纤维增强钛基复合材料横向拉伸性能数值模拟

为研究SiC/Ti-6AL-4V纤维增强钛基复合材料在横向拉伸载荷下的力学特性,建立了三维细观有限元模型;利用ANSYS软件接触单元和内聚力材料模型,对其制备残余热应力及横向拉伸载荷下的界面脱粘、基体失效进行了数值模拟。结果表明:考虑界面材料属性的细观力学有限元单胞模型,可较好地模拟纤维增强钛基复合材料在横向拉伸载荷下的界面脱粘、基体失效;横向拉伸载荷下,复合材料基体细观结构内部应力分布不均导致基体材料利用率下降,是造成复合材料横向强度低于基体材料强度的主要原因。     

连续SiCf/TC17复合材料室温偏轴拉伸性能研究

采用磁控溅射法结合热等静压工艺制备SiC_f/TC17复合材料,通过SEM观察试样的断口形貌,研究了复合材料在室温的偏轴拉伸性能及断裂机制。结果表明：纤维偏轴角度在0°~2°间,复合材料轴向性能变化较小,拉伸强度稳定在1 960~1 987 MPa;纤维偏轴角度再增大时（＞2°）,材料拉伸强度近似呈单调线性降低,由1 870 MPa降至1 797 MPa。纤维偏轴角度较小时（≤2°）,平坦区基体与纤维断裂面平整,且两者的断裂面平行。纤维/基体界面没有明显的脱粘破碎迹象;纤维偏轴角度较大时（＞2°）,部分纤维存在“斜切断裂”,纤维拔出距离变长,且不再与基体的断裂面保持在同一平面,基体撕裂损伤严重。依据断口形貌结合局部承载模型,详细论述了SiC_f/TC17复合材料两种拉伸失效的断裂过程。纤维偏轴角度较小时（≤2°）,裂纹萌生于纤维间距较小的反应层,在界面处钝化或偏转进而形成不同截面的平坦区,当纤维超过承载能力极限,试样整体断裂;纤维偏轴角度较大时（＞2°）,“拉-剪”耦合效应导致C涂层与反应层间的界面脱粘破碎形成裂纹源,裂纹加速反应层受损或导致界面脱粘致使纤维断裂,当基体及剩余纤维超过承载能力极限,试样整体断裂。     

纤维增强钛基复合材料结构强度计算模型建立与修正方法

为了对SiC纤维增强钛基复合材料结构强度进行准确预测,基于宏-细观力学跨尺度分析方法,对复合材料强度进行计算。建立了复合材料层合板的有限元仿真计算模型,对复合材料层合板在横向拉伸与压缩载荷作用下的损伤演化及失效强度进行预测,并进行试验验证。建立细观力学代表体积元（RVE）模型,对模型施加周期性边界条件,实现横向拉、压载荷下基体的应力集中系数以及失效强度的计算。考虑结构实际受载中,复合材料的界面开裂对横向强度的影响,对模型进行修正,分析界面开裂的过程,计算修正后模型的应力集中系数以及失效强度,修正后的模型预测精度提升6.51%,与试验值误差为24.17%,验证了纤维增强复合材料强度计算方法的有效性。     

SiC/TC4复合材料横向拉伸应力集中系数的表征及试验验证

针对纤维均匀排布的单向纤维增强复合材料在横向拉伸荷载下基体产生应力集中的问题,提出了横向拉伸荷载下基体应力集中系数的表征方法。基于复合材料细观力学理论,通过编写程序在代表体积元(Representative Volume Element, RVE)模型上施加周期性边界条件,实现了单、双轴横向拉伸荷载下基体应力集中系数的计算,并通过单向纤维增强SiC/TC4复合材料板的横向拉伸试验验证了所建模型的有效性。利用所建模型计算不同纤维体积分数、材料组分以及温度条件下基体应力集中系数并分析其影响规律。计算结果表明:单轴横向拉伸应力集中系数随着纤维体积分数的增加而增大,双轴横向拉伸应力集中系数随着纤维体积分数的增加呈现出先减小后增大的趋势;在20℃～500℃区间内,单轴横向拉伸应力集中系数最大可达2.8,双轴横向拉伸应力集中系数最大达2.4。     

