циклического нагружения составляет 117 ГПа. Подобное пластическое поведение в несколько меньшей степени наблю-

Рис. 3. Рис. 4.

Рис. 3. Связь напряжения и деформации графито-алюминиевых композитов на основе графитовых волокон из вискозы и ПАН:/ — композит Т50/А201 (]/=42% ; ст„= 1120 М П а ; £=210 ГПа); 2 — композит Т300/356 (V=35% ; стп= 1160 МПа; сгт=1050 М П а ; £, = 136 ГПа; £ 2=91 ГПа).

Рис. 4. Связь напряжения и деформации графито-алюминиевых композитов на основе

482