A temeparture dependence of the mechanical properties and fracture mechanism in cast multi-principle-elements FeMnCrNiCo.pdf Введение Многокомпонентные высокоэнтропийные сплавы (ВЭСы) в настоящее время являются предметом пристального внимания ученых всего мира. Концепция создания таких сплавов базируется на достижении максимального значения энтропии смешения при формировании эквиатомных или близких к эквиатомным композиций, состоящих из пяти и более элементов [1, 2]. В процессе смешения элементов в ВЭСах обычно формируются стабильные однофазные твердые растворы, имеющие ГЦК- и ОЦК-кристаллические решетки [3]. В работах, посвященных изучению ВЭСов, сообщалось об их привлекательных с точки зрения практического применения свойствах, таких как: высокая износостойкость, сильное деформационное упрочнение, фазовая стабильность, жаропрочность, высокая пластичность, вязкий характер разрушения вплоть до криогенных температур [4, 5]. Одним из наиболее изучаемых ВЭСов является сплав Кантора FeMnCrNiCo, обладающий привлекательными механическими характеристиками в области пониженных температур испытания. За счет высокого значения энтропии смешения уже в литом состоянии в данном сплаве происходит формирование однофазной ГЦК-структуры [1]. Основным механизмом деформации сплава Кантора является дислокационное скольжение, однако в области низких температур, помимо скольжения, происходит активация механического двойникования. В результате этого уменьшение длины свободного пробега дислокаций способствует росту прочностных характеристик, повышению деформационного упрочнения, подавлению процессов образования шейки и увеличению пластичности сплава [6-10]. К недостаткам сплава Кантора можно отнести относительно низкие прочностные характеристики в области высоких температур: значение предела текучести составляет порядка 200 МПа при комнатной температуре и уменьшается с ростом температуры испытания [5]. Низкие прочностные свойства существенно ограничивают область практического применения сплава. Одним из эффективных способов повышения предела текучести низкопрочных многокомпонентных сплавов является твердорастворное упрочнение атомами внедрения, наиболее распространенные из которых - углерод и азот [11-16]. В работах, посвященных вопросу легирования сплава Кантора углеродом, отмечается его положительное влияние на механические свойства. Такой подход способствует увеличению прочностных свойств литого сплава Кантора, особенно в области низких температур испытаний [12, 13, 15]. Однако анализ литературных данных показывает, что добавление углерода в сплав Кантора способствует не только твердорастворному упрочнению, но и формированию большого количества карбидов типа Cr23C6 и Cr7C3 в матрице и по границам зерен [17]. В литом эквиатомном сплаве FeMnCrNiCo карбиды хрома образуются уже при концентрации углерода 1.84 ат.% [17]. В работе [12] было показано, что в сплаве CoCr0.25NiFeMn уменьшение концентрации хрома способствует растворению 2 ат.% углерода в аустенитной матрице, но при больших его концентрациях карбидообразования не удается избежать. Для сплавов с одним базовым элементом использование азота в качестве легирующего элемента является более эффективным способом улучшения механических характеристик, чем применение углерода. Так, например, легирование азотом аустенитной нержавеющей стали Fe-15Cr-15Mn-4Ni способствовало более сильной стабилизации аустенита, а также приводило к большему росту пределов текучести и прочности по сравнению с углеродосодержащей сталью [18]. Известно, что азот повышает стойкость материалов к коррозии, стабилизирует аустенитную фазу в широком диапазоне температур, улучшает прочностные характеристики сплавов при одновременном сохранении высоких пластических свойств [13, 19-21]. Широкое применение азота в качестве легирующего элемента для улучшения прочностных свойств металлических материалов активно используется при разработке аустенитных нержавеющих сталей [22-24]. В настоящее время существует ограниченное количество работ, направленных на исследование азотосодержащих ВЭСов [25-27]. В одной из них было показано, что легирование азотом четырехкомпонентного литого сплава FeMnCoCr вплоть до 3.2 ат.