CC BY
18
УДК 669 : 539.374.548.55 : 539.25
Ориентационная зависимость механического поведения монокристаллов высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi^^AU
И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, А. А. Сараева, А.В. Выродова, З.В. Победенная, И.В. Куксгаузен, Д. А. Куксгаузен
Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
В работе представлены результаты исследований механического поведения и механизма пластической деформации (скольжение, двойникование) для монокристаллов высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi)94 Ti2Al4 (ат. %) с гранецентрированной кубической решеткой в зависимости от ориентации кристалла, способа деформации (растяжение, сжатие) и термической обработки (закалка и старение при 923 K в течение 4 ч). Старение при 923 K, 4 ч приводит к выделению наноразмерных частиц у'-фазы размером 3-5 нм, которые повышают критические скалывающие напряжения на 20-30 МПа относительно закаленных кристаллов в температурном интервале 77-973 K. Показано, что в закаленных и состаренных [144]- и [001]-кристаллах начало пластического течения связано со скольжением и критические скалывающие напряжения не зависят от ориентации кристалла и способа деформации растяжения/сжатия в широком температурном интервале от 77 до 973 K. Планарная структура с плоскими скоплениями дислокаций в закаленных и состаренных [144]- и [001]-кристаллах наблюдается при температуре от 77 до 973 K. Двойникование при растяжении обнаружено в закаленных и состаренных [144] - кристаллах после предшествующей деформации скольжением 40 % при 77 K. Установлена зависимость стадийности кривых течения, коэффициента деформационного упрочнения и пластичности от ориентации кристалла, температуры испытания и термической обработки. Обсуждаются причины ориентационной и температурной зависимости коэффициента деформационного упрочнения при растяжении в исследованных кристаллах. Предложен способ достижения высокопрочного состояния на пределе текучести при растяжении в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi)94Ti2Al4 при температурах выше 296 K.
Ключевые слова: высокоэнтропийный сплав (CoCrFeNi)94Ti2Al4, монокристаллы, скольжение, двойникование, частицы у'-фазы
DOI 10.24412/1683-805X-2021-4-5-15
Orientation dependence of the mechanical behavior of single crystals of high-entropy alloy (CoCrFeNi)94Ti2Al4
I.V. Kireeva, Yu.I. Chumlyakov, A.A. Saraeva, A.V. Vyrodova, Z.V. Pobedennaya, I.V. Kuksgauzen, and D.A. Kuksgauzen
National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
In the present paper, we report the investigation results on the mechanical behavior and the mechanism of plastic deformation (slip, twinning) in fcc single crystals of high-entropy alloy (CoCrFeNi)94Ti2Al4 (at %) depending on the crystal orientation, method of deformation (tension, compression) and heat treatment (quenching, aging at 923 K for 4 h). The latter aging mode leads to precipitation of nanosized particles of the y' phase 3-5 nm in size, which increase the critical shear stresses by 20-30 MPa as compared to the quenched crystals in the temperature range 77-973 K. In aged and quenched [144] and [001] crystals, the onset of plastic flow is associated with slip, and critical shear stresses are independent of the crystal orientation and deformation method (tension, compression) in the wide temperature range 77-973 K. A planar structure with dislocation pileups is observed in quenched and aged [144] and [001] crystals from 77 to 973 K. Twinning is found in tension of quenched and aged [144] crystals preliminary strained by the slip mechanism to 40% at 77 K. The dependence is revealed between the stage pattern of flow curves, strain hardening coefficient, plasticity and crystal orientation, test temperature, heat treatment. Why orientation and temperature affect the strain hardening coefficient in tension of the crystals is given consideration. A method is proposed for achieving a high yield strength in tension of single crystals of high-entropy alloy (CoCrFeNi)94Ti2Al4 at temperatures above 296 K.
Keywords: high-entropy alloy (CoCrFeNi)94Ti2Al4, single crystals, slip, twinning, particles of the y' phase
© Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Сараева А.А., Выродова А.В., Победенная З.В., Куксгаузен И.В., Куксгаузен Д.А., 2021
1. Введение
Высокоэнтропийные сплавы с гранецентриро-ванной кубической решеткой привлекают внимание исследователей благодаря уникальному сочетанию свойств, а именно, высокой скорости деформационного упрочнения с хорошей пластичностью и вязким разрушением, особенно в области криогенных температур [1-5]. Из-за сильной температурной зависимости напряжений на пределе текучести о0л(7) эти сплавы характеризуются низкими значениями о01 при температуре выше комнатной, что сдерживает их практическое применение [3-5]. Значение о01 в этих сплавах повышают различными способами, например за счет уменьшения размера зерна, твердораствор-ного упрочнения атомами внедрения (азота и углерода), легирования атомами замещения большего атомного радиуса и дисперсионного твердения [3, 4, 6-10].
