Experimental Study of Short-Term Transient Creep of the Al/SiC Metal-Matrix Composite under Uniaxial Compression

Abstract


The article presents the study results of the deformation behavior of a metal matrix composite (MMC) based on an aluminum alloy with 10 % SiC at temperatures ranging between 470 and 570 °C under a pressure of 4.8 MPa on the sample at the initial time (before deformation). The tests were performed in a pit furnace with the use of a specially designed and manufactured device. In the experiments, the samples are heated to a fixed temperature (470, 500, 530 and 570 °C) and held for a certain time, with a simultaneous exposure to a constant compressive axial load. The heating modes are given. The dependences of the degree of shear strain and the average strain rate on the holding time and temperature are obtained. A diagram of the pressure on the workpiece at the initial and final times for the temperatures under study is plotted. During the heating, starting from 530 °C, due to the deformation of the sample, the pressure decreases significantly and continues to decrease during holding; for example, after heating to 570 °C, it is about 40 % of the initial pressure value. It has been calculated that, during the heating period, the average strain rate does not exceed 0.00031/s. It has been found that, in the studied temperature range, the mechanisms of superplastic flow are likely to appear at the obtained values of strain rate and pressure on the workpiece. The results show that it is possible to create conditions of plastic deformation SiC of the Al/SiC MMC without fracture, with the degree of shear strain sufficient to manufacture blanks and complex shaped products in one manufacturing operation.

