1125
.pdfМЕХАНИКА КОМПОЗИТНЫХ МАТЕРИАЛОВ, 1983, №> 3, с. 395—399
УДК 539.612:678.067.5
В. Ф. Зинченко
ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ НЕКОТОРЫХ ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК К ИЗМЕНЕНИЮ АДГЕЗИИ МЕЖДУ КОМПОНЕНТАМИ СТЕКЛОПЛАСТИКА
Установление физических характеристик, чувствительных к явле ниям на границе раздела фаз композитных материалов, является важ ной задачей при разработке и создании методов и средств диагностики показателей их жесткости и прочности. При моделировании взаимодей ствия компонентов композита обычно предполагают идеальный контакт между армирующими волокнами и матрицей, позволяющий допускать неразрывность деформации, отсутствие контактного сопротивления и т. п. В других случаях композитный материал рассматривают как механическую смесь, компоненты которой нс связаны между собой хи мическими или физическими связями. Реальные армирующие мате риалы типа стекло-, органо-, углеволокон обладают, как известно, оп ределенной адгезией к связующим на основе эпоксидных, полиэфир ных и других смол, изменяющейся в широких пределах, в том числе в зависимости от технологии изготовления композита. Известны ме тоды косвенной оценки прочности склеенных систем без их разрушения путем, например, определения динамического модуля упругости адге зива (по скорости распространения ультразвуковых колебаний), изме рения его электрической емкости, теплопроводности и т. п. Однако, как отмечается в [1], неразрушающие методы оценки адгезионных соединений являются скорее методами «адгезиодефектоскопии», так как связь между измеренными физическими характеристиками склейки и ее адгезионной прочностью обычно имеет место вследствие появле ния в клеевом соединении пустот, непроклеев, трещин и других дефек тов, «слабых» мест, в то время как свойства самого адгезива остаются практически постоянными. В данной работе предполагалось путем мо дифицирования поверхности стеклянных волокон изменить характер ад гезионной связи между компонентами стеклопластика, а тщательным изготовлением модельных образцов исключить образование на границе раздела фаз дефектных участков типа распределенной микропористо сти, трещин и т. п. и, таким образом, оценить чувствительность изме ренных физических характеристик непосредственно к изменению ад гезии.
Изменение адгезии между компонентами стеклопластика достига лось химической обработкой волокон стеклоткани антиадгезивом. С этой целью предварительно очищенную от замасливателя ткань погру жали на несколько часов в 3% раствор триметилхлорсилана (CH3)3SiCl в бензоле (или авиабензине), после чего высушивали на воздухе, термообрабатывали при t= 120°С и отмывали в ацетоне. Незначительное изменение после модифицирования массы ткани (сотые доли процента) свидетельствовало о малой толщине образовавшейся пленки, которую, таким образом, можно было не учитывать как третий (по массе) ком понент композита с точки зрения влияния его на физико-механические свойства пластика. Образовавшаяся силиконовая пленка была полно стью гидрофобпа, и вода на ней не адсорбировалась.