Высокоэнтропийный сплав (СоСгРе№)94Т12А14 с гранецентрированной кубической решеткой является одним из перспективных сплавов, в котором можно получить высокий уровень напряжений при температурах выше комнатной [8, 9]. Во-первых, легирование атомами замещения Т и А1 системы СоСгРе№ приводит к твердорастворно-му упрочнению из-за большего атомного радиуса, чем у других атомов, входящих в состав высокоэнтропийных сплавов [8, 11]. Во-вторых, легирование атомами Т и А1 способствует выделению частиц у'-фазы в температурном интервале 9231123 К, которые в результате замедленной диффузии в данном температурном интервале слабо увеличиваются в размере и сохраняют когерентное сопряжение с исходной матрицей [9]. Это может приводить не только к росту о0л при температурах выше комнатной, но и обеспечивать их слабую температурную зависимость с увеличением температуры испытания. В-третьих, меньшая концентрация атомов А1 в высокоэнтропийном сплаве (СоСгРе№)94Т12А14, чем в другом высокоэнтропийном сплаве (СоСгРе№)93А17 с величиной энергии дефекта упаковки 0.051 Дж/м2 [4, 12], способствует понижению величины энергии дефекта упаковки и тем самым повышает его склонность к развитию деформации двойникованием после меньшей степени деформации скольжением, чем в сплаве (СоСгРе№)93А17 [4].
До сих пор экспериментальные работы были выполнены преимущественно на поликристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14, где было показано, что при выделении когерент-
ных частиц у'-фазы размером 22-25 нм при старении в температурном интервале 1023-1073 К достигаются максимальные значения нанотвердо-сти 1.75-2.5 ГПа и напряжения на пределе текучести выше 1 ГПа с сохранением пластичности до 17 % [8, 9]. Однако систематические исследования механического поведения монокристаллов этого сплава в литературе отсутствуют. Поэтому цель настоящей работы заключалась в исследовании на монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14, ориентированных вдоль [144]- и [001]-направлений, температурной зависимости критических скалывающих напряжений при деформации растяжением и сжатием в широком температурном интервале от 77 до 973 К, пластической деформации при растяжении и влияния на механическое поведение наноразмерных частиц у'-фазы. В дополнение к этому для монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94 Т12А14 ставилась задача получить высокопрочное состояние на пределе текучести а01 при температурах выше комнатной за счет комбинированного упрочнения двойниками и наноразмерными частицами у'-фазы, как в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)93А17 [13]. К высокопрочным сплавам, как известно, относят сплавы с пределом текучести а01 близким к величине С/100 (где О — модуль сдвига сплава) [14]. Для достижения поставленной цели были выбраны две ориентации [144] и [001] для сдвига в одной и нескольких системах скольжения соответственно с близким фактором Шмида для скольжения та1: т81[144] = 0.4, тк1[001] = 0.41 [15, 16]. Это позволит оценить влияние числа действующих систем скольжения на деформационное упрочнение и пластичность в этом сплаве. Кроме того, в ориентации [144] при растяжении фактор Шмида для двойникования т1ш = 0.5 имеет максимальное значение и оказывается больше, чем для скольжения. Следовательно, кристаллы данной ориентации благоприятны для развития механического двойникования, по сравнению с [001]-кристаллами, у которых т1ш = 0.23 < т81 и деформация реализуется только скольжением [15, 16].
2. Методика эксперимента
Поликристаллические заготовки высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 (ат. %) плавили в индукционной печи в атмосфере инертного газа из чистых компонентов. Для однородного распределения элементов заготовки переплавляли три раза. Монокристаллы высокоэнтропийного
сплава (СоСгРе№)94Т12Л14 были выращены методом Бриджмена в атмосфере гелия. Химический состав монокристаллов был определен после закалки рентгенофлуоресцентным методом с помощью рентгенофлуоресцентного спектрометра ХЕБ-1800 с волновой дисперсией, который позволяет определять атомные проценты: Со = 23.63 %, Сг = 24.52 %, Бе = 24.95 %, N1 = 22.6 %, А1 = 2.51 % и Т1 = 1.79 % (ат. %). Ориентацию кристаллов определяли на дифрактометре ДРОН-3. Образцы на растяжение в форме двойных лопаток сечением 1.5 х 2.0 мм2 и рабочей длиной 12 мм и на сжатие в форме параллелепипеда размером 4 х 4 х 8 мм3 вырезали на электроискровом станке. Поврежденный поверхностный слой образцов удаляли механической шлифовкой с последующей электрополировкой в электролите: 200 мл Н3Р04 + 50 г Сг03. Гомогенизацию образцов проводили в атмосфере инертного газа гелия при температуре 1473 К, 48 ч с последующей закалкой в воду. Для выделения наноразмерных частиц у'-фазы кристаллы старили при температуре 923 К в течение 4 ч в атмосфере инертного газа гелия с последующей закалкой в воду. Механические испыта-
ния на растяжение и сжатие в интервале температур от 77 до 573 K проводили на испытательной машине Instron 5969, в интервале температур от 600 до 973 K — на высокотемпературной установке российского производства со скоростью деформации 4 • 10-4 с-1. Электронно-микроскопические исследования проводили на электронном просвечивающем микроскопе JEOL 2010 при ускоряющем напряжении 200 кВ. Тонкие фольги получали методом двухструйной электрополировки на приборе TenuPol-5 при комнатной температуре и приложенном напряжении 12.5 В в электролите, содержащем 20 % серной кислоты в этиловом спирте. Исследования поверхности деформированных кристаллов проводили методом оптической металлографии на микроскопе KEYENCE VHX-2000.
