CC BY
12
УДК 539.383, 539.5
Механика деформирования и разрушения композита WC-(Fe-Mn-C) при осевом сжатии
И.Н. Севостьянова1'2, Т.Ю. Саблина1, А.Г. Бурлаченко1, С.Н. Кульков1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
В работе изучена эволюция формирования деформационного рельефа на поверхности гетерофазного материала «карбид вольфрама - железомарганцевая сталь» при осевом сжатии. Проанализированы структурные изменения, происходящие на микромасштабном (изменение размера областей когерентного рассеяния и напряжений II рода) и макромасштабном уровне (накопление деформированных карбидных зерен, трещин по границе раздела фаз, формирование и развитие упорядоченного деформационного макрорельефа в виде макрополос локализованного сдвига). Показано, что в процессе деформации карбидостали происходит уменьшение среднего размера карбидных зерен, подвергнутых пластической деформации, увеличение плотности микротрещин по границе раздела фаз, уменьшение среднего расстояния между полосами локализованного сдвига. Установлена стадийность развития деформации и процессов предразрушения кар-бидостали, коррелирующая с видом деформационной кривой. На первой стадии деформационного упрочнения происходит совместная деформация матрицы и зерен карбида вольфрама без нарушения сплошности материала. Второй стадии соответствует образование на свободных поверхностях карбидостали множественных макрополос локализованного сдвига, ориентированных в двух направлениях ~45° к оси нагруже-ния. Они представляют собой зоны с высоким содержанием деформированных зерен и трещин. В местах пересечения полос сдвига наблюдается образование макротрещин размером 40-150 мкм, являющихся предвестниками катастрофического разрушения. Методами рентгеноструктурного анализа прослежено изменение параметров тонкой кристаллической структуры в карбидной и связующей фазах в процессе поэтапного нагружения карбидостали. Показано, что с увеличением деформации происходит уменьшение размера областей когерентного рассеяния и увеличение микронапряжений кристаллической решетки в обеих фазах. Установлено, что деформация в связующей фазе начинается раньше, чем в карбиде вольфрама. Причем основные изменения параметров тонкой кристаллической структуры в карбиде вольфрама происходят на стадии формирования полос локализованного сдвига.
Ключевые слова: карбидостали, деформация, сжатие, деформационный рельеф, полосы локализованного сдвига, трещины, рентгеноструктурный анализ
DOI 10.24412/1683-805X-2021-6-50-57
Deformation and fracture mechanics of WC-(Fe-Mn-C) composite
in axial compression
I.N. Sevostyanova1,2, T.Yu. Sablina1, AG. Burlachenko1, and S.N. Kulkov1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
Deformation-induced surface roughening of a heterophase tungsten carbide/ferromanganese steel composite was investigated under axial compression. Structural changes were analyzed at the microscale (change in the size of the coherent scattering regions and mode II stresses) and at the macroscale (accumulation of deformed carbide grains, interfacial cracks, formation and evolution of ordered deformation-induced macroroughness in the form of localized shear macro-bands). It is shown that carbide steel deformation occurs with a decrease in the average size of plastically deformed carbide grains, an increase in the density of interfacial microcracks, and a decrease in the average distance between localized shear bands. The deformation and prefracture stages of carbide steel are found to correlate with the shape of the stressstrain curve. In the first stage of work hardening, the matrix and tungsten carbide grains are deformed simultaneously without loss of material continuity. In the second stage, multiple localized shear macrobanding occurs on the free surfaces of carbide steel along two directions at an angle of ~45° to the loading axis. The macrobands are areas with a large amount of deformed grains and cracks. The band intersection points are the sites where macrocracks of length 40-150 ^m are initiated, which are precursors of catastrophic failure. The changes in the parameters of the fine crystal structure in the carbide and binder phases during loading stages were analyzed by X-ray diffraction. It is shown that with strain increase the size of the coherent scattering regions decreases and the lattice microstresses increase in both phases. Deformation in the binder begins earlier than in tungsten carbide. The main changes in the fine crystal structure parameters of tungsten carbide occur at the stage of localized shear banding.
