CC BY
23
УДК 669.1, 620.17, 620.18
Исследование структуры и механических свойств тугоплавких высокоэнтропийных сплавов на основе системы Nb-Mo-Co-X (X = Hf, Zr, Ti)
Е.С. Панина, Н.Ю. Юрченко, А.А. Тожибаев, М.В. Мишунин, С.В. Жеребцов, Н.Д. Степанов
Белгородский государственный национальный исследовательский университет, Белгород, 308015, Россия
Тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) представляют собой новый класс металлических материалов на основе элементов IV-VI групп периодической таблицы с возможными добавками Al, Si, Re, C или B. Некоторые однофазные тугоплавкие ВЭС могут сохранять высокую прочность до 1600 °C, в то время как многофазные композиции имеют более привлекательные удельные свойства при температуре до 1200 °C. В данной работе исследованы структура и механические свойства тугоплавких ВЭС Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30Co20Zr20 и Nb30Mo30Co20Ti20 (ат. %). Сплавы состояли из ин-терметаллидной В2-матрицы и частиц неупорядоченной ОЦК-фазы, а также незначительной объемной доли дополнительных ОЦК (Nb30Mo30Co20Hf20 и Nb30Mo30Co20Zr20) или ГЦК (Nb30Mo30Co20Ti20) фаз. При испытаниях на одноосное сжатие сплав Nb30Mo30Co20Ti20 показал более высокий предел текучести в интервале температур 22-1000 °С, чем сплавы Nb30Mo30Co20Hf20 и Nb30Mo30Co20Zr20. Сплав Nb30Mo30Co20Zr20 при температурах 22-800 °С не разрушился до заданной степени деформации (50 %), а сплав Nb30Mo30Co20Ti20 оказался хрупким. Все сплавы продемонстрировали высокое деформационное упрочнение в интервале температур 22-800 °С, а по удельной прочности могли конкурировать с промышленными никелевыми и кобальтовыми суперсплавами.
Ключевые слова: тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы, структура, механические свойства
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_4_90
A study of the structure and mechanical properties of Nb-Mo-Co-X (X = Hf, Zr, Ti) refractory high-entropy alloys
E.S. Panina, N.Yu. Yurchenko, A.A. Tozhibaev, M.V. Mishunin, S.V. Zherebtsov, and N.D. Stepanov
Belgorod State University, Belgorod, 308015, Russia
Refractory high-entropy alloys (HEAs) are a new class of metallic materials based on group 4-6 elements of the periodic table with possible additions of Al, Si, Re, C, or B. Some single-phase refractory HEAs can maintain high strength up to 1600°C, while multiphase compositions have more attractive specific properties at temperatures up to 1200°C. Here we examine the structure and mechanical properties of refractory HEAs Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30Co20Zr20, and Nb30Mo30Co20Ti20 (at %). The alloys consisted of an intermetallic B2 matrix and particles of a disordered bcc phase, as well as a minor volume fraction of additional bcc (Nb30Mo30Co20Hf20 and Nb30Mo30Co20Zr20) or fcc (Nb30Mo30Co20Ti20) phases. When tested for uniaxial compression, Nb30Mo30Co20Ti20 alloy showed higher yield strength in the temperature range of 22-1000°C than Nb30Mo30Co20Hf20 and Nb30Mo30Co20Zr20 alloys. Nb30Mo30Co20Zr20 alloy did not fail at temperatures of 22-800°C to a given 50% strain, while Nb30Mo30Co20Ti20 alloy turned out to be brittle. All alloys demonstrated high strain hardening in the temperature range of 22-800°C, and they can compete in terms of specific strength with commercial nickel and cobalt superalloys.
Keywords: refractory high-entropy alloys, structure, mechanical properties
© Панина Е.С., Юрченко Н.Ю., Тожибаев АА., Мишунин М.В., Жеребцов С.В., Степанов Н.Д., 2023
1. Введение
Развитие аэрокосмической и энергетической промышленности требует создания новых материалов с более высокими эксплуатационными характеристиками. Уже несколько десятилетий наиболее востребованными сплавами в авиационной отрасли являются суперсплавы на основе никеля [1, 2]. Благодаря структуре, состоящей из пластичной матричной у (ГЦК) фазы и прочных у' (Ь12) частиц [3-8], эти сплавы демонстрируют сбалансированные свойства до 1150 °С. Однако температура на входе в турбину в современных авиационных двигателях приближается к 1700 °С, что требует использования термобарьерных покрытий и дополнительного охлаждения, которое существенно снижает коэффициент полезного действия двигателей [9].
В настоящее время широко исследуются материалы, состоящие из трех и более элементов, содержание которых составляет от 5 до 35 ат. % [10], так называемые средне/высокоэнтропийные сплавы [11-14]. Такой подход является перспективной альтернативой для увеличения рабочих температур подвижных частей газотурбинных двигателей. В частности, высокоэнтропийные сплавы на основе тугоплавких элементов демонстрируют привлекательную прочность при температурах до 1600 °С [15-17]. Тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы имеют преимущественно однофазную структуру на основе объемно-центрированной кубической (ОЦК) кристаллической решетки, вследствие чего механические свойства таких сплавов сложно контролировать [16, 18, 19]. В свою очередь, опыт применения никелевых суперсплавов свидетельствует о том, что введение в мягкую матрицу упрочняющих частиц помогает увеличить прочность материала без потери пластичности [20]. На основе данной стратегии был создан класс тугоплавких высокоэнтропийных суперсплавов с двухфазной ОЦК-В2-структурой (В2 упорядоченные бинарные соединения на основе ОЦК-решетки, структура типа С8С1) [21-26]. Однако эти сплавы часто оказывались нестабильны при температуре выше 700 °С; происходило образование хрупких интерметал-лидных соединений, приводившее к охрупчива-нию материала [27-29].
Более стабильная ОЦК-В2-структура в тугоплавких сплавах, в том числе высокоэнтропийных, может быть получена за счет использования В2-соединений, состоящих из элементов IV и УШ-Х групп периодической таблицы. В частнос-
ти, в недавней работе [30] были представлены сплавы W-Ti-Fe, которые демонстрировали высокую прочность при Т = 1000 °С благодаря полукогерентным В2-частицам, обогащенным Ti и Fe. В свою очередь, исследование [31] показало, что В2-фаза может выступать также в качестве пластичной матрицы. Был предложен сплав Nb30Mo30 Co20Hf20 (ат. %), который обладал сбалансированными механическими свойствами при Т < 1000 °С и исключительной способностью к деформационному упрочнению при 22-600 °С. Мягкая В2-мат-рица, обогащенная Hf и Со, способствовала затуплению трещин, формирующихся в твердых (Nb, Mo) обогащенных ОЦК-частицах, продлевая стадию деформационного упрочнения и тем самым увеличивая пластичность.