Для проведения исследовании были изготовлены модельные образцы стеклоплас тика размерами 225x70x5 мм из стеклоткани марки «Э» полотняного переплетения и связующего на основе эпоксидной смолы ЭД-20, пластифицированной днбутплфта-
Влияние химической обработки стеклоткани на физико-механические характеристики стеклопластика
Характеристики
структуры
Внд обработки
и
с, м/с
Физико-мсханнчсскнс :характеристики
?>, Вт/м• К |
t 0Q12 со |
о |
ь |
-П° кге/мм2 |
О 2 |
J&I* |
ы |
опт |
|
• о |
|
|||
— |
|
о |
|
|
еи
. и, И 'Л
1 |
Стеклоткань |
|
1,89 0,56 |
26,2 |
1,6 |
4057 |
2,80 |
0,367 |
925 |
5,04 |
4,36 |
0,50 |
49,6 |
4,4 |
|||
|
без |
замаслн- |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
вателя |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
4,47 |
3,42 |
0,76 |
53,1 |
4,7 |
|
2 |
Стеклоткань |
|
1,88 0,56 |
25,4 |
3,2 |
4090 |
2,79 |
0,344 |
906 |
||||||||
|
|
обработана |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
3% |
раство |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
ром |
триме- |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
тилхлорси- |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
лана |
в |
бен |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
3 |
|
золе |
|
|
|
|
|
|
|
2,79 |
0,343 |
911 |
4,99 |
4,20 |
0,87 |
53,5 |
4,7 |
В |
авиабензине |
с |
1,89 0,56 |
26,3 |
1,6 |
4048 |
|||||||||||
4 |
Стеклоткань |
1,86 0,55 |
26,9 |
2,8 |
4024 |
2,70 |
0,344 |
904 |
4,80 |
3,66 |
0,61 |
47,0 |
4,2 |
||||
|
|
замаслива- |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
телем |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
латом |
(10%) |
и |
отвержденной |
триэтаноламином при ступенчатом режиме нагрева |
|||||||||||||
(по |
2 |
ч выдержки |
при /= 80, 120 и |
150°С; с |
целью |
снижения |
напряжений образец |
в форме оставался в выключенном термостате до остывания). Использование тонкой стеклоткани (толщиной 0,1 мм), уложенной в 60 слоев; и изготовление образцов прессованием способствовало получению плотных, с минимальной пористостью образ цов, в том числе из гндрофобизированной ткани, плохо смачиваемой связующим. Как видно из представленных в табл. 1 характеристик структуры образцов, плотность у, коэффициент армирования (i, содержание связующего N и пористость р образцов 2 и 3, изготовленных из обработанной антиадгезивом стеклоткани, близки к их зна чениям для контрольных образцов 4 и 1, изготовленных из стеклоткани в состоянии поставки (с замасливателем) и свободной от замасливателя (замасливатель содер
жанием |
~ 1 % удаляли отмывкой |
стеклоткани в ацетоне). |
На |
образцах стеклопластика |
были измерены физические характеристики компо |
зита с использованием методик и аппаратуры, предназначенных для неразрушающего контроля и частично описанных в [2]. Прибором ИСЗУ-9А была* измерена скорость распространения с продольных ультразвуковых колебаний по направлению основы ткани при частоте 80 кГц. На приборе ИЧЗ-7Ф определяли резонансную частоту /о изгибных колебаний образца, по которой с учетом его массовых и геометрических
характеристик рассчитывали |
динамический |
модуль |
упругости Н. Были |
измерены |
|
также теплофизпческие характеристики — коэффициент теплопроводности X в попе |
|||||
речном |
к плоскости армирования направлении — |
Х-прибором ИТТФ АН УССР |
|||
[3] и |
тепловая активность |
А — прибором |
ИТА-2 |
[4]; диэлектрические |
характе |
ристики — диэлектрическая проницаемость е и тангенс угла диэлектрических потерь tg6 — куметром [5]; коэффициент светопропускания k 0m [6]. После измерения фи зических характеристик на образцах-призмах, вырезанных из плит, были определены
прочность |
при изгибе Сти и межслойном сдвиге т по |
методике, описанной в [7], а |
|||
также характеристики структуры у, р,, N, р — отжигом связующего и расчетом по |
|||||
известным |
зависимостям. Точность измерения с, f0, X, |
А, |
е составляла |
1—3%, tg б, |
|
кот |
— 3 |
5%, коэффициент вариации ои, т образцов |
из |
одной плиты |
был в преде |
лах |
3%. |
|
|
|
|
Свойства тонких пленок антиадгезивов, получаемых из кремнийорганических жидкостей, хорошо изучены [1]. При оценке чувствитель ности рассматриваемых в работе физико-механических характеристик к явлениям на границе раздела фаз композитов необходимо отметить высокую прочность сцепления пленок, получаемых из триметилхлорсилана, с поверхностью стекла, которая сохраняется и после длительной экстракции модифицированной ткани горячим растворителем. Такая
Влияние химической обработки стбкла на прочность адгезии к нему эпоксидной смолы
|
Вид обработки |
Количество |
Прочность |
Коэффициент |
|
испытанных |
адгезии |
вариации |
|
|
|
образцов |
о а, кгс/мм2 |
V, % |
Стекло |
без обработки антиадгезивом |
5 |
4,70 |
12 |
Стекло |
обработано антиадгезивом |
5 |
1,60 |
32 |
устойчивость объясняется образованием пространственно сшитых по верхностных слоев из кремнийорганических полимеров, связанных с мо лекулярной решеткой силикатного стекла ковалентными связями Si—О. В то же время наличие на внешней поверхности пленки «часто кола» из неполярных групп СН3 значительно ослабляет связь между полимерным связующим и модифицированной поверхностью стеклово локна.