Keywords: carbide steels, deformation, compression, deformation-induced surface roughness, localized shear bands, cracks, X-ray diffraction analysis
© Севостьянова И.Н., Саблина Т.Ю., Бурлаченко А.Г., Кульков С.Н., 2021
1. Введение
Пластическое течение в нагруженном твердом теле развивается локализованно на всех масштабных уровнях, при этом практически всегда на свободных поверхностях исследователи наблюдают появление деформационного рельефа (полос локализованного сдвига). К настоящему времени накоплен обширный экспериментальный и теоретический материал локализации деформации на разных масштабных уровнях, на всех этапах пластического течения твердых тел от предела текучести до разрушения, и выявлены общие закономерности этого процесса [1-23]. Он проявляется в виде полос сдвига и представляет собой некристаллографические области концентрированного пластического течения, которые наблюдаются практически во всех металлических моно- и поликристаллических материалах, подвергнутых пластической деформации [1-11].
Экспериментальные исследования деформации и разрушения непластичных материалов, в том числе пористых, к которым относятся композиты типа твердых сплавов, стекла, горные породы, бетоны, керамики, также показывают, что процессы микрорастрескивания и последующего формирования магистральных трещин локализуются вдоль направлений максимальных касательных напряжений в соответствии с законами механики [12-17]. В работе [24] методом БГС показано, что уже в упругой области деформация пористого диоксида циркония протекает макроскопически локализованно. При этом наблюдается хорошее качественное согласие расчетов с результатами эксперимента.
Однако работ, посвященных исследованию явлений коллективной самоорганизации в гетеро-фазных системах, к которым относятся и метал-ломатричные композиты (ММС) явно недостаточно. Численные эксперименты при моделировании механического поведения таких систем показывают, что распределение деформаций и развитие полос локализации в гетерофазных материалах происходят либо по максимальным касательным напряжениям (45°), либо в направлении 22.5° к оси сжатия, причем это зависит от пористости, соотношения твердой фазы и связки [1823]. В частности, моделирование механического поведения при сжатии металлокерамических композиционных материалов Т1№-Т1В2, проведенное авторами работы [22], показало, что вместо нескольких заметных зон локализованного сдвига, которые приводят к макроскопическому разруше-
нию всего образца, наблюдается множество зон локализованной деформации, которые перераспределяют напряжения и обеспечивают более равномерную нагрузку на армирующие частицы Т1В2.
Описание деформационного поведения хрупких и малопластичных материалов, которые являются однородными с макроскопической точки зрения и неоднородными микроскопически, остается актуальной задачей механики деформируемого твердого тела. Прежде всего, это может быть влияние внешнего давления на изменение объема в ходе деформирования — дилатансии, что объясняется наличием различных микродефектов — пор, трещин различного масштаба [2427]. Появление локализации на макроуровне также может быть связано с фазовыми превращениями в фазах ММС, что дополнительно влияет на формирование напряженно-деформированного состояния в материале. Особо этот вопрос стоит при создании высокопрочных и малопластичных композиционных материалов на основе карбида вольфрама типа твердых сплавов, в которых связующая фаза способна к структурным превращениям при нагружении.
Таким образом, целью работы является исследование характера деформации и последующего разрушения малопластичного гетерофазного материала WC-(Fe-Mn-C) при осевом сжатии и формирования деформационного рельефа в процессе нагружения.
2. Материалы и методы исследования
В качестве объекта исследования использовали закаленную от 1150 °С в масло карбидосталь WC-(Fe-Mn-C) с содержанием 70 об. % упрочняющей фазы. Технология получения карбидоста-лей описана в работе [28]. Средний размер карбидного зерна в карбидостали составлял 2.9 ± 0.2 мкм, а средний размер межкарбидных прослоек — 1.3 ± 0.2 мкм. Металлографическая пористость образцов не превышала 0.5 %. Испытания на осевое сжатие проводили на образцах прямоугольного сечения 4 х 5 мм2, высотой 7 мм на машине 1п81гоп-1185 со скоростью на-гружения 2.4 • 10-4 с-1. Боковую грань образцов, предназначенную для исследований, полировали алмазными пастами (АСМ), последовательно меняя их дисперсность от 40 до 1 мкм. Исследования проводили при ступенчатом нагружении через каждые 100 МПа вплоть до разрушения. После
каждого нагружения до заданного напряжения образец разгружали и проводили металлографические и рентгеноструктурные исследования по участку поверхности размером 120 х 80 мкм2, обозначенному реперными точками. Количественный металлографический анализ проводили методом секущих на оптическом микроскопе NEOPHOT-21 в прямом и косом освещении и на растровом электронном микроскопе VEGA Tescan 3 SBH [29].