3. Результаты эксперимента и их обсуждение
3.1. Температурная зависимость критических скалывающих напряжений монокристаллов высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi)94Ti2Al4
На рис. 1 представлены критические скалывающие напряжения тсг для закаленных и соста-
Рис. 1. Температурная зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгЕе№)94А14Т12: при растяжении (а); при растяжении и сжатии (б, в); т^ — термоактивируемая компонента, то — атермическая компонента критических скалывающих напряжений тсг
ренных [144]- и [001]-монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 при растяжении и сжатии и для сравнения тсг [001]-мо-нокристаллов эквиатомного высокоэнтропийного сплава СоСгРеМпМ при деформации растяжением в широком температурном интервале от 77 до 973 К. Видно, что в [001]-кристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 напряжения тсг оказываются выше, чем в кристаллах этой ориентации эквиатомного высокоэнтропийного сплава СоСгРеМпМ, на 25 и 10 МПа соответственно при 77 и 296 К. Следовательно, небольшое легирование атомами Т1 и А1 не приводит к заметным эффектам твердорастворного упрочнения высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12. При старении при 923 К, 4 ч наблюдается увеличение тсг на 20-30 МПа во всем температурном интервале. Электронно-микроскопические исследования показали, что увеличение тсг при старении связано с выделением когерентных упорядоченных по типу Ь12 частиц у'-фазы размером 35 нм (рис. 2, а). В дислокационной структуре деформированных монокристаллов с наноразмер-ными частицами у'-фазы обнаруживаются парные дислокации (от 5 до 7 пар) в голове плоского скопления (рис. 2, б). Следовательно, наноразмерные частицы у'-фазы характеризуются дальним по-
рядком и взаимодействуют с дислокациями по механизму срезания [10]. Размер частиц d, оцененный по числу дислокаций п, образующих пары в плоском скоплении, d = пЬ = 2.5-3.5 нм (Ь — модуль вектора Бюргерса полной дислокации а/2<110> равный 0.25 нм), оказывается близким к размеру d частиц при их наблюдении в сверхструктурном рефлексе (рис. 2, а). В моно- и поликристаллах другого высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)93А17 без атомов Т1 частицы у'-фазы размером 5 нм выделяются при старении при 823 К в течение 150 ч, а при старении при 893 К в течение 50 ч [10, 17]. Атомы Т1 имеют больший атомный радиус, чем атомы А1 [8, 11] и, следовательно, диффузионная подвижность атомов Т1 меньше, чем атомов А1. В результате этого процессы роста частиц у'-фазы в кристаллах высокоэнтропийного сплава (РеСо№Сг)94Т12А14 должны происходить при больших временах старения, чем в кристаллах (СоСгРе№)93А17. Однако имеет место обратная картина. В [9] показано, что энергия связи между атомами Т1 и А1 больше, чем между атомами N1 и А1 и, следовательно, барьер для зарождения частиц у'-фазы меньше в поли- и монокристаллах высокоэнтропийного сплава (Со СгРе№)94А14Т12, чем в высокоэнтропийном сплаве (СоСгРеМ^АЬ.
Рис. 2. Наноразмерные частицы у'-фазы (а) и дислокационная структура состаренных (б) и закаленных (в, г) монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 после 5% деформации растяжением при 296 К: ориентация [001] (б, в); [144] (г); цифрами 1-5 отмечены парные дислокации в плоском скоплении
Таблица 1. Значения критических скалывающих напряжений хсг, термоактивируемых хх и атермических хО напряжений в монокристаллах высокоэнтропийных сплавов с гранецентрированной кубической решеткой при деформации растяжением
Ориентация [001] Ориентация [144]
Сплав Обработка Xs, МПа XG, МПа XS/XG XCb МПа, 77 K хсь МПа, 296 K Xs, МПа Xg, МПа Xs/Xg хсь МПа, 77 K хсь МПа, 296 K
(CoCrFeNi)94Al4Ti2 Закалка 88 62 1.42 150 75 78 62 1.25 140 75
(CoCrFeNi)94Al4Ti2 Старение 923 K, 4 ч 90 85 1.05 175 100 90 85 1.05 175 100
CoCrFeMnNi [7] Закалка 65 55 1.2 120 62
(CoCrFeNi)93Al7 [4] Закалка 90 60 1.5 150 75
(CoCrFeNi)93Al7 [10] Старение 893 K, 50 ч 95 85 1.1 180 90
В монокристаллах при выделении упорядоченных частиц, согласно известным моделям упрочнения в предположении аддитивности вкладов в xcr [8, 10, 13, 17, 18], величина xcr определяется суммой вкладов: твердорастворным упрочнением от атомов замещения xss, вкладом упругих полей напряжений xe, обусловленных несоответствием решеток частицы и матрицы, вкладом xpm, связанным с несоответствием модуля сдвига частицы и матрицы, и дальним порядком в частицах iiro:
х =Х +Х+Х +х, ,
cr ss e pm iro'
где xe определяется по соотношению [8, 18]
х = 3GE3/2 (/
e 1 b
xpm — по соотношению [8, 18]
12
(1)
(2)
AG ( 3AG
х„„ =-
12
4л2 ^ Gb и xlro — по соотношению [8]
0.8 - 0.143ln-
b
32
kb
4f
%B
12
- f
(f )1/2 (3)
(4)
где О = 81000 МПа при 296 К [19] — модуль сдвига исходной фазы; АО = 4000 МПа [8] — разность модулей сдвига матрицы и частицы (модуль сдвига частицы у'-фазы при 296 К равен 77000 МПа) [8]); Е = Аа/ат = 0.0026 — параметр несоответствия решеток исходной фазы и частицы у'-фазы для данного сплава [8]; г — радиус частицы в плоскости скольжения; /= 0.03 — объемная доля частиц, оцененная по данным просвечивающей электронной микроскопии; Ь = 0.25 нм — модуль вектора Бюргерса скользящей дислокации а/2(110); ц = 0.12 Дж/м2 — энергия антифазной границы [8]; к = 2 — число дислокаций в ком-
плексе; В = (ОЬ )/2 — линейное натяжение. Значения, рассчитанные по соотношениям (2)-(4) при г = 2.5 нм, оказались равными соответственно 18.0, 0.7 и 9.0 МПа. Вклад хрт очень мал и его можно не учитывать при анализе упрочнения от частиц у'-фазы. Суммарный вклад хе и х1го, в котором хе является определяющим (хе = 2х1го), в упрочнение от частиц у'-фазы равен 27 МПа и оказывается близким к экспериментальным значениям Ахсг = хсг - х88 = 30-20 МПа, полученным при выделении наноразмерных частиц у'-фазы при старении при 923 К, 4 ч (х88 — экспериментальные значения для закаленных монокристаллов).