Для оценки степени снижения адгезии эпоксидной смолы к модифи цированной поверхности стекла были проведены механические испы тания методом растяжения (отрыва) двух металлических цилиндри ческих образцов ф 12 мм, к торцевым поверхностям которых приклеи вались кружки стекла (метод грибков). Способ обработки стекла анти адгезивом, составы и режим полимеризации связующего были такими же, как при изготовлении образцов стеклопластика. Сопротивление от рыву стекла, обработанного триметилхлорсиланом, значительно снижа лось; при этом увеличивалось рассеяние значений оа (табл. 2).
В табл. 1 представлены средние значения физико-механических ха рактеристик исследованных образцов. Из рассмотрения полученных данных видно, что характер изменения показателей тех или иных свойств стеклопластика в зависимости от вида обработки армирую щегокомпонента находится в соответствии с отмеченными выше свой ствами поверхностных пленок антиадгезива. Так, например, существен ное увеличение (более чем в полтора раза) коэффициента светопропускаиия в поперечном к плоскости армирования направлении в образцах стеклопластика с модифицированной тканыо по сравнению с конт рольными образцами из чистой ткани вызвано, по-видимому, «залечива нием» поверхностных микродефектов выравниванием поверхности эле ментарных стекловолокон посредством прочно сцепленной с ней тонкой силиконовой пленки и уменьшением вследствие этого отраженного от волокон и рассеянного света. Улучшению светопропускания стеклоплас тика с модифицированной тканью может способствовать также соот ветствующее отношение показателей преломления материалов пленки и волокна, создающее эффект, известный под названием «просветле ние» оптики. Возрастание светопропускания, но в меньшей степени, наблюдалось также в образце стеклопластика, изготовленного из ткани с замасливателем.
Как и следовало ожидать, значения показателей свойств стекло пластика, характеризующих перенос энергии или поляризуемость в по перечном к плоскости армирования направлении, — коэффициента теп лопроводности Ху диэлектрической проницаемости е, тангенса угла ди электрических потерь tg б — в образцах с модифицированной тканью понизились (от 6,3 до 21,5%), что вызвано возрастанием переходного контактного сопротивления на сильно развитой поверхности волокнис той арматуры вследствие эффекта экранирования ее инертной (по от ношению к полимерному связующему) пленкой антиадгезива.
Характеристики композита, измеренные в направлении армирова ния, — скорость распространения продольных колебаний с и динами ческий модуль упругости Ну определенный по резонансной частоте /о изгибных колебаний — практически не изменились, что свидетельст вует о незначительном влиянии изменения характера взаимодействия компонентов на границе раздела фаз на упругие характеристики жест-
кого композита в направлении волокон. Более заметно (на 3%) умень шился модуль упругости образца стеклопластика из ткани с замасливателем вследствие несколько более низких значений его коэффициента армирования р, и плотности у.