应用桥联理论与有限元模型的航空复合材料结构失效分析

桥联理论是一个近年来发展迅速的细观力学理论,它仅需纤维和基体材料的力学性能即可预报复合材料的响应。考虑基体应力集中系数与界面脱粘的影响后,大幅提高了复合材料破坏与强度的预报精确度。本文通过商业有限元（FE）软件ABAQUS的二次开发功能,将桥联模型的最新发展编写入UGENS子程序,并对复合材料单层板、层合板以及航空航天工业常见的T型接头复杂结构进行了有限元强度分析,并与实验结果进行对比,结果吻合良好。     

单向SiC/SiC复合材料拉伸行为模拟研究

理解单向SiC/SiC复合材料在拉伸过程中的损伤破坏机制对掌握SiC/SiC复合材料的力学行为有着至关重要的意义。本文构建了一个单向SiC/SiC复合材料微观二维有限元模型,基于强度判定模拟纤维随机断裂过程;基于内聚力模型模拟界面脱粘现象;特别针对基体裂纹现象,通过均匀质方法和断裂能释放率建立了基体的连续介质损伤模型。结果显示,模型成功模拟了单向SiC/SiC复合材料在拉伸过程中的微观破坏机制和宏观力学行为。基体裂纹、纤维断裂、界面脱粘这3种微观破坏机制之间共同作用、相互影响,最终造成了材料整体的失效。本文中获得的结果将有助于进一步理解单向SiC/SiC复合材料拉伸行为,有利于材料性能的提高。     

含界面脱粘三维五向编织复合材料单向拉伸损伤失效机理研究

建立了含界面脱粘的三维五向编织复合材料单向拉伸损伤分析有限元模型.将Tsai-Wu强度准则用于纤维束损伤判断并确定材料失效模式,结合Murakami损伤张量表征材料各向异性损伤,根据失效模式进行材料性能退化;界面相和基体分别采用Quads准则和Mises准则作为失效判据,引入刚度折减;建立了五向编织复合材料的损伤预测模...     

复合材料界面的表征——单丝力学方法

本文评述了表征复合材料界面的各种单丝力学方法对于不同纤维/树脂复合材料体系的适用性。其中包括单丝拔出试验、单丝界面剪切和横向拉伸脱粘强度测定、单丝的临界长度测量、单丝界面剪切破坏能测量、微脱粘试验等方法。     

单向玻璃纤维增强树脂基体复合材料拉伸失效机理

应用ANSYS有限元商用软件,建立单向玻璃纤维增强树脂基体复合材料轴对称平面Whitney和Riley分析模型,利用非线性有限元分析方法,研究该类复合材料纤维长径比变化对材料整体力学行为的影响,同时研究该类复合材料中纤维与基体界面结合强度分布形式对材料破坏方式的影响。研究表明:纤维在基体中的埋深长度与基体对纤维包裹厚度应保持在一个最佳范围,高过一定值后增强作用几乎不再增加,过低又不能保证复合材料足够力学性能;随着纤维与基体上端界面结合强度增加,纤维界面上端正应力绝对值出现最大值,并且纤维界面上下端正应力转化为压应力,因此材料的断裂位置为上端加持部位附近,下端加持部位附近没有出现界面脱粘现象;随着纤维与基体下端界面结合强度的增加,纤维界面下端正应力绝对值出现最大值,并且纤维界面上下端正应力转化为分离力,因此材料断裂位置为材料下端加持部位附近,上端加持部位附近出现纤维与基体脱粘现象。     

界面层参数对陶瓷基复合材料单轴拉伸行为的影响

采用细观力学方法研究了界面层参数对陶瓷基复合材料单轴拉伸行为的影响.在剪滞模型基础上提出了考虑界面相与界面层效应的力学简化模型,结合临界基体应变能准则、最大剪应力准则、临界纤维应变能准则确定基体裂纹间距、界面脱黏长度和纤维失效百分数,对考虑界面层影响的陶瓷基复合材料拉伸应力-应变曲线进行了模拟,讨论了界面层体积分数、弹性模量及泊松比对拉伸行为的影响,并与试验结果进行了对比,发现考虑界面层及界面相的影响时,界面脱黏和纤维失效段应力-应变曲线与试验数据更接近,预测效果更好.      