Температурная зависимость хсг(Т) в закаленных и состаренных монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Л14Т12 состоит из двух температурных интервалов, характерных для деформации скольжением твердых растворов замещения и других поли- и монокристаллов высокоэнтропийных сплавов с гранецентрированной кубической решеткой [3-5, 7, 20]. При Т < 373 К наблюдается сильная температурная зависимость хсг(Т) (термоактивируемая х5 компонента хсг), которая превышает температурную зависимость модуля сдвига О(Т). При Т> 373 К напряжения хсг слабо зависят от температуры, как О(Т), и наблюдается атермическая хО компонента хсг. Таким образом, температурную зависимость хсг(Т) для монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСг Ре№)94Л14Т12 можно представить в виде [20]:
хсг(Т) = х5 (Т) + Хо (Т). (5)
На рис. 1, а показано определение х5 и хО, а в табл. 1 приведены их значения. В таблице для сравнения представлены х5 и хО для [001 ^монокристаллов других высокоэнтропийных сплавов, по-
лученных ранее в [4, 7, 10]. Анализ этих данных показывает, что в закаленных [001]-монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 т^ и отношение тя/то оказываются по величине близкими для закаленных монокристаллов (Со СгРе№)93А17 и больше, чем в монокристаллах эк-виатомного высокоэнтропийного сплава СоСг БеМп№. При этом то оказывается близким для [001]-монокристаллов представленных высокоэнтропийных сплавов. Следовательно, твердорас-творное упрочнение атомами Т и А1 с большим атомным радиусом, чем у других атомов, приводит к усилению тя, что определяется взаимодействием скользящих дислокаций а/2<110> с этими атомами [4, 10, 14].
При выделении наноразмерных частиц у'-фазы в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгБе№)94А14Т12 не изменяется, то растет и отношение тя/то уменьшается. Таким образом, наблюдается ослабление температурной зависимости тсг(Т за счет роста атермической компоненты то(Т) при выделении частиц у'-фазы, как и в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)93А17 при близком размере частиц у'-фазы (табл. 1) [10].
И наконец, в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 в закаленном состоянии и при выделении наноразмерных частиц у'-фазы критические скалывающие напряжения тсг не зависят от ориентации кристалла при одном способе деформации и не зависят от способа деформации (растяжения и сжатия) в кристаллах одной ориентации (рис. 1). Следовательно, закон Боаса-Шмида выполняется, как и в других монокристаллах высокоэнтропийных сплавов с гранецентрированной кубической решеткой [4,
5, 7, 10]. Это качественно подтверждается отсутствием ориентационной зависимости дислокационной структуры в деформированных до 3-5 % [144]- и [001]-монокристаллах высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi)94Al4Ti2 (рис. 2, в, г).
3.2. Деформационное поведение монокристаллов высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi)94Ti2Al4 при растяжении
На рис. 3 представлены кривые течения а(в) для закаленных и состаренных [144]- и [001]-монокристаллов высокоэнтропийного сплава (Co CrFeNi)94Al4Ti2 при растяжении. В закаленных и состаренных [144]-кристаллах на а(в) кривых при 77 K с начала деформации наблюдается небольшой зуб текучести, который с повышением температуры до 973 K вырождается (рис. 3, а). После зуба текучести наблюдается первая стадия легкого скольжения, на которой пластическая деформация развивается с низким коэффициентом деформационного упрочнения ® = da/de. При деформации в > 7.5 % происходит переход к стадии линейного упрочнения. Как правило, в сплавах замещения с гранецентрированной кубической решеткой при развитии деформации скольжением @ на этой стадии не зависит от температуры испытания [20]. Анализ a(e) кривых (рис. 3, а) показывает, что при 296 K в закаленных и состаренных [144]-кристаллах ® = 1000 МПа на стадии линейного упрочнения, а при 973 K уменьшается в 2 раза и не зависит от термической обработки, хотя при этом имеет место различие в исходной структуре (структура без частиц у'-фазы после закалки и с частицами у'-фазы после старения при 923 K, 4 ч). При 77 K ® в закаленных и состарен-
Рис. 3. Кривые течения монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгБе№)94Т12А14 при растяжении: ориентация [144] (а); [001] (б)
ных [144] -кристаллах до 40 % деформации равен по величине © в этих кристаллах при 296 К. С ростом деформации е > 40 % © увеличивается до 1200 и 1600 МПа соответственно в закаленных и состаренных кристаллах. При Т < 296 К предел текучести о0Л в [144]-кристаллах с частицами выше, чем в закаленных, тогда как при 973 К о0л в закаленных и состаренных [144]-кристаллах оказывается близким. При 77 и 296 К в [144] -кристаллах с частицами у'-фазы уровень напряжений перед разрушением отах достигается больше, чем в закаленных кристаллах при близкой пластичности. Различие в отах между закаленными и состаренными кристаллами коррелирует с приростом напряжений на пределе текучести о0Л при выделении частиц (рис. 3, а).