Интересный, с точки зрения исследования взаимодействия компо нентов композита, результат получен при определении характеристик механических свойств стеклопластика. Показатели прочности при из гибе а» и межслойном сдвиге т образцов, изготовленных из обработан ной антиадгезивом ткани, оказались выше, чем у контрольных образ цов из чистой ткани и ткани с замасливателем. На наш взгляд, по добное повышение механических свойств стеклопластика в образцах с заведомо пониженной адгезией связующего к стекловолокну может быть вызвано помимо эффекта упрочнения стекловолокна «залечива нием» пленкой аппрета его поверхностных микродефектов также и сни жением напряжений, возникающих при формировании композита на границе раздела волокно—полимер, вследствие деформируемости ап прета и повышения эластичности тонких полимерных пленок, примы кающих к модифицированной поверхности стекла. В [1], например, отмечается положительное влияние иа прочность стеклопластика об работки стеклянных волокон замасливатслями при использовании смол (полиэфирных, эпоксидно-полиэфиракрилатных), имеющих большие усадки и значительные напряжения в адгезионном слое. Образование на поверхности волокон мягкой, «демпфирующей», прослойки способ ствует в этом случае рассасыванию напряжений и увеличению проч ности композита. Для ориентированных стеклопластиков на эпоксид ных связующих наибольшую прочность обычно получали на образцах,
изготовленных из стекловолокна, свободного |
от замасливателя. Так, |
в работе [8] на примере исследования разных |
типов стеклопластиков |
и аппретов, в том числе тримстилхлорсилана, сделан вывод, что проч ностные свойства эпоксидных и фенольных стеклопластиков не зави сят от наличия химической связи между стекловолокном и связующим, а определяются углом смачивания стекловолокон связующим, причем обработка стекловолокна триметилхлорсиланом, резко ухудшавшим смачиваемость, приводила к существенному снижению прочности при изгибе сти (более чем на 30%) по сравнению с образцами из чистого стекловолокна. Учитывая использованный в указанной работе способ получения образцов стеклопластика (путем протягивания определен ного количества стекловолокна в стеклянные трубочки), не обеспечи вавший полной пропитки образцов связующим, а также приведенные данные по относительному содержанию компонентов в изготовленных образцах, можно заключить, что степень заполнения их связующим, а значит, их плотность, пористость, механические характеристики дей ствительно оказались функцией угла смачивания стекловолокон свя зующим. Если же отстроиться от влияния технологии изготовления на соотношение компонентов и дефектность образцов, то, как показали результаты данной работы, образование на поверхности волокон тон кой силиконовой пленки положительно воздействует на показатели ме ханических свойств стеклопластика, изготовленного на основе связую щего с малыми усадками.
Проведенное исследование позволило экспериментально оценить чувствительность показателей ряда свойств стеклопластика, опреде ляемых неразрушающими методами непосредственно в образце (или изделии), к изменению адгезии между армирующими волокнами и эпоксидным связующим в случае, когда другие характеристики струк туры композита (коэффициент армирования, плотность, пористость), также влияющие иа показатели его физико-механических свойств, со храняются постоянными. Выявлено, что такие характеристики компо зита в поперечном к плоскости армирования направлении, как коэф фициенты свстопропускания и теплопроводности, диэлектрическая проницаемость и тангенс угла диэлектрических потерь, могут быть ис
пользованы при условий Достаточной точности Их измерения Для кос венной оценки адгезионных явлений на границе раздела фаз стекло пластика. При одновременном изменении нескольких характеристик структуры материала, что обычно и имеет место в реальных компози тах и конструкциях из них, необходимо использовать многопараметровые методы диагностики показателей структуры и свойств компози тов [2, 9].
СП И С О К Л И Т Е Р А Т У Р Ы
1.Андреевская Г. Д. Высокопрочные ориентированные стеклопластики. М., 1966.
370 с.
2.Латишенко В. А. Диагностика жесткости и прочности материалов. Рига, 1968.
