变频器的电机辨识

作者:xingyang                         时间：2010-12-02

轴承及轴承相关技术文章（轴承型号查询网提供） 关键字：轴承,C/C复合材料 断裂韧性 断裂功 测试 表征 尽管线弹性断裂力学LEFM在各向同性材料中扮演了一个十分重要的角色［1～4］，但是线弹性断裂力学却没有涉及材料的物理过程以及临界断裂机理。在线弹性断裂力学的领域里，缺乏微观结构的讨论，正因为LEFM缺乏断裂机理，因而给纤维增强复合材料的断裂韧性的表征带来了极大的困难和混乱。所以复合材料断裂力学应运而生［5］。　　复合材料常因其内在缺陷尺寸的不同而表现出不同的断裂模式。当缺陷尺寸小于某一临界值时，缺陷并不扩展，材料以总体损伤模式(General Damage)破坏；当缺陷尺寸大于某一临界值时，材料将以裂纹扩展模式(Crack Propagation)破坏。　　复合材料裂纹扩展具有非共线性。由于纤维的强度远高于基体和界面强度，因而当裂纹遇到纤维和界面时，往往是界面先被破坏，而使裂纹出现分散，转而沿着界面方向扩展。总之复合材料的裂纹扩展过程实际是复合型的扩展过程。　　此外，复合材料断裂还具有多重开裂以及断裂强度的统计性等特点［6］。Waddoups等人采用Irwin的塑性区修正系数的方法单纯地把损伤区L加到裂纹长度上，并把KIC和L作为容易处理的参量并用实验来确定。他们根据个别材料所测的数据来确定这两个参量与其公式相符合的结论，提出线弹性断裂力学可以应用于复合材料，但他们没有考虑到实际的裂纹尖端几何形状对于复合材料十分重要［7］。为了摆脱LEFM自相似性裂纹扩展的限制，Harrison对在裂纹平面内的裂纹扩展假设了不同的能量释放率Gx、Gy，但困难在于计算非自相似性裂纹扩展的能量释放率，此外，这种方法仅限于在单向纤维复合材料的应用［8］。可以看出，20多年来，复合材料断裂力学有了长足的发展，阐明并解决了一大批问题，但是尚需对复合材料更深层次的研究和理解。由于缺乏可以信赖的实验数据，至今大多数复合材料断裂力学模型仍建立在假设的基础之上。由于C/C复合材料的多样性和复杂性，往往使理论计算遇到极大的困难，有时甚至无法解答。在这种情况下，测试方法成为解决问题的主要手段，同时要想在C/C复合材料断裂韧性方面进一步取得进展，也有赖于试验提供科学依据。在现阶段里，由于测试技术迅速发展和试验方法的通用性、直观性和模拟性等优点，都使测试技术成为无可取代的有力工具。1　C/C复合材料断裂韧性的测试　　有关C/C复合材料断裂韧性方面的论文资料目前尚不多见，只能从少量的文献中了解部分C/C复合材料KIC值，见表1［9～13］。　　从表1中可以看出，C/C复合材料KIC与增强体碳纤维的组成以及铺成顺序、方向等有极大的关系；其次也与测试方法、试样尺寸、a/w(缺口厚度与试样厚度之比)值、加载速率以及温度等各种因素有不可分割的联系。 表1　各种C/C复合材料的KIC值Table 1　Fracture toughness KIC of many kinds of C/C composites种类石墨碳毡C/C单向C/C正交C/C碳布C/C3DC/CKIC/(MPa。m1/2)0.751.754.04.57.0±14.5～8.0　　(1)碳纤维体积百分比因素。从表1可知，纯石墨的KIC仅只有0.75MPa*m1/2，远低于其他C/C复合材料KIC，由此可知，C/C复合材料中碳纤维的百分含量对KIC值的影响较大。