В закаленных и состаренных при 923 К, 4 ч [001]-кристаллах высокоэнтропийного сплава (Со СгРе№)94Т12А14 пластическая деформация развивается преимущественно в одну линейную стадию. Зависимость © от температуры испытания в [001]-кристаллах качественно аналогична зависимости © от температуры в [144]-кристаллах (рис. 3, б). При 296 К в закаленных и состаренных [001]-кристаллах © имеет значения соответственно 1100 и 1400 МПа. С повышением температуры испытания до 973 К © уменьшается в 2.5 раза относительно комнатной температуры, что обусловлено влиянием частиц у'-фазы на локализацию деформации в одной системе [10]. При 77 К в [001]-кристаллах с частицами у'-фазы © = 1850 МПа имеет максимальное значение, которое в 1.5 раза превышает © в закаленных кристаллах. Пластичность в закаленных и состаренных кристаллах сохраняется близкой. При близкой пластичности в [001]-кристаллах с частицами у'-фазы отах оказываются больше, чем в закаленных кристаллах, и это различие в отах превышает прирост напряжений на пределе текучести о0Л при выделении частиц по сравнению с [144] -кристаллами. Кроме того, © в [001]-кристаллах превышает © в [144] -кристаллах (рис. 3).
При 973 К на о(е) кривых в закаленных и состаренных [144] - и [001]-кристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 наблюдается прерывистое течение, которое, как и в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)93 Л17, связано с динамическим деформационным старением, вызванным диффузионной подвижностью атомов А1 при температурах выше 900 К [10, 12].
Исследования дислокационной структуры [144]-и [001]-монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 в состоянии после закалки и старения при 923 К, 4 ч показали, что в этих кристаллах в широком температурном интервале от 77 до 973 К развивается планарная дислокационная структура с плоскими скоплениями дислокаций (рис. 4). В закаленных монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 пла-нарная структура при температурах Т < 296 К развивается за счет подавления поперечного скольжения винтовых дислокаций в результате сочетания средней величины энергии дефекта упаковки у0 до 0.35-0.4 Дж/м2 и высокого уровня напряжений на пределе текучести из-за сильной температурной зависимости хсг(Т) и ближнего порядка [4, 10, 21]. Ближний порядок в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14, так же как и в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)93А17, разрушается полностью и не восстанавливается в плоскости скольжения в результате замедленной диффузии в широком температурном интервале от 77 до 573 К [4]. При высоких температурах испытания, таких как 973 К, ближний порядок может восстанавливаться и это должно приводить к развитию дислокационной структуры без плоских скоплений [10, 22]. Однако в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 при 973 К планарная структура сохраняется до разрушения, даже когда в процессе деформации происходит динамическое деформационное старение. Физическая причина развития планарной структуры при 973 К связана с разупрочнением действующей системы при срезании наноразмерных частиц у'-фазы скользящими дислокациями [10, 18]. При анализе микродифракционных картин деформированных при 973 К закаленных [144]- и [001]-кристаллов рефлексов от частиц у'-фазы не обнаружено либо они очень слабые и не проявляются. Качественным подтверждением выделения частиц у'-фазы в процессе достижения температуры испытания 973 К, превышающей температуру старения 923 К, является появление парных дислокаций в голове плоского скопления в результате взаимодействия скользящих дислокаций по механизму срезания с упорядоченными частицами у'-фазы, как в этих кристаллах после старения при 923 К, 4 ч (рис. 2, б и 4, б) [10]. В состаренных монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94
Рис. 4. Дислокационная структура монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгБе№)94А14Т12 при деформации растяжением: планарная структура в закаленных (а-в) и состаренных (д, е) кристаллах, двойникование в закаленных кристаллах (г); 10 % при 973 К (а, б), 10 % при 296 К (в), 50 % при 77 К (г), 5 % при 296 К (д), 10 % при 77 К (е), а, д, е — ориентация [001]; б-г — [144]; цифрами 1-5 отмечены парные дислокации в плоском скоплении; МП — мультиполи; ДУ — дефекты упаковки
Т12А14 развитие планарной структуры в широком температурном интервале от 77 до 973 К определяет разупрочнение действующей системы при срезании наноразмерных частиц у'-фазы скользящими дислокациями [10, 21]. Следовательно, близкие значения 00.1, аналогичное поведение о(в) кривых и уменьшение ® с ростом температуры, а также отсутствие его зависимости от термической обработки в закаленных и состаренных кристаллах при 973 К связаны с частицами у'-фазы и их влиянием на локализацию деформации в одной системе при взаимодействии скользящих дислокаций с наноразмерными частицами по механизму срезания [10].