Рентгеноструктурный анализ проводили на рентгеновском дифрактометре с фильтрованным CuKa излучением. Обработка рентгенограмм осуществлялась с помощью компьютерной программы, основанной на оптимизации отклонения аппроксимирующего профиля от экспериментального. Размеры областей когерентного рассеяния (ОКР) фаз находили по уравнению Шеррера [30] по дифракционным отражениям ближнего порядка, а значения микродисторсии рассчитывали по формуле Вильсона-Стокса [31] по дифракционному отражению дальнего порядка, которые пересчитывали в микронапряжения amicro с соответствующим модулем упругости [32].
3. Результаты и обсуждение
Типичная деформационная кривая а-е карби-достали показана на рис. 1. Видно, что наряду с высоким пределом прочности при сжатии ас = 3790 ± 100 МПа материал демонстрирует высокое значение предельной деформации до разрушения — 6.6 %. При перестроении деформационной кривой а = а0+Кеп в двойных логарифмических координатах [33], вставка на рис. 1, она преобразуется в два прямолинейных участка с разным показателем степени п1 и п2, что свидетельствует о смене характера процесса деформирования материала. Причем изменение угла наклона линейных участков происходит при деформации 3.5 %.
Металлографические исследования торцевой полированной поверхности показали, что в самых тонких прослойках связки появляются микротрещины, а в карбидных зернах следы скольжения, которое происходит по двум системам <1120> (1010) и <1120>(0001) [34] (рис. 2).
С увеличением остаточной деформации более 3 % количество зерен со следами скольжения и количество микротрещин растет.
Распределение зерен карбида вольфрама по размерам показано на рис. 3, а. Закрашенная область показывает распределение карбидных зерен со следами скольжения в зависимости от остаточ-
Рис. 1. Кривая нагружения а-е. На вставке кривая а-е в координатах ln (а/а0) - ln е (цветной в онлайн-версии)
ной деформации. Видно, что при малых деформациях в первую очередь деформируются отдельные крупные карбидные зерна размерами 49 мкм, при этом их количество невелико. С ростом деформации в процесс пластического течения вовлекаются зерна меньшего размера и к моменту разрушения практически все карбидные зерна размером >4 мкм и более половины карбидных зерен от 2.5 до 4 мкм подвергнуты пластической деформации. Из представленных на рис. 3, а распределений также видно, что на зернах ШС с размером <1 мкм нет следов скольжения. Одновременно наблюдается существенный рост плотности микротрещин по межфазным границам (рис. 3, б).
Измерение размеров областей когерентного рассеяния В в карбиде вольфрама и в связующей фазе с увеличением остаточной деформации
Рис. 2. РЭМ-изображение структуры: 1 — следы скольжения на деформированных карбидных зернах; 2 — микротрещины по границе раздела фаз
Рис. 3. Эволюция распределения деформированных карбидных зерен (а); изменение среднего размера деформированных карбидных зерен (кривая 1) и плотности микротрещин по границе раздела фаз (кривая 2) в зависимости от остаточной деформации (б) (цветной в онлайн-версии)
(рис. 4, а) показало, что в исходном состоянии они отличаются примерно в 2 раза, а при увеличении остаточной деформации ОКР связки начинают уменьшаться сразу после появления в композите пластической деформации, в то время как в карбидной составляющей — только после определенного значения ОКР связки. Аналогичная картина наблюдается и для микронапряжений (рис. 4, б), возникающих в карбиде вольфрама (кривая 1) и в связующей фазе (кривая 2). Это соответствует 3.5 % общей деформации, когда происходит смена характера процесса деформирова-
Рис. 4. Изменение размера областей когерентного рассеяния (а) и микронапряжений (б) в карбиде вольфрама (кривая 1) и связующей фазе (кривая 2) с ростом деформации (цветной в онлайн-версии)
ния материала (рис. 1), т.е. деформация в связующей фазе начинается раньше, чем в ШС.
