Изменение структуры композита Fe–Ni–Ti–C–B при горячей пластической деформации
- Авторы: Пугачева Н.Б.1,2, Быкова Т.М.1,2, Крючков Д.И.1
-
Учреждения:
- Институт машиноведения имени Э.С. Горкунова УрО РАН
- Уральский федеральный университет им. первого президента России Б.Н. Ельцина
- Выпуск: Том 125, № 9 (2024)
- Страницы: 1189-1198
- Раздел: ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ
- URL: https://journal-vniispk.ru/0015-3230/article/view/281268
- DOI: https://doi.org/10.31857/S0015323024090135
- EDN: https://elibrary.ru/KEGKMS
- ID: 281268
Цитировать
Полный текст
Аннотация
Исследовано изменение структуры и твердости композита системы Fe–Ni–Ti–C–B, полученного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС), после горячей пластической деформации в условиях одноосного сжатия. Матрица композита – твердый раствор Ni и Ti в кристаллической решетке γ-Fe, упрочняющие фазы – TiC, TiB2, Fe2B, Ni3Ti и NiTi. Показано, что при одноосном сжатии при нагреве в металлической матрице композита происходят рекристаллизационные процессы, которые облегчают дальнейшую деформацию. Установлено, что после сжатия при температуре 910°С и давлении 300 МПа истинная деформация композита составила 0.37. При этом в центральной части образца в области сжимающих напряжений соотношение деформированных и рекристаллизованных зерен примерно одинаково. На боковой поверхности образцов в зоне действия растягивающих напряжений возникают микротрещины глубиной менее 0.2 мм в зонах эвтектического γ +Fe2B-строения.
Ключевые слова
Полный текст
ВВЕДЕНИЕ
Процесс самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) был открыт в 1967 г., однако только через 20 лет его начали использовать для получения монолитных композитов [1–4]. Главным недостатком таких композитов является развитая внутренняя пористость, снижающая их прочность [5, 6]. Для устранения пористости используют горячее прессование не успевшей остыть заготовки [7–9] или совмещение СВС с всесторонним прессованием [10–12]. Для получения композита с заданными размерами и формой предлагают применять метод СВС-экструзии [13], когда композит непосредственно во время синтеза выдавливают в отверстие из пресс-формы. При этом форма и размеры отверстия задают форму и размеры заготовки или детали. Процессы СВС-прессования и СВС-экструзии принципиально отличаются один от другого. Если при СВС-прессовании главная задача уплотнить материал за счет объемного сжатия, то при СВС-экструзии дополнительно решается задача формования готового изделия из уплотненного материала путем сдвигового деформирования композита. При всей привлекательности процессов СВС-прессования и СВС-экструзии оба имеют большой недостаток – необходимость создания сложного массивного оборудования, требующего отдельного помещения и специального технического обслуживания. Кроме того, процессы горения при СВС очень кратковременны, поэтому сложно установить точное время нахождения композита в состоянии, наиболее благоприятном для деформации. Особенно сложно уловить необходимый для выдавливания промежуток времени при СВС-экструзии. В связи с этим не стоит исключать более доступные технологии получения монолитных СВС-композитов, не требующие специального оборудования и отдельного помещения [5, 6]. Например, с точки зрения практической реализации весьма перспективен способ получения сэндвич-пластин, включающий 3 этапа: 1 – подготовка, перемешивание и загрузка исходной порошковой смеси в контейнер открытого типа в виде стальной трубы; 2 – помещение контейнера в электрическую печь и нагрев до температуры инициализации экзотермических реакций (950–1050°С); 3 – перенос заготовки сразу по завершению СВС в гидравлический пресс и горячее прессование с усилием 5 т [14, 15]. В результате формируются сэндвич-пластины, состоящие из наружного стального кожуха, диффузионно связанного с композитом, находящимся внутри. Экспериментально установлено, что такие композиты отличаются повышенной твердостью, прочностью и износостойкостью [16–18], но являются хрупкими при ударных нагрузках [18, 19]. Для таких композитов актуально проведение дополнительной термомеханической обработки, позволяющей уплотнить композит, изменить его структуру и свойства [15, 20].