Помимо HfCo, известны два других В2-соеди-нения, а именно ZrCo и TiCo, показывающих высокую пластичность даже при растяжении [32, 33], которые могли бы также выступить в качестве основы для создания более легких композиций, перспективных для высокотемпературных применений. В данной работе представлены сравнительные результаты исследования микроструктуры и свойств, установленных при механических испытаниях на сжатие, и измерений микротвердости фаз сплавов Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30Co20Zr20 и Nb30Mo30Co20Ti20.
2. Материал и методы исследования
В качестве материала исследования были выбраны композиции Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30 Co20Ti20, Nb30Mo30Co20Zr20 (ат. %). Сплавы были получены методом вакуумно-дугового переплава высокочистых металлов (не менее 99.9 вес. %) в медной изложнице в среде аргона. Использовались чистые металлы в виде гранул цилиндрической формы диаметром 2.4 мм и высотой 3.0 мм. Химический состав сплавов представлен в табл. 1. Размер слитка составил «7 х 11 х 55 мм3.
Моделирование фазовых диаграмм и фазовых составов сплавов Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30Co20 Zr20 и Nb30Mo30Co20Ti20 производилось с помощью программного обеспечения Thermo-Calc (версия 2022a) с использованием баз данных TCHEA4. Микроструктура сплавов изучалась с использованием сканирующей (СЭМ) в режиме обратнорассеянных электронов, просвечивающей (ПЭМ) и сканирующей просвечивающей (СПЭМ) электронной микроскопии. СЭМ-исследования проводились на микроскопах FEI Quanta 600 FEG.
Таблица 1. Химический состав сплавов КЪ3оМо3оСо2оНГ2о, КЪ3оМо3оСо2оТ12о и КЪ3оМо3оСо2о7г2о
Сплав Плотность, Элемент, ат. %
г/см3 ЫЪ Мо Со Ш гг Т1 О, г/т Ы, г/т
№>3оМо3оСо2оЩо 1о.4 ± о .2 28.2 ± о.8 3о.3 ± о.5 2о.9 ± о.4 2о.7 ± о.3 - - 39о ± 15 3о ± 2
№>3оМо3оСо2о7г2о 8.5 ± о.3 29.6 ± о.3 3о.8 ± о.6 2о.1 ± о.3 - 19.5 ± о.4 - 434 ± 15 39 ± 4
КЪ3оМо3оСо2оТ12о 8.2 ± о.1 28.8 ± о.4 32.8 ± о.3 19.4 ± о .2 - - 19.о ± о.5 392 ± 12 49 ± 5
ПЭМ-исследования проводились на микроскопе ШОЬ 1БМ-21оо, оснащенном энергодисперсионным детектором. Объемная доля определялась согласно ГОСТ Р ИСО 9о42-2о11 ручным методом с использованием точечной измерительной сетки. Метод заключается в наложении точечной сетки на данное количество полей исследуемой поверхности, подсчете числа точек сетки, находящихся в структурной составляющей, и последующем вычислении ее объемной доли. Объемная доля вычислялась по формуле
Уу = Рр = - ¿Рр(,),
п,=1
(1)
где п — количество исследованных полей; Рр — среднее арифметическое значение Рр(,); Рр(,) = Р,/Рх — доля точек сетки, находящихся в рассматриваемой структурной составляющей на ,-м поле; Р, — подсчет точек на ,-м поле; Р1 — полное число точек сетки. Механические испытания прямоугольных образцов на сжатие с размерами 5 х 3 х 3 мм3 проводили на воздухе при 22, боо, 8оо и 1ооо °С на испытательной машине 1п81хоп ЗооЬХ, оснащенной радиальной печью. Образцы, испытанные при боо—1ооо °С, помещали в предварительно нагретую печь и выдерживали 1о мин для выравнивания температуры перед испытанием. Температура образцов контролировалась термопарой, прижатой к боковой поверхности образца. Начальная скорость деформации составляла Ю-4 с-1. Напряжение рассчитывалось по формуле
° = , (2)
где ^ — нагрузка, приложенная к образцу; 5 — исходная площадь поперечного сечения образца.
Деформационное упрочнение рассчитывалось по формуле
Ас = СТР.Р5 ~СТР.оР2 (3)
Ав о.о5 - о.оо2 '
где ооо5 — значение напряжения при достижении о.о5 истиной деформации;
^о.оо2 — предел текучести [31]. Измерения твердости проводились с использованием динамического ультрамикротвер-
домера SЫmadzu БиН-2118, снабженного инден-тором Берковича. Для каждой из фаз было выполнено не менее двадцати индентирований, избегая любого влияния со стороны соседней другой фазы (фаз). Максимальная нагрузка составляла 5о мН, время приложения нагрузки 5 с, скорость нагружения 6.662о мН/с. Значения твердости и модуля упругости были получены по методу, описанному в работе [27].
3. Результаты
3.1. Микроструктура
Исследования структурно-фазового состава сплава КЬ3оМо3оСо2оН2о показали наличие трех составляющих (рис. 1, а). Внутри В2-матрицы, обогащенной Н и Со (светлая фаза на рис. 1, а), располагались эллипсовидные ОЦК-частицы (темно-серая фаза на рис. 1, а), обогащенные № и Мо. Кроме того, на межфазных ОЦК-В2-границах были обнаружены редкие частицы небольшого размера, обогащенные № (рис. 1, а, б, табл. 2). Между тремя фазами были установлены ориентацион-ные соотношения: (1Ю)оцк || (1Ю)в2 || (1Ю)оцк(мъ), [оо1]оцк || [оо1]в2 || [оо1]оцк(Мь) (рис. 1, в). Такое ори-ентационное соотношение «куб-на-кубе» характерно для сплавов с ОЦК-В2-структурой [23, 25, 3о, 31, 34]. Объемные доли фаз В2, ОЦК(№>, Мо) (обогащенной ниобием и молибденом) и ОЦК(КЪ) (обогащенной ниобием) составили «47, «51 и <2 % соответственно (табл. 2).