В [144]-кристаллах при развитии планарной структуры дефекты упаковки обнаруживаются
при 296 К после 10% деформации, а двойникова-ние развивается при 77 К после 40% деформации, которое не наблюдается в [001]-кристаллах (рис. 4, в, г). С развитием двойникования при в > 40 % ® в закаленных и состаренных [144]-кристаллах увеличивается до 1200 и 1600 МПа соответственно, по сравнению с деформацией скольжением, когда ® ~ 1000 МПа и не зависит от температуры испытания в температурном интервале 77-296 К [20]. В [001]-кристаллах с частицами у'-фазы при 77 К образование мультиполей и дефектов упаковки (рис. 4, е) происходит после меньшей деформации, чем в закаленных кристаллах. Муль-типоли и дефекты упаковки, подобно двойникам, являются препятствиями для движения скользящих дислокаций и, таким образом, приводят к до-
полнительным, по сравнению с дислокационными барьерами, эффектам упрочнения [4].
Различие в величине © в [001]- и [144]-кристаллах связано с различием в числе действующих систем скольжения. Металлографические исследования поверхности деформированных кристаллов показывают, что в [144]-кристаллах, ориентированных для одиночного сдвига, на поверхности образца наблюдаются линии скольжения преимущественно в одной системе (рис. 5, а), тогда как в [001]-кристаллах, ориентированных для множественного сдвига, линии скольжения обнаруживаются в нескольких системах, но при этом одна более выражена (рис. 5, б).
3.3. Высокопрочное состояние монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгРеЫ1)94Т12Л14 при растяжении
Представленные выше экспериментальные данные показали, что при выделении частиц у'-фазы размером 3-5 нм получить высокопрочное состояние Оол ~ 0/100 в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 в температурном интервале от 77 до 973 К не удается (рис. 1). Предполагалось, что в [144]-кристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94Т12А14 высокопрочное состояние можно будет достичь за счет комбинированного способа упрочнения двойниками и наноразмерными частицами у'-фазы, включая высокие температуры при Т > 296 К, по аналогии с монокристаллами высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)93А17 [13]. В закаленных [144]-кристаллах высокая плотность двойников в двух системах вводилась при деформации растяжением до 50 % при 77 К, при которой достигался уровень напряжений ~700 МПа.
На рис. 6 представлена температурная зависимость предела текучести о01(Т) [144]-кристаллов
высокоэнтропийного сплава (СоСгРеМ)94А14Т12 для четырех состояний: после закалки, старения при 923 К, 4 ч, деформации при 77 К до 50 % закаленных кристаллов и затем старения при 923 К, 4 ч деформированных при 77 К закаленных кристаллов. Видно, что после старения при 923 К, 4 ч О0.1 увеличиваются во всем исследуемом интервале температур, но по величине о01 при Т > 296 К меньше, чем 0/200 (О = 85000 МПа при 77 К, О = 81000 МПа при 296 К, О = 55000 МПа при 973 К [19]). После низкотемпературной деформации при 77 К о01 в [144]-кристаллах увеличиваются относительно исходных кристаллов во всем температурном интервале на 300 МПа. Выделение частиц у'-фазы размером 3-5 нм при последующем старении при 923 К, 4 ч дополнительно увеличивает о01 на 100-150 МПа относительно деформированных [144]-кристаллов. В результате после комбинированного способа упрочнения О0.1 относительно закаленных кристаллов увеличиваются в 3 раза при 77 К и в 5 раз при 973 К. Таким
2 600-о
и 200-
ю к о
° о I..................
0 200 400 600 800 Температура, К
Рис. 6. Температурная зависимость осевых напряжений о01 в [144]-монокристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгЕе№)94А14Т12 при растяжении
образом, [144]-кристаллы высокоэнтропийного сплава (СоСгРеМ)94А14Т12 становятся высокопрочными с о0.1 ~ О/100-О/150 в температурном интервале от 77 до 973 К. В высокопрочном состоянии в [144]-кристаллах высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 наблюдается ослабление температурной зависимости о0Л(Т): в закаленном состоянии о0Л(77 К)/о0Л(296 К) = 1.8; после старения при 923 К, 4 ч О0.1(77 К)/о0.1(296 К) = 1.7; после деформации при 77 К до 50 % о0Л(77 К)/о0Л(296 К) = 1.5; после деформации при 77 К до 50 % и старения о0Л(77 К)/о0Л(296 К) = 1.4. Ослабление температурной зависимости о0Л(Т) связано, как установлено ранее в [13], с деформацией двойникова-нием. Двойники являются атермическими препятствиями для скользящих дислокаций, что, с одной стороны, приводит к значительному росту напряжений на пределе текучести о0Л в широком интервале температур. С другой стороны, по границам двойников нет проскальзывания при высоких температурах, как в поликристаллах по границам зерен, что сохраняет слабую температурную зависимость о0Л(Т), особенно в области высоких температур. Следует отметить, что старение деформированных кристаллов при 923 К в течение 4 ч в 2 раза повышает прирост о0Л при Т > 296 К, по сравнению со старением недефор-мированных закаленных кристаллов. Следовательно, дефектная структура облегчает процессы зарождения частиц, что ранее было обнаружено при старении деформированных монокристаллов (СоСгРе№)93А17 [13], и это является общей закономерностью для высокоэнтропийных сплавов. В высокопрочном состоянии [144]-кристаллы высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 сохраняют пластичность до 10-15 % и разрушаются преимущественно вязко.
