Temperature and orientation dependence of the mechanical properties of Al_0.3CoCrFeNi high-entropy alloy singl.pdf Введение Высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) - это новый класс сплавов, который привлекает большое внимание исследователей и инженеров благодаря их уникальным физическим и механическим свойствам. Из-за высокой энтропии смешения эти сплавы образуют однофазные структуры с высокой симметрией: гранецентрированные кубические структуры (ГЦК), объемноцентрированные кубические структуры и гексагональные плотноупакованные структуры. Принципиальным отличием ВЭС от традиционных сплавов замещения и внедрения, в которых есть атомы растворителя и растворенного вещества, является формирование неупорядоченного твердого раствора, в котором атомы составляющих элементов имеют равную вероятность занять тот или иной узел кристаллической решетки. В результате этого ВЭС характеризуются несколькими важными особенностями, например высокой конфигурационной энтропией, затруднением диффузии и большими искажениями кристаллической решетки по сравнению с традиционными сплавами замещения и внедрения, имеющими атомы основы матрицы. Эти особенности структуры ВЭС способствуют стабилизации твердого раствора к выделению интерметаллических фаз, затрудняют движение полных дислокаций и приводят к улучшению механических свойств, особенно при низких температурах испытания. Последние исследования показали, что ВЭС, особенно с однофазной ГЦК-структурой, в области высоких температур при Т > 300 К не являются достаточно прочными для практических приложений [1-5]. Следовательно, другие механизмы упрочнения, например дисперсионное твердение, необходимы для достижения высокого уровня прочностных свойств при сохранении пластичности при деформации растяжением на уровне от 15 до 60 % [6, 7]. В настоящей работе представлены исследования влияния частиц β-фазы, упорядоченной по типу В2, на температурную зависимость критических скалывающих напряжений для скольжения τкр, кривые течения σ(ε), механизм деформации (скольжение, двойникование) и разрушение в широком температурном интервале T = 77-973 К в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi, ориентированных вдоль - и [001]-направлений при деформации растяжением. Исследования на поликристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi показали, что несмотря на то, что эти ВЭС характеризуются хорошей термической стабильностью за счет замедленной диффузии [1], в них происходит выделение частиц γ′-фазы, упорядоченной по типу L12, и частиц β-фазы, упорядоченной по типу В2, при длительных отжигах в течение 50-150 ч при 823-973 К [6]. Для выделения частиц β-фазы в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi в настоящей работе использовали старение как в поликристаллах данного сплава при 973 К в течение 50 ч [6]. Выбор - и [001]-ориентаций обусловлен следующим обстоятельством. В -кристаллах, фактор Шмида для двойникования mдв = 0.31 больше фактора Шмида для скольжения mск = 0.27 и mдв / mск > 1 [8]. Следовательно, эта ориентация благоприятна для развития механического двойникования и дает возможность установить влияние частиц β-фазы на развитие механического двойникования в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi. В [001]-кристаллах, напротив, фактор Шмида для двойникования mдв = 0.23 меньше фактора Шмида для скольжения mск = 0.41 и mдв/mск < 1 [8] и кристаллы данной ориентации позволят исследовать влияние частиц β-фазы на механическое поведение при деформации скольжением. Монокристаллы ГЦК ВЭС Al0.3CoCrFeNi выращивали методом Бриджмена в атмосфере аргона из заготовок, выплавленных в печи сопротивления. Для достижения однородности распределения элементов в объеме заготовок их переплавляли 3 раза. Кристаллы гомогенизировали в атмосфере гелия при 1470 К в течение 48 ч и затем закаливали в воду. Образцы в форме двойной лопатки вырезали на электроискровом станке. Поврежденный поверхностный слой удаляли механической шлифовкой и затем полировали в электролите 200 мл