Следует отметить, что до сих пор мало исследованы процессы деформационно-термической обработки монолитных СВС-композитов. Весьма трудно реализовать их пластическую деформацию при комнатной температуре. Наибольшие перспективы в области пластической деформации имеют композиты с алюминиевой и медной матрицами. Так, в работах [21–23] установлены условия практически неограниченной деформационной способности композитов с алюминиевой матрицей за счет протекания фазовых превращений при нагреве. В работах [24–29] показано, что интенсивная пластическая деформация композитов Cu/Mg и Cu/Nb в сочетании с термической обработкой позволяет получать уникальные свойства за счет сочетания высокой электропроводности и прочности. Очевидно, что сочетание деформации и нагрева является единственным способом реализации пластической деформации твердых и износостойких СВС-композитов. Авторы [30] показали положительное влияние на структуру и свойства композитов Al–3%TiC, Al–5%TiC, Al–10%TiC пластического деформирования, реализуемого проведением операций ковки и прокатки. После деформации зафиксировано уменьшение размеров скоплений частиц карбида титана, и, как следствие, повышение прочности композитов. В работе [15] экспериментально показано, что СВС-композит системы Cu–Ti–C–B может пластически деформироваться без разрушения за счет динамической рекристаллизации медной матрицы до истинной деформации е = 0.5 при температуре 800°С. Возможности пластической деформации СВС-композитов с более тугоплавкими матрицами Fe, Fe–Ni или Fe–Cr, с более высокими по сравнению с алюминиевой или медной матрицами температурами рекристаллизации, до сих пор не исследованы. Рассмотренные ранее в работах [31, 32] условия развития динамической рекристаллизации вполне могут реализоваться в железоникелевых или железохромоникелевых металлических матрицах СВС-композитов.
Цель работы – установить изменения структуры композита Fe–Ni–Ti–C–B при горячей пластической деформации, а также температуру и давление, необходимые для его пластической деформации без разрушения.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследована структура и твердость композита системы Fe–Ni–Ti–C–B, полученного в режиме безгазового твердофазного горения методом СВС при постоянной скорости перемещения фронта горения. Исходными материалами для синтеза были выбраны порошки Ni, Fe, Ti, C и В4С, которые засыпали в стальную трубу (марка Ст3), выполняющую роль реактора открытого типа и внешней оболочки будущей заготовки одновременно [5, 9]. Порошки Fe и Ni формируют металлическую матрицу композита, а порошки Ti, C и B4С представляют собой термореагирующие компоненты (ТРК), обеспечивающие протекание экзотермических реакций синтеза:
Ti + C → TiC + Q; (1)
3Ti + B4C → TiC + 2TiB2 + Q. (2)
Поскольку труба с исходной порошковой смесью не герметизирована, а СВС происходит в воздушной атмосфере, нельзя исключать реакцию горения углерода:
2С + О2 → 2СО2 + Q. (3)
Для получения композита использовали смесь, содержащую 50 мас.% Fe (порошок ПЖРВ-3 с размером частиц 40–100 мкм), 20 мас.% Ni (порошок ПНК-УТ3 с размером частиц 1–20 мкм) и 30 мас.% ТРК, поскольку ранее было показано [9], что именно такое количество ТРК позволяет получить минимальную пористость композита. ТРК состоит из порошка титана ПТМ-1 с размером частиц 15–45 мкм, карбида бора М20 (12–20 мкм), углерода технического П-804Т (1–4 мкм) [14]. Соотношение компонентов ТРК должно соответствовать полному осуществлению реакций (1) и (2) в стехиометрических пропорциях. Исходные порошки тщательно перемешивали в шаровой мельнице объемом 5 литров вместе с мелющими шарами из стали ШХ15. В ходе СВС происходит интенсивное газовыделение, поэтому получаемый композит имеет весьма пористое строение [8]. Для устранения пор заготовку сразу после завершения синтеза подвергали горячему прессованию, пока температура композита еще сохраняется на уровне 1100–1200°С. В результате происходит образование сэндвич-пластины (рис. 1). Как было показано ранее [9], внешняя стальная оболочка диффузионно связана с композитом и образует единое целое.
Рис. 1. Внешний вид сэндвич-пластины: 1 – композит; 2 – стальная оболочка.