% оказывает положительное влияние на прочность и пластичность сплава [27]. В другой работе авторами были описаны механические свойства сплава Кантора, легированного азотом с разной атомной концентрацией, при двух температурах испытания - 77 и 293 К [19]. Добавление 0.5 и 1 ат.% азота способствует росту механических свойств исходного литого сплава CoCrFeMnNi, при этом значения прочностных свойств увеличиваются с уменьшением температуры испытания сильнее, чем в сплаве Кантора. В сплаве CoCrFeMnNi с 2 ат.% азота предел текучести при комнатной температуре достигает 395 МПа при сохранении хорошей пластичности (67%), однако при Т = 77 К удлинение исследуемого сплава составляет лишь 8%, что обусловлено образованием нитридов хрома Cr2N по границам зерен [19]. Стоит отметить, что в приведенных литературных данных анализ механических свойств проводился лишь при двух температурах испытания - 77 и 297 К, т.е. вопрос об анализе температурной зависимости механических характеристик и механизмов разрушения в широком температурном интервале от криогенных температур до 473 К не раскрыт полностью. Цель настоящего исследования - установление температурной зависимости механических свойств и механизма разрушения литого сплава Кантора, легированного азотом с разными атомными концентрациями. 1. Методика эксперимента Для исследования были выбраны литые высокоэнтропийные сплавы, имеющие следующие химические составы, ат.%: (20.0Fe-20.0Mn-20.0Cr-20.0Ni-20.0Co (ВЭС-0N), 19.7Fe-20.0Mn- 20.0Cr-19.9Ni-19.0Co-1.4N (ВЭС-1.4N) и 20.4Fe-20.4Mn-20.3Cr-20.3Ni-17.0Co-1.6N (ВЭС-1.6N). Сплавы были выплавлены в вакуумной дуговой печи в атмосфере аргона. Из литых заготовок были вырезаны образцы для микроструктурных исследований и проведения механических испытаний на одноосное статическое растяжение. Часть образцов сплава Кантора была гомогенизирована для устранения дендритных ликваций (отжиг при Т = 1200 °С, 2 ч, прокатка при комнатной температуре, отжиг при Т = 1200 °С, закалка в воду). Все образцы были механически отшлифованы и электролитически отполированы в пересыщенном растворе ангидрида хрома (CrO3) в ортофосфорной кислоте. Исследование фазового состава сплавов проводилось на рентгеновском дифрактометре ДРОН 7 («Буревестник») с использованием CoKα-излучения. Параметры кристаллической решетки были вычислены путем экстраполяции зависимости величин (ahkl), определенных для каждой рентгеновской линии с индексами (hkl), от функции (cosθcotθ) [28]. Анализ исходной микроструктуры исследуемых сплавов, а также деформированных поверхностей и поверхностей разрушения проводился при помощи оптического микроскопа (Altami MET 1C) и сканирующего электронного микроскопа (СЭМ), (LEO EVO 50, «Zeiss»), оснащенного приставкой для энергодисперсионного микроанализа. Электронно-микроскопические исследования проводили с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEM 2100 (ПЭМ), «JEOL»). Для изучения механических свойств из литых заготовок были вырезаны плоские образцы, имеющие форму двойных лопаток с размерами рабочей части 12×2.6×1.4 мм. Механические испытания проводились на испытательных электромеханических машинах LFM-125 («Walter + Bai AG») и Instron 1185 («Instron») в интервале температур от 77 до 473 К со скоростью деформации 5∙10-4 с-1. 2. Результаты эксперимента и их обсуждение Микроструктура и фазовый состав исследуемых сплавов в литом состоянии На рис. 1 представлены результаты рентгеноструктурного анализа и СЭМ-изображения поверхностей литых сплавов ВЭС-0N, ВЭС-1.4N и ВЭС-1.6N. Исследование фазового состава показало, что все изучаемые сплавы имеют аустенитную структуру с ГЦК-кристаллической решеткой и находятся в однофазном состоянии (рис. 1, а). Легирование исходного сплава ВЭС-0N атомами внедрения способствует существенному искажению кристаллической решетки и увеличению ее параметра aγ: от 3.593 Å в сплаве ВЭС-0N до 3.608 и 3.609 Å в сплавах ВЭС-1.4N и ВЭС-1.6N соответственно. Методом рентгеноструктурного анализа никаких иных фаз, кроме аустенитной, обнаружено не было. Величина относительного изменения параметра решетки на 1 ат.% азота составляет Δa/ΔCN ≈ 1 пм/aт.