Full Text

Введение Технический прогресс в машиностроении неразрывно связан с внедрением новых материалов в производство. Повышение требований к эксплуатационным характеристикам конструкций и деталей приводит к необходимости использования композитных материалов, обладающих широким спектром и уникальным сочетанием технологических свойств, таких как высокая прочность, низкий удельный вес, коррозионная стойкость, износостойкость и др. К перспективным материалам в области аэрокосмического и автомобильного машиностроения можно отнести металломатричные композиты (ММК) на основе алюминиевой матрицы с наполнителем из SiC, так как они потенциально имеют высокие прочностные свойства при достаточно низкой стоимости [1]. Отличие химических, теплофизических и механических свойств составляющих ММК обусловливают сложное поведение материала в процессе пластической деформации. Например, для высоконаполненного алюмоматричного композита (АММК) с наполнителем из SiC при деформировании характерны сложный реологический характер и низкие пластические свойства [2]. В условиях растягивающих напряжений такие материалы, как правило, не позволяют подвергать их заметной пластической деформации без разрушения при обычных режимах процессов пластического формоизменения. В связи с этим актуальной научно-практической задачей является поиск возможностей обработки давлением таких материалов нестандартными способами. Например, в работе [3] описаны исследования процесса сверхпластического деформирования в режиме кратковременной ползучести. При таком способе деформирования величина деформации к моменту разрушения существенно возрастает с одновременным снижением необходимых для деформирования нагрузок. Известно, что с повышением температуры выше половины от температуры плавления разница может достигать нескольких порядков. Одним из перспективных технологических процессов является деформирование АММК в режиме кратковременной ползучести при повышенной температуре. Изучение этого процесса для АММК давно начато за рубежом. В работах [4-6] приводятся исследования влияния начального давления на начало пластического течения в диапазоне температур до 525 °C. В работе [7] анализируются факторы, влияющие на разрушение при ползучести алюминиевых сплавов и АММК 6061/15 %SiC. Работы [8, 9] посвящены исследованию влияния размеров и видов частиц наполнителя АММК на ползучесть в испытаниях на растяжение. В работах [10-12] экспериментальным путем определены кривые ползучести и построены зависимости минимальной скорости ползучести от давлений в начальный момент времени для композитов с матрицами из алюминиевых сплавов 6061 и 7005, содержащих в качестве наполнителя частицы Al2O3. Установлено, что при определенных термомеханических условиях нагружения АММК проявляют свойства сверхпластичности [13-16]. В этих работах показано, что АММК могут проявлять признаки сверхпластической деформации при достаточно больших скоростях деформации (>=10-2 с-1). Сверхпластичность и, в частности, высокоскоростная сверхпластичность композитов имеют высокий потенциал практического применения [17]. Технология позволяет реализовать процессы формоизменения анизотропных высокопрочных материалов, проявляющих хрупкое поведение при классических способах деформирования. В упомянутой работе для композита AA6013/20%SiC достигнута деформация 370% при одноосном растяжении со скоростью деформации 10-1 с-1. Эти данные демонстрируют перспективность применения режимов деформирования в режиме кратковременной ползучести для изготовления полуфабрикатов сложной формы, требующих минимальной финишной механической обработки. В ряде работ [18-20] установлено, что для достижения сверхпластической деформации температура процесса должна быть равна или несколько превышать температуру частичного подплавления на границах зерен матрицы и границах матрицы с упрочняющими частицами. Исследования, проведенные в [20] с помощью электронной микроскопии высокого разрешения, показали, что возникающая жидкая фаза должна составлять менее одного объемного процента, быть меньше 30 нанометров толщиной и быть равномерно распределена по объему композита. Большее количество жидкой фазы приводит к снижению межзеренной связи и дальнейшему макроразрушению. Авторы работы [21] также обращают внимание на то, что для проявления высокоскоростной сверхпластичности температура процесса должна соответствовать началу образования жидкой фазы; при повышении температуры до значения, при котором образование жидкой фазы заканчивается, сверхпластичность исчезает, поскольку увеличение количества жидкого металла приводит к ослаблению межзеренных связей и дальнейшему разрушению. Отмечается, что температура образования жидкой фазы