Сплав ЫЪ3оМо3оСо2о2г2о состоял из В2-матри-цы (темно-серая фаза на рис. 2, а), обогащенной 2г и Со, и ОЦК-фазы (светлая фаза на рис. 2, а), обогащенной № и Мо (рис. 2, а, б, табл. 2). В случае сплава с цирконием частицы ОЦК-фазы имели более вытянутую форму, чем в сплаве ЫЪ3оМо3оСо2оН£2о (рис. 1, а, 2, а). Детальное исследование сплава позволило обнаружить небольшое количество № обогащенной ОЦК-фазы (рис. 2, в, г, табл. 2), которая также, как и в случае со сплавом КЪ3оМо3оСо2оНГ2о (рис. 1), располагалась на межфазных ОЦК-В2-границах. Между струк-
Рис. 1. Микроструктура сплава ЫЪ30Мо30Со20НГ20: СЭМ-изображение (а); микродифракционная картина, демонстрирующая ориентационные соотношения: (110)ОцК || (110)В2 || (110)ОдК(ыЬ), [002]ОцК || [00 1 ]В2 || [002]ОцК(ЫЪ) (б); СПЭМ-изображе-ние (в) и соответствующие ему карты распределения элементов (г) (цветной в онлайн-версии)
турными составляющими также было обнаружено ориентационное соотношение «куб-на-кубе» (рис. 2, б). Объемная доля В2, (ЫЪ, Мо) обогащенной ОЦК- и ЫЪ обогащенной ОЦК-фаз составила -39, -60 и -1 % соответственно (табл. 2).
Типичное структурно-фазовое состояние сплава ЫЬ30Мо30Со20Т120 представлено двумя доминирующими фазами: островки ОЦК-фазы (светлая фаза на рис. 3, а), расположенные в матрице В2-фазы (темно-серая фаза на рис. 3, а). При этом
Таблица 2. Химический состав структурных составляющих сплавов ЫЪ30Мо30Со20НГ20, ЫЪ30Мо30Со202г20 и ЫЬ30Мо30Со20Т120
Сплав Фаза Объемная Элемент, ат. %
доля, % ЫЪ Мо Со НГ 2г Т1
В2 47.4 ± 0.5 7.3 ± 0.2 3.3 ± 0.5 45.4 ± 1.3 44.0 ± 0.8 - -
ЫЬ30Мо30Со20НГ20 ОЦК 51.1 ± 0.8 36.0 ± 0.3 53.5 ± 0.8 2.1 ± 0.2 8.4 ± 0.6 - -
ЫЪ-частицы 1.5 ± 0.3 57.4 ± 0.5 26.9 ± 1.1 7.9 ± 0.5 7.8 ± 0.3 - -
В2 39.0 ± 0.9 7.3 ± 0.6 4.0 ± 0.7 44.3 ± 0.6 - 44.4 ± 0.8 -
ЫЬ30Мо30Со202г20 ОЦК 60.0 ± 1.1 46.4 ± 0.4 44.8 ± 1.1 3.3 ± 0.4 - 5.5 ± 0.7 -
ЫЪ-частицы 1.0 ± 0.4 73.8 ± 0.5 19.0 ± 0.3 1.4 ± 0.2 - 5.8 ± 0.3 -
В2 29.0 ± 1.5 14.1 ± 0.2 4.5 ± 0.3 45.9 ± 0.8 - - 35.6 ± 0.6
ЫЬ30Мо30Со20Т120 ОЦК 70.0 ± 1.2 37.9 ± 0.5 48.6 ± 0.8 2.7 ± 0.3 - - 10.8 ± 0.4
Тьчастицы 1.0 ± 0.2 3.9 ± 0.3 0.5 ± 0.2 0.5 ± 0.2 - - 95.1 ± 1.1
Рис. 2. Микроструктура сплава ЫЪ3оМо3оСо2о2г2о: СЭМ-изображение, показывающее составное расположение ОЦК- и В2-фаз (а); микродифракционная картина, демонстрирующая ориентационное соотношение «куб-на-кубе»: (1Ю)ОцК || (1Ю)В2, [о 1о]ОцК || [о Ю]В2 (б); СПЭМ-изображение (в); карты распределения элементов (г)
ОЦК-фаза обогащена ниобием и молибденом, а В2-фаза — кобальтом и титаном (рис. 3, а, в, г и табл. 2). Также была обнаружена фаза, обогащенная Т1 и О (4о.1 % О-36.4 % ТМ6.6 % Со-5.9 % №>-1.о % Мо), с ГЦК-структурой (рис. 3, б-
г, табл. 2). Частицы ГЦК-фазы располагаются внутри В2-фазы, а также вблизи межфазных ОЦК-В2-границ. Объемные доли ОЦК-, В2- и ГЦК-фаз составили «7о, «29 и <1 % соответственно (табл. 2).
Рис. 3. Микроструктура сплава ЫЪ3оМо3оСо2оТ12о: СЭМ-изображение (а); СПЭМ-изображение (б) и соответствующие микродифракционные картины от ОЦК-, В2- и ГЦК-фаз (в); карты распределения элементов (г) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 4. Кривые напряжение-деформация сплавов ЫЪ30Мо30Со20НГ20 (1), ЫЪ30Мо30Со202г20 (2) и ЫЪ30Мо30Со20Т120 (3), полученные в ходе испытаний на одноосное сжатие при температуре 22 (а), 600 (б), 800 (в) и 1000 °С (г)
3.2. Механические свойства
Сплав ЫЪ30Мо30Со20НГ20 показал значительную прочность и достаточную деформацию до разрушения, как при комнатной температуре, так и при 1000 °С (рис. 4, табл. 3). В частности, предел теку-
чести и деформация при разрушении при 22 °С составили 1180 МПа и 10 %. При 1000 °С предел текучести остался на уровне 370 МПа, а пластичность выросла до >40 %. Значительного (более чем в 4 раза при 22 °С) увеличения пластичности
Таблица 3. Механические свойства сплавов (о0.2 — предел текучести, ореак — пиковое напряжение, 8реак — деформация при пиковом напряжении, 8 — деформация при разрушении) ЫЪ30Мо30Со20Ш"20, ЫЪ30Мо30Со202г20 и ЫЪ30Мо30Со20Т120, полученные в ходе одноосного сжатия при температурах 22-1000 °С
Сплав Температура, °С о0.2, МРа Ореак, МРа 8реак, % 8, %
22 1180±75 1865±80 8.8 ± 0.3 10.0 ± 0.5
ЫЪ30Мо30Со20Н20 600 1000±90 2325±75 28.0 ± 0.8 30.0 ± 0.8
800 685 ± 65 1105±35 27.2 ± 0.9 35.0 ± 0.3
1000 370 ± 40 520 ± 20 4.6 ± 0.4 >40.0
22 910 ± 40 3410 ± 60 37.0 ± 0.3 >40.0
ЫЪ30Мо30Со202г20 600 705 ± 55 1645±55 32.3 ± 1.3 >40.0
800 470 ± 30 742 ± 40 15.6 ± 0.8 >40.0
1000 325 ± 35 360 ± 25 2.2 ± 0.1 >40.0
22 1185±80 2075±65 8.5 ± 0.6 9.0 ± 0.4
ЫЪ30Мо30Со20Т120 600 900 ± 60 1735±40 14.6 ± 0.4 15.1 ± 0.1
800 740 ± 75 1100 ± 35 16.8 ± 0.2 27.8 ± 0.4
1000 415 ± 35 490 ± 35 2.5 ± 0.1 >40
Т= 22 °С Т= 600 °С Г=800°С Г=1000°С
Рис. 5. Микроструктура сплава ЫЬ30Мо30Со20НГ20 после испытаний на одноосное сжатие при температуре 22 (а), 600 (б), 800 (в) и 1000 °С (г) (цветной в онлайн-версии)
удалось добиться заменой Ш на 2г (рис. 4, табл. 3). Однако с ростом температуры пластичность сплавов КЬ30Мо30Со20Ш20 и КЬ30Мо30Со202г20 становилась близкой. При этом предел текучести сплава МЬ30Мо30Со202г20 был заметно ниже во всем интервале температур (рис. 4, табл. 3). Замена Ш на Т1 в сплаве привела к некоторому увеличению прочности при температурах 800 и 1000 °С (рис. 4, в, г, табл. 3). В то же время деформация до разрушения сплава КЬ30Мо30Со20Т120 в интервале температур 22-800 °С не превышала 30 % и была самой низкой среди исследуемых сплавов (рис. 4, а-в, табл. 3). Кроме того, для всех исследуемых сплавов характерно необычно высокое деформационное упрочнение при температурах до 800 °С (рис. 4, а-в).