H3PO4+50 г CrO3. Ориентацию определяли на дифрактометре ДРОН-3М. Электронно-микроскопические исследования проводили на электронном микроскопе Jeol 2010 при ускоряющем напряжении 200 кВ. Поверхность разрушения исследовали на сканирующем электронном микроскопе VEGA3 TESCAN. Механические испытания в интервале температур от 77 до 973 К проводили на испытательной машине Instron 5969 со скоростью деформации 4•10-4 с-1. Критические скалывающие напряжения для скольжения определяли, используя выражение τкр = σ0.1∙ mск (σ0.1 - осевые напряжения на пределе текучести). Химический состав монокристаллов после закалки определяли рентгенофлуоресцентным методом: Fe = 23.8 ат. %, Ni = 22.88 ат. %, Cr = 23.29 ат. %, Co = 23.36 ат. %, Al = 6.67 ат. %. После закалки полученные монокристаллы представляют собой твердый раствор замещения на основе ГЦК-решетки и не содержат дисперсных частиц второй фазы. Результаты эксперимента и их обсуждение Рис. 1. Температурная зависимость критических скалывающих напряжений τкр в монокристаллах высокоэнтропийного сплава Al0.3CoCrFeNi при деформации растяжением: кр. 1 - однофазное состояние без частиц после закалки от температуры 1470 К; кр. 2 - после старения при 973 К в течение 50 ч; τGз, τGч, τSз, τSч - термоактивируемая и атермическая компоненты τкр соответственно в закаленных и с частицами кристаллах На рис. 1 представлены значения критических скалывающих напряжений τкр для - и [001]-кристаллов ВЭС Al0.3CoCrFeNi при деформации растяжением в широком температурном интервале Т = 77-973 К в однофазном состоянии и после старения при температуре 973 К в течение 50 ч. Из рис. 1 видно, что во всем исследуемом температурном интервале после старения в течение 50 ч при температуре 973 К наблюдается рост τкр относительно закаленных кристаллов. Электронно-микроскопические исследования показывают, что после старения в течение 50 ч при 973 К в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi происходит выделение частиц β-фазы с упорядоченной по типу В2-структурой (рис. 2). Частицы имеют неравноосную форму со средней длиной l = 250- 350 нм и шириной d = 30-45 нм и межчастичным расстоянием L = 500-750 нм и наблюдаются на светлопольных изображениях дислокационной структуры деформированных кристаллов с дислокациями (рис. 2, a). Это свидетельствует о том, что частицы β-фазы имеют некогерентное сопряжение с исходной матрицей [9]. Частиц другой фазы при данном старении в монокристаллах не обнаружено. Следовательно, рост τкр в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi обусловлен выделением частиц β-фазы. В поликристаллах данного ВЭС при старении 973 К в течение 50 ч также наблюдаются частицы только одной β-фазы [6]. Рис. 2. Дислокационная структура монокристаллов высокоэнтропийного сплава Al0.3CoCrFeNi после старения при 973 К в течение 50 ч при деформации растяжением: а - частицы β-фазы в -кристаллах, Т = 296 К, εпл = 5 %; б - [001]-ориентация, Т = 296 К, εпл = 10 %; в - дефекты упаковки в -кристаллах, Т = 77 К, εпл = 5 % Из рис. 1 видно, что при выделении частиц β-фазы, как и в закаленных кристаллах исследуемого ВЭС, τкр не зависят от ориентации кристалла. Следовательно, закон Боаса - Шмида выполняется, что является типичным поведением для ГЦК-кристаллов при деформации скольжением [5, 10, 11]. На температурной зависимости τкр(Т) монокристаллов Al0.3CoCrFeNi ВЭС после старения при 973 К в течение 50 ч, как и в закаленных кристаллах, наблюдается два температурных интервала. При Т < 373 К наблюдается сильная температурная зависимость τкр(Т), превышающая температурную зависимость модуля сдвига G(T) [5, 10, 11], тогда как при Т > 373 К τкр(Т) слабо зависят от температуры как G(T) и τкр(Т) можно представить как τкр(Т) = τкрS(Т) + τкрG(Т), (1) где τкрS(Т) и τкрG(Т) - соответственно термоактивируемая и атермическая компоненты τкр. τкрS = τкр(77 К) - τкрG(373 К) в закаленных кристаллах равна 90 МПа, а после старения с частицами β-фазы становится больше на 25 МПа и τкрS = 115 МПа. Атермическая компонента τкрG = 85 МПа