При остаточной деформации около 3.5 % на поверхности появляется упорядоченный характер изменений. Металлографически наблюдается локализация пластической деформации в виде полос сдвига, аналогично [22] (рис. 5, а). Они представляют собой области с большим количеством карбидных зерен со следами скольжения, сильно-деформированной связующей фазой и микротрещинами по границам раздела «карбид - карбид», «карбид - связка». Полосы сдвига ориентированы в направлении максимальных касательных напряжений под углом примерно 45° к оси нагружения, причем они распространяются независимо от внутренней структуры материала. Их длина варьируется в широких пределах, от 30-40 мкм до 4 мм, сопоставимых с размером образца, а ширина составляет 5-10 мкм, т.е. 2-4 размера карбидного зерна. Пересечение полос локализованной деформации приводит к фрагментации всей по-
Рис. 5. Макрокартина деформационного рельефа на поверхности композита при осевом сжатии (а); формирование макротрещин в зоне пересечения полос (б)
верхности деформируемого образца. Перед разрушением образцов основные повреждения накапливаются в нескольких сопряженных полосах локализованной деформации. В местах пересечения полос сдвига наблюдается образование макротрещин размером 40-150 мкм (рис. 5, б).
На рис. 6, а представлена эволюция распределения расстояний между полосами локализованной деформации с ростом пластической деформации. Из рисунка видно, что при деформации 4% на поверхности формируются полосы сдвига, среднее расстояние между которыми варьируется в широких пределах — от 20 до 700 мкм. С увеличением деформации наблюдается интенсивное образование новых полос сдвига, причем полос сдвига, расстояние между которыми составляет 30-50 мкм, образуется больше, чем макрополос, расстояние между которыми выше 90-100 мкм, распределение 2 и 3 на рис. 6, а.
Увеличение общего количества полос сдвига с ростом деформации приводит к уменьшению среднего расстояния между ними с 49 до 33 мкм (рис. 6, б, кривая 1). При этом плотность полос локализованной деформации увеличивается (рис. 6, б, кривая 2). Однако перед разрушением, при уровне деформации 5.9-6.5 %, процесс образования новых полос локализованной деформации замедляется. При этом процессы деформации и разрушения в виде полос скольжения на карбидных зернах, разрушение карбидных зерен, образование и слияние трещин, ориентированных по границе раздела фаз, происходят в нескольких сопряженных полосах сдвига, имеющих на поверхности карбидосталей более выраженный рельеф. Анализ обломков разрушенных образцов показал, что катастрофическое разрушение ком-
Рис. 6. Кинетика распределения полос локализованной деформации по размерам на поверхности образца карбидостали при уровне остаточной деформации 8 = 4.00, 5.15, 6.5 % (а); изменение среднего расстояния между полосами локализованной деформации (1) и плотности полос локализованной деформации (2) от остаточной деформации (б) (цветной в онлайн-вер-сии)
(Ь), мкм
50-
40-
35-
30- ^—п—1
251-,-,-,-,-
3400 3600 3800 4000 4200 стс, МПа
Рис. 7. Корреляционная зависимость изменения предела прочности при осевом сжатии от среднего расстояния между полосами локализованной деформации, посчитанная перед разрушением карбидосталей с разным содержанием марганца в связующей фазе
позитов развивается в результате слияния нескольких макротрещин в сопряженных полосах сдвига.
При деформации гетерофазных композиционных материалов важную роль в развитии деформационных структур играют, с одной стороны, разница в механических свойствах составляющих фаз, а с другой стороны, границы раздела между фазами [23]. При этом на границах раздела фаз неизбежно возникают поля локализованных напряжений, которые могут оказывать сильное влияние на эволюцию деформационных структур. Литературные данные показывают [35-39], что в локальных напряженных состояниях карбидной и связующей фаз наблюдаются широкие диапазоны напряжений. Согласно [36] наибольшие концентрации напряжений и соответственно деформаций в связующей фазе формируются вблизи карбидных углов и на границах раздела «карбид -связка».