Микроструктуру композита исследовали на сканирующем электронном микроскопе TESCAN VEGAII XMU с энергодисперсионной приставкой OXFORD с программным обеспечением INCA для локального определения химического состава фаз и структурных составляющих. Анализ структуры композита методом дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ) выполнен с помощью программного комплекса к приставке Oxford Nklnordlysf+. Средний размер аустенитного зерна определяли по 300 зернам. Зерна, имеющие углы разориентировки кристаллической решетки в двух соседних точках анализа более 15°, считали деформированными. Если внутри зерен углы разориентировки кристаллической решетки не превышают 2°¸ а субзерна разориентированы на 2°–15°, то это считали полигонизованной структурой (субструктурой). Зерна, внутри которых кристаллическая решетка в двух соседних точках анализа имеет углы разориентировки менее 2°, считаются рекристаллизованными.
Фазовый рентгеноструктурный анализ проводили на рентгеновском дифрактометре SHIMADZU в kα-излучении хрома. Микротвердость измеряли на твердомере LEICА при нагрузках 100 и 1000 г.
Одноосную деформацию композита осуществляли на образцах, вырезанных из центральной части пластины в виде прямоугольного параллелепипеда размерами 5×5×7 мм. На торцы заготовки, контактирующие с инструментом, наносили графитовую смазку. При испытании каждый образец помещали в холодную печь и нагревали до заданной температуры. Температуру нагрева образцов контролировали хромель-алюмелевой термопарой, установленной на образце. Во время нагрева на образец действовало давление, которое задавали усилием на плунжер испытательной машины INSTRON 8801. Эксперименты проводили при начальном давлении в диапазоне 100–300 МПа с нагревом до температур 750–910°С. Режимы нагрева приведены на рис. 2.
Рис. 2. Режимы термомеханической обработки композита: а – режимы нагрева; б – режимы деформации.
Ранее при исследованиях горячей пластической деформации композита Сu–Ti–C–B нами было установлено, что пластическая деформация начинается при давлении не менее 100 МПа и температуре выше 650°С [15]. Учитывая более высокую температуру плавления, а значит, и рекристаллизации железоникелевой матрицы по сравнению с медной, в данном исследовании были выбраны более всокие температуры. Кроме того, расширен до 300 МПа диапазон давлений, поскольку способность железоникелевой матрицы к пластической деформации гораздо ниже по сравнению с медной.
Во время испытаний отслеживали перемещение плунжера, время и температуру образцов. Изменение высоты образцов определяли по перемещению пуансона во время испытания. Размеры образцов до и после испытаний измеряли микрометром и на инструментальном микроскопе, а затем рассчитывали истинную деформацию (е) по формуле:
e= ln(h0/h), (4)
где h0 – исходная высота образца, h – конечная высота образца.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В результате СВС сформировался композит с аустенитной матрицей γ-(Fe,Ni) и армирующими частицами двух типов. Это частицы черного цвета правильной огранки размерами не более 5 мкм, соответствующие по химическому составу соединению TiB2, и более мелкие частицы серого цвета глобулярной формы, соответствующие соединению TiC (рис. 3). Полученные ранее [9] результаты фазового рентгеноструктурного анализа показали присутствие во всех композитах γ-(Ni, Fe), TiC и TiB2, Fe2B, Ni3Ti и NiTi (рис. 4). Согласно диаграмме состояния системы Ti–Ni [33], образование интерметаллидов Ni3Ti и NiTi возможно при кристаллизации расплава по эвтектической реакции L → Ni3Ti + NiTi при температуре 1118°С. При анализе микроструктуры композитов обнаружено присутствие продуктов эвтектических превращений характерного “скелетообразного” строения (на рис. 3 отмечены цифрами 4 и 5).
Рис. 3. Микроструктура композита Fe–Ni–Ti–C–B: 1 – матрица γ-(Ni,Fe); 2 – TiC; 3 – TiB2; 4 – γ-(Ni,Fe)эвт.; 5 – Fe2Bэвт.
Рис. 4. Фрагмент дифрактограммы композита [9].
В работе [34] показано, что реакция (2) может протекать не полностью, а именно:
2Ti + B4C = TiC + TiB2 + 2B + Q. (5)
Образовавшийся атомарный бор легирует γ-Fe и может участвовать в формировании боридов железа при охлаждении композита. При содержании бора менее 10 мас.% в соответствии с диаграммой состояния системы Fe–B возможно протекание эвтектического превращения L ↔ γ-Fe + Fe2B при температуре 1177°С [33]. В результате при охлаждении в композите образуется механическая смесь γ-Fe и Fe2B скелетообразного строения. Никель растворяется в аустенитной матрице и в частицах TiC, TiB2 и Fe2B (табл. 1). При микрорентгеноспектральном анализе не удалось выявить интерметаллиды NiTi и Ni3Ti, очевидно, из-за их малых размеров и небольшого количества.