SiC／Ti-153复合材料界面与性能研究

对带(B4C C)涂层的SiC纤维增强Ti-153复合材料的界面反应进行热力学分析,并对界面反应层做能谱成分分析及X-射线衍射结构分析.结果表明,界面反应层为TiC,TiB2和TiB相的组合物.采用不同的热压工艺制备复合材料并分别进行拉伸实验及扫面电镜观察,从而得出不同界面结合状态与拉伸性能之间的关系.对经不同时间的热处理具有不同界面反应层厚度的复合材料进行拉伸实验,结果表明,随着反应层厚度的增加复合材料性能下降.     

碳-铝复合材料低应力破坏原因探讨

本文主要就碳-铝复合材料的纵向抗拉强度低于混合律估算值,纤维的增强作用不能充分发挥,发生低应力破坏的原因进行探讨。研究了M40/LD_2,T300/LD_2,上碳/LD_2等碳-铝复合材料经液氮深冷—150℃冷热循环处理和不同温度加热真空处理,产生不同程度的界面反应和界面状态所引起抗拉强度的变化。分析探讨碳-铝复合材料发生低应力破坏的原因。 试验结果表明碳-铝复合材料在制备过程中发生不同程度的界面反应,造成碳纤维损伤,生成界面反应层,使纤维与铝基体的界面结合增强。过强的界面结合使裂纹易于向碳纤维内部扩展,造成脆断。界面结合强弱对碳-铝复合材料的破坏过程和抗拉强度有重要影响,控制碳纤维与铝基体的界面结合是获得高性能碳-铝复合材料的关键。通过适当的处理改善界面结合状态可使M40/LD_2复合材料抗拉强度提高25～40％。     

混杂碳／碳复合材料超高温拉伸断裂模式

通过电子扫描电镜 (SEM)研究了混杂碳 /碳复合材料的组分微结构形态、内部微缺陷产生的原因以及随温度升高的演化规律 ,结合超高温拉伸试件断口的形貌分析 ,揭示了超高温条件下混杂碳 /碳复合材料的断裂机理。在温度和载荷载的作用下 ,基体内的孔洞和微裂纹逐渐融合、扩展、长大 ,纤维 /基体界面结合减弱、脱开 ,形成大的裂纹并沿着纤维 /基体界面迅速扩展 ,使得材料的性能退化 ,最终在某薄弱截面破坏     

单向陶瓷基复合材料单轴拉伸强度研究

采用细观力学方法对单向纤维增强陶瓷基复合材料单轴拉伸强度进行研究.采用剪滞模型描述复合材料出现损伤后的细观应力场,结合基体随机开裂模型、断裂力学界面脱黏准则确定基体裂纹间距及界面脱黏长度.当基体裂纹达到饱和后,假设纤维强度服从威布尔分布,完好纤维和断裂纤维承载满足总体载荷承担法则,采用纤维随机失效模型确定继续加载过程中纤维断裂概率及断裂位置,当纤维承载达到最大时,复合材料失效.讨论了基体威布尔模量和特征强度、纤维/基体界面剪应力和界面脱黏能、纤维威布尔模量和特征强度对纤维失效,进而对复合材料拉伸失效强度的影响.与试验数据对比表明:提出的模型是有效的.      

Ti合金与SiC_p/Al复合材料在无压浸渗同步复合过程中的相容性

采用熔铝无压浸渗复合工艺在高体份SiCp／Al复合材料制备过程中同步复合Ti合金零部件（圆柱体）,研究了这种跨宏-微观尺度、超混杂铝基复合材料的微观组织及性能,特别是SiCp／Al复合材料与Ti合金零部件之间的相容性。结果表明,复合材料性能优异、组织致密,SiC颗粒分布均匀、无偏聚现象。SiCp／Al复合材料与Ti合金之间的界面结合非常紧密,Ti元素向铝合金基体一侧有一定距离的扩散,并且出现了可增强界面结合的连续、无缺陷的界面反应物薄层,SEM和XRD分析表明界面反应产物为Al2Ti,界面剪切强度超过200MPa,完全可以满足在复合材料中的Ti合金零部件处加工装配孔的要求。     

纤维增强陶瓷复合材料中桥接裂纹问题的等效杂质模型分析

1.引言 纤维增强陶瓷复合材料承受沿纤维方向单向拉伸载荷时,基体出现纤维桥接(bridging)裂纹现象。本文将用微观力学方法来研究这种桥接裂纹问题,改进和应用有关的杂质理论,取各向异性复合材料模型,考虑裂纹内桥接纤维离散分布建立某种等效杂质模型进行分析,通过Griffith能量准则还可推导基体开裂强度     