%, что вдвое меньше значения, полученного в работе [19]. Этот результат может косвенно указывать на формирование незначительного количества вторичных нитридных фаз в азотистых сплавах. Рис. 1. Рентгенограммы (а, б) и СЭМ-изображения поверхностей образцов (в-д): а - ВЭС-0N, ВЭС-1.4N и ВЭС-1.6N; б - ВЭС-0N; в - ВЭС-0N; г - ВЭС-1.4N; д - ВЭС-1.6N. На (б) приведен фрагмент рентгенограммы для литого (сплошная линия) и гомогенизированного (штрихпунк¬тир) сплава ВЭС-0N. Буквами обозначены: Д - дендритная область; М - междендритная область Анализ СЭМ-изображений, полученных для литых образцов, показал, что все изучаемые сплавы характеризуются дендритной микроструктурой, характерной для ВЭСов в литом состоянии. Методом энергодисперсионного микроанализа было установлено, что дендритные области для всех исследуемых сплавов обогащены железом, кобальтом и хромом, а междендритные прослойки - марганцем и никелем [13]. Несмотря на это, дендритные и междендритные области имеют аустенитную структуру с близкими параметрами решетки (рис. 1). На рис. 1, б представлен фрагмент рентгенограмм (в диапазоне углов дифракции, соответствующих рентгеновскому максимуму (200)γ) для сплава Кантора в литом и гомогенизированном состояниях. Формирование дендритных ликваций в литых образцах способствует уширению рентгеновских максимумов относительно максимума, соответствующего гомогенизированному состоянию. Это происходит из-за незначительных различий параметров решетки аустенитных фаз в дендритных и междентритных областях, обусловленных различиями их составов. С более подробным описанием дендритной микроструктуры сплава Кантора и ВЭСов, легированных азотом, можно ознакомиться в работе [13]. Легирование азотом приводит к частичной гомогенизации литого сплава Кантора. В сплаве ВЭС-1.4N наблюдается явная тенденция к растравливанию границ зерен, вызванная, вероятно, микросегрегациями легирующих элементов на границах (рис. 1, в). Методами ПЭМ- и СЭМ-анализа не было выявлено никаких нитридных фаз по границам зерен. В сплаве ВЭС-1.6N наблюдается уменьшение доли междендритных прослоек и выявляются пластины вторичных фаз вдоль границ зерен (рис. 1, г, 2, а). Следует отметить, что зернограничная вторичная фаза была выявлена не для всех границ зерен в сплаве ВЭС-1.6N: наблюдали границы с хорошо выявляемыми методом СЭМ протяженными пластинами нитридов (рис. 2, а) и относительно «чистые» границы с единичными частицами, которые выявляли при ПЭМ-исследованиях (рис. 2, б). Рис. 2. СЭМ- (а) и ПЭМ- (б, в) изображения границ зерен в сплаве ВЭС-1.6N. Микродифракционная картина (вставка на б) соответствует области, выделенной пунктиром. Темнопольное ПЭМ-изображение (в) получено в рефлексе нитрида Cr2N Температурная зависимость механических свойств исследуемых высокоэнтропийных сплавов в литом состоянии На рис. 3, а-в приведены диаграммы растяжения для исследуемых сплавов, которые свидетельствуют о сильной температурной зависимости их механических свойств. На рис. 3, г представлены данные о влиянии легирования азотом на температурную зависимость предела текучести σ0.2 сплава Кантора. Напряжения течения в выбранной области температур испытания представляют собой сумму термически активируемой (σ0.2S) и атермической (σ0.2G) компонент напряжений [29]: σ0.2(T) = σ0.2S(T)+σ0.2G(T). Для того, чтобы оценить величины σ0.2S и σ0.2G, можно воспользоваться данными работы [6] о температурной зависимости механических свойств сплава Кантора. Анализ данных в работе [6] позволяет определить температуру Т0 = 473 К, при которой компонента σ0.2S становится близка к нулю. Согласно данным, представленным на рис. 3, г, величина атермической компоненты напряжения для исходного сплава Кантора составляет σ0.2G ≈ 180 МПа (при Т = 473 К). Легирование азотом приводит к увеличению напряжения σ0.2G до 210 МПа, и эта величина не изменяется при увеличении концентрации азота от 1.4 до 1.6 ат.