На рис. 7 показана корреляционная зависимость среднего расстояния между макрополосами локализованной деформации, посчитанная перед разрушением карбидосталей с разным содержанием марганца в связующей фазе и механическими свойствами карбидосталей. Видно, что с уменьшением среднего расстояния между полосами локализованного сдвига предел прочности при осевом сжатии ос карбидосталей увеличивается, т.е. чем сильнее фрагментируется структура на макроуровне, тем выше механические свойства карбидосталей.
4. Заключение
Установлено, что деформация гетерофазного материала «карбид вольфрама - железомарганце-вая сталь» развивается в две стадии, коррелирующие с видом деформационной кривой. На первой стадии (показатель степени п = 0.7) происходит совместная деформация связующей и карбидной фазы, причем деформация в связующей фазе начинается раньше, чем в карбиде вольфрама, о чем свидетельствуют данные изменения размеров областей когерентного рассеяния и микронапряжения кристаллической решетки фаз. На второй стадии происходит локализация деформации в виде образования и эволюции полос локализованного сдвига, распространяющихся в двух направлениях и ориентированных под углом ~45° к оси на-гружения по всей поверхности деформируемого образца независимо от гетерофазной структуры карбидостали. Показано, что они представляют собой области с большим количеством карбидных зерен со следами скольжения, сильно деформированной связующей фазой и микротрещинами по границам раздела «карбид - карбид», «карбид - связка». На микроуровне происходит уменьшение размеров ОКР и увеличение микронапряжений кристаллической решетки в связующей и карбидной фазах, что свидетельствует об интенсивной пластической деформации структурных составляющих карбидостали вплоть до катастрофического разрушения.
Деформационное поведение карбидостали WC-(Бе-Мп-С) в процессе нагружения сжатием можно охарактеризовать как баланс между накоплением напряжений в карбидной и связующей фазах и их релаксацией в виде трещин по границе раздела фаз, разрушения карбидных зерен, образования и развития полос локализованного сдвига, формирования макротрещин при пересечении полос сдвига. Причем формирование полос локализованного сдвига на стадии предразрушения карби-достали можно охарактеризовать как явление коллективной самоорганизации гетерофазной структуры на разных масштабных уровнях, способствующее повышению живучести композита. При этом чем сильнее фрагментируется структура на макроуровне, тем выше механические свойства карбидосталей.
Результаты получены при выполнении комплексного проекта «Создание высокотехнологичного импортозамещающего производства полно-
го цикла металлорежущих сложнопрофильных многогранных твердосплавных пластин для приоритетных отраслей промышленности» (соглашение о предоставлении субсидии от 27.11.2019 № 075-11-2019-036), реализуемого ИФПМ СО РАН при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках постановления Правительства РФ от 09.04.2010 № 218.
Литература
1. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Физическая мезомеханика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. I. Физические основы многоуровневого подхода // Физ. мезомех. -2006. - Т. 9. - № 3. - С. 9-22.
2. Alfyorova E.A., Lychagin D.V. Self-organization of plastic deformation and deformation relief in FCC single crystals // Mech. Mater. - 2018. - V. 117. -P. 202-213. - https://doi.org/10.1016/j.mechmat. 2017. 11.011
3. Ignatovich S., Karuskevich M., Yutskevych S. Evolution of the deformation relief on the surface of a clad aluminum alloy at random cyclic loads // Int. J. Fatigue. - 2017. - V. 101. - Part 1. - P. 45-50. - https:// doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2017.03.013
4. Sokovikov M.A., Simonov M.Yu., Bilalov D.A., Simo-nov Yu.N., Naimark O.B. Plastic strain localization in amg6 alloy under dynamic loading // Phys. Meso-mech. - 2020. - V. 23. - No. 2. - P. 45-57. - https:// doi.org/10.24411/1683-805X-2020-12005
5. Panin V.E., Egorushkin V.E., Surikova N.S., Pochiva-lov Yu.I. Shear bands as translation-rotation mode of plastic deformation in solids under alternate bending // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 703. - P. 451-460. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2017.07.063
6. Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Беспалова И.В. Многомасштабная локализация деформации в монокристаллах с ГЦК решеткой при сжатии // Вестник Тамбовского университета. - 2016. - Т. 21. -№ 3. - С. 1342-1344. - https://doi.org/10.20310/ 1810-0198-2016-21-3-1342-1345
7. Antolovich S.D., Armstrong R. W. Plastic strain localization in metals: Origins and consequences (Review) // Prog. Mater Sci. - V. 59. - No. 1. - 2014. - P. 1160. - https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2013.06.001
8. Панин В.Е., Панин Л.Е. Масштабные уровни гоме-остаза в деформируемом твердом теле // Физ. ме-зомех. - 2004. - Т. 7. - № 4. - С. 5-23.