4. Выводы
Старение монокристаллов высокоэнтропийного сплава (СоСгРе№)94А14Т12 при 923 К в течение 4 ч приводит к выделению упорядоченных по типу Ь12 частиц у'-фазы размером 3-5 нм, которые повышают критические скалывающие напряжения на 20-30 МПа по сравнению с закаленными кристаллами в температурном интервале от 77 до 973 К.
В закаленных и состаренных [144]- и [001]-монокристаллах высокоэнтропийного сплава (Со СгРе№)94А14Т12 критические скалывающие напряжения в температурном интервале от 77 до 973 К не зависят от ориентации кристалла при
одном способе деформации (растяжении или сжатии), а в кристаллах одной ориентации не зависят от способа деформации растяжения/сжатия и закон Боаса-Шмида выполняется.
В закаленных и состаренных [144]- и [001]-монокристаллах высокоэнтропийного сплава (Co CrFeNi)94Al4Ti2 скольжение является основным механизмом пластической деформации. Двойникова-ние в [144]-кристаллах развивается преимущественно в одной системе после предшествующей деформации скольжением при 77 и 296 K. Коэффициент деформационного упрочнения, пластичность и максимальный уровень напряжений перед разрушением при растяжении зависят от ориентации кристалла, температуры испытания и термической обработки, что определяется числом действующих систем скольжения и двойникования.
Сочетание упрочнения от атомов Al, Ti и частиц у'-фазы со средней величиной энергии дефекта упаковки 0.35-0.4 Дж/м2 и ближним порядком приводит к развитию планарной структуры в монокристаллах высокоэнтропийного сплава (CoCrFe Ni)94Al4Ti2 в широком температурном интервале от 77 до 973 K. Дополнительным фактором, способствующим развитию планарной структуры при высоких температурах, включая температуру 973 K, в закаленных кристаллах является образование предвыделений или наноразмерных частиц у'-фазы в процессе достижения температуры 973 K, которая превышает температуру выделения для этих частиц 923 K.
В [144] -кристаллах высокоэнтропийного сплава (CoCrFeNi)94Al4Ti2 высокопрочное состояние при растяжении с напряжением на пределе текучести равным G/100-G/150 в температурном интервале 77-973 K достигается за счет комбинированного упрочнения двойниками, введенными при низкотемпературной деформации 50 % при 77 K закаленных кристаллов, и частицами у'-фазы размером 3-5 нм при последующем старении деформированных кристаллов. В высокопрочных кристаллах пластичность составляет 10-15 % и разрушение сохраняется преимущественно вязким.
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РНФ № 19-19-00217.
Литература
1. Wu Z., Bei H., Pharr G.M., George E.P. Temperature dependence of the mechanical properties of equiatomic solid solution alloys with face-centered cubic crystal structures // Acta Mater. - 2014. - V. 81. - P. 428-441. - https://doi.org/ 10.1016/j.actamat.2014.08.026
2. Gludovatz B., Hohenwarter A, Catoor D., Chang E.H., George E.P., Ritchie R.O. A fracture-resistant high-entropy alloy for cryogenic applications // Science. - 2014. -V. 345(6201). - P. 1153-1158. - https://doi.org/10.1126/ science.1254581
3. Otto F., Dlouhy A., Somsen Ch., Bei H., Eggeler G., George E.P. The influences of temperature and microstructure on the tensile properties of a CoCrFeMnNi high-entropy alloy // Acta Mater. - 2013. - V. 61. - No. 15. - P. 57435755. - https://doi.org/10.1016/j.actamat.2013.06.018
4. Kireeva I.V., Chumlyakov Yu.I., Pobedennaya Z.V., Vyro-dova A.V., Kuksgauzen I.V., Kuksgauzen D.A. Orientation and temperature dependence of a planar slip and twinning in single crystals of Al0.3CoCrFeNi high-entropy alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 737. - P. 47-60. - https://doi. org/10.1016/j.msea.2018.09.025
5. Kireeva I.V., Chumlyakov Yu.I., Vyrodova A.V., Pobeden-naya Z.V., Karaman I. Effect of twinning on the orientation dependence of mechanical behaviour and fracture in single crystals of the equiatomic CoCrFeMnNi high-entropy alloy at 77 K // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 784. - P. 139315(1-14). - https://doi.org/10.1016Zj.msea.2020.139315
6. Astafurova E.G., Reunova K.A., Melnikov E.V., Panchen-ko M.Yu., Astafurov S.V., Maier G.G., Moskvina V.A. On the difference in carbon- and nitrogen-alloying of equiatomic FeMnCrNiCo high-entropy alloy // Mater. Lett. - 2020. -V. 276. - P. 128183. - https://doi.org/10.1016/) .matlet.2020. 128183