после старения также увеличивается на 25 МПа относительно закаленных кристаллов и остается постоянной при Т ≥ 500 К, тогда как в закаленных кристаллах τкрG с ростом температуры уменьшается и при Т = 973 К становится в 2.3 раза меньше, чем в кристаллах с частицами β-фазы (рис. 1). Такое поведение τкрG в кристаллах после старения с ростом температуры испытания качественно свидетельствует о том, что частицы β-фазы являются некогерентными и с дислокациями взаимодействуют по механизму огибания [9, 12]. При скольжении в сплавах с некогерентными частицами критические скалывающие напряжения τкр(Т) определяются согласно [9, 12]: . (2) Здесь τf (b) - напряжение трения, которое испытывает полная дислокация a/2 при своем движении в матрице; G = 81000 МПа - модуль сдвига ВЭС при комнатной температуре [13]; L - расстояние между частицами β-фазы, которое по данным просвечивающей электронной микроскопии (рис. 2) в кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi при старении при 973 К в течение 50 ч равно 600- 750 нм; b = 0.25 нм - модуль вектора Бюргерса полной дислокации a/2. При L = 600 нм оценка вклада в τкр от частиц β-фазы (Gb/L) дает значение 34 МПа, а при L = 750 нм - (Gb/L) = = 40 МПа. В результате оценка τкр после старения при 973 К в течение 50 ч по соотношению (2) при комнатной температуре при τf (b) = 70 МПа и (Gb/L) = 34-40 МПа дает значение104-110 МПа, а при 77 К при τf (b) = 150 МПа и (Gb/L) = 34-40 МПа τкр = 184-190 МПа, что хорошо согласуется с экспериментально полученными результатами (рис. 1). В поликристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с размером зерна d = 200 мкм после старения при 973 К в течение 50 ч при выделении частиц β-фазы предел текучести при комнатной температуре испытания увеличивается на Δσ0.1 = 50 МПа относительно исходных кристаллов без частиц [6]. При данном значении Δσ0.1 = 50 МПа в поликристаллах Δτкр = = Δσ0.1/M = 16 МПа (M = 3.06 - фактор Тейлора [7]), что 2-2.5 раза меньше, чем в монокристаллах исследуемого ВЭС. В поликристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с размером зерна d = 200 мкм частицы β-фазы выделяются как в объеме зерна, так и по границам зерен [6], а в монокристаллах только в объеме кристалла. Следовательно, объемная доля частиц β-фазы в объеме кристалла больше, чем в объеме зерна поликристалла ВЭС Al0.3CoCrFeNi с d = 200 мкм. Это различие в распределении частиц β-фазы в поли- и монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi приводит к большему эффекту упрочнения от частиц β-фазы в монокристаллах, чем в поликристаллах. На рис. 3 представлены σ(ε) кривые для - и [001]-кристаллов ВЭС Al0.3CoCrFeNi при деформации растяжением в температурном интервале Т = 77-773 К после старения при 973 К в течение 50 ч. В таблице приведены для сравнения данные по механическим свойствам закаленных монокристаллов и поликристаллов после закалки и старения ВЭС Al0.3CoCrFeNi. Несмотря на то, что τкр(Т) не зависят от ориентации кристалла (рис. 1), коэффициент деформационного упрочнения Θ = dσ/dε и пластичность εпл в - и [001]-кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi оказываются зависящими от ориентации кристалла. Обычно в сплавах с некогерентными частицами зависимость Θ = dσ/dε от ориентации кристалла не наблюдается, поскольку некогерентные частицы способствуют развитию сдвига в нескольких системах вблизи них с малым фактором Шмида [14]. Рис. 3. Кривые «напряжение - деформация» монокристаллов высокоэнтропийного сплава Al0.3CoCrFeNi после старения при 973 К в течение 50 ч при деформации растяжением: а - [001] ориентация; б - В -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi при выделении частиц β-фазы σ(ε) кривые имеют вид, близкий к параболической зависимости с высоким коэффициентом деформационного упрочнения Θ = dσ/dε, который слабо зависит от температуры испытания (рис. 3, таблица). Увеличение Θ в -кристаллах с частицами β-фазы сопровождается резким в 4-5 раза снижением пластичности этих кристаллов, по сравнению с закаленными и с