一般来说，C/C复合材料在成型制造过程中，由于热预应力产生的预裂纹通常按一定的间距在基体里垂直于碳纤维的［14］，又由于基体碳在含残余应力下容易引起裂纹过早失稳扩展，比实际基体碳的临界KIC小得多，从而导致C/C复合材料初始裂纹扩展KIC值较低；当裂纹扩展途径分散且转移于平行于纤维方向扩展时，碳纤维桥接及拔出就开始起作用，因而C/C复合材料的KIC就出现上升趋势，因此可以说碳纤维体积百分比含量在一定范围内增加时，C/C复合材料KIC值也随之升高，但有关体积百分比的临界值至今尚未有报道，有待深入研究。　　(2)纤维的组成及铺成方式因素。碳纤维的组成及铺成方式对C/C复合材料KIC值的影响规律尚有待深入研究，但有两点值得注意：1)排列紊乱的碳纤维的桥接作用在裂纹扩展过程中承受一定的应力，从而释放了裂纹尖端的一部分应力，增加了KIC值；2)C/C复合材料由于弱的界面强度容易引起剪切破坏，从而降低了KIC值。　　(3)界面因素。有资料显示［13］，C/C复合材料POG结构有利于C/C复合材料韧性的增加，而TOG结构对C/C复合材料韧性的贡献不大。适当的界面粘结强度能有效地增韧C/C复合材料，其真正原因在于界面能钝化裂纹尖端明显改变裂纹扩展途径，并且能控制碳纤维的拔出以及桥接。　　(4)石墨化制度因素。C/C复合材料的石墨化处理能有效地增加C/C复合材料的断裂韧性［15］。C/C复合材料石墨化处理增加了微裂纹，同时也改变了裂纹的结构形状［16，17］，这样也降低了C/C复合材料对缺口的敏感性以及改变了裂纹扩展的途径，从而这些改变及增加后的微裂纹网络结构拥有了一个更加有力的能量耗散机制，从而控制了C/C复合材料的断裂过程［16］。　　(5)加载速率因素。加载速率在一定范围内对C/C复合材料KIC值的影响较大［18］，主要在于加载速率影响了次临界裂纹的扩展以及高温状态下的塑性变形率［19］。文献［20］研究了加载速率对金属基复合材料断裂韧性KIC值的影响，只有当加载速率大于1m/s时，复合材料KIC才开始随之增加，其原因在于高的加载速率能迫使一些微裂纹没有时间响应而形成大的裂纹，同时复合材料裂纹尖端破坏发生区随加载速率的增加而增加，从而导致复合材料产生更大的变形。　　(6)a/w值因素。有资料显示［11］，正交C/C复合材料KIC值随a/w值增加而增加，而3D C/C复合材料却不随a/w值的改变而变化［13］，有关此方面有待进一步研究。　　(7)温度因素。C/C复合材料KIC基本上随温度的升高而升高［9，21］，但对于短纤维C/C复合材料在1400℃时，KIC值有一点小的降低，有人［9］解释为高温状态下界面层间的反应以及纤维基体界面区的热膨胀系数的各向异性的改变影响了纤维的拔出机制。　　(8)缺口因素。山字形缺口试样测试的KIC值随温度上升而略有上升，但直边形缺口试样却基本保持不变［21］，而且山字形试样在达到临界裂纹扩展之前有一个次临界裂纹扩展，从而导致C/C复合材料KIC值有一个小的增加［22］。缺口取向也对KIC的影响较大，当缺口方向与3D C/C复合材料的Z向平行时的KIC较与X向平行时的KIC大。　　此外，试样宽度、表面光洁度以及边界效应等各种因素均会对C/C复合材料断裂韧性的测试产生影响［23］，有关此方面的报道并不多见。　　C/C复合材料裂纹尖端会由于纤维桥接、纤维拔出和裂纹分支、转向等作用而形成一定的破坏发生区(Process Zone)。一旦C/C复合材料裂纹开始扩展，其尖端就会形成破坏发生区，破坏发生区的形成会降低裂纹尖端应力场强度，要想裂纹继续扩展，必须再提高外加应力，即破坏发生区的形成增加了裂纹扩展阻力［24］；其次，由于在破坏发生区区域内充满着微细裂纹和空隙，它的尺度常常与宏观裂纹(或缺口)同数量级，甚至高一级，由于这一破坏发生 区的存在可能完全改变裂纹(或缺口)附近应力变场的特性，对于断裂力学不利［25］。