9. Зуев Л.Б., Данилов В.И. Медленные автоволновые процессы при деформации твердых тел // Физ. ме-зомех. - 2003. - Т. 6. - № 1. - С. 75-94.
10. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Шмаудер З., Сторо-женко И.В. Эффекты локализации деформации в композитах на основе Al с включениями Al2O3 // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 35-47.
11. Зуев Л.Б., Баранникова С.А., Лунев А.Г. От макро к микро. Масштабы пластической деформации. -Новосибирск: Наука, 2018.
12. Ma G., Zhou W., Chang X-L., Ng T-T., Yang L-f. Formation of shear bands in crushable and irregularly shaped granular materials and the associated microstructural evolution // Powder Technol. - 2016. -V. 301. - P. 118-130. - https://doi.org/10.1016/j. powtec.2016.05.06
13. Wong T., Baud P. The brittle-ductile transition in porous rock: A review // J. Struct. Geol. - 2012. -V. 44. - P. 25-53. - https://doi.org/10.1016/jjsg.2012. 07.010
14. Wei Yu., Anand L. On micro-cracking, inelastic dila-tancy, and the brittle-ductile transition in compact rocks: A micro mechanical study // Int. J. Solids Struct. - 2008. - V. 45. - No. 10. - P. 2785-2798. -https://doi.org/10.1016/jijsolstr.2007.11.028
15. Savchenko N.L., Sevostyanova I.N., Sablina T.Yu., Gomze L., Kulkov S.N. The influence of porosity on the elasticity and strength of alumina and zirconia ceramics // AIP Conf. Proc. - 2014. - V. 1623. - P. 547550. - https://doi.org/10.1063/L4899003
16. Савченко Н.Л., Саблина Т.Ю., Севостьянова И.Н., Буякова С.П., Кульков С.Н. Деформация и разрушение пористых хрупких материалов при различных схемах нагружения // Изв. вузов. Физика. -2015. - № 11. - С. 56-60.
17. Wang X.D., Song S.L., Liu P., Zhu Z.W., Zhang H.F., Ren X.C. Shear band deformation and fatigue stria-tions during three-point bending fatigue crack growth in brittle metallic glass // J. Non-Cryst. Solids. -2020. - V. 536. - P. 2-6. - https://doi.org/10.1016/j. jnoncrysol.2020.119988
18. Drucker D.C., Prager W. Soil mechanics and plastic analysis for limit design // Quart. Appl. Math. -1952. - V. 10. - No. 2. - P. 157-165.
19. Prandtl L. Spannungsverteilung in plastischen korper // Proc. 1st Int. Congr. Appl. Mech. Delft. - 1924. - P. 43.
20. Рейс А. Учет упругой деформации в теории пластичности. Теория пластичности. - М.: Изд-во иностр. лит., 1948.
21. Makarov P.V., Schmauder S., Cherepanov O.I., Smo-lin I.Yu., Romanova V.A., Balokhonov R.R., Sara-ev D.Yu., Soppa E., Kizler P., Fischer G., Hu S., Ludwig M. Simulation of elastic-plastic deformation and fracture of materials at micro-, meso- and macrolevels // Theor. Appl. Fract. Mech. - 2001. - V. 37. - No. 13. - P. 183-244. - https://doi.org/10.1016/S0167-8442 (01)00078-7.