Таблица 1. Химический состав фаз в композите Fe–Ni–Ti–C–B, отмеченных на рис. 3, мас. %
№ спектра | Fe | Ni | Ti | C | B |
1 | 66 | 14 | 15 | 5 | 0 |
2 | 10 | 2 | 75 | 13 | 0 |
3 | 13 | 5 | 52 | 2 | 28 |
4 | 69 | 26 | 1 | 1 | 0 |
5 | 74 | 15 | 1 | 0 | 10 |
Таким образом, армирующие фазы в исследованном композите образуются как в результате СВС (это частицы TiC и TiB2), так и в результате превращений при охлаждении пересыщенного твердого раствора матрицы (это частицы Ni3Ti, NiTi, Fe2B). Частицы армирующих фаз распределены неравномерно по объему композита, как показано на рис. 3). Сопоставляя данные рентгеноструктурного анализа и анализа фаз методом ДОРЭ, количественное соотношение фаз в композите имеет следующий вид, об.%: 60 γ-(Ni, Fe), 20 TiC, 14 TiB2, 4 Fe2B и не более 2 суммарно частицы NiTi и Ni3Ti.
По данным карт рекристаллизации, полученных в результате анализа методом ДОРЭ, в матрице композита преобладают деформированные зерна (49%), полигонизованные зерна составили 26%, а рекристаллизованные – 25%. Это свидетельствует о протекании динамической рекристаллизации и динамической полигонизации во время горячего прессования заготовки после завершения СВС. Средний размер зерна аустенитной матрицы 5 мкм, преобладают большеугловые границы (рис. 5).
Рис. 5. Разориентировка зерен в аустенитной матрице исходного композита.
Микротвердость участков, обогащенных частицами TiB2, достигает значений 1100 HV 0.1, а участков с наибольшим количеством частиц TiC – 850 HV 0.1. Области эвтектического строения имели твердость 530 HV 0.1. Интегральная твердость композита составила 650 HV 1.
После деформационно-термической обработки композита по режиму 1 с максимальной температурой 750°С и максимальным давлением 200 МПа (см. рис. 2) образец практически не деформировался: значение истинной деформации составило e = 0.008. Поверхность образцов сохранилась без изменений (участок А на рис. 6а). На некоторых участках наблюдали “разрыхление” композита. По химическому составу эти участки соответствовали эвтектической составляющей γ-Fe + Fe2B (обозначена В на рис. 6). Подобное “разрыхление” наблюдали ранее при исследовании поверхности образцов с боридными покрытиями после термоциклирования под нагрузкой [35]. На отдельных участках поверхности наблюдали области, обогащенные одновременно титаном и никелем (обозначены С на рис. 6б). Очевидно, в этих областях после СВС образовались наноразмерные частицы интерметаллидов NiTi и Ni3Ti, зафиксированные на дифрактограмме (рис. 4). Как и следовало ожидать, никаких структурных изменений в композите не зафиксировано (рис. 7а). При анализе методом ДОРЭ центральной части образца в зоне действия сжимающих напряжений зафиксировано 31 % рекристаллизованных и 69% деформированных зерен в аустенитной матрице композита. Преобладают малоугловые границы зерен (рис. 8а).
Рис. 6. Рельеф боковой поверхности образцов композита после деформационно-термической обработки: а и б – режим 1, e = 0.008; в, г – режим 2, e = 0.025; д, е – режим 3, e = 0.37; А – участки со структурой γ-Fe + TiC + TiB2, B – эвтектика γ-Fe + Fe2B, C – γ-Fe + NiTi + Ni3Ti, стрелкой отмечено направление деформации.
Рис. 7. Микроструктура композита после обработок: а – режим 1; б – режим 2, в – режим 3.
Рис. 8. Разориентировки зерен аустенита в матрице композита после деформационно-термических обработок: а – режим 1; б - режим 2; в – режим 3.
После деформации по режиму 2 при более высокой конечной температуре 800°С и давлении 300 МПа зафиксирована истинная деформация e = 0.025. На боковой поверхности образца трещины отсутствовали, наблюдали дальнейшее развитие “разрыхления”, на некоторых участках сопровождающееся разворотом частиц борида железа Fe2B параллельно поверхности (рис. 6в, г). В работе [35] было установлено, что выталкивание боридов Fe2B и разворот частиц параллельно поверхности происходят за счет расклинивающего действия кислорода, проникающего вглубь образца по межфазным границам в области действия растягивающих напряжений. При этом кислород образует оксиды, в случае композита это NiO и FeO или их шпинель, разрывая связи между боридами и матрицей.