% (табл. 1). Анализ данных, представленных на рис. 3, г, показывает, что для сплава Кантора в области низкотемпературной деформации (Т < 297 К) зависимость σ0.2(T) существенно превышает зависимость модуля сдвига от температуры G(Т), а для азотистых многокомпонентных сплавов это характерно для всего исследуемого интервала температур [30]. В области термически активируемой деформации компонента напряжения σ0.2S существенно возрастает при понижении температуры, и это увеличение тем сильнее, чем больше концентрация атомов азота в сплаве (табл. 1). Сопоставление данных, представленных на рис. 3, г и в табл. 1, показывает, что легирование азотом способствует существенному увеличению компоненты σ0.2S по сравнению со сплавом Кантора. Таким образом, легирование азотом способствует росту как атермической, так и термически активируемой компоненты напряжения. А температурная зависимость предела текучести азотистых ВЭСов существенно превышает температурную зависимость предела текучести сплава Кантора, не содержащего атомов внедрения. Аналогичное поведение ранее отмечали в работах, посвященных изучению твердорастворного упрочнения атомами внедрения в аустенитных нержавеющих сталях [20, 31]. Рис. 3. Кривые «напряжение - удлинение» (а-в) и температурная зависимость предела текучести σ0.2 в исследуемых сплавах (г): а - ВЭС-0N; б - ВЭС-1.4N; в - ВЭС-1.6N Таблица 1 Значения термически активируемых и атермических компонент напряжения в исследуемых сплавах Сплав σ0.2S (77 К), МПа σ0.2S (473 К), МПа σ0.2G (77 К), МПа σ0.2G (473 К), МПа ВЭС-0N ≈ 160 0 ≈ 180 180 ВЭС-1.4N ≈ 420 0 ≈ 210 210 ВЭС-1.6N ≈ 660 0 ≈ 210 210 Для литого сплава Кантора максимальные значения величины предела текучести σ0.2, предела прочности σВ и удлинения до разрушения наблюдаются при температуре испытания Т = 77 К: 350 МПа, 1400 МПа и 80% соответственно (рис. 3, а). Этот сплав обладает высокими значениями пластичности во всем исследуемом температурном интервале. Подобное поведение сплава Кантора при криогенных температурах было описано ранее в работах [6, 32]. Так, в работе [6] было установлено, что с уменьшением температуры испытания от комнатной до Т = 77 К в сплаве Кантора происходит изменение механизма деформации от дислокационного скольжения к комплексному механизму деформации, включающему дислокационное скольжение и механическое двойникование. Это способствует росту деформационного упрочнения и подавляет процессы образования шейки на образцах, увеличивая пластичность сплава Кантора [6, 30]. В работе [32] было показано, что в испытаниях на растяжение при Т = 77 К в сплаве Кантора деформационные двойники были обнаружены уже при степени пластической деформации 6%. С увеличением температуры испытания при растяжении происходит уменьшение величины удлинения δ литого сплава Кантора до 50% при Т = 473 К. Снижение пластичности при повышенных температурах испытания является следствием ослабления планарности дислокационной структуры, и такое поведение является типичным для сплава Кантора [5, 6, 32]. Легирование азотом приводит к изменению характера деформационных кривых - они становятся линейными, также твердорастворное упрочнение азотом сопровождается увеличением коэффициента деформационного упрочнения сплавов (рис. 3, а-в). В работе [19] было показано, что такое изменение деформационного поведения сплава Кантора при легировании азотом происходит из-за формирования планарной дислокационной структуры без развития механического двойникования даже при Т = 77 К. При температуре испытания Т = 77 К образцы сплава ВЭС-1.4N разрушались после незначительной пластической деформации (2-3%), хотя в сплаве с 1.6 ат.% азота величина удлинения достигала 15% (рис. 3, б, в). Охрупчивание литых азотосодержащих ВЭСов при температуре жидкого азота также было продемонстрировано в работе М. Климовой с соавторами [19], но при легировании эквиатомного сплава (в нашем случае сплавы обеднены по кобальту) литой сплав с концентрацией азота 1 ат.% имел пластичность 72% при Т = 77 К, а охрупчивание до 8% наблюдалось при концентрации азота 2 ат.% [19]. Исследуемые в данной работе сплавы с 1.4 и 1.6 ат.% азота находятся в интервале концентраций, исследуемых в работе [19]. То есть, несмотря на общую тенденцию к низкотемпературному охрупчиванию литых сплавов с повышением концентрации азота, единой картины по влиянию концентрации азота на величину пластичности не формируется. Сплав с концентрацией 1.4 ат.% азота при Т = 77 К обладает пластичностью меньшей, чем сплав с 1.6 ат.% азота и сплав с 2 ат.