3.3. Микроструктура после испытаний на одноосное сжатие
После испытания на одноосное сжатие при комнатной температуре сплава МЬ30Мо30Со20Ш20
(рис. 5, а) можно заметить, что распространение трещин происходило в основном в ОЦК-фазе, при этом пересечение частиц В2-фазы меняло направление распространения трещин. В ОЦК-час-тицах и В2-фазе наблюдается неоднородный контраст, вероятно, из-за формирования дислокационной субструктуры. При 600 °С (рис. 5, б) распространение трещин происходило таким же образом, т.е. трещины, образованные в ОЦК-фазе, часто на границе фаз меняли свое направление и часто прекращали распространение в В2-фазе. Внутри фаз также наблюдался деформационный контраст. После одноосного сжатия при 800 °С (рис. 5, в) микроструктура выглядит иначе. Обнаружены локализация деформации и образование полос сдвига. Распространение трещин происходило в основном на границах ОЦК-В2-фаз. ОЦК-частицы вытягивались вдоль направления пластического течения (обозначенного оранжевой двойной стрелкой на рис. 5, в). При 1000 °С трещины в сплаве не обнаружены (рис. 5, г), однако на грани-
Т= 22 °С Т= 600 °С Г=800°С Г=1000°С
в >40% в >40% 8 >40% 8 >40%
Рис. 6. Микроструктура сплава ЫЬ30Мо30Со202г20 после испытаний на одноосное сжатие при температуре 22 (а), 600 (б), 800 (в) и 1000 °С (г)
Рис. 7. Микроструктура сплава ЫЪ3оМо3оСо2оТ12о после испытаний на одноосное сжатие при температуре 22 (а), 6оо (б), 8оо (в) и 1ооо °С (г)
це ОЦК-В2-фаз можно заметить поры. В В2-фазе образовались мелкодисперсные частицы. Также обнаружено вытягивание ОЦК-частиц вдоль направления пластического течения.
После одноосного сжатия при температуре 22-1ооо °С в сплаве КЪ3оМо3оСо2о2г2о отсутствуют трещины, однако в В2-фазе обнаружены поры (рис. 6, а, б). С увеличением температуры испытания увеличились количество и размер пор. Во всем температурном интервале испытаний наблюдались сплющивание и вытягивание ОЦК-частиц вдоль направления пластического течения. В В2-фазе при температуре 1ооо °С (рис. 6, г), как и в сплаве КЪ3оМо3оСо2оШ2о (рис. 5, г), было обнаружено множество мелких частиц (средний размер частиц 175 ± 72 нм).
В сплаве КЪ3оМо3оСо2оТ12о зарождение трещин также, как и в сплаве МЪ3оМо3оСо2оШ2о, происходило в ОЦК-частицах; наблюдалось торможение и изменение направления движения трещины в В2-фазе (рис. 7). Однако в сплаве КЪ3оМо3оСо2о Т12о ОЦК-фаза оставалась хрупкой во всем интервале температур испытаний. В интервале от 22 до 6оо °С признаков пластической деформации в обеих фазах обнаружено не было. Можно предположить, что пластичность сплава на кривых напряжение-деформация (рис. 4, а, б) являлась ка-
жущейся, т.к. увеличение относительной деформации осуществлялось посредством распространения трещин. При температуре 800-1000 °С в ОЦК- и В2-фазах наблюдался деформационный контраст, обусловленный развитием дислокационной субструктуры, что предполагало активацию пластического течения. Необходимо отметить, что при 1000 °С происходило выделение мелкодисперсных частиц в В2-фазе.
4. Обсуждение
Экспериментальные наблюдения показали, что сплавы Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30Co20Zr20 и Nb30 Mo30Co20Ti20 имели схожую микроструктуру, состоящую из ОЦК- и В2-фаз. Примечательно, что фазовый состав сплавов Nb30Mo30Co20Hf20, Nb30 Mo30Co20Zr20 и Nb30Mo30Co20Ti20 был достаточно точно определен с помощью метода CALPHAD (CALculation of PHAse Diagrams). На рис. 8, а представлена фазовая диаграмма сплава Nb30Mo30 Co20Hf20. Термодинамическое моделирование предсказывает расслоение жидкой фазы на (Nb, Mo) и (Hf, Co) обогащенную, которые кристаллизуются в ОЦК- и В2-фазы соответственно. Обычно расслоение жидкой фазы связывают с положительной энтальпией смешения (AHmix) [35]. В данном сплаве элементы Hf и Co обладают высоким
Рис. 8. Изменение долей равновесных фаз от температуры для сплавов ЫЪ3оМо3оСо2оНГ2о (а), ЫЪ3оМо3оСо2о2г2о (б) и КЪ3оМо3оСо2оТ12о (в)
Таблица 4. Энтальпия смешения составляющих элементов [36] сплавов КЪ3оМо3оСо2оН£2о, №>3оМо3оСо2оТ12о и №>3оМо3оСо2о7г2о
кДж/моль ЫЪ Мо Со Ш гг
ЫЪ - -5.7 -24.5 3.9 3.9 2.0
Мо - - -4.9 -4.0 -6.2 -3.6
Со - - - -34.7 -40.3 -28.3
ш - - - - -0.2 0.2
гг - - - - - -0.2
п - - - - - -
сродством друг к другу, а ЫЪ и Ж имеют отталкивающее взаимодействие, т. е. положительную энтальпию смешения (табл. 4). В последних исследованиях было обнаружено, что на расслоение может влиять также и отрицательная энтальпия смешения [37], поэтому наиболее вероятно, что в этом случае на расслоение жидкой фазы влияют обе составляющие.