Оксиды создают дополнительный объем у основания частиц боридов, за счет чего происходит выталкивание и разворот игл вдоль поверхности образцов. Структура композита и размеры армирующих фаз после обработки по режиму 2 не изменились (рис. 7б). Значения твердости также сохранились на прежнем уровне. Анализ центральной части образца в зоне действия сжимающих напряжений методом ДОРЭ показал, что количество рекристаллизованных зерен увеличилось до 36%, а деформированных уменьшилось до 64%. По сравнению с режимом 1 зафиксировано меньшее количество большеугловых границ (рис. 8б).
Увеличение максимальной температуры нагрева до 910°С при максимальном давлении 300 МПа привело к более значительной деформации образца (e = 0.37). При этом на боковой поверхности образца в зонах действия растягивающих напряжений появились трещины, расположенные перпендикулярно направлению деформации (рис. 6д, е). Места расположения трещин соответствуют участкам эвтектической структуры γ-Fe + Fe2B. В устье трещин наблюдали развернутые иглы боридов Fe2B (рис. 6д). Глубина трещин не превышает 0.2 мм. Центральная часть образца испытывает сжимающие напряжения, поэтому остается неповрежденной. Металлическая матрица композита в центральной части образца содержит примерно равное количество деформированных (56 %) и рекристаллизованных (44) зерен. Количество зерен с большеугловыми границами увеличилось по сравнению с режимами 1 и 2 (рис. 8в). Следует отметить полное отсутствие субструктуры после всех трех режимов деформационно-термической обработки. Динамическая рекристаллизация в аустенитной матрице происходит полностью без стадии полигонизации. Карты разориентировок после трех режимов деформационно-термической отработки одинаковы и характерны для мелкозернистой структуры. Размер частиц упрочняющих фаз и неравномерный характер их распределения сохранился таким же, как и в исходном композите (рис. 7в).
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Композит системы Fe–Ni–Ti–C–B, полученный методом СВС, состоит из аустенитной матрицы γ-(Fe, Ni) и армирующих частиц карбида титана TiC и диборида титана TiB2, образующихся в результате экзотермических реакций между исходными порошками титана, углерода и карбида бора. В композите зафиксированы частицы упрочняющих фаз Fe2B, образовавшиеся в ходе эвтектического превращения L → γ-(Fe,Ni) + Fe2B, а также Ni3Ti и NiTi, образовавшиеся по эвтектическому превращению L → Ni3Ti + NiTi. Частицы всех армирующих фаз распределены неравномерно по объему композита.
Одноосное сжатие образцов композита Fe–Ni–Ti–C–B показало, что его деформация начинается при температуре 800°С и давлении 300 МПа. Рекомендуемой температурой, для пластической деформации композита является 910°С, при которой получено е = 0.37. Деформация реализуется за счет динамической рекристаллизации железоникелевой матрицы. При этом неравномерный характер распределение частиц армирующих фаз и их размеры не изменились.
На боковой поверхности образцов в зоне действия растягивающих напряжений происходит образование трещин глубиной не более 0.2 мм, перпендикулярных направлению деформации, в областях эвтектического строения γ-(Fe, Ni) + Fe2B. Для реализации деформации композита без образования трещин следует проводить ее в условиях всестороннего сжатия, например, в стальной оболочке, при температуре нагрева не ниже 910°С и давлении не менее 300 МПа.
Работа выполнена в рамках государственного задания ИМАШ УрО РАН по теме № 124020700063-3 на оборудовании ЦКП “Пластометрия”.
Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.
Об авторах
Н. Б. Пугачева
Институт машиноведения имени Э.С. Горкунова УрО РАН; Уральский федеральный университет им. первого президента России Б.Н. Ельцина
Автор, ответственный за переписку.
Email: nata5-4@yandex.ru
Россия, Екатеринбург, 620049; Екатеринбург, 620002
Т. М. Быкова
Институт машиноведения имени Э.С. Горкунова УрО РАН; Уральский федеральный университет им. первого президента России Б.Н. Ельцина
Email: nata5-4@yandex.ru
Россия, Екатеринбург, 620049; Екатеринбург, 620002
Д. И. Крючков
Институт машиноведения имени Э.С. Горкунова УрО РАН
Email: nata5-4@yandex.ru
Россия, Екатеринбург, 620049
Список литературы
- Мержанов А.Г. Твердопламенное горение / Монография. Черноголовка: ИСМАН, 2000. 224 с.