因此，简单的KIC值已不能完整地反映C/C复合材料抵抗裂纹扩展能力。目前，较流行采用裂纹增长阻力R曲线来描述C/C复合材料的断裂韧性，但有关C/C复合材料R曲线的研究尚处于稚嫩阶段，有关数据少且分散性大，因此应大力开展C/C复合材料R曲线的测试及研究。　　从C/C复合材料的室温载荷-位移曲线可以看出，即使在低于裂纹初始扩展阶段的载荷下，C/C复合材料也产生了一定的非线性特征，这表明裂纹尖端扩展以前，在微观断裂过程中还存在着一些象基体中的微裂纹、界面脱粘以及滑移等现象；这些可以从声发射中获得验证［26］。其次，C/C复合材料在高温(1600℃)时，具有高强度、形变强化以及一定的塑性等特征［27］，因此测量C/C复合材料的断裂韧性不能仅仅依靠KIC和R曲线来描述，而应该结合一种描述非线性特征的参数来加以补充。其中断裂功就是一种最为行之有效的方法。尽管断裂功不是一种材料参数，但它已广泛用来表征复杂断裂过程的裂纹增长阻力。2　C/C复合材料断裂韧性的表征　　C/C复合材料断裂韧性的表征方法很多，主要有应力强度因子法，能量准则法，J积分法以及断裂功法。有文献［28，29］表明，采用J积分法测试C/C复合材料的断裂韧性并没有优势可言，原因在于C/C复合材料在低于2200℃温度范围内，其力学性能基本满足线弹性条件，西北工业大学采用乌克兰高温C/C复合材料力学性能测试装置测试的3D细编C/C复合材料的拉伸性能证明了上述观点。　　三点弯曲(SENB)平面应变断裂韧性的测试由于其固有的优点很早就被美国材料试验协会列为标准即ASTM E399-90［30］。对于高温条件下C/C复合材料断裂韧性测试的条件限制以及实用简单性来说，大多数国家多采用SENB作为测试C/C复合材料断裂韧性的一种有力工具。因此许多学者针对复合材料SENB法推导出了许多改进后的KIC表达式。　　对于缺口取向为X和I向的2DC/C复合材料，其KIC表达式为：　　　　KIC=［Pmax/(B*W1/2)］。YY为修正因子［31，32］。　　对于缺口取向为X和Z向的2D C/C复合材料，其KIC的表达式为：　　　　KIC=σ(a)1/2。f(a/w)具体的f(a/w)在文献［33］中有详述。　　对于缺口取向为Z向的正交C/C复合材料层合板，其KIC的表达式为：　　　　KIC=3PC/2BW2。(πa)1/2。f(a/w)　　　　f(a/w)=1.09-1.735(a/w)+8.20(a/w)2-14.18(a/w)3+14.57(a/w)4　　对于缺口取向为X和Z向的3D C/C复合材料，其KIC的表达式为：　　　　KIC=(P。S)/B。W1/2)。f(a/w)　　　　f(a/w)=2.9(a/w)1/2-4.6(a/w)3/2+21.8(a/w)5/2-37.6(a/w)7/2+38.7(a/w)9/2　　由于复合材料裂纹扩展的非自相似性特点，裂纹扩展取向对断裂韧性的测试至关重要，因此上述KIC表达式只能用于某一特定的C/C复合材料，且处于稚嫩阶段，尚需要进一步完善和发展。　　C/C复合材料应力强度因子的测试方法有柔度法、网格法、光弹法、激光全息法和激光散斑法，用柔度法测应力强度因子，可借助于测试断裂韧性的仪器设备，对于平面问题是比较简单实用的，但仍需解决两个主要问题：1)缺口厚度及长度对应力强度因子的影响；2)如何判定初始裂纹应力强度因子。　　通常称材料在断裂破坏过程中，由于裂纹的传播扩展而形成新的单位表面积所需的能量为断裂功，可以通过下列公式求得［34～35］：　　　　γWOF=U/2AU为断裂能；A为断裂表面积。