одинаковых по составу композитов может отличаться из-за различий в морфологии и размерах упрочняющих частиц. Большое количество исследований направлено на установление закономерностей поведения композитов при ползучести [22-25], поскольку наличие частиц второй фазы обусловливает существенные особенности механизмов деформирования. Построенные на основании экспериментальных исследований модели ползучести впоследствии находят применение при компьютерном моделировании процессов формоизменения. Из вышесказанного можно сделать вывод, что проведение механических испытаний АММК в режиме ползучести необходимо для определения оптимальной с точки зрения проявления сверхпластического течения температуры. В дальнейшем также планируется использование массива экспериментальных данных для построения моделей ползучести исследованного композита. Целью представленной работы являлось проведение экспериментальных исследований влияния кратковременной неустановившейся ползучести на деформируемость образцов из АММК. Данная задача обусловлена поиском альтернативных способов пластического формоизменения для изготовления полуфабрикатов и изделий конструкционного назначения с обеспечением требуемого уровня эксплуатационных свойств. 1. Материал и методика В качестве объекта исследования использован АММК, имеющий матрицу из гранулированного высокопрочного алюминиевого сплава В95 системы Al-Zn-Mg-Cu следующего химического состава, в мас. %: 5-7 Zn, 1,8-2,8 Mg, 1,4-2 Cu, до 0,5 Fe, до 0,5 Si, 0,2-0,6 Mn, 0,1-0,25 Сr, до 0,05 Ni, до 0,05 Ti. В качестве наполнителя использованы частицы SiC в количестве 10% по массе. Исследование микроструктуры данного материала приведено в работе [26]. В представленной работе связь между размерными характеристиками структуры и деформируемостью не изучалась. В то же время необходимо отметить, что для проявления сверхпластического течения в режиме ползучести необходима стабильная при температуре деформации мелкозеренная структура с размером зерна не более 5 мкм [27]. Рис. 1. Устройство для испытаний на высокотемпературную ползучесть: 1 - гильза; 2 - основание; 3 - груз; 4 - боек; 5 - шпилька; 6 - груз; 7 - регулировочные болты Fig. 1. High temperature creep test device: 1 - case; 2 - base; 3 - load; 4 - peen; 5 - stud; 6 - load; 7 - adjusting bolts Испытания проводились в условиях одноосного сжатия (осадки) на цилиндрических образцах диаметром 3 мм и высотой 3 мм в шахтной электропечи. Для реализации испытаний спроектировано и изготовлено устройство, схема которого показана на рис. 1. Устройство представляет собой гильзу, внутри которой помещался образец и груз. На торцы заготовки наносили графитовую смазку. Образец центрировался на рабочей поверхности основания при помощи конического выступа, расположенного на оси симметрии устройства. Давление на заготовку обеспечивалось грузом и в начальный момент времени составляло 4,8 МПа. Предварительно откалиброванное с помощью регулировочных болтов устройство с образцом вертикально помещали в холодную печь и нагревали до фиксированной температуры (470, 500, 530 и 570 °C), а также обеспечивали выдержку в течение определенного времени. Температуру нагрева образцов контролировали хромель-алюмелевой термопарой, установленной под образцом. Режим нагрева образцов показан на рис. 2. В конце испытания печь выключалась и образец извлекался. До и после испытаний образцы измерялись (высота, диаметры нижней и верхней поверхностей) с использованием микрометра и инструментального микроскопа. По геометрическим размерам определяли степень деформации сдвига Λ = и относительную деформацию образца εz = (h0 - h)/h0, где h0 - начальная высота образца; h - конечная высота образца. Начальное давление на образец рассчитывалось как отношение веса груза к исходной площади образца. Температурный диапазон испытаний выбирали, опираясь на литературные данные о высокотемпературных испытаниях сплава 7075 [28], являющегося аналогом сплава В95. Особенностью реализованной схемы испытаний было то, что деформация накапливается в условиях увеличивающейся температуры и снижающегося давления. На рис. 2 показан режим нагрева образцов с момента включения до выключения печи. Нагрев до требуемых температур осуществлялся по одинаковому закону, при этом скорость нагрева уменьшалась по мере увеличения температуры. На этапе выдержки присутствуют колебания температуры, не превышающие 20 °С. Рис. 2. Режим нагрева образцов Fig. 2. The heating mode of the samples Для исследуемых температур на рис. 3 построена диаграмма изменения давления на заготовку в начальный и конечный момент времени испытания. Рис. 3. Диаграмма изменения давления на заготовку в начальный и конечный момент времени для исследуемых