Необходимо отметить, что ТЬегто-Са1с не предсказывает расслоения жидкой фазы в сплавах ЫЪ3оМо3оСо2огг2о и ЫЪ3оМо3оСо2оТ12о (рис. 8, б, в), однако значения энтальпии смешения в парах ЫЪ-гг и ЫЪ-Т также положительные, как и в паре ЫЪ-Н (табл. 4). Поэтому исключать возможности жидкофазного расслоения в указанных сплавах нельзя. В сплавах №30Мо30Со202г20 (рис. 8, б) и Nb30Mo30Co20Ti20 (рис. 8, в) температура солидуса ниже, чем в сплаве Nb30Mo30Co20Hf20 (рис. 8, а). Так, в сплаве Nb30Mo30Co20Hf20 температура плавления составляет 1620 °С, а в сплавах ЫЪ30Мо30Со202г20 и Nb30Mo30Co20Ti20 — 1250 и 1228 °С соответственно.
Термодинамическое моделирование трех сплавов предсказывает объемные доли для ОЦК- и В2-фаз — 0.6 и 0.4 соответственно. Эксперимен-
Таблица 5. Микротвердость и модуль упругости ОЦК-и В2-фаз в сплавах №>30Мо30Со20Ш20, №>30Мо30Со20Т^0 и №>3оМо3оСо2о7г2о
Сплав Фаза Микротвердость, ГПа Е, ГПа
№>3оМо3оСо2оЩо В2 6.6 ± 0.7 214.1 ± 7.4
ОЦК 7.5 ± 0.6 258.9 ± 6.3
№>3оМо3оСо2о7г2о В2 6.5 ± 0.3 177.0 ± 8.2
ОЦК 7.2 ± 0.4 226.7 ± 4.9
№>3оМо3оСо2оТ^о В2 6.9 ± 0.4 200.8 ± 8.8
ОЦК 9.2 ± 0.8 278.5 ± 5.9
тальные данные показывают, что наиболее точно объемная доля фаз была определена для сплава ЫЪ^МоздСо^г^ (рис. 8, б, табл. 2), для сплава Nb30Mo30Co20Hf20 объемная доля ОЦК-фазы составила 51.1 %, что ниже предсказанного значения, а для сплава Nb30Mo30Co20Ti20 — 70 %, т.е. выше ожидаемого значения (рис. 8, а, в, табл. 2).
Несмотря на схожий фазовый состав и морфологию фаз, сплавы продемонстрировали значительную разницу механических свойств. Для более ясного понимания влияния отдельной фазы на общую картину деформации было проведено измерение микротвердости фаз для каждого сплава (табл. 5). Сплавы Nb30Mo30Co20Hf20 и ЫЪ30Мо30 Со2^г20 демонстрируют схожие значения микротвердости обеих фаз, однако модуль упругости сплава ЫЪ^МоздСо^г^ ниже, что может быть причиной более высокой пластичности сплава при Т = 22-800 °С, а также заметно более низкой прочности (рис. 4, табл. 3). Наиболее высокую твердость и модуль упругости демонстрирует ОЦК-фаза в сплаве ЫЪ30Мо30Со20Т^0, из-за чего фаза остается хрупкой даже при 1000 °С (рис. 7, г). В предыдущем исследовании сплава ЫЪ30Мо30 Со20Т^0 [34] было показано, что хрупкость ОЦК-фазы в данном сплаве объясняется охрупчивани-ем, связанным с влиянием кислорода, при этом предложенная термическая обработка в статье привела к увеличению пластичности сплава в несколько раз.
Одним из параметров оценки сплавов, работающих при высоких температурах, является удельный предел текучести, который показывает отношение прочности к плотности сплава. При комнатной температуре удельные пределы текучести составили 114, 106 и 144 МПа ■ г/см3 для сплавов ^^Мо^Со^Н^, ЫЪ30Мо30Со202г20 и ЫЪ30Мо30Со20Т^0 соответственно (рис. 9, а, табл. 6). Сплавы ^^Мо^Со^Н^ и ЫЪ30Мо30Со20Т^0 демонстрируют схожую температурную зависимость удельного предела текучести, для температуры 1000°С значения удельного предела текучести составили 35 и 50 МПа ■ г/см3 соответственно (сплавы 1 и 3 на рис. 9, а). В свою очередь у сплава ^^Мо^Со^г^ наблюдается заметное снижение удельного предела текучести при 800 °С, однако увеличение температуры испытаний до 1000 °С не приводит к снижению данной характеристики, удельный предел текучести при 8оо °С составил 35 МПа ■ г/см3, а при 1000 °С — 38 МПа ■ г/см3 (сплав 2 на рис. 9, а). Наиболее высокий удельный предел текучести показал сплав ЫЪ30Мо30
Температура, °С Температура, °С
Рис. 9. Температурная зависимость удельного предела текучести (а): Nb3oMo3oCo2oHf2o (1), Nb3oMo3oCo2oZr2o (2), Nb3oMo3oCo2oTi2o (3), Waspaloy [38] (4), Mar-M-3o2 [39] (5), Co-9Al-9W [4o] (6), Haynes 188 [41] (7); температурная зависимость параметра деформационного упрочнения До/Де (б): Nb3oMo3oCo2oHf2o (1), Nb3oMo3oCo2oZr2o (2), Nb3oMo3oCo2oTi2o (3), HfNbTaTiZr [42] (4), AlNbTiVZro.5 [43] (5), C-3oo9 [44] (6), Alo.5CrNbTi2Vo.5 [45] (7)
Co2oTi2o, который оказался выше сплавов с гафнием и цирконием, а также выше значений удельной прочности представленных на рис. 9, а промышленных сплавов, таких как Waspaloy, Mar-M-3o2, Co-9Al-9W, Haynes 188. Удельный предел прочности сплава с цирконием при 22-8oo °С оказался ниже сплава с гафнием, однако при
Таблица 6. Значения удельного предела текучести и деформационного упрочения сплавов КЬ30Мо30Со20Ш"20, ^30Мо30Со202г20 и ^30Мо30Со20Т120
Сплав Температура, °C Удельный предел текучести, МПа • г/см3 До/Де, МПа
Nb3oMo3oCo2oHf2o 22 114 ± 5 9479 ± 155
6oo 96 ± 3 1o833± 13o
8oo 66 ± 4 4688 ± 115
îooo 35 ± 3 2396±95
Nb3oMo3oCo2oZr2o 22 Ю6 ± 4 1o ooo ± Ю5
6oo 82 ± 5 5854±75
8oo 35 ± 3 3916±6o
îooo 38 ± 2 125 ± 65
Nb3oMo3oCo2oTi2o 22 144 ± 4 12 812 ± 125
6oo Ю9 ± 3 9229 ± 11o
8oo 9o ± 3 5354±85
îooo 5o ± 2 416 ± 65
1000 °С сплавы продемонстрировали схожие значения удельной прочности. Удельные характеристики обоих сплавов при 1000 °С оказались выше промышленного никелевого суперсплава ШаБр-а1оу, применяемого для деталей газотурбинных двигателей, пружин и креплений, а также представленных никелевых и кобальтовых суперсплавов.
