Прочности композиции

Предел прочности композиций, армированных волокнами углерода и карбида кремния в зависимости от давления при пропитке, изменяется по кривой с максимумом. Давление необходимо для обеспечения полной пропитки детали и создания минимального взаимодействия, достаточного для достижения оптимальной прочности связи волокна с матрицей. Однако слишком высокое давление пропитки приводит к значительному разупрочнению волокна и снижению свойств.

где 1/в, 1/м — объемные доли волокна и матрицы соответственно. Это уравнение, называемое правилом смеси или аддитивности, широко используется для расчета прочности композиций, армиро-

Рис. 30. Экспериментальная зависимость нормированной прочности бор-рых волокон от толщины зоны для двух титановых композиций с различным пределом текучести: / — 42 кгс/мм2; 2—28 кгс/ммг

ИЗМЕНЕНИЕ ПРОЧНОСТИ КОМПОЗИЦИЙ Ti — 25% БОРНОГО ВОЛОКНА С ПОКРЫТИЕМ SiC (B/SiC) ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Существует интервал температур прессования, в котором понижение прочности борных волокон незначительно. Из сопоставления кривых на рис. 32следует,что понижение прочности композиций по мере повышения температуры прессования связано с разупрочнением волокон, которое обусловлено химическим взаимодействием. Особенно интенсивно это взаимодействие протекает при температурах выше 560° С. Пониженная прочность композиций, полученных при 480° С, обусловлена, по-видимому, недостаточно прочной связью между матрицей и волокном. Такая композиция работает как пучок параллельных волокон. Таким образом, для достижения максимальной прочности композиции в продольном направлении следует стремиться к созданию оптимальной связи: слишком прочная связь, обусловленная интенсивным химическим взаимодействием, нецелесообразна, так как при этом снижается прочность волокон; слабая механическая связь не обеспечивает надлежащей передачи касательных напряжений к волокнам. На поверхности вытравленных волокно бора обнаружен слой продуктов химического взаимодействия. На рис. 33 приведена серия микроструктур, полученных с помощью сканирующего микроскопа

Вторая причина может быть связана с улучшением связи между волокном и матрицей вследствие дополнительного химического взаимодействия в процессе термической обработки. Например, прорастание иглообразных кристаллов А1В2 в матрицу безусловно способствует улучшению связи между компонентами. Ситуация подобна той, которая возникает в полимерных композициях, армированных «вискеризованными» углеродными волокнами. Естественно, что степень химического взаимодействия не должна превышать некоторой «критической», после которой следует интенсивное разупрочнение борных волокон. Аналогичное изменение деформации до разрушения (прочности) композиций А1 — 45% В и А1 — 25% В и волокон, вытравленных из них после отжига при 500° С, было обнаружено Меткалфом и Клейном [50] (рис. 35). На первой стадии отжига (30 мин) деформация до разрушения волокон и композиции несколько повышается, затем следует стадия значительного разупрочнения, которое стабилизируется на уровне 50% от исходной прочности. Интересно отметить, что прочность

в процессе получения композиций и после изотермических отжигов изменяется не только средняя прочность волокон ст, но и ее дисперсия S-, поэтому параметры распределения прочности, необходимые для расчета прочности композиций по статическим теориям, следует определять для волокон, извлеченных из композиции.

Средний уровень прочности композиций, содержащих 30— 40 об. % волокон и полученных по разным режимам, составляет 40—60 кгс/мм2, При низких и умеренных температурах

Получение композиционного материала методом горячего прессования в вакууме также описано в работе [178]. Для улучшения прочности связи матрицы с волокном и с целью исключения возможности образования на поверхности раздела углеродное волокно—алюминий карбида алюминия на поверхность углеродных волокон наносили слой меди толщиной 0,2—0,4 мкм. Исходные волокна имели предел прочности 200 кгс/мм2, плотность 1,73 г/см3; средний диаметр отдельных волокон был равен 8 мкм. Материал получали в вакууме 2—5-Ю"5 мм рт. ст. при температуре 620—650° С и времени выдержки 30—120 мин прессованием пакетов из чередующихся слоев алюминиевой фольги и однонаправленного углеродного волокна с медным покрытием. Предел прочности композиций, содержащих 10—15 об. % волокон, был равен 23—32 кгс/мм2, а композиций с 20—40 об. % волокон — 35—48 кгс/мм2. Микрорентгеноспектральное, электронно-микроскопическое исследования композиций, а также исследсвание в растровом электронном микроскопе не обнаружили повреждений углеродных волокон.

Горячим прессованием смеси, состоящей из порошка металла и нитевидных кристаллов, и последующей горячей прокаткой прессованных брикетов получали композиционные материалы на основе меди, упрочненной нитевидными кристаллами карбида кремния и окиси алюминия 1187]. Маты ьз смеси порошка меди и нитевидных кристаллов SiC или А12О3 получали так же, как в случае алюминиевой матрицы, фильтрованием. Прокатку го-рячепрессованных брикетов осуществляли при температуре 500° С на двухвалковом стане со степенью обжатия 10% за проход и пятиминутным повторным нагревом между проходами. Содержание нитевидных кристаллов карбида кремния в таких композициях составляло 10 об. %, а кристаллов окиси алюминия 10— 20 об. %. Из брикетов толщиной 3,17 мм после прокатки получали листы толщиной 0,4 мм. Температура горячего прессования композиций с кристаллами SiC была равна 600 и 800° С при давлении 140—420 кгс/см2, а композиций с 10 об. % кристаллов А12О3 — 800° С, с°20 об. % А12О3 — 1000° С при давлении 280 и 420 кгс/см2 соответственно. Предел прочности композиций медь — 10 об.% нитевидных кристаллов SiC после прокатки был равен 20— 25 кгс/мм2, а композиций медь — 10 об. % нитевидных кристаллов А12О3 — 30—33 кгс/мм2. Прокатку композиции с 20 об. % нитевидных кристаллов окиси алюминия проводили при температуре 850° С. В этом случае горячепрессованный брикет помещали в пакет из коррозионно-стойкой стали, вакуумированный и заваренный электронно-лучевой сваркой. Пакет прокатывали на прокатном стане с обогреваемыми валками. Обжатие за один проход было равно 10%, время нагрева между проходами 5 мин.