температур Fig. 3. The variation of pressure on the workpiece at the initial and final times for the temperatures under study Как видно из диаграммы, изменение давления в значительной степени происходит за время нагрева и выдержки для температуры 530 °C. Это в первую очередь связано с тем, что во время выдержки образец продолжает значительно деформироваться. Деформация протекает при снижении давления на 18 % после достижения температуры и продолжает снижаться после часа выдержки до 70 % от первоначального значения давления. При температуре 470 °C изменения давления практически не происходит. На 14 % меньше становится давление после выдержки в течение 1 часа при температуре 500 °C, и продолжает оставаться на том же уровне. Для температуры 570 °C давление изменилось в процессе ее достижения, причем значительно, и на протяжении выдержки составляет 39 % от первоначального значения. 2. Результаты и обсуждение Методика испытаний предполагает, что деформирование образцов происходит за время нагрева до заданной температуры. Из табл. 1 видно, что достижение заданной температуры 470 °C происходило за 66 мин, до 570 °C образец нагревался в течение 104 мин. Для температур 470, 500 и 530 °C проведены испытания с выдержкой 1 и 3 ч, для температуры 570 °C - 1 и 2 ч. Результаты испытаний представлены в табл. 1 и на рис. 5. На рис. 4, а представлено изменение степени деформации сдвига испытанных образцов в процессе испытаний. Видно, что выдержка после достижения температур 470, 500 и 570 °C незначительно влияет на итоговую степень деформации. Для температуры 470 °C рост деформации практически отсутствует. Выдержка в течение 1 ч при температуре 500 °C позволяет повысить степень деформации сдвига в 4 раза, с 0,07 до 0,31, однако дальнейшее увеличение времени выдержки при данной температуре практически не влияет на деформацию. Наибольший эффект влияния выдержки на степень деформации сдвига наблюдается при температуре 530 °C. Частичный прирост деформации происходит еще на стадии нагрева, но наибольшее ее увеличение приходится на время выдержки при постоянной температуре. При нагреве до температуры 570 °C наблюдается другая закономерность: значительная часть деформации образца (Λ = 1,78) накапливается на стадии нагрева, при выдержке прирост степени деформации незначителен. На рис. 4, б показано влияние времени выдержки на скорость деформации при различных режимах термического воздействия. Считали, что при нагреве до температуры 470 °С образец не претерпевает заметной пластической деформации. Поэтому расчет скорости деформации производили за время от достижения температуры 470 °С до момента извлечения образца. Средняя скорость деформирования не превышала 0,0003 1/с. Видно, что с ростом времени выдержки происходит уменьшение скорости деформации. При выдержке 2-3 ч и температурах 530 и 570 °C средняя скорость деформирования падает ниже уровня 0,00011/с. При этом значения скоростей деформации при температурах 530 и 570 °C совпадают при выдержке в 1 ч. Это объясняется тем, что достижение более высокой температуры требует больше времени, однако приводит к большей деформации. При температуре 470 и 500 °C средняя скорость деформирования невысокая (за счет небольшой итоговой деформации) и составляет менее 5·10-5 1/с. Результаты измерений образцов The results of measurements of the samples T, °C tвыд, ч tфакт, мин P0, МПа P, МПа h0, мм h, мм Λ εz, % 470 - 66 4,83 4,75 3,05 2,99 0,03 1,97 1 116 4,85 4,78 3,01 2,84 0,1 5,65 3 227 4,75 4,71 3,02 2,84 0,11 5,96 500 - 70 4,82 4,65 3,01 2,89 0,07 3,99 1 122 5 4,3 2,47 2,07 0,31 16,19 3 238 4,98 4,26 2,94 2,43 0,33 17,35 530 - 78 4,75 3,89 3,01 2,03 0,68 32,56 1 133 4,85 3,38 2,93 1,39 1,29 52,56 3 248 4,73 3,09 2,97 1,14 1,66 61,62 570 - 104 4,81 1,91 3,05 1,09 1,78 64,26 1 146 4,77 1,84 3,01 1,03 1,86 65,78 2 220 4,84 1,88 3,01 0,98 1,94 67,44 Примечание: tвыд - время выдержки (прочерк означает, что испытание проводили только до достижения нужной температуры), tфакт - фактическое время каждого испытания, P0 и P - давление в начальный и конечный момент испытания соответственно. a б Рис. 4. Зависимость степени деформации сдвига от достигнутой температуры (a) и средней скорости деформации от времени нагрева (б) Fig. 4. The temperature dependence of shear strain (a) and the heating time dependence of the average strain rate (b) После испытаний образцы осматривались на наличие дефектов. На образцах после испытаний при температуре 570 °C на боковой поверхности наблюдались выделения капель застывшего расплавленного алюминия. Остальные образцы дефектов не имели. На рис. 5 в качестве примера представлены фотографии образцов до и после испытаний. Проведенные эксперименты