частицами γ′-фазы -кристаллами. При небольшой пластичности достигается высокий уровень напряжений перед разрушением σmax = 1020 МПа в кристаллах данной ориентации при 77 К, который с повышением температуры испытания уменьшается из-за сильной температурной зависимости σ0.1(Т) и τкр(Т) (таблица). При 77 К -кристаллы с частицами β-фазы характеризуются вязким разрушением. При большом увеличении на поверхности наблюдается характерный для вязкого разрушения чашечный узор (рис. 4, в, г). В [001]-кристаллах с частицами β-фазы зависимость σ(ε) кривых сохраняется линейной, но при этом также наблюдается рост Θ и уменьшение пластичности относительно закаленных кристаллов данной ориентации (таблица). Θ = dσ/dε в [001]-кристаллах с частицами β-фазы оказывается меньше, чем в -кристаллах с частицами β-фазы, и с увеличением температуры испытания уменьшается, как в ГЦК-сплавах замещения при деформации скольжением [10]. Пластичность в [001]-кристаллах с частицами β-фазы сохраняется большой до 27-30 %. При высокой пластичности в [001]-кристаллах с частицами β-фазы при 77 К достигается высокий уровень напряжений перед разрушением, как и в -кристаллах с частицами β-фазы (таблица), который с ростом температуры испытания уменьшается. Разрушаются [001]-кристаллы с частицами β-фазы, как и -кристаллы вязко (рис. 4, а, б). По механическим свойствам [001]-кристаллы ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы оказываются близкими к механическим свойствам состаренных при 973 К в течение 50 ч поликристаллов исследуемого ВЭС (таблица) [6]. Механические свойства моно- и поликристаллов ВЭС Al0.3CoCrFeNi при растяжении Сплав Ориентация Т, К σ0.1, МПа τкр, МПа Интервал деформации, % Θ = dσ/dε, МПа σmax, МПа ε, % Al0.3CoCrFeNi, закалка 1473 К × 1 ч [5] [001] 77 296 423 365 185 136 150 76 56 5-20 1533 1200 1200 923 634 621 38 39 42 77 296 423 580 285 200 155 77 54 7.5-20 1840 1520 1200 1200 835 658 40 42 45 Al0.3CoCrFeNi, закалка 1473 К × 1 ч + + старение 973 К × 50 ч, настоящая работа [001] 77 296 473 773 463 256 212 180 190 110 87 74 2.5-10 3000 1900 1500 950 1060 700 600 410 30 28 29 27 77 296 473 773 740 388 330 277 200 110 89 75 1-6 3400 3000 3500 2000 1020 793 735 436 8 14 10 9 Al0.3CoCrFeNi, состаренные при 893 К × 50 ч, [15] 296 390 105 12.5-30 1260 920 50 Al0.3CoCrFeNi, закалка 1473 К × 1 ч [6] Поликристалл 296 159 52 10-30 625 410 60 Al0.3CoCrFeNi, закалка 1473 К × 1 ч + + старение 973 К × 50 ч [6] Поликристалл 296 215 70 10-20 1000 520 35 Анализ представленных данных на рис. 3 и в таблице показывает, что механические свойства (вид σ(ε) кривых, Θ = dσ/dε и пластичность) -и [001]-кристаллов ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы резко отличаются от механических свойств закаленных и с частицами γ′-фазы кристаллов исследуемого ВЭС [5, 15]. В закаленных -и [001]-кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi, как было показано ранее в [5], пластическое течение преимущественно развивалось в одной системе с Θ, в 1.6-2 раза меньшим при 77-296 К, чем с частицами β-фазы (таблица). В закаленных монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi локализация деформации преимущественно в одной системе и уменьшение Θ обусловлены наличием ближнего порядка в расположении атомов Al [5]. Выделение частиц γ′-фазы дополнительно к ближнему порядку усиливает локализацию деформации в одной системе, что приводит к уменьшению Θ и увеличению пластичности в -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с когерентными частицами γ′-фазы, упорядоченной по типу L12, по сравнению с закаленными -кристаллами (таблица). В -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы Θ = dσ/dε оказывается в 2.4 раза выше, а пластичность, напротив, в 4 раза меньше, чем в случае с когерентными частицами γ′-фазы кристаллов данной ориентации при 296 К (таблица) [15]. Это значит, что различие в Θ и εпл в кристаллах ориентации ВЭС Al0.3CoCrFeNi с разным типом частиц второй фазы определяется разным механизмом взаимодействия скользящих дислокаций с