% азота, рассмотренный в работе [19] (рис. 4, а). То есть данные настоящей работы указывают на немонотонную зависимость удлинения δ (при Т = 77 К) от концентрации азота (рис. 4, б). Рис. 4. Зависимость удлинения до разрушения δ от концентрации азота СN (а) и температурная зависимость удлинения δ(Т) в исследуемых сплавах (б). На (а) сплошной линией обозначены результаты, полученные в настоящей работе, пунктирной линией - данные, представленные в работе [19] Несмотря на различия в концентрационной зависимости удлинения до разрушения при Т = 77 К, при комнатной температуре результаты представленного исследования хорошо коррелируют с результатами работы [19] (рис. 4, а). В температурном интервале от 183 до 473 К исследуемые азотосодержащие ВЭСы имеют пластичность, сопоставимую со сплавом Кантора. Так, например, при комнатной температуре испытания величина удлинения составила 65 и 63% для ВЭС-1.4N и ВЭС-1.6N соответственно. А при Т = 473 К пластичность азотосодержащих ВЭСов оказалась выше, чем у сплава Кантора (50%), и составила 70 и 62% для ВЭС-1.4N и ВЭС-1.6N соответственно. Увеличение пластичности азотосодержащих ВЭСов, по сравнению со сплавом Кантора, в области комнатной и повышенных температур испытания также может быть связано с усилением планарности дислокационной структуры при легировании азотом многокомпонентных сплавов и сталей, как это было показано ранее в работах [18, 19]. Этот вопрос требует дальнейшего детального ПЭМ-анализа микроструктуры исследуемых сплавов. Влияние легирования азотом на температурную зависимость механизмов разрушения сплава Кантора На рис. 5 представлены СЭМ-изображения поверхностей разрушения исследуемых литых сплавов после испытаний на растяжение при температурах Т = 77 и 297 К. Рис. 5. СЭМ-изображения поверхностей разрушения сплавов после испытаний на растяжение при температурах 77 (а, в, д) и 297 К (б, г, е): а, б - ВЭС-0N; в, г - ВЭС-1.4N; д, е - ВЭС-1.6N Результаты исследования образцов, полученных после испытаний на растяжение при комнатной температуре, свидетельствуют о том, что исходный сплав Кантора и сплав с 1.4 ат.% азота при Т = 297 К разрушаются транскристаллитно вязко с образованием многочисленных ямок излома на поверхностях разрушения (рис. 5, б, г). Сплав ВЭС-1.6N при Т = 297 К разрушается преимущественно вязко, однако на поверхности излома наблюдаются вторичные интеркристаллитные трещины (рис. 5, е). Их формирование при разрушении сплава ВЭС-1.6N обусловлено смачиванием части межзеренных границ зернограничной фазой нитрида хрома (см. рис. 2). Выделение хрупкой зернограничной фазы ослабляет границы зерен, затрудняет «передачу пластического сдвига» через границу. Дислокационные скопления, характерные для азотистого сплава, обычно приводят к возникновению высоких напряжений в голове скоплений у границы «зерно/пластина нитрида» и могут провоцировать интеркристаллитное разрушение. Однако из-за относительно невысоких деформирующих напряжений при комнатной температуре в сплаве ВЭС-1.6N может происходить релаксация напряжений у границ зерен за счет развития пластической деформации в теле зерен, вследствие этого азотистый сплав испытывает значительную пластическую деформацию без преждевременного разрушения. Несмотря на преобладание транскристаллитного излома, в азотистых сплавах все-таки происходит формирование зернограничных трещин - они выявляются на поверхностях разрушения в сплаве ВЭС-1.6N (рис. 5, е) и видны на боковых поверхностях разрушенных образцов сплавов ВЭС-1.4N и ВЭС-1.6N (рис. 6). Но этот механизм не является доминирующим. Рис. 6. СЭМ-изображение формирования зернограничных трещин на боковых поверхностях сплавов ВЭС-1.4N (а) и ВЭС-1.6N (б) после испытаний на разрушение при комнатной температуре При испытаниях при температуре жидкого азота, как это было показано выше, сплав Кантора обладает высокими пластическими свойствами. При этой температуре испытания он разрушается транскристаллитно вязко, аналогично разрушению при комнатной температуре (рис. 6, а). Энергодисперсионный анализ поверхностей разрушения свидетельствует о том, что разрушение происходит как в дендритах, так и в междендритных областях (табл. 2, спектры 1 и 2). Таблица 2 Элементный состав участков, выделенных на рис. 5, а, в, д (ЭДС-анализ) № спектра Fe, ат.% Mn, ат.% Cr, ат.% Ni, ат.% Co, ат.% N, ат.