CC BY
7
Обработка металлов (технология • оборудование • инструменты). 2022 Том 24 № 4 с. 181-191 ISSN: 1994-6309 (print) / 2541-819X (online) DOI: 10.17212/1994-6309-2022-24.4-181-191
Обработка металлов (технология • оборудование • инструменты)
Сайт журнала: http://journals.nstu.ru/obrabotka_metallov
Оценка остаточных напряжений в кристаллических фазах высокоэнтропийных сплавов системы AlxCoCrFeNi
Иван Иванов 1 а' , Александр Юргин 1 ь, Игорь Насенник1'с, Константин Купер2'3 d
Новосибирский государственный технический университет, пр. К. Маркса, 20, г. Новосибирск, 630073, Россия
2
Институт ядерной физики им. Г.И. Будкера СО РАН, пр. Академика Лаврентьева, 11, г. Новосибирск, 630090, Россия
3
Институт катализа им. Г.К. Борескова СО РАН, Никольский пр., 1, Кольцово, 630559, Россия
" https://orcid.org/0000-0001-5021-0098. О ¡.¡уапоуЙсогрлЫи.ги. Ь https://orcid.org/0000-0003-0473-7627. © уш^т2012м!уа1^ех.ги. С https://orcid.org/0000-0003-0937-5004. О §о§а.тег(а!таи.ги, * https://orcid.org/0000-0001-5017-6248. © к.е.кирегйтр.пвк.ви
ИНФОРМАЦИЯ О СТАТЬЕ
УДК 538.911
История статьи: Поступила: 13 сентября 2022 Рецензирование: 26 сентября 2022 Принята к печати: 06 октября 2022 Доступно онлайн: 15 декабря 2022
Ключевые слова: Высокоэнтропийные сплавы Л1хСоСгРе№
Пластическая деформация Остаточные напряжения Дифракция синхротронного рентгеновского излучения
Финансирование:
Исследование выполнено при финансовой поддержке Российского научного фонда в рамках проекта № 20-73-10215 «1п^йи исследование эволюции дислокационной структуры пластически деформированных высокоэнтропийных сплавов в условиях действия высоких давлений и температур с применением синхротронного излучения». Исследования выполнены на оборудовании ЦКП «Структура, механические и физические свойства материалов».
АННОТАЦИЯ
Введение. Для всех пластически деформированных металлических сплавов характерно наличие дефектов кристаллической структуры, повышающих внутреннюю энергию системы. Эти дефекты также приводят к появлению остаточных напряжений, которые оказывают сложное влияние на свойства материала. Наиболее критичными с точки зрения эксплуатации изделия часто оказываются макронапряжения, которые могут приводить к его короблению, снижению коррозионной стойкости и изменению прочностных характеристик. Целью данной работы являлась оценка остаточных напряжений фазы с примитивной кубической решеткой, характерной для высокоэнтропийных сплавов Л10 6СоСгБе№ и ЛЮоСгБеМ. Методы исследования. Кристаллическое строение сплавов исследовалось с использованием метода рентгеноструктурного анализа. Эксперименты по рентгеноструктурному анализу проводили в Сибирском центре синхротронного и терагерцового излучения на ускорителе ВЭПП-4 (г. Новосибирск, ИЯФ СО РАН, линия 5-А «Рентгеновская микроскопия и томография»). Исследования с использованием синхротронного излучения были проведены в режиме «на просвет». Оценка остаточных макронапряжений кристаллических фаз сплавов Л10 3СоСгБе№ и Л10 6СоСгБе№ основывалась на анализе изменения формы дифракционных колец при изменении азимутального угла %. Материалы исследования. В данной работе объектами исследований являлись слитки высокоэнтропийных сплавов Л106СоСгРе№ и ЛЮоСгБеМ. Слитки были получены из чистых металлов методом аргонодуговой плавки с охлаждением на медной подложке. Для проведения дальнейших исследований из слитков вырезались цилиндрические образцы, которые подвергались пластической деформации по схеме одноосного сжатия. Результаты и обсуждение. Результаты анализа указывают на тот факт, что в сплаве Л10 6СоСгБе№ для данной фазы характерно наличие более высоких значений макронапряжений по сравнению со сплавом ЛЮоСгБеМ. Остаточная деформация решетки В2 фазы вдоль направления [100], входящей в состав сплава ЛЮоСгБеМ, составила 2,5 % при внешней нагрузке 2500 МПа, в то время как значение искажения решетки данной фазы для сплава Л106СоСгРе№ равно 5,5 % при аналогичных внешних условиях. Кроме того, пластическая деформация ВЭС Л10 6СоСгБе№ не привела к его разрушению. Это позволяет сделать вывод, что повышенная пластичность данного сплава связана не только с наличием фазы с гранецентри-рованной кубической решеткой, но и повышенной податливастью фазы с примитивной решеткой.
Для цитирования: Оценка остаточных напряжений в кристаллических фазах высокоэнтропийных сплавов системы Л1хСоСгЕе№ / И.В. Иванов, А.Б. Юргин, И.Е. Насенник, К.Э. Купер // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). - 2022. - Т. 24, № 4. - С. 181-191. - БО!: 10.17212/1994-6309-2022-24.4-181-191.