- Амосов А.П., Боровинская И.П., Мержанов А.Г. Порошковая технология самораспространяющегося высокотемпературного синтеза материалов. М.: Машиностроение-1, 2007. 472 с.
- Kim J.S., Dudina D.V., Kom J.C., Kwon Y.S., Park J.J., Rhu C.K. Properties of Cu-based nanocomposites produced by mechanically – activated self – propagating high – temperature synthesis and spark – plasma sintering // J. Nanosci. Nanotechnol. 2010. V. 10. P. 252–257.
- Yoang O.N.T., Hoang V.N., Kim J.S., Dudina D.V. Structural Investigation of TiC–Cu Nanocomposites Prepared by Ball Milling and Spark Plasma Sintering // Metals. 2017. V. 7. P. 123.
- Николин Ю.В., Матевосян М.Б., Кочугов С.П., Пугачева Н.Б. Патент на изобретение РФ № 2680489. Способ изготовления многослойной износостойкой пластины. Приоритет от 10.11.2017 до 10.11.2037.
- Филиппенков А.А., Цикарев В.Г., Алабушев А.В. Патент на изобретение РФ № 2691656. Шихта и способ получения износостойкого материала с её использованием методом СВС. Приоритет от 22.01.2018 до 22.01.2038.
- Фадин В.В., Колубаев А.В., Аулетдинова М.И. Композиты на основе карбида титана, полученные методом технологического горения // Перспективные материалы. 2011. № 4. С. 91–96.
- Pugacheva N.B., Nikolin Yu.V., Malygina I. Yu., Trushina E.B. Formation of the structure of Fe–Ni–Ti–C–B composites under self-propagating hightemperature synthesis // AIP Conference Proceedings. 2018. V. 2053. Р. 020013. https://doi.org/10.1063/1.5084359
- Пугачева Н.Б., Николин Ю.В., Сенаева Е.И., Малыгина И.Ю. Структура СВС-композитов системы Fe–Ti–C–B // ФММ. 2019. Т. 120. № 11. С. 1174–1180.
- Федотов А.Ф. Закономерности уплотнения и формообразования при СВС-прессовании с сыпучей оболочкой // Изв. вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия, 2008. № 1. С. 16–23.
- Шербаков В.А., Грядунов А.Н., Алымов М.И. Микроструктурные особенности СВС-прессования композитов ZrB2–B4C и TiB2–B4C // Письма о материалах. 2019. Т. 9. № 1 (33). С. 11–16.
- Богатов Ю.В. Получение твердосплавного материала методом СВС-прессования в открытой матрице // Изв. вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2019. № 4. С. 21–29.
- Stolin A.M., Bazhin P.M. Manufacture of multipurpose composite and ceramic materials in the combustion regime and high-temperature deformation (shs extrusion) // Theoret. Found. Chem. Eng. 2014. V. 48. P. 751–763.
- Пугачева Н.Б., Николин Ю.В., Быкова Т.М., Сенаева Е.И. Влияние химического состава матрицы на структуру и свойства монолитных СВС-композитов // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). 2021. Т. 23. № 3. P. 124–138. https://doi.org/10.17212/1994-6309-2021-23.3-124-138
- Pugacheva N., Kryuchkov D., Bykova T., Vichuzhanin D. Studying the Plastic Deformation of Cu–Ti–C–B Composites in a Favorable Stress State // Materials. 2023. V. 16. Issue 8. P. 320.
- Pugacheva N.B., Nikolin Yu.V., Senaeva E.I. The structure and wear resistance of a Ti–Ni–Fe–C–B composite // AIP Conference Proceedings. 2019. V. 2176. P. 020007. https://doi.org/10.1063/1.5135119
- Пугачева Н.Б., Быкова Т.М., Сенаева Е.И. Структура и характер разрушения композита Сu–Ti–Al–Ni–Fe–C–B после абразивного износа // ФММ. 2022. Т. 123. № 10. С. 1029–1037.
- Цикарев В.Г., Филлипенков А.А., Филиппов М.А., Алабушев А.В., Шарапова В.А. Опыт получения композиционных материалов системы Ti–Cu–C СВС-процессом // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2021. Т. 15. № 4. С. 4–11.