% 1 21.38 19.18 21.09 18.21 20.14 - 2 20.47 23.66 21.71 16.70 17.46 - 3 11.93 30.04 12.28 29.96 14.67 1.12 4 18.11 20.68 18.78 22.97 18.73 0.73 5 18.83 22.65 19.13 22.54 16.20 0.65 6 20.44 17.16 20.15 19.82 17.43 5.00 После испытаний на растяжение при температуре 77 К механизм разрушения азотистых ВЭСов заметно изменяется. В то время как сплав Кантора при Т = 77 К разрушается вязко, сплав с 1.4 ат.% азота разрушается интеркристаллитно хрупко, с редкими локальными элементами транскристаллитного ямочного излома (см. рис. 5, в). Этот экспериментальный факт подтверждает данные микроструктурного анализа (повышенная травимость границ без выделения нитридов) и указывает на формирование микросегрегаций на границах зерен в литом сплаве ВЭС-1.4N. Действительно, методом энергодисперсионного анализа поверхностей разрушения образцов ВЭС-1.4N выявлено неоднородное распределение базовых элементов и увеличение концентрации марганца и никеля у границ (табл. 2, спектры 3 и 4). В сплаве с концентрацией азота 1.6 ат.% механизм разрушения является смешанным: преобладает хрупкий интеркристаллитный механизм разрушения, но также наблюдается формирование транскристаллитных квазисколов (см. рис. 5, д). То есть в сплаве ВЭС-1.6N помимо растрескивания вдоль межфазных границ «аустенит - нитрид» наблюдается переход «хрупкость - вязкость» в аустенитных зернах, характерный для высокоазотистых сталей [20, 33]. Анализ элементного состава участков на поверхностях разрушения показал, что для хрупких интеркристаллитных элементов характерны повышенные концентрации азота, хрома и железа, а квазисколы образуются в аустенитных зернах, имеющих состав, близкий к эквиатомному сплаву Кантора с азотом (табл. 2, спектры 5 и 6). То есть «смачивание» границ зерен нитридной фазой, вероятно, ответственно за преждевременное разрушение образцов азотистого сплава ВЭС-1.6N при Т = 77 К, как это уже наблюдали в работе [34]. При растяжении при температуре жидкого азота в азотосодержащих ВЭСах уровень деформирующих напряжений заметно выше, чем при Т = 297 К, т.е. релаксация напряжений у границ затруднена и сплав разрушается после небольшой степени пластической деформации. Зернограничные нитриды препятствуют «передаче сдвига» через границу зерна при низкотемпературной деформации, вызывая хрупкое разрушение образцов при температуре жидкого азота. Важно отметить, что микросегрегации элементов на границах зерен в сплаве ВЭС-1.4N оказывают больший эффект охрупчивания, чем сформированные на границах зерен в сплаве ВЭС-1.6N нитридные фазы (см. рис. 4, б). Для более ясного понимания низкотемпературной хрупкости, наблюдаемой в настоящей работе в азотосодержащем сплаве Кантора, необходимы дальнейшие исследования. Заключение В работе исследовали микроструктуру, фазовый состав, температурную зависимость механических свойств и механизмов разрушения литых высокоэнтропийных сплавов, ат.%: 20.0Fe- 20.0Mn-20.0Cr-20.0Ni-20.0Co, 19.7Fe-20.0Mn-20.0Cr-19.9Ni-19.0Co-1.4N и 20.4Fe-20.4Mn- 20.3Cr-20.3Ni-17.0Co-1.6N. Экспериментально показано, что независимо от химического состава все исследуемые сплавы обладают аустенитной структурой с ГЦК-кристаллической решеткой, а легирование азотом вызывает сильные эффекты твердорастворного упрочнения. Помимо растворения азота в кристаллической решетке аустенита, в сплаве с 1.6 ат.% азота формируется незначительная доля зернограничных нитридов. Легирование азотом приводит к увеличению прочности и пластичности эквиатомного сплава Кантора в диапазоне температур испытания от 183 до 473 К. Несмотря на значительное увеличение предела текучести при легировании азотом, при Т = 77 К азотсодержащие сплавы обладают низкими значениями удлинения. Легирование азотом способствует усилению температурной зависимости предела текучести сплава Кантора, вызывая рост термически-активируемой и атермической компонент напряжений. При Т = 77 К азотосодержащие сплавы разрушаются преимущественно интеркристаллитно хрупко, что обусловлено формированием микросегрегаций основных элементов у границ зерен в сплаве с 1.4 ат.% азота и частичным смачиванием границ зерен нитридной фазой в сплаве с 1.6 ат.% азота. Наряду с хрупким растрескиванием вдоль границ зерен, в сплаве с 1.6 ат.% азота экспериментально подтвержден переход «хрупкость - вязкость» в аустенитной фазе, но этот механизм не является доминирующим.

Скачать электронную версию публикации