частицами. В случае когерентных частиц γ′-фазы, скользящие дислокации взаимодействуют с частицами по механизму срезания [9]. Это приводит к разупрочнению действующих систем скольжения, усилению локализации сдвига в одной системе, развитию планарной структуры с плоскими скоплениями дислокаций, уменьшению Θ и сохранению высокой пластичности [15]. Исследование дислокационной структуры деформированных до 10 % - и [001]-крис¬таллов ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы при 296 К показывает, что плоских скоплений дислокаций нет и структура представляет собой однородное распределение дислокаций в нескольких системах (рис. 2, а, б). Детальный анализ дислокационной структуры показывает, что вокруг частиц β-фазы наблюдается повышенная плотность дислокаций (рис. 2, б). Это свидетельствует о том, что скользящие дислокации взаимодействуют с частицами β-фазы по механизму Орована (огибания) [9, 12] и способствуют высокому накоплению дислокаций, что приводит к деформации с высоким Θ даже при небольшой объемной доле этих частиц. При 77 и 296 К в деформированных -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы двойникования нет, но обнаружены дефекты упаковки (ДУ) (рис. 2, в). Взаимодействие ДУ со скользящими дислокациями и частицами β-фазы приводит к дополнительному росту Θ = dσ/dε в -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы по сравнению с [001] кристаллами. Физическая причина температурной и ориентационной зависимости Θ = dσ/dε в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы требует дополнительных электронно-микроскопических исследований. Рис. 4. Фрактографические картины разрушения монокристаллов высокоэнтропийного сплава Al0.3CoCrFeNi после старения при 973 К в течение 50 ч при деформации растяжением при 77 К: а, б - [001] ориентация; в, г - Заключение Старение монокристаллов ВЭС Al0.3CoCrFeNi при температуре 973 К в течение 50 ч приводит к выделению некогерентных неравноосных частиц β-фазы, упорядоченной по типу В2, со средней длиной l = 250-350 нм и шириной d = 30-45 нм и межчастичным расстоянием L = 500-750 нм. Взаимодействие скользящих дислокаций с частицами β-фазы реализуется по механизму огибания. Установлено, что при деформации растяжением температурная зависимость критических скалывающих напряжений τкр(Т) в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi в широком температурном интервале Т = 77-973 К определяется скольжением и имеет зависимость, характерную для ГЦК сплавов замещения при деформации скольжением. Критические скалывающие напряжения τкр при выделении некогерентных частиц β-фазы возрастают во всем исследуемом интервале температур на 30-50 МПа относительно закаленных кристаллов и не зависят от ориентации кристалла. Закон Боаса - Шмида для τкр в монокристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с некогерентными частицами β-фазы выполняется. При выделении некогерентных частиц β-фазы в - и [001]-кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi пластическое течение протекает с высоким коэффициентом деформационного упрочнения Θ = dσ/dε, что связано с высоким накоплением дислокаций и локальным развитием скольжения в нескольких системах у частиц β-фазы при взаимодействии скользящих дислокаций с некогерентными частицами β-фазы по механизму огибания. Показано, что коэффициент деформационного упрочнения Θ = dσ/dε и пластичность в кристаллах с частицами β-фазы зависят от ориентации кристалла. Максимальная величина Θ = dσ/dε = = 3400 МПа и минимальная пластичность 8 % наблюдаются в -кристаллах при 77 К. В [001]-кристаллах при 77 К Θ = dσ/dε = 3000 МПа, а пластичность достигает 28 %. Ориентационная зависимость Θ обусловлена наличием дефектов упаковки в -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi с частицами β-фазы и их отсутствием в [001]-кристаллах. При деформации растяжением двойникование в -кристаллах ВЭС Al0.3CoCrFeNi при выделении некогерентных частиц β-фазы не обнаружено до разрушения кристаллов при 77 и 296 К.

Скачать электронную версию публикации