Деформируемый титановый

Закономерности стадии II важны с практической точки зрения, поскольку, как правило, именно этой -стадии отвечают условия эксплуатации композитов. Если композит нагрузить до стадии II, а потом разгрузить, то волокна будут растянуты, а матрица сжата. Стадия III имеет место лишь в случае, когда упрочн'итель может деформироваться пластически.

будет деформироваться пластически, поскольку деформация матрицы, соответствующая пределу текучести, меньше деформации разрушения волокна. По существу, волокно как бы заключено в пластичную оболочку длиной 2гу, что показано схематически на рис. 15. Согласно механизму Олстера и Джонса [31], вся энергия волокна в зоне пластической деформации входит в вязкость разрушения композита. Их аргументация вкратце сводится к тому, что энергия деформации в данной области возвращается в систему неполностью и действует противоположно удлиненной «оболочке» матрицы. Авторы пришли к выводу, что в первом приближении вклад в вязкость эквивалентен энергии упругой деформации, накопленной на отрезке волокна, заключенном в пластической зоне к моменту разрушения волокна. Таким образом, волокно в пластичной оболочке находится в состоянии почти равномерного растяжения, и энергия деформации составляет

Гувер и Гертцберг [32] изучали усталость образцов с надрезом эвтектического композита Ni—Ni3Nb. Эта система была выбрана для исследования потому, что обе ее фазы могут деформироваться пластически [1, 21, 33] (упрочняющая фаза деформируется двойникованием в плоскостях типа {211}). В противоположность системе А1—Al3Ni, усталостные трещины в сплаве Ni—Nb пересекают пластины Ni и NisNb .при всех исследованных уровнях напряжения. При высоких циклических напряжениях распространение трещины облегчается образованием двойников в NisNb и последующим растрескиванием впереди фронта главной трещины (рис. 18). Разрушение в Ni-фазе происходит с образованием бороздок. При среднем уровне напряжений образование бороздок в Ni-фазе и растрескивание по границам двойников в NiaNb происходят примерно с одинаковой скоростью. Число двойников деформации в NisNb, образующихся вдали от плоскости магистральной трещины, резко сокращается с уменьшением напряжения. И наконец, при низких напряжениях не видно добавочных двойников помимо тех, которые непосредственно вовлечены в продвижение фронта трещины. Может оказаться, что концентрация напряжения на кончике трещины такова, что образуется всего лишь один двойник в пластине NisNb, но и его достаточно для того, чтобы проложить путь растущей трещине.

Разрушение и усталость композиционных материалов — это, очевидно, одна из наиболее спорных и, несомненно, одна из наиболее важных областей технологии, требующая исследования и понимания, когда этот класс материалов необходимо использовать — например, при создании конструкций. Применение методов линейной механики разрушения к этим материалам ограничено не только из-за анизотропии и неоднородности структуры композитов, но также из-за способности отдельных компонентов деформироваться пластически. Кроме того, механизмы повреждения композитов совершенно отличны от механизмов повреждения однородных и изотропных материалов, и, таким образом, основные понятия и допущения, которые применимы к более простым материалам, здесь несправедливы. В этом томе я попытался объединить исследователей различных специальностей для обсуждения и обобщения основных понятий, теорий и экспериментов, разработанных до настоящего времени, в целях лучшего понимания разрушения и усталости композитов.

неровности с малыми шагами будут деформироваться пластически, а с большими шагами — упруго. Однако это зависит от условий нагружения и свойств материала, а не только от одних относительных шагов неровностей. Очевидно, что в данной конкретной обстановке оптимальное качество продукции может быть обеспечено нормированием «спектра неровностей», т. е. физически обоснованным нормированием тех или иных сочетаний шагов и высот неровностей. Числовые значения параметров не следует жестко связывать с шагами неровностей посредством базовой длины. Жесткая привязка базовых длин к определенным значениям параметров неровностей может затруднить достижение требуемых из соображений качества изделий уровней показателей неровностей поверхности.

Из-за большой разницы коэффициентов теплового расширения алюминиевых сплавов и стали или чугуна монометаллические вкладыши из алюминиевого сплава, установленные в стальной или чугунный корпус (наиболее распространенная конструкция подшипника), при рабочих температурах могут иметь высокие внутренние напряжения сжатия, тем большие, чем выше температура (см. табл. 77—78). При некоторой критической температуре внутренние напряжения могут достигать предела текучести материала (при условиях, зависящих от посадки, геометрических размеров, прочности сплава и разницы в коэффициентах теплового расширения корпуса и вкладыша) и вкладыши начнут деформироваться пластически. Вследствие этого при последующем охлаждении вкладышей внутренний диаметр их уменьшается против начального, что приводит к опасному уменьшению или исчезновению зазора между валом и вкладышами. Величина критической температуры, как показали расчеты и экспериментальная прогерка, обратно пропорциональна пределу текучести материала, что и привело к распространению наиболее прочных алюминиевых сплавов в начальный период промышленного применения алюминиевых антифрикционных сплавов.