показывают, что деформирование исследованного композита в режиме ползучести достаточно перспективно. Это доказывает сравнение достигаемой в режиме ползучести степени деформации с данными работы [29], где оценивали пластичность исследованного композита при температуре 570 °C при активном нагружении. В условиях, соответствующих испытаниям на осадку цилиндрического образца, разрушение происходило при степени деформации сдвига менее 0,5. В нашей работе при деформировании в режиме ползучести, как видно из табл. 1, достигнуто значение степени деформации сдвига от 1,78 до 1,94. При этом на поверхности испытанных образцов наблюдали капли расплавленного металла, но деформационные дефекты в виде пор и микротрещин визуально не обнаруживались. в б а Рис. 5. Образцы: а - до деформации; б - после нагрева до 500 °С и времени выдержки 3 ч (Λ = 0,33); в - после нагрева 530 °С и времени выдержки 3 ч (Λ = 1,66) Fig. 5. Samples: a - before deformation, b - after heating to 500 °C for 3 hours (Λ = 0,33), c - after heating to 530 °C for 3 hours (Λ = 1,66) Наибольший интерес представляют результаты деформирования при нагреве до 530 °C. На рис. 4, а хорошо заметно, что материал интенсивно деформировался в процессе нагрева до заданной температуры, после чего 3-часовая выдержка при этой температуре позволила достичь степени деформации сдвига 1,66 без видимых признаков разрушения. Для материала матрицы исследованного композита характерно проявление деформационного разупрочнения [28] при повышенных температурах и скоростях деформации 10-1-10-3 с-1. Объяснения высоких деформационных свойств исследованного материала хорошо согласуются также с исследованиями механизмов сверхпластичности композитов [21], что позволяет предположить проявление в нашем случае зернограничного проскальзывания за счет подплавления матричного сплава. Интенсивное накопление деформации во время выдержки при 530 °C, наблюдаемое на рис. 4, подтверждает протекание релаксационных процессов в нагруженном композите. Данные работы [30], в которой исследовалось деформационное поведение низконаполненного композита с матрицей из сплава 7075 при осадке в полужидком состоянии, показывают, что при повышении температуры от 500 до 550 °C сопротивление деформации при заметной пластической деформации снижается с 20 до 5 МПа. Согласно результатам наших исследований (см. рис. 3), деформирование в режиме ползучести происходит при напряжениях от 3 до 4 МПа. Наблюдаемое снижение деформирующих напряжений в более упрочненном частицами SiC материале, по-видимому, связано с тем, что при ползучести в нем активируются энергетически выгодные направления скольжения. Проведенные в представленном исследовании эксперименты позволяют определить условия процесса необходимые для реализации механизмов сверхпластичности композитного материала. Согласно выводам работ [16, 21] для реализации этих механизмов температура нагрева должна соответствовать началу появления жидкой фазы, что определяется не только составом композита, но в значительной степени морфологией и размерами структурных составляющих. Использованный в экспериментах режим непрерывного нагрева предварительно нагруженного композита позволяет достаточно точно определить начало интенсивного течения материала и скорость деформации в зависимости от режима термического воздействия. С точки зрения технологического формоизменения интерес представляют дальнейшие исследования при температурах от 530 до 570 °C и увеличении напряжений. Актуальны исследования при схемах напряженного состояния с преобладанием в очаге деформации растягивающих напряжений. Заключение Проведены экспериментальные исследования АММК с содержанием частиц SiC 10% по массе. Образцы подвергались воздействию постоянно действующей сжимающей осевой нагрузки с одновременным нагревом до заданной температуры. Часть образцов после достижения заданной температуры выдерживалась под нагрузкой определенное время. В результате были реализованы условия неустановившейся ползучести. Результаты исследований показали возможность деформирования ММК до степеней деформации, достаточных для производства заготовок или готовых изделий. В условиях одноосного сжатия образцы из АММК В95/10% SiC деформировались без разрушения. Для выбранных условий испытания, в которых обеспечивался одинаковый режим нагрева образцов, установлено, что при нагреве до температуры 530 °C, в зависимости от времени выдержки, накопленная степень деформации сдвига интенсивно росла и составляла от 0,68 до 1,66. В результате показано, что для дальнейшего поиска оптимальных термомеханических условий деформирования АММК В95/10% SiC в режиме высокотемпературной ползучести диапазон температур составляет (530±20) °C.