320 с. |
Геращ енко О. А. Основы |
тсплометрии. Киев, |
1971. 189 с. |
3. |
|||
4. |
Зинченко В. Ф., Белова |
С. Н. Диагностика |
некоторых показателей структуры |
и физико-механических свойств стеклопластиков по их тепловой активности. — Меха
ника |
полимеров, |
1976, № 1, с. 128— 132. |
|
|
|
5. |
Нетушил |
А. В., Кудин В. Н. Инструкция по применению куметра типа КВ-1 |
|||
для измерения |
электрических |
свойств диэлектриков |
и полупроводников. М., |
1962. |
|
6. |
Сандалов |
А. В ., Лейт В. |
А., М едведев М. 3. |
Возможности использования |
све- |
топропускания для неразрушающего контроля армированных пластиков. — Механика
полимеров, 1975, |
№ 3, с. |
563—565. |
3. Испытание слоистых армированных пласти |
|
7. Сандалов |
А. |
В., |
М едведев М. |
|
ков на прочность |
при |
межслойном |
сдвиге. — Механика полимеров, 1974, № 2, |
с.340—347.
8.Тростянская Е. Б., Пойманов А. М., Казанский Ю. Н. О зависимости проч
ности стеклопластиков от изменения угла смачивания связующим гидрофобизированных стекловолокон. — Пласт, массы, 1964, № 8, с. 20—23.
9. Методы и |
средства |
диагностики несущей |
способности изделий из композитов: |
Сб. статей. Рига, |
1983. 276 |
с. |
|
Институт механики полимеров |
Поступило в редакцию 10.11.82 |
||
АН Латвийской ССР, Рига |
|
|
МЕХАНИКА КОМПОЗИТНЫХ МАТЕРИАЛОВ, 1983, Ms 3, с. 400—406
УДК 539.3:678.067
Б. А. Арефьев, А. В. Гурьев, М. X. Шоршоров
МЕХАНИЗМ РАЗВИТИЯ НЕУПРУГОСТИ КОМПОЗИЦИИ С ПЛАСТИЧНОЙ МАТРИЦЕЙ И ХРУПКИМ ВОЛОКНОМ ПРИ ПОВТОРНО-СТАТИЧЕСКИХ НАГРУЗКАХ
Среди современных композитных материалов волокнистые компо зитные материалы (ВКМ) непрерывного армирования высокопрочными и высокомодульиыми волокнами занимают особое место. Обычно такие волокна имеют весьма высокие модуль нормальной упругости и предел прочности, значительно превышающие эти показатели конструкционных сталей. Применение таких исключительно перспективных материалов в сочетании с пластичной матрицей, например, алюминиевой, позволит использовать все благоприятные качества обеих составляющих при их совместной работе в композитном материале.
Прочностные свойства и механизм разрушения ВКМ изучены в на стоящее время достаточно полно [1]. особенно это касается волокон и поверхности раздела в металлических материалах. Значительно меньше уделено внимания работе металлической матрицы, находящейся в меж волоконном пространстве, хотя относительный ее объем в композитном материале занимает обычно более 50%. Для описываемого класса ВКМ можно принять, что высокопрочные волокна деформируются уп руго вплоть до момента разрушения материала, в то время как «мяг кая» матрица вступает в пластическую деформацию на очень ранней стадии нагружения образца. Именно поведение под нагрузкой матрицы определяет неупругие свойства композиционного материала, знание ко торых становится исключительно важным, если не решающим, при
работе ВКМ в условиях циклических нагрузок (усталости), |
ползучести |
и релаксации напряжений. |
|
Наиболее полное представление о поведении материала |
под нагруз |
кой дает диаграмма растяжения, которая для ВКМ изучена еще недо статочно, что обусловлено сложностью постановки экспериментов и малыми величинами деформаций — общая деформация составляет не сколько десятков процентов, а остаточная — только сотые доли про цента. Кривую напряжение—деформация ВКМ принято разделять на две области [2]: упругое волокно — упругая матрица и упругое во локно — пластичная матрица. Этим предполагается, что кривая растя жения состоит из двух участков и имеет излом при напряжении, равном пределу упругости (микротекучести). В связи с этим модуль упругости принято определять по формулам на первой стадии