На уровень прочности композиций оказывают влияние объемное содержание частиц упрочнителя, степень дисперсности и расстояние между частицами. Сопротивление увеличивается с уменьшением расстояния между частицами согласно формуле Орована:

Рассмотрим прочностные свойства материалов, полученные на базе сапфировых усов (табл. 25). Можно видеть, что прочность композиции ниобий — сапфировые усы в 4 раза выше прочности ниобия. В той же таблице приведены данные по прочности композиции медь — вольфрамовая проволока. И в данном случае прочность получаемого материала достаточно высока.

В зависимости от соотношения объемных долей матрицы VM и волокон VB, а также их деформаций до разрушения ев и ем могут представиться четыре случая, два из которых приводят к однократному, а два к множественному разрушению [118]. На рис. 4, а показана графическая зависимость прочности композиции от объемного содержания волокон в пластичной металлической матрице. Отметим характерные точки на графике: а„ — предел прочности матрицы; 0м — напряжение течения матрицы в момент разрыва волокон; ст5 — предел прочности волокон; Vmln, VKp — минимальная и критическая объемные доли волокон. При объемных долях волокон V < Vmin композиция разрушается в результате множественного разрыва волокон и имеет такую диаграмму деформации, как показано на рис. 3, б. Напротив, при V > Vmin разрушение композиции происходит однократным разрывом волокон. Обратная картина наблюдается в случае армирования хрупких керамических матриц пластичными волокнами. В этом случае деформация до разрушения матрицы ем меньше, чем деформация до разрушения волокон вв (рис. 4, б). Здесь 0„ и а° имеют такое же значение, что и в предыдущем случае, а а'в — напряжение в волокнах при деформации разрушения матрицы. При объемных долях V > Vmla в матрице наблюдаются многочисленные микротрещины, но композиция все еще сохраняет свою целостность. Когда V < Fmin, то разрушение композиции происходит после первого разрыва волокна.

Рис. 4. Зависимость прочности композиции от объемной доли хрупких волокон в пластичной матрице (а) и пластичных волокон в хрупкой матрице (б)

На рис. 5 показана зависимость прочности композиции от угла Э в соответствии с указанными выше уравнениями. Существует

ность композиции резко понижается при увеличении 0. Следует отметить, что прочность связи между волокном и матрицей существенно влияет на ориентационную зависимость прочности композиции.

Особо необходимо остановиться на поперечной прочности композиции. Используя формулу (22) при 0 = 90°, получаем о^ = = OM- Однако вследствие того, что матрица в этом случае находится в стесненном состоянии, вводят поправочный коэффициент 1,15. Таким образом, в случае прочного сцепления волокон с матрицей поперечная прочность композиции 0к = 1,15(Тм.

Рис. 5. Ориентационная прочности композиции

В композициях на основе титана и его сплавов, армированных волокнами бора, карбида кремния, двуокиси алюминия, отсутствует проблема физической совместимости, так как коэффициенты линейного расширения титана (аТ1 = 8,4-10~8 ''С"1) и указанных волокон (ав = 6,3- 1СГ60 С"1) различаются несущественно с точки зрения внутренних остаточных напряжений. Однако химическая несовместимость компонентов является главной причиной, по которой в настоящее время отсутствуют высокопрочные титановые композиции, способные конкурировать с обычными титановыми или никелевыми сплавами даже по удельной прочности.

В табл. 11 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 ог°/а2о, где о? — средняя прочность волокон (композиции) после отжига при температуре Т в течение времени т, а 020 — исходная средняя прочность при комнатной температуре. Уже после 30-минутного отжига нормированная прочность композиции составляет 65% ив дальнейшем мало изменяется, несмотря на увеличение толщины слоя диборида титана с 7000 и до 100 000 А. Деформация волокон после 30-минутного отжига составляет 0,27% и близка к деформации разрушения массивного TiB2.

ИЗМЕНЕНИЕ НОРМИРОВАННОЙ ПРОЧНОСТИ КОМПОЗИЦИИ Ti — 25% В ПОСЛЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ ОТЖИГОВ ПРИ 870° С [50]

хотя толщина слоя продуктов реакции растет с 500 до 38 000 А. Неожиданным оказалось высокое значение относительной прочности — 0,94 после 10-часового отжига. Низкое удлинение до разрушения волокон (0,35%) и толстый слой продуктов взаимодействия (38000 А) свидетельствуют об интенсивном взаимодействии между матрицей и волокнами SiC. Вероятнее всего, сохранение высокой прочности композиции связано с упрочнением матрицы вследствие растворения в ней углерода. На это указывает также и повышение модуля упругости композиции.

Рекомендуем ознакомиться:

Представляется применение

Применением технологических

Применением универсальных

Применение электрошлаковой

Применение электронно

Применение антифрикционных

Применение аустенитных

Применение дифференциальных

Меню:

Главная страница Термины