22. Makarov P.V., Bakeev R.A., Peryshkin A.Yu., Zhu-kovA.S., ZiatdinovM.Kh., Promakhov V.V. Modelling of the deformation and destruction of a TiNi-TiB2 metal-ceramic composite fabricated by direct laser deposition // Eng. Fract. Mech. - 2019. - V. 222. -P. 106712. - https://doi.org/10.1016/j.engfracmech. 2019.106712
23. Jia N., Raabe D., Zhao X. Texture and microstructure evolution during non-crystallographic shear banding in a plane strain compressed Cu-Ag metal matrix composite // Acta Mater. - 2014. - V. 76. - P. 238251. - https://doi.org/10.1016/j.actamat.2014.05.036
24. Kulkov S.N., Smolin I.Yu., Mikushina V.A., Sabli-na T.Yu., Sevostyanova I.N., Gorbatenko V.V. Studying strain localization in brittle materials during the Brazilian test // Russ. Phys. J. - 2020. - V. 63. - P. 976983. - https://doi.org/10.1007/s11182-020-02126-z
25. Астафуров С.В., Шилько Е.В., Андреев А.В., Пса-хье С.Г. Исследование влияния неравноосности сжатия на дилатансионные процессы в блочной среде в условиях сдвигового деформирования // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - № 2. - С. 47-56.
26. Макаров П.В., Еремин М.О. Модель разрушения хрупких и квазихрупких материалов и геосред // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 1. - С. 5-26.
27. Гольдштейн Р.В., Осипенко Н.М. Влияние вида элементов структуры материала на сценарий разрушения при сложном напряженном состоянии // Изв. РАН. МТТ. - 2015. - № 2. - С. 44-59.
28. Севостьянова И.Н., Саблина Т.Ю., Федоров Д., Голуб А., Кульков С.Н. Исследование фазового состава и его влияние на механические свойства карби-досталей WC-(Fe-Mn-C) // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). -2020. - Т. 22. - № 2. - C. 76-88. - https://doi.org/10. 17212/1994-6309-2020-22.2-76-88
29. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургия, 1976.
30. Scherrer P. Bestimmung der inneren Struktur und der Größe von Kolloidteilchen mittels Röntgenstrahlen // Kolloidchemie Ein Lehrbuch. - 1912. - P. 387-409. -https://doi.org/10.1007/978-3-662-33915-2_7
31. Stokes A.R., Wilson A.J.C. The diffraction of X-rays by distorted crystal aggregates // Proc. Phys. Soc. -
1944. - V. 56. - P. 174-181. - https://doi.org/10. 1088/0959-5309/56/3/303
32. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев А.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. - М.: Металлургия, 1982.
33. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. - Киев: Наукова думка, 1989.
34. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. -M.: Металлургия, 1976.
35. Подога В.А., Кебко В.П., Лошак М.Г., Александрова Л.И. Термические напряжения в твердом сплаве WC-Co после спекания // Проблемы прочности. -1990. - № 12. - C. 87-93.
36. Tarrago J.M., Roa J.J., Jiménez-Piqué E., Keown E., Fair J., Lanes L. Mechanical deformation of WC-Co composite micropillars under uniaxial compression // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. - 2016. - No. 54. -P. 70-74. - https://doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2015.07. 015
37. Андриевский А.Р., Спивак И.И. Прочность тугоплавких соединений и материалов на их основе. -Челябинск: Металлургия, 1989.
38. Paggett J.W., Krawitz A.D., Drake E.F., Bour-keM.A.M., Livescu V., Claussen B., Brown D.W. In situ loading response of WC-Ni: origins of toughness // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. - 2006. - V. 24. -P. 122-128.
39. Травушкин Г.Г., Чернявский К.С., Фальковский В.А., Ковальский Н. Ф. Экспериментальное изучение структурного аспекта зарождения разрушения в образцах твердых сплавов WC-20^, нагруженных одноосным сжатием // Проблемы прочности. -1977. - № 7. - С. 95-97.
Поступила в редакцию 09.07.2021 г., после доработки 30.07.2021 г., принята к публикации 30.07.2021 г.
Сведения об авторах
Севостьянова Ирина Николаевна, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, sevir@ispms.ru Саблина Татьяна Юрьевна, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, sabtat@ispms.ru Бурлаченко Александр Геннадьевич, мнс ИФПМ СО РАН, aleksburlachenko@rambler.ru Кульков Сергей Николаевич, д.ф.-м.н., проф., ИФПМ СО РАН