而断裂能U可用下列公式求得［36］：　　　　U=A。Vch/Vc。P/10A为载荷时间曲线所包含的面积；Vch为加载速率；Vc为记录仪速率；P为材料试验机满刻度值。　　表2收集了各种碳材料的断裂功值，从中可以看出，C/C复合材料较纯石墨材料的断裂功高出1～2个数量级。 表2　各种C/C复合材料的γ?WOF值Table 2　Work-of Fracture γ?WOF of many kinds of C/C composites　石墨碳毡C/C单向C/C3DC/C碳布C/Cγ?WOF/(J*m-2)80363.545005472.56000 　　首先，比较表1和表2结果可以看出，断裂功也能正确地表征出C/C复合材料抵抗裂纹扩展的能力。C/C复合材料以碳布增强的层合板以及3D C/C复合材料的断裂功最大，这与相同的C/C复合材料断裂韧性是对应一致的。 　　其次，γ?WOF能够更加敏感地反映出C/C复合材料界面结构对C/C复合材料断裂韧性的影响。有人采用磁场处理中间相沥青基体，使这种基体层片垂直于碳纤维［37］，实验表明这种经磁场处理过的C/C复合材料的断裂功比未经磁场处理的C/C复合材料的断裂功(4500J/m2)大得多，达到9500J/m2［38］，其原因在于纤维的拔出、纤维的断裂、纤维的桥接、界面脱粘、滑移以及裂纹分支、转向对断裂功有极大的贡献。由此可见断裂功对于C/C复合材料的断裂韧性的测试具有极强的辅助表征作用。 　　断裂功之所以只能作为一种辅助表征参数，主要在于它不是一种材料常数，受试样尺寸以及测试方法等因素的影响较大。 　　(1)缺口类型因素。断裂功值取决于断裂表面积，为了实验的简化以及操作的可行性，人们一般以垂直于试样底面的一个平面作为名义断裂表面积，而实验的断裂表面是一个曲折不平的曲面；为了尽量减少这种简化后而引起的系统误差，因此常采用直边形和山字形缺口试样。 　　(2)加载速率因素。有实验表明，在室温状态下当加载速率在10～0.5mm/min时，都不可能获得稳定的载荷时间曲线，只有在加载速率小于0.1mm/min时才能得到稳定的载荷时间曲线，一般来说，采用0.05mm/min。 　　(3)a/w因素。有人研究了a/w对断裂功的影响，发现随着a/w的增加，断裂功值逐渐减少，究其原因主要在于C/C复合材料的断裂破坏模式随a/w的改变而变化，从而导致断裂功值的下降。 　　(4)跨高比因素。在三点弯曲试验中，跨高比值对C/C复合材料的断裂模式有很大的影响，有资料显示，当跨高比≥10时，C/C复合材料才处于拉压破坏模式，而在各种断裂模式下测得的C/C复合材料的断裂功差别很大。因此，断裂功只能在这种特定的条件下作为一个辅助手段。 3　结论 　　由于线弹性断裂力学固有的特点，以及C/C复合材料的多样性和复杂性，使得C/C复合材料断裂韧性的测试及表征受到各种外界因素的影响。当前，世界各国C/C复合材料的力学性能、断裂韧性测试及表征还相当混乱，一方面，每年大量涌现出C/C复合材料的各种数据；另一方面，由于这些数据没有一个统一的标准而失去可比性，甚至出现矛盾，使得生产及设计人员无法利用，这样就带来了巨大的经济损失，严重制约了C/C复合材料的发展。因此迫切需要在建立C/C复合材料测试标准的基础上对其进行规范化，使得C/C复合材料的各种数据具有可比性和准确性，进而推动C/C复合材料的发展，为将来建立一套完善的C/C复合材料测试标准打下基础，也为其它复合材料断裂韧性的测试、表征提供参考依据。 【MechNet】

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