7. Kireeva I.V., Chumlyakov Yu.I., Pobedennaya Z. V. Solid-solution hardening with nitrogen of CoCrFeMnNi high-entropy alloy single crystals // AIP Conf. Proc. - 2020. - V. 2310. -P. 020147(1-4). - https://doi.org/10.1063/5.0034263
8. He J.Y., Wang H., Huang H.L., Xu X.D., Chen M.W., Wu Y., Liu X.J., Nieh T.G., An K., Lu Z.P. A precipitation-hardened high-entropy alloy with outstanding tensile properties // Acta Mater. - 2016. - V. 102. - P. 187-196. - https:// doi.org/10.1016/actamat.2015.08.076
9. Zhao Y.Y., Chen H.W., Lu Z.P., Nieh T.G. Thermal stability and coarsening of coherent particles in a precipitation-hardened (NiCoFeCr)94Ti2Al4 high-entropy alloy // Acta Mater. - 2018. - V. 147. - P. 184-194. - https://doi. org/10.1016/actamat.2018.01.049
10. Kireeva I.V., Chumlyakov Yu.I., Pobedennaya Z.V., Vyrodova A.V. Effect of y'-phase particles on the orientation and temperature dependence of the mechanical behaviour of Al0.3CoCrFeNi high entropy alloy single crystals // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 772. - P. 138772(1-9). - https:// doi.org/10.1016/j .msea.2019.138772
11. Okamoto N.L., Fujimoto S., Kambara Y., Kawamura MChen Z.M.T., Matsunoshita H., Tanaka K., Inui H., George E.P. Size effect, critical resolved shear stress, stacking fault energy, and solid solution strengthening in the CrMn FeCoNi high-entropy alloy // Sci. Rep. - 2016. - V. 10. -P. 6.35863(1-4). - https://doi.org/10.1038/srep35863
12. YasudaH.Y., Shigeno K., Nagase T. Dynamic strain aging of Al03CoCrFeNi high entropy alloy single crystals // Scripta Mater. - 2015. - V. 108. - P. 80-83. - https://doi.org/10. 1016/j.scriptamat.2015.06.022
13. Kireeva I.V., Chumlyakov Yu.I., Pobedennaya Z.V., Vyrodova A. V., Saraeva A.A. High-strength behavior of the Al0.3CoCrFeNi high-entropy alloy single crystals // Metals. -2020. - V. 10. - P. 1149(1-11). - https://doi.org/10.3390/ met10091149
14. Chowdhury P., Canadinc D., Sehitoglu H. On deformation behavior of Fe-Mn based structural alloys // Mater. Sci. Eng. R. - 2017. - V. 122. - P. 1-28. - https://doi.org/10.1016/ j.mser.2017.09.002
15. Bonisch M., Wu Y., Sehitoglu H. Hardening by slip-twin and twin-twin interactions in FeMnNiCoCr // Acta Mater. -2018. - V. 153. - P. 391-403. - https://doi.org/10.1016/). actamat.2018.04.054
16. Abuzaid W., Sehitoglu H. Critical resolved shear stress for slip and twin nucleation in single crystalline FeNiCoCrMn high entropy alloy // Mater. Charact. - 2017. - V. 129. -P. 288-299. - https://doi.org/10.1016/j.matchar.2017.05.014
17. Gwalani B., Soni V., Lee M., Mantri S.A., Ren Y., Ba-nerjee R. Optimizing the coupled effects of Hall-Petch and precipitation strengthening in a Al0.3CoCrFeNi high entropy alloy // Mater. Des. - 2017. - ' V. 121. - P. 254-260. -https://doi.org/10.1016/j.matdes.2017.02.072
18. Nembach E. Particle Strengthening of Metals and Alloys. -New York: John Wiley & Sons, Inc., 1997.
19. Laplanche G., Gadaud P., Horst O., Otto F., Eggeler G., George E.P. Temperature dependencies of the elastic moduli and thermal expansion coefficient of an equiatomic singlephase CoCrFeMnNi high-entropy alloy // J. Alloy. Compd. - 2015. - V. 623. - P. 348-353. - https://doi. org/10.1016/j.jallcom.2014.11.061
20. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. - М.: Мир, 1969.
21. Gerold V., Karnthaler H.P. On the origin of planar slip in f.c.c. alloys // Acta Metall. - 1989. - V. 37. - No. 8. -P. 2177-2183.
22. Панин В.Е., Дударев Е.Ф., Бушнев Л.С. Структура и механические свойства твердых растворов замещения. -М.: Металлургия, 1971.
Поступила в редакцию 13.03.2021 г., после доработки 22.04.2021 г., принята к публикации 23.04.2021 г.
Сведения об авторах
Киреева Ирина Васильевна, д.ф.-м.н., снс, гнс СФТИ ТГУ, kireeva@spti.tsu.ru, i.v.kireeva@mai1.ru
Чумляков Юрий Иванович, д.ф.-м.н., проф., зав. лаб. СФТИ ТГУ, chum@phys.tsu.ru
Сараева Анастасия Александровна, инж.-иссл. СФТИ ТГУ, студ. ТГУ, anastasia16-05@yandex.ru
Выродова Анна Вячеславовна, мнс СФТИ ТГУ, асп. ТГУ, wirodowa@mai1.ru
Победенная Зинаида Владимировна, к.ф.-м.н., нс СФТИ ТГУ, pobedennaya_zina@mai1.ru
Куксгаузен Ирина Владимировна, к.ф.-м.н., нс СФТИ ТГУ, irbas@sibmai1.com
Куксгаузен Дмитрий Александрович, мнс СФТИ ТГУ, kuksgauzen90@gmai1.com