About the authors

S V Smirnov

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

D I Kryuchkov

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

A V Nesterenko

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

I M Berezin

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

D I Vichuzhanin

Institute of Engineering Science, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences

References

  1. Коновалов А.В., Смирнов С.В. Современное состояние и направления исследований металломатричных композитов системы Al/SiC (Обзор) // Конструкции из композиционных материалов. - 2015. - № 1. - С. 30-35.
  2. A fracture locus for a 50 volume-percent Al/SiC metal ma-trix composite at high temperature / S.V. Smirnov, D.I. Vichu¬zha-nin, A.V. Nesterenko, N.B. Pugacheva, A.V. Konovalov // Int. J. Mater. Form. - 2017. - Vol. 10. - Iss. 5. - P. 831-843. doi: 10.1007/s12289-016-1323-6
  3. Соснин О.В., Горев Б.В., Любашевская И.В. Ползу-честь в обработке металлов давлением // Вестник Пермского национального исследовательского политехнического универ-ситета. Механика. - 2001. - № 9. - С. 169-176.
  4. Gonzalez-Doncel G., Sherby O.D. High temperature creep behavior of metal matrix aluminum-SiC composites // Acta Metall. Mater. - 1993. - Vol. 41. - Iss. 10. - P. 2797-2805. doi: 10.1016/0956-7151(93)90094-9
  5. Mohamed F.A., Park K.T., Lavernia E.J. Creep behavior of discontinuous SiC Al composites // Mater. Sci. Eng. A. - 1992. - Vol. 150. - Iss. 1. - P. 21-35. doi: 10.1016/0921-5093(90)90004-M
  6. Park K.T., Lavernia E.J., Mohamed F.A. High temperature creep of silicon carbide particulate reinforced aluminum // Acta Metall. Mater. - 1990. - Vol. 38. - Iss. 11. - P. 2149-2159. doi: 10.1016/0956-7151(90)90082-R
  7. Fernandez R., Gonzalez-Doncel G. Understanding the creep fracture behavior of aluminum alloys and aluminum alloy metal matrix composites // Materials Science and Engineering A. - 2011. - Vol. 528. - Iss. 28. - P. 8218-8225. doi: 10.1016/j.msea.2011.07.027
  8. Tjong S.C., Ma Z.Y. The high-temperature creep behaviour of aluminium-matrix composites reinforced with SiC, Al2O3 and TiB2 particles // Composites Science and Technology. - 1997. - Vol. 57. - Iss. 6. - P. 697-702. doi: 10.1016/S0266-3538(97)00029-8
  9. Tjong S.C., Ma Z.Y. High-temperature behaviour of pow-der-metallurgy aluminium composites reinforced with SiC particles of various sizes // Composites Science and Technology. - 1999. - Vol. 59. - Iss. 7. - P. 1117-1125. doi: 10.1016/S0266-3538(98)00151-1
  10. Li Y., Langdon T.G. Creep behaviour of an Al-6061 metal matrix composite reinforced with alumina particulates // Acta Materialia. - 1997. - Vol. 45. - Iss. 11. - P. 4797-806. doi: 10.1016/S1359-6454(97)00132-8
  11. Li Y., Langdon T.G. Creep behaviour of a reinforced Al-7005 alloy: implications for the creep processes in metal matrix composites // Acta Materialia. - 1998. - Vol. 46. - Iss. 4. - P. 1143-1155. doi: 10.1016/S1359-6454(97)00320-0
  12. The effect of second phase on the creep deformation of 6061Al matrix composites / N. Matsuda, J. Akaike, K. Hongo, K. Matsuura // Materials Science and Engineering: A. - 1997. - Vol. 234-236. - P. 751-754. doi: 10.1016/S0921-5093(97)00255-4
  13. Bieler T.R., Mishra R.S., Mukherjee A.K. High-strain-rate superplasticity in aluminum-matrix composites // JOM. - 1996. - Vol. 48. - Iss. 2. - P. 52-57. doi: 10.1007/BF03221384
  14. Kaibyshev R., Kazyhanov V., Bampton C.C. Superplastic deformation of the 2009-15%SiCW composite // Key Engineering Materials. - 1997. - Vol. 127-131. - No. 2. - P. 953-960.
  15. Han B.Q., Chan K.C. High-strain-rate superplasticity of an AL2009-SiCw composite // Journal of Materials Science Letters. - 1997. - Vol. 16. - Iss. 10. - P. 827-829. doi: 10.1023/A:1018586610298