Ee = E,V, + EmVm |
( 1 ) |
и на второй стадии |
|
Ec = EiVjt |
(2) |
применяемым не только при однократном нагружении; но и в более
слож1шх |
случаях — |
при повторных и знакопеременных нагрузках |
[3 J. Если |
на первой |
стадии нагружения формула (1), построенная |
по правилу аддитивности для ВКМ с непрерывными волокнами, мо жет считаться вполне оправданной (если, коично, для ВКМ можно выделить первую стадию, достаточной протяженности), то выражение
(2) нужно признать предельно упрощенным. Не решает полностью
этого вопроса и учет в уравнении (2) второго члена ЕтУт~ ^ ± \ 7т,
характеризующего наклон кривой растяжения |
материала |
матрицы |
(вне ВКМ) и учитывающего деформационное |
упрочнение |
матрицы. |
Знание действительных закономерностей деформации на второй ста дии отвечает условиям эксплуатации ВКМ [4]. Весьма малое проявле ние нсупругости, устанавливаемой на микроуровне по диаграмме растяжения композитного материала, не снижает исключительной важности анализа деформационного поведения исследуемого материала на микроуровне [5], что позволит более полно вскрыть природу и ме ханизм формирования физико-механических свойств материала исходя из свойств его структурных составляющих.
Целью настоящей работы является изучение закономерностей не упругого поведения ВКМ алюминий— бор при статических и повторно статических нагружениях; анализируются закономерности развития локальных пластических деформаций в «мягкой» матрице в процессе нагружения образца и устанавливается их взаимосвязь с ходом кривой растяжения ВКМ.
Кривая деформации и характеристики неупругого поведения ВКМ.
Рассматривая текущий момент нагружения, дадим бесконечно малое приращение деформации dz. Из геометрических построений, приведен ных на рис. 1, следует
do = E0dz —dom, |
(3) |
где dom определяет величину падения напряжения в результате мгно венной релаксации напряжений, связанной с развитием локальных пластических деформаций по части площади fynp поперечного сечения матрицы (из рис. 1 следует, что dom = EQdzp, где dzp — микропластическая деформация, выявляемая по диаграмме растяжения).
Для случая, когда деформационным упрочнением матрицы можно пренебречь, запишем приращение нагрузки dP, вызываемое прираще нием деформации на dz:
Edo Еjdo f+ Emudojtiu Empdo m p> |
(4) |
где учтено, что матрица содержит упруго- и пластически деформиру ющиеся части, так что
Е 7пи ^ Е m Е m р = F V m Р О /и р .
Рис. 1. Схема, иллюстрирующая выделение упругом dey и пластической d e и состав
ляющих деформации из общей |
деформации dz\ величина мгновенной релаксации |
||
напряжения d o u при нагружении образца на ступень напряжения do. |
|
||
Рис. 2. График зависимостей дефекта модуля |
и относительного объема |
\)шр от |
|
относительной деформации е. при |
первом (а) |
и повторном (6) нагружениях |
(отметки |
1—4 указывают деформацию, по достижении которой производились разгрузка и последующее повторное нагружение).
Из уравнения (4) получаем выражение для определения мгновенного
модуля упругости:
Е = —г ' = (Ej Vf + Ет Vт) —Ет^'щр. |
(5) |
аг |
|
Уравнение кривой растяжения ВКМ примет вид |
|
е |
|
О—(Еf Vf-\-EmVm) Б Ет J "d'jnpdEy |
(6) |
о |
|
где EjVf + EmVm = E0 и соответствует модулю упругости ВКМ, опреде ляемому по правилу смеси. Сравнивая выражения (3) и (6), заклю чаем, что величина мгновенного падения напряжения dom непосред ственно связана со способностью матрицы к развитию пластического
течения:
е
От = Ещ ^ 'O'mpdE.