Исследуемые сплавы также продемонстрировали высокую способность к деформационному упрочнению, что нехарактерно для многофазных тугоплавких высокоэнтропийных сплавов [43, 45-49]. По формуле Да/Д8 = (о0.05- о0.002)/(0.05 -0.002) [31] была рассчитана температурная зависимость деформационного упрочнения, которая показывала скорость изменения деформационного упрочнения между значением истинной деформации 8 = 0.05 и пределом текучести (8 = 0.002) (рис. 9, б, табл. 6). Используемый диапазон кажется подходящим для сопоставления поведения после достижения предела текучести различных ВЭС и других тугоплавких сплавов с точки зрения пластичности при комнатной температуре и сопротивления разупрочнению при высоких температурах. Сплав МЬ30Мо30Со20Ш20, как и сплав КЬ30Мо30Со20Т120, показал высокие значения Да/Д8 (~10000 МПа) в интервале 22-600 °С по сравнению с выбранными аналогами (КЬ30Мо30 Со20Ш20 и КЬ30Мо30Со20Т120). Однако при приближении к Т = 800-1000 °С параметр Да/Д8 сплавов заметно снизился, но все же превосходил все многофазные ВЭС и сплав С-3009. Сплав КЬ30 Мо30Со202г20 имел высокие значения Да/Д8 (~10000 МПа) при комнатной температуре, однако увеличение температуры привело к значи-
тельному снижению деформационного упрочнения, которое оказалось ниже сплавов ЫЪ30Мо30 Со2оНГ2о и ЫЪ30Мо30Со20^20.
5. Выводы
Проведены исследование и сравнительный анализ структуры и механических свойств высокоэнтропийных сплавов Nb30Mo30Co20Hf20, ЫЪ30Мо30 Co20Ti20 и NЪ30Mo30Co20Zг20 с ОЦК + В2-струк-турой.
Сплавы NЪ30Mo30Co20Hf20, Nb30Mo30Co20Ti20 и NЪ30Mo30Co20Zг20 имели схожий фазовый состав. Сплавы состояли из В2-матрицы, обогащенной Со и Н£^гЛ1, а также (ЫЪ, Мо) обогащенных ОЦК-частиц. В сплавах Nb30Mo30Co20Hf20 и ЫЪ30 Mo30Co20Zг20 обнаружена небольшая объемная доля обогащенных ЫЪ частиц (<1.5 %). В сплаве Nb30Mo30Co20Ti20 найдены оксиды титана (ТЮ2) (<1 %).
Наиболее высоким пределом текучести обладал сплав ЫЪ^Мо^Сог^г^ а сплав ЫЪ30Мо30 Co20Zг20 оказался наиболее пластичным. ЫЪ30Мо30 Со20НГ20 показал наиболее сбалансированные свойства в интервале 22-1000 °С. Все сплавы продемонстрировали высокое деформационное упрочнение в интервале температур 22-8оо °С.
Наиболее высокий удельный предел текучести показал сплав ЫЪ^Мо^Сог^г^ который оказался выше, чем у Nb30Mo30Co20Hf20 и ^^Мо^Сог^^, а также выше значений удельной прочности промышленных жаропрочных сплавов Waspa1oy, Маг-М-302, Со-9Л1^, Haynes 188.
Сплавы Nb30Mo30Co20Hf20 и NЪ30Mo30Co20Ti20 показали более высокую скорость деформационного упрочнения в интервале температур 22-6оо °С по сравнению с другими тугоплавкими высокоэнтропийными сплавами. Сплав ЫЪ30Мо30 Co20Zг20 продемонстрировал при комнатной температуре высокую скорость деформационного упрочнения, которая, однако, с увеличением температуры значительно снижалась и оказывалась меньше, чем в сплавах Nb30Mo30Co20Hf20 и ЫЪ30 Мо30Со20^20.
Финансирование
Работа выполнена при финансовой поддержке проекта РНФ № 21-79-10043 (https://гscf.гu/ ргсцеС:/21-79-10043/). Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Технологии и Материалы НИУ «БелГУ», деятельность которого финансово поддерживается Минобрнауки России
в рамках соглашения № 075-15-2021-690 (идентификатор проекта RF 2296.61321X0030).