  16. Bin Z.L., Jintao H., Yanwen W. Plastic working and superplasticity in aluminium-matrix composites reinforced with SiC particulates // J. Mater Process Technol. - 1998. - Vol. 84. - Iss. 1-3. - P. 271-273. doi: 10.1016/S0924-0136(98)00233-7
  17. Ceschini L., Morri A., Orazi L. High strain rate superplasticity in aluminium matrix composites // Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers Part L Journal of Materials Design and Applications. - 2002. - Vol. 216. - No. 1. - P. 43-48.
  18. Mishra R.S., Bieler T.R., Mukherjee A.K. Mechanism of high strain rate superplasticity in aluminium alloy composites // Acta Mater. - 1997. - Vol. 45. - Iss. 2. - P. 561-568. doi: 10.1016/S1359-6454(96)00194-2
  19. Iwasaki H., Mabuchi M., Higashi K. The role of liquid phase in cavitation in a Si3N4p/Al-Mg-Si composite exhibiting high-strain-rate superplasticity // Acta Mater. - 1997. - Vol. 45. - Iss. 7. - P. 2759-2764. doi: 10.1016/S1359-6454(96)00404-1
  20. Mabuchi M., Iwasaki H., Higashi K. An Investigation of shear deformation in a semi-solid state of a high strain rate superplastic Si3N4p/Al-Mg-Si composite // Acta Mater. - 1998. - Vol. 46. - Iss. 15. - P. 5335-5343. doi: 10.1016/S1359-6454(98)00223-7
  21. Higashi K., Mabuchi M. Critical aspects of high strain rate superplasticity // Mater. Sci. Forum. - 1997. - Vol. 243-245. - P. 267-276. doi: 10.4028/www.scientific.net/MSF.243-245.267
  22. The role of partial melting on superplasticity of Si3N4p/Al-Cu-Mg composite / H.G. Jeong, K. Higara, M. Ma-buchi, K. Higashi // Scr. Mater. - 2000. - Vol. 42. - Iss. 5. - P. 479-485. doi: 10.1016/S1359-6462(99)00375-9
  23. Li Y., Langdon T.G. Fundamental aspects of creep in metal matrix composites // Metall and Mat Trans A. - 1999. - Vol. 30. - Iss. 2. - P. 315-324. doi: 10.1007/s11661-999-0320-5
  24. Li Y., Langdon T.G. An examination of a substructure-invariant model for the creep of metal matrix composites // Materials Science and Engineering: A. - 1999. - Vol. 265. - Iss. 1-2. - P. 276-284. doi: 10.1016/S0921-5093(98)01131-9
  25. Evangelista E., Spigarelli S. Constitutive equations for creep and plasticity of aluminum alloys produced by powder met-allurgy and aluminum-based metal matrix composites // Metall. and Mat Trans A. - 2002. - Vol. 33. - Iss. 2. - P. 373-381. doi: 10.1007/s11661-002-0098-1
  26. Structure and thermophysical properties of aluminum-ma-trix composites / N.B. Pugacheva, N.S. Michurov, E.I. Senaeva, T.M. By¬kova // Physics of Metals and Metallography. - 2016. - Vol. 117. - Iss. 11. - P. 1144-1151. doi: 10.1134/S0031918X16110119
  27. Higashi K. High strain rate superplasticity in Japan // Materials Science Forum. - 2000. - Vol. 331-337. - P. 57-70. doi: 10.4028/www.scientific.net/MSF.331-337.57
  28. An investigation into the hot deformation characteristics of 7075 aluminum alloy / M.R. Rokni, A. Zarei-Hanzaki, A. Roo¬staei Ali, H.R. Abedi // Materials and Design. - 2011. - Vol. 32. - Iss. 4. - P. 2339-2344. doi: 10.1016/j.matdes.2010.12.047
  29. Диаграмма предельной пластичности металломат-ричного композита В95/SiC с содержанием частиц SiC 10 об.% при околосолидусной температуре / Д.И. Вичу-жанин, С.В. Смир¬нов, А.В. Нестеренко, А.С. Игумнов // Письма о материа¬лах. - 2018. - Т. 8, № 1. - С. 88-93. doi: 10.22226/2410-3535-2018-1-88-93
  30. Jiang J., Chen G., Wang Y. Compression Mechanical Behaviour of 7075 Aluminium Matrix Composite Reinforced with Nano-sized SiC Particles in Semisolid State // Journal of Materials Science & Technology. - 2016. - Vol. 32. - Iss. 11. - P. 1197-1203. doi: 10.1016/j.jmst.2016.01.015

Statistics

Views

Abstract - 29

PDF (Russian) - 37

Cited-By


PlumX


Copyright (c) 2018 Smirnov S.V., Kryuchkov D.I., Nesterenko A.V., Berezin I.M., Vichuzhanin D.I.

Creative Commons License
This work is licensed under a Creative Commons Attribution-NonCommercial 4.0 International License.

This website uses cookies

You consent to our cookies if you continue to use our website.

About Cookies