О
Анализ кривой растяжения значительно упрощается, если принять для вычисления мгновенного модуля упругости
Е0—Е ДЕ
Ео EQ
Тогда из уровнения (5) следует, что доля пластически деформирующе гося объема «мягкой» матрицы в каждое мгновение нагружения будет определяться выражением
устанавливающим линейную зависимость между Отр и |
. Поскольку |
Ео
максимальная величина '&mp=V m, то наибольшее падение модуля упру гости ВКМ будет равно
4 £ ' |
|
1 |
(7) |
Ео |
+ |
VfEf |
|
1 |
VmEnt |
|
Влияние повторных нагружений на закономерности развития не упругих процессов. Испытаниям на осевое растяжение подвергли плос кие образцы, вырезанные из листового ВКМ алюминий— бор с волок ном диаметром 100 мкм и объемной долей 0,23. Кривизна кривой рас тяжения ВКМ с высокопрочными хрупкими волокнами очень мала, поэтому целесообразно ее анализ производить по изменению первой
о do |
^ |
|
|
производной — , разбивая исследуемый участок на шесть-восемь сту |
|||
пеней: |
|
|
|
|
^ |
d o |
Ао |
|
Е |
= |
^ — - . |
|
|
dE |
Де |
Чтобы было удобнее сопоставлять между собой различные матери алы по их склонности к развитию неупругих деформаций, графики же
лательно строить в безразмерных координатах ^ — е и |
—е, как |
Ео |
|
это представлено на рис. 2. |
|
Первое нагружение ВКМ (неиагружавшегося ранее материала) по казывает высокий темп развития микропластических деформаций (кривая а). Модуль быстро приближается к своей минимально возмож ной величине [см. (7)], однако, как правило, не достигает его значе
ния. На рис. 2 уровень ( “ т=г) |
и соответствующее ему значение |
\Е /max
(®mp)max= Vm отмечены горизонтальной линией с наклонной штри ховкой.
Высокий темп роста дефекта модуля |
АЕ |
как и относительного |
|
Е |
|||
|
|
объема «мягкой» матрицы dmp, вошедшей в пластическое деформиро вание, можно объяснить наличием остаточных напряжений, которые в матрице (после охлаждения ВКМ) всегда являются растягивающими. Следовательно, начальный участок кривой растяжения реального ВКМ наиболее существенно отклоняется от прямой линии, что не согласу ется с утверждением, приводимым, например, в работах [1, 4].
Материал матрицы в межволоконном пространстве находится в сложном напряженном состоянии, особенно в непосредственной бли зости от границы волокна с матрицей, что ведет к сдерживанию тече ния материала матрицы в областях, прилегающих к волокну. Этим можно объяснить наличие некоторого объема матрицы («мертвой зоны»), не входящей в пластическое деформирование, даже при весьма высоких напряжениях, близких к разрушению ВКМ, относительный объем которого равен (Vm —timp). Из рис. 2 следует, что при е = 4-10_3 относительный объем «мертвой зоны» для исследуемого материала ра вен ~ 4 % .
Предварительное нагружение образца растягивающей нагрузкой приводит к резкому изменению сопротивления деформированию при повторных нагружениях (кривая б рис. 2).
Если первое нагружение прекратить по достижении деформации, соответствующей на рис. 2 отметке 1, и разгрузить образец, то при
повторном нагружении изменение кЕ и Отр будет следовать не кри
вой а, а кривой б, показывая, как видим, существенно большее сопро тивление развитию микропластических деформаций; однако при при ближении деформации к величине, достигнутой при первом нагружении,
закономерности изменения —=г и Отр вновь начинают следовать кри
вой а.