Литература
1. Kracke A. Superalloys, the most successful alloy system of modern times—Past, present, and future // TMS. - 2010. - P. 13-50. - https://doi.org/10.7449/ 2010/superalloys_2010_13_50
2. Liu L., Zhang J., Ai C. Nickel-based superalloys // Encycl. Mater. Met. Alloy. - 2021. - P. 294-304. -https://doi.org/10.1016/B978-0-12-803581-8.12093-4
3. Pineau A., Antolovich S.D. High temperature fatigue of nickel-base superalloys—A review with special emphasis on deformation modes and oxidation // Eng. Fail. Anal. - 2009. - V. 16. - P. 2668-2697. - https:// doi.org/10.1016/j.engfailanal.2009.01.010
4. Joseph C., Persson C., Hornqvist Colliander M. Influence of heat treatment on the microstructure and tensile properties of Ni-base superalloy Haynes 282 // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 679. - P. 520-530. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2016.10.048
5. Zenk C.H., Neumeier S., Engl N.M., Fries S.G., Dolot-ko O., Weiser M., Virtanen S., Goken M. Intermediate Co/Ni-base model superalloys—Thermophysical properties, creep and oxidation // Scripta Mater. - 2016. -V. 112. - P. 83-86. - https://doi.org/10.1016/j.scripta mat.2015.09.018
6. Ruzic J., Goto K., Watanabe I., Osada T., Wu L., Oh-mura T. Temperature-dependent deformation behavior of у and y' single-phase nickel-based superalloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 818. - P. 141439. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141439
7. Osada T., Gu Y., Nagashima N., Yuan Y., Yokoka-wa T., Harada H. Optimum microstructure combination for maximizing tensile strength in a polycrystal-line superalloy with a two-phase structure // Acta Mater. - 2013. - V. 61. - P. 1820-1829. - https://doi. org/10.1016/j.actamat.2012.12.004
8. Osada T., Nagashima N., Gu Y., Yuan Y., Yokoka-wa T., Harada H. Factors contributing to the strength of a polycrystalline nickel-cobalt base superalloy // Scripta Mater. - 2011. - V. 64. - P. 892-895. -https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2011.01.027
9. Perepezko J.H. The hotter the engine, the better // Science. - 2009. - V. 326. - P. 1068-1069. - https:// doi.org/10.1126/science.1179327
10. Senkov O.N., Miracle D.B., Chaput K.J., Couzinie J.P. Development and exploration of refractory high entropy alloys—A review // J. Mater. Res. - 2018. -V. 33. - P. 3092-3128. - https://doi.org/10.1557/jmr. 2018.153
11. Tsai M.H., Yeh J.W. High-entropy alloys: A critical review // Mater. Res. Lett. - 2014. - No. 2. - P. 107123. - https://doi.org/10.1080/21663831.2014.912690
12. George E.P., Raabe D., Ritchie R.O. High-entropy alloys // Nat. Rev. Mater. - 2019. - No. 4. - P. 515534. - https://doi.org/10.1038/s41578-019-0121-4
13. Miracle D.B., Senkov O.N. A critical review of high entropy alloys and related concepts // Acta Mater. -2017. - V. 122. - P. 448-511. - https://doi.org/10. 1016/j.actamat.2016.08.081
14. Zhang Y., Zuo T.T., Tang Z., Gao M.C., Dahmen K.A., Liaw P.K., Lu Zh.P. Microstructures and properties of high-entropy alloys // Prog. Mater. Sci. - 2014. -V. 61. - P. 1-93. - https://doi.org/10.1016/j.pmatsci. 2013.10.001
15. Liu X.W., Bai Z.C., Ding X.F., Yao J.Q., Wang L., Su Y.Q., Fan Z.T., Guo J.J. A novel light-weight refractory high-entropy alloy with high specific strength and intrinsic deformability // Mater. Lett. - 2021. -V. 287. - P. 129255. - https://doi.org/10.1016/j.matlet. 2020.129255
16. Juan C.C., Tsai M.H., Tsai C.W., Lin C.M., Wang W.R., Yang C.C., Chen S.K., Lin S.J., Yeh J.W. Enhanced mechanical properties of HfMoTaTiZr and HfMoNbTaTiZr refractory high-entropy alloys // Inter-metallics. - 2015. - V. 62. - P. 76-83. -https://doi.org/10.1016/j.intermet.2015.03.01
17. Senkov O.N., Isheim D., Seidman D.N., Pilchak A.L. Development of a refractory high entropy superalloy // Entropy. - 2016. - V. 18. - P. 102. - https://doi.org/ 10.3390/E18030102
18. Wu Y.D., Cai Y.H., Wang T, Si J.J., Zhu J., Wang Y.D., Hui X.D. A refractory Hf25Nb25Ti25Zr25 high-entropy alloy with excellent structural stability and tensile properties // Mater. Lett. - 2014. -V. 130. - P. 277-280. - https://doi.org/10.1016Zj.mat let.2014.05.134
19. Senkov O.N., Wilks G.B., Miracle D.B., Chuang C.P., Liaw P.K. Refractory high-entropy alloys // Intermetal-lics. - 2010. - V. 18. - P. 1758-1765. - https://doi.org/ 10.1016/j.intermet.2010.05.014
20. ReedR.C. The Superalloys Fundamentals and Applications. - Cambridge: Cambridge University Press, 2006. - https://doi.org/10.1017/CB09780511541285
21. Senkov O.N., Senkova S.V., Woodward C. Effect of aluminum on the microstructure and properties of two refractory high-entropy alloys // Acta Mater. - 2014. -V. 68. - P. 214-228. - https://doi.org/10.1016/j.acta mat.2014.01.029
22. Miracle D.B., Tsai M.H., Senkov O.N., Soni V., Baner-jee R. Refractory high entropy superalloys (RSAs) // Scripta Mater. - 2020. - V. 187. - P. 445-452. -https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2020.06.048
23. Whitfield T.E., Pickering E.J., Owen L.R., Jones C.N., Stone H. Y., Jones N. G. The effect of Al on the formation and stability of a BCC-B2 microstructure in a refractory metal high entropy superalloy system // Mate-rialia. - 2020. - V. 13. - P. 100858. - https://doi.org/ 10.1016/j.mtla.2020.100858
24. Cao B.X., Yang T., Fan L., Luan J.H., Jiao Z.B., Liu C.T. Refractory alloying additions on the thermal stability and mechanical properties of high-entropy alloys //
Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 797. - P. 140020. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140020
25. Soni V., Gwalani B., Alam T., Dasari S., Zheng Y., Senkov O.N., Miracle D., Banerjee R. Phase inversion in a two-phase, BCC+B2, refractory high entropy alloy // Acta Mater. - 2020. - V. 185. - P. 89-97. - https:// doi.org/10.1016/j.actamat.2019.12.004
26. Soni V., Gwalani B., Senkov O.N., Viswanathan B., Alam T., Miracle D.B., Banerjee R. Phase stability as a function of temperature in a refractory high-entropy alloy // J. Mater. Res. - 2018. - V. 33. - P. 32353246. - https://doi.org/10.1557/jmr.2018.223