Пластичность металла, т. е. свойство большинства технических металлов (сплавов) деформироваться пластически под нагрузкой, в общем случае характеризуется относительным остаточным удлинением 6 и относительным сужением площади (начального) сечения гр при разрыве образца. Величины 6 и г) выражают в процентах.

Деформации волокон и матрицы редко равны, так что для хрупких волокон в упругой матрице, например, для композиционного материала керамика - керамика величина ом* задается отношением: стм*=ав?'м/?'в, где ?м, ?в - модули упругости матрицы и волокон. Для матрицы, способной деформироваться пластически, например, металлической, более подходящим параметром при расчете <зм* является предел текучести.

Указанные изменения приводят к тому, что пластические характеристики металла или сплава уменьшаются, а прочностные свойства (предел текучести, предел прочности) возрастают. Важно отметить, что при холодной деформации изменения свойств металлов и сплавов накапливаются по мере увеличения степени деформации. Это приводит к тому, что при достижении определенной суммарной деформации металлы и сплавы теряют способность деформироваться пластически, начинают разрушаться.

Поведение УД материалов часто определяется процессами на границе частиц или зерен. Например, нанокерамика может деформироваться пластически достаточно заметно за счет скольжения по границам. Эта

кратного нагружения наклепываются и при повторных нагрузках, не превышающих первоначальную, деформируются вполне упруго. Пластическая деформация выступов микронеровностей и их взаимное внедрение начинаются при среднем давлении на контакте, равном примерно утроенному пределу текучести материала. Предельное среднее давление на площадях фактического контакта с учетом упрочнения материала в процессах пластической деформации достигает двух-, трехкратного значения его твердости при вдавливании. При этом давлении материал под контурной площадкой, деформировавшийся до того упруго, начинает деформироваться пластически, в результате либо увеличиваются размеры площадки за счет частичного погружения находящихся в контакте выступов и поднятия других с вступлением их в контакт, либо возникают новые контурные площади контакта. Полное погружение выступов в пластически деформированную основу не наблюдается. После деформации, даже сильной, шероховатость поверхностей лишь несколько видоизменяется. Малые неровности пластически деформируются по своей высоте в той же пропорции, в какой пластически деформируется материал, лежащий под выступами (рис. П10). Аналогичное явление наблюдалось и у меди, подвергнутой сильному наклепу. /-*"""" ТТлощадь фактического контакта поверхностей -состоит из мно-I жества дискретных малых площадок, расположенных на_различных \ высотах пятна касания в местах наиболее полного сближения поверхностей. Между площадками касания тел имеются соединенные между собой или закрытые микрополости, заполненные воздухом или другой газовой средой, смазочным материалом, продуктами износа и т. п.

Деформируемый титановый сплав марки ВТЗ относится к сплавам системы титан—алюминий — хром. Химический состав сплава приведен в табл. 10.

Деформируемый титановый сплав марки ВТЗ-1 относится к сплавам системы титан — алюминий — хром — молибден.

Деформируемый титановый сплав марки ВТ4 относится к системе титан — алюминий — марганец. Химический состав сплава приведен в табл. 10.

Деформируемый титановый сплав марки ВТ5 относится к сплавам системы титан — алюминий.

Деформируемый титановый сплав марки ВТ6 относится к сплавам системы титан — алюминий — ванадий.

Деформируемый титановый сплав марки ВТ8 относится к сплавам системы титан — алюминий — молибден. Химический состав сплава приведен в табл. 10,. механические и физические свойства — в табл. 11. Сплав ВТ8 предназначен для изготовления кованых и штампованных деталей и является наиболее жаропрочным из приводимых в данной статье сплавов. Механические свойства сплава ВТ8 при повышенных температурах приведены в табл. 21.

/, 2, 3, 4, S — деформируемые алюминиевые сплавы В95, Д16, В91, АВ, АДЗЗ соответственно; в — деформируемый магниевый сплав ВМ65-1; 7 — литейный магниевый сплав МЛ5; S — деформируемый титановый сплав ВТЗ-1 (правая шкала).

Деформируемый титановый сплав марки ВТЗ относится к сплавам системы титан—алюминий — хром. Химический состав сплава приведен в табл. 10.

Деформируемый титановый сплав марки ВТЗ-1 относится к сплавам системы титан — алюминий — хром — молибден.

Деформируемый титановый сплав марки ВТ4 относится к системе титан — алюминий — марганец. Химический состав сплава приведен в табл. 10.

Деформируемый титановый сплав марки ВТ5 относится к сплавам системы титан — алюминий.