Такой результат можно объяснить тем, что при первом нагружении
(до отметки 1) в пластическое деформирование |
включился |
еще |
не |
|||
весь объем матрицы, а только часть его (45%). При разгрузке |
по этой |
|||||
части матрицы произойдет |
перераспределение |
внутренних |
напряжений |
|||
и остаточные напряжения |
в матрице изменят |
не |
только |
величину, |
но |
и знак, — они станут сжимающими [1], что будет способствовать по вышению сопротивления развитию микропластических деформаций, но только до деформации е = вь При продолжении нагружения (при e>Bi) дальнейший вход матрицы, не затронутой в процессе предварительного нагружения пластической деформацией, в пластическое деформирова ние будет осуществляться по прежнему закону, и зависимость '0'7Пр = = '0?пр(е) станет вновь следовать кривой а.
Если нагружение довести до отметки 2 (см. рис. 2), то объем плас
тически деформирующейся матрицы |
станет |
равным От р = 0,62. |
При |
||
повторном нагружении кривая а = а(е) |
вновь |
станет |
следовать кривой |
||
б, но будет теперь продолжаться уже |
до е = е2, и так |
далее (см. пози |
|||
ции 3—3' и 4—4'). Особенно показательным здесь |
является |
то, |
что |
||
при всех повторных нагружениях закономерность Отр = Отр(е) |
с весьма |
||||
хорошей для практики точностью следует линейной |
зависимости, |
т. е. |
$ тр = Се, и, следовательно, кривая растяжения а будет описываться параболической зависимостью вида
о = (Е / У/ + ЕтУт) е - ~ - г ° - .
Эта зависимость оказывается достаточно устойчивой при всех повтор ных нагружениях, если не приводит к структурным изменениям ВКМ. Уравнение (5) примет вид
E = - ^ - = ( E f Vf + EmVm) - C E mB. |
(8) |
аг |
|
Влияние повторных нагружений, приводящих к изменению в струк туре ВКМ. С целью более контрастного выявления влияния структур ных изменений, происходящих непосредственно 'в процессе нагружения образцов и отражающихся па ходе кривой растяжения, были исследо ваны ВКМ, получившие перед нагружением высокотемпературную обработку, приводящую к снижению их прочности и частичной дегра дации волокна [6]. При этом прочность ВКМ уменьшилась в два раза.
Г рафик зависимости |
ДЕ |
ДЕ_ |
(е) после предварительного нагруже |
|
Е |
Е |
|
ния, как в предыдущих случаях, с хорошей точностью представляет линейную зависимость до напряжения, соответствующего уровню пер вого нагружения (рис. 3). Однако каждое повторное нагружение на больший уровень напряжений, во-первых, приводит к уменьшению на чального модуля упругости Е0 и, во-вторых, способствует уменьшению сопротивления развитию микропластических деформаций. Объяснение этим эффектам нужно искать в структурных изменениях ВКМ, прохо дящих непосредственно в процессе нагружения.
Образование пористости в материале, внося дополнительные кон центраторы напряжений, будет способствовать развитию локальных
пластических деформаций, а следовательно, |
и увеличению параметра, |
||
и наклон кривой Е = Е(г) |
согласно уравнению |
(8) будет увеличиваться. |
|
У исследуемых образцов |
ВКМ, график зависимости Д£ |
Д£ ( s ко |
|
|
|
Т |
— Ё <е) |
торых представлен на рис. 3, величина параметра после третьей пере грузки увеличивается по сравнению с первой в 1,5 раза.
Рис. |
3. |
Графики занмеимости |
дефекта |
модуля £ — от относительной |
деформации е |
||
при |
поиториых |
нагружениях с постепенно увеличивающейся дефорЯ^чией |
(соответст |
||||
|
|
венно /—3) для ВКМ |
после высокотемпературного отжига (Г = 855 К). |
||||
Рис. |
4. |
График |
зависимости |
дефекта |
начального модуля упругости |
от |
параметра |
|
|
|
D/L для ВКМ алюминий—бор. |
|
|