27. Oliver W.C., Pharr G.M. Measurement of hardness and elastic modulus by instrumented indentation: Advances in understanding and refinements to methodology // J. Mater. Res. - 2004. - V. 19. - P. 3-20. -https://doi.org/10.1557/jmr.2004.19.L3
28. Van Essen R.M., Buschow K.H.J. Hydrogen absorption in various zirconium- and hafnium-based intermetallic compounds // J. Less Common Met. - 1979. - V. 64. -P. 277-284. - https://doi.org/10.1016/0022-5088(79) 90178-4
29. Hubbell W.C., Brotzen F.R. Elastic constants of niobium-molybdenum alloys in the temperature range -190 to +100°C // J. Appl. Phys. - 1972. - V. 43. - P. 33063312. - https://doi.org/10.1063/L1661712
30. Knowles A.J., Dye D., Dodds R.J., Watson A., Hardie C.D., Humphry-Baker S.A. Tungsten-based bcc-su-peralloys // Appl. Mater. Today. - 2021. - V. 23. -P. 101014. - https://doi.org/10.1016/j.apmt.2021.101014
31. Yurchenko N., Panina E., Shaysultanov D., Zhereb-tsov S., Stepanov N. Refractory high entropy alloy with ductile intermetallic B2 matrix/hard bcc particles and exceptional strain hardening capacity // Materialia. -2021. - V. 20. - P. 101225. - https://doi.org/10.1016/j. mtla.2021.101225
32. Takasugi M.Y.T., Izumi O. Anomalous temperature dependence of the yield strength in IVa-Vlll intermetallic compounds with B2 structure // J. Mater. Sci. -1991. - V. 26. - P. 2941-2948. - https://doi.org/10. 1007/bf01124825
33. Wollmershauser J.A., Neil C.J., Agnew S.R. Mechanisms of ductility in CoTi and CoZr B2 intermetallics // Metal. Mater. Trans A. - 2010. - V. 41. - P. 1217. -https://doi.org/10.1007/s11661-009-9990-2
34. Yurchenko N., Panina E., Rogal L., Shekhawat L., Zhe-rebtsov S., Stepanov N. Unique precipitations in a novel refractory Nb-Mo-Ti-Co high-entropy superalloy // Mater. Res. Lett. - 2022. - V. 10. - P. 78-87. - https:// doi.org/10.1080/21663831.2021.2022033
35. Nagase T., Todai M., Nakano T. Development of Ti-Zr-Hf-Y-La high-entropy alloys with dual hexagonal-close-packed structure // Scripta Mater. - 2020. -V. 186. - P. 242-246. - https://doi.org/10.1016/j. scriptamat.2020.05.033
36. Takeuchi A., Inoue A. Mixing enthalpy of liquid phase calculated by Miedema's scheme and approximated with sub-regular solution model for assessing forming ability of amorphous and glassy alloys // Intermetal-lics. - 2010. - V. 18. - P. 1779-1789. - https://doi.org/ 10.1016/j.intermet.2010.06.003
37. Munitz A., Edry I., Brosh E., Derimow N., MacDo-naldB.E., Lavernia E.J., Abbaschian R. Liquid phase separation in AlCrFeNiMo0.3 high-entropy alloy // In-termetallics. - 2019. - V. 112. - P. 106517. - https:// doi.org/10.1016/j.intermet.2019.106517
38. Sims C.T., Stoloff N.S., Hagel W.C. Superalloys II: High Temperature Materials for Aerospace and Industrial Power. - New York: Wiley Sons, 1987. - V. 208.
39. Kaufman M. Properties of Cast MAR-M-247 for Turbine Blisk Applications // Superalloys: V Int. Symp. -1984. - P. 43-52.
40. Suzuki A., DeNolf G.C., Pollock T.M. Flow stress anomalies in y/y' two-phase Co-Al-W-base alloys // Scripta Mater. - 2007. - V. 56. - P. 385-388. - https:// doi.org/10.1016/j.scriptamat.2006.10.039
41. Lee W.S., Kao H.C. High temperature deformation behaviour of Haynes 188 alloy subjected to high strain rate loading // Mater. Sci. Eng. A. - 2014. - V. 594. -P. 292-301. - https://doi.org/10. 1016/j.msea.2013. 11. 076
42. Senkov O.N., Scott J.M., Senkova S.V., Meisenkothen F., Miracle D.B., Woodward C.F. Microstructure and elevated temperature properties of a refractory TaNbHfZrTi alloy // J. Mater. Sci. - 2012. - V. 47. -P. 4062-4074. - https://doi.org/10.1007/s10853-012-6260-2
43. Yurchenko N.Y., Stepanov N.D., Zherebtsov S.V., Ti-khonovsky M.A., Salishchev G.A. Structure and mechanical properties of B2 ordered refractory AlNbTiVZr*
(x = 0-1.5) high-entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. -
2017. - V. 704. - P. 82-90. - https://doi.Org/10.1016/j. msea.2017.08.019
44. Senkov O.N., Rao S.I., Butler T.M, Daboiku T.I., Cha-put K.J. Microstructure and properties of Nb-Mo-Zr based refractory alloys // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. - 2020. - V. 92. - P. 105321. - https://doi.org/ 10.1016/j.ijrmhm.2020.105321
45. Stepanov N.D., Yurchenko N.Y., Panina E.S., Tikho-novskyM.A., Zherebtsov S.V. Precipitation-strengthened refractory Al0.5CrNbTi2V0.5 high entropy alloy // Mater. Lett. - 2017. - V. 188. - P. 162-164. -https://doi.org/10.1016/j.matlet.2016.11.030
46. Senkov O.N., Jensen J.K., Pilchak A.L., Miracle D.B., Fraser H.L. Compositional variation effects on the microstructure and properties of a refractory high-entropy superalloy AlMo05NbTao.5TiZr // Mater. Des. -
2018. - V. 139. - P. 498-511. - https://doi.org/10. 1016/j.matdes.2017.11.033
47. Senkov O.N., Couzinie J.P., Rao S.I., Soni V., Baner-jee R. Temperature dependent deformation behavior and strengthening mechanisms in a low density refractory high entropy alloy Ali0Nbi5Ta5Ti30Zr40 // Mate-rialia. - 2020. - V. 9. - P. 100627. - https://doi.org/10. 1016/j.mtla.2020.100627
48. Senkov O.N., Woodward C., Miracle D.B. Microstructure and properties of aluminum-containing refractory high-entropy alloys // JOM. - 2014. - V. 66. - P. 20302042. - https://doi.org/10.1007/s11837-014-1066-0
49. Stepanov N.D., Yurchenko N.Y., Skibin D.V., Tikho-novsky M.A., Salishchev G.A. Structure and mechanical properties of the AlCrxNbTiV (x = 0, 0.5, 1, 1.5) high entropy alloys // J. Alloys Compd. - 2015. -V. 652. - P. 266-280. - https://doi.org/10.1016/j.jall com.2015.08.224
Поступила в редакцию 03.10.2022 г., после доработки 10.01.2023 г., принята к публикации 11.01.2023 г.
Сведения об авторах
Панина Евгения Сергеевна, мнс НИУ «БелГУ», panina_e@bsu.edu.ru Юрченко Никита Юрьевич, к.т.н., нс НИУ «БелГУ», yurchenko_nikita@Ъsu.edu.ru Тожибаев Алиер Ллишер угли, студ. НИУ «БелГУ», 1249552@bsu.edu.rn Мишунин Максим Вадимович, к.ф.-м.н., мнс НИУ «БелГУ», maks_mish@mai1.rn Жеребцов Сергей Валерьевич, д.т.н., доц., проф. НИУ «БелГУ», zhereЪtsov@Ъsu.edu.ru Степанов Никита Дмитриевич, к.т.н., снс НИУ «БелГУ», stepanov@bsu.edu.ru