- Pugacheva N.B., Bykova T.M. Micromechanical Properties and Character of Fracture in Bending of the SHS Composite of the Fe–Ni–Ti–C–B System // Procedia Structural Integrity. 2022. № 40. P. 372–377.
- Пугачева Н.Б., Вичужанин Д.И., Быкова Т.М., Каманцев И.С. Исследование пластической деформируемости композита системы Ni–Fe–Сr–Ti–B–C // Diagnostics, Resource and Mechanics of materials and structures. 2023. № 5. С. 15–30.
- Пугачева Н.Б., Крючков Д.И., Нестеренко А.В., Смирнов С.В., Швейкин В.П. Исследование кратковременной высокотемпературной ползучести алюмоматричного композита Al-6Zn-2.5Mg-1Cu/10SiCp // ФММ. 2021. Т. 122. № 8. С. 838–844.
- Крючков Д.И., Нестеренко А.В., Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., Вичужанин Д.И., Быкова Т.М. Влияние всесторонней ковки в условиях кратковременной ползучести на структуру и механические свойства алюмоматричного композита Al7075/10SiCp // ФММ. 2021. Т. 122. № 10. С. 1054–1064.
- Крючков Д.И., Пугачева Н.Б., Быкова Т.М. Деформационнотермическая обработка композита Al/10SiC // Diagnostics, Resource and Mechanics of materials and structures. 2023. № 6. С. 35–48.
- Volkov A. Yu., Kalonov A.A., Komkova D.A. Effect of annealing on the structure, mechanical and electrical properties of Cu/Mg-composite wires // Mater. Charact. 2022. № 183. P. 111606.
- Volkov A. Yu., Antonov B.D., Patrakov E.I., Volkova E.G., Komkova D.A., Kalonov A.A., Glukhov A.V. Abnormally high strength and low electrical resistivity of the deformed Cu/Mg-composite with a big number of Mg-filaments // Materials & Design. 2020. V. 185. P. 108276.
- Волков А.Ю., Калонов А.А., Комкова Д.А., Глухов А.В. Структура и свойства Cu/Mg-композитов, полученных методом гидроэкструзии // ФММ. 2018. Т. 119. № 10. С. 1002–1011.
- Волков А.Ю., Калонов А.А., Завалишин В.А., Глухов А.В., Комкова Д.А., Антонов Б.Д. Влияние интерфейсов на физико-механические свойства Cu/Mg-композитов // ФММ. 2020. Т. 121. № 6. С. 628–634.
- Дерягина И.Л., Попова Е.Н., Валова-Захаревская Е.Г., Патраков Е.И. Структура и термическая стабильность высокопрочного композита Cu-18Nb в зависимости от степени деформации // ФММ. 2018. Т. 119. № 1. С. 99–108.
- Deryagina I.L., Popova E.N., Patrakov E.I. Structure and Properties of High-Strength Cu-7.7Nb Composite Wires under Various Steps of Strain and Annealing Modes // Metals. 2023. V. 13. 1576 (18 pp.).
- Ram Naresh Rai, Prasada Rao A.K., Dutta G.L., Chakraborty M. Forming Behavior of Al–TiC In-situ Composites // Materials Science Forum. 2013. V. 765. P. 418–422.
- Huang K., Logé R.E. A review of dynamic recrystallization phenomena in metallic materials // Materials & Design. 2016. № 111. P. 548–574.
- Zhu J., Liu S., Yuan X., Qing Liu Q. Comparing the Through-Thickness Gradient of the Deformed and Recrystallized Microstructure in Tantalum with Unidirectional and Clock Rolling // Materials. 2019. № 12. P. 169.
- Захаров А.М. Диаграмма состояния двойных и тройных систем. М.: Металлургия, 1990. 350 с.
- Корчагин М.А., Гаврилов А.И., Зарко В.Е., Кискин А.Б., Иордан Ю.В., Трушляков В.И. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез в механически активированных смесях карбида бора с титаном // Физика горения и взрыва. 2017. Т. 53. № 6. С. 58–66.
- Пугачева Н.Б., Быкова Т.М., Замараев Л.М. Влияние состава атмосферы на механизм разрушения боридного покрытия на штамповой стали при термоциклировании // ФММ. 2020. Т. 121. № 6. С. 651–658.
Дополнительные файлы