弱界面粘结对复合材料有效性能的影响

采用非线性弹簧元模拟界面,用细观力学有限元法计算分析了不同界面特性下弱界面粘结的纤维增强金属基复合材料的宏细观性能。并考虑了3种不同的界面模型。结果表明弱界面粘结的存在使复合材料宏观性能下降。在常响应界面情况下,复合材料横向拉伸应力-应变曲线存在明显的转折点,对应于界面分离的起始点,转折点的位置取决于界面粘结强度。当存在渐进适应界面时,复合材料横向拉伸应力-应变曲线存在3个阶段。      

叠层穿刺CF/Al复合材料准静态拉伸力学行为与失效机制

针对新型的叠层穿刺碳纤维织物增强铝基复合材料（CF/Al复合材料）,通过细观力学数值模拟与实验结合的方法研究了其在准静态拉伸载荷作用下的渐进损伤与断裂力学行为。复合材料经向拉伸弹性模量、极限强度与断裂应变的实验结果分别为129.61 GPa、630.14 MPa和0.75%,细观力学模型预测误差分别为-9.41%、7.57%和1.33%,均匀化计算的宏观应力-应变曲线与实验曲线总体上相符。经向拉伸变形初期首先出现经/纬纱交织处基体合金的局部损伤,随着拉伸应变量的增大依次发生纬纱和穿刺纱的横向开裂,拉伸变形后期基体合金与经纱失效引起宏观应力-应变曲线的急剧下降,复合材料拉伸断口表现为经纱轴向断裂及纬纱和穿刺纱横向开裂共存的形貌特征,纤维拔出和基体断裂导致的经纱轴向断裂是诱发复合材料最终失效的主要机制。     

平纹编织C/SiC复合材料在室温和高温环境下的拉伸行为

通过单向拉伸试验,对比研究平纹编织C/SiC陶瓷基复合材料在室温和高温(1300℃,包括惰性气氛和湿氧气氛)环境下的宏观力学特性,并采用光学显微镜和扫描电镜对试件断口进行显微观察,分析其损伤模式和破坏机理。结果表明:C/SiC复合材料的室温和高温拉伸行为通常表现为非线性特征,在低应力时就开始出现损伤;纤维与基体之间界面滑行阻力的降低使C/SiC复合材料在高温惰性气氛环境下的拉伸强度和破坏应变均比室温下的高;碳纤维的氧化严重影响材料的承载能力导致高温湿氧环境下的拉伸强度和破坏应变均比室温下的低;C/SiC复合材料室温和高温下的拉伸均呈现韧性断裂,断口较为相似,只是纤维拔出长度和断口的平齐程度有所不同,其中高温惰性气氛环境下纤维拔出最长,高温湿氧环境下试件断口有明显的被氧化痕迹;0°纤维束表面基体开裂、明显的层间分层以及0°纤维和纤维束的拔出和断裂同时携带90°纤维束拔出是C/SiC复合材料在室温和高温下的拉伸破坏机理。     

Multiscale modeling of mechanical behavior and failure mechanism of 3D angle-interlock woven aluminum composites subjected to warp/weft directional tension loading

The mechanical behavior and progressive damage mechanism of novel aluminum matrix composites reinforced with 3D angle-interlock woven carbon fibers were investigated using a multiscale modeling approach. The mechanical properties and failure of yarns were evaluated using a microscale model under different loading scenarios. On this basis, a mesoscale model was developed to analyze the tensile behavior and failure mechanism of the composites. The interfacial decohesion, matrix damage, and failure of fibers and yarns were incorporated into the microscopic and mesoscopic models. The stress–strain curves and fracture modes from simulation show good agreement with the experimental curves and fracture morphology. Local interface and matrix damage initiate first under warp directional tension. Thereafter, interfacial failure, weft yarn cracking, and matrix failure occur successively. Axial fracture of warp yarn, which displays a quasi-ductile fracture characteristic, dominates the ultimate composites failure. Under weft directional tension, interfacial failure and warp yarn rupture occur at the early and middle stages. Matrix failure and weft yarn fracture emerge simultaneously at the final stage, leading to the cata-strophic failure of composites. The weft directional strength and fracture strain are lower than the warp directional ones because of the lower weft density and the more serious brittle fracture of weft yarns.