*Адрес для переписки
Иванов Иван Владимирович, к.т.н.
Новосибирский государственный технический университет,
пр. К. Маркса, 20,
630073, г. Новосибирск, Россия
Тел.: 8 (383) 346-11-71, e-mail: [email protected]
Введение
Высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) являются новым и одним из наиболее многообещающих классов материалов [1-6]. Благодаря своей структуре они обладают высокими показателями механических и физических свойств, что делает
их перспективными для применения в самых различных областях промышленности.
Высокие ожидания относительно возможностей применения ВЭС во многом обусловлены их высокой фазовой стабильностью [7, 8]. Известно, что для ВЭС характерно образование фаз с кубическими кристаллическими решетками [9, 10]. Изначально считалось, что расположение атомов в структуре ВЭС является полностью случайным, что должно было обусловливать их высокие механические и физические свойства. Однако в последнее время все чаще стали появляться работы, в которых показано, что в ВЭС присутствуют дополнительные фазы, для которых характерно закономерное, а не случайное расположение атомов в структуре [11-14]. Зачастую эти фазы появляются в структуре ВЭС при длительном термическом воздействии [15, 16]. Так, например, известно, что в некоторых сплавах системы А1 СоСгБеМ формируются упорядоченные B2 и L12 фазы, характеризующиеся примитивной кубической решеткой [17-19]. Благодаря возможности гибкого регулирования фазового состава путем изменения содержания алюминия система сплавов А1 СоСгБеМ являет-
х
ся наиболее многообещающей среди всех высокоэнтропийных сплавов.
Отдельным вопросом является развитие деформационно- и термически напряженных состояний в пределах заготовок, полученных из высокоэнтропийных сплавов. Хорошо известно, что энергия пластической деформации накапливается в структуре металлических сплавов в виде остаточных напряжений. Различают следующие виды внутренних напряжений: макронапряжения; микронапряжения и статические искажения решетки [20]. Данные напряжения оказывают влияние на ряд свойств материалов. Перспективы использования ВЭС в качестве конструкционных и функциональных материалов требуют от ученых и инженеров понимания процессов развития внутренних напряжений в пределах кристаллических фаз, составляющих ВЭС. Однако на данный момент в литературных источниках не представлено исследований остаточных напряжений и остаточных деформаций высокоэнтропийных сплавов, в частности, системы А1 СоСгБеМ.
х
Целью настоящей работы являлась оценка остаточных деформаций фаз высокоэнтропий-
ных сплавов системы AlxCoCrFeNi после холодной пластической деформации. Для этого были проведены эксперименты по пластической деформации сплавов Al0 6CoCrFeNi и AlCoCrFeNi методом осевого сжатия и расчет остаточных деформаций методом дифракции рентгеновского синхротронного излучения. Результаты работы позволяют сделать выводы о механических свойствах фаз высокоэнтропийных сплавов.
Методика исследований
В данной работе объектами исследований являлись слитки высокоэнтропийных сплавов Al06CoCrFeNi и AlCoCrFeNi. Слитки были получены из чистых металлов методом аргонодуго-вой плавки с охлаждением на медной подложке. Форма слитков была близка к цилиндрической. Высота полученных заготовок составляла около 10 мм, диаметр около 20 мм. С целью наиболее равномерного распределения химических элементов переплав осуществлялся не менее 10 раз. Потеря массы при выплавке не превышала 0,2 %. Элементный состав слитков оценивали методом микрорентгеноспектрального анализа с использованием сканирующего электронного микроскопа Carl Zeiss EVO50 XVP и энергодисперсионного детектора Oxford Instruments X-Act. Конечное значение элементного состава определялось путем усреднения значений не менее чем с двадцати различных областей слитка. Согласно полученным данным отклонение состава от номинального не превышало 0,6 %.
Для проведения дальнейших исследований из слитков вырезались цилиндрические образцы высотой 8 мм и диаметром 5 мм. Полученные цилиндры подвергались пластической деформации по схеме одноосного сжатия на универсальной электромеханической установке Instron 3369. При максимальном приложенном напряжении ~2500 МПа деформация сплава AlCoCrFeNi составила 30 %, а деформация сплава Al0 6CoCrFeNi - 53 %. Исходя из этих значений были выбраны следующие степени обжатия: 25; 34; 45; 50 и 53 % для сплава Al06CoCrFeNi и 12; 18 и 30 % для сплава AlCoCrFeNi.
Металлографические исследования образцов проводили методом световой микроскопии на микроскопе Carl Zeiss Axio Observer. Перед исследованиями металлографические шлифы
182
подвергали травлению раствором, состоящим из грамма сульфата меди(11), соляной кислоты и воды (по 5 мл).
Кристаллическое строение сплавов исследовалось с использованием метода рентгенострук-турного анализа. Эксперименты по рентгено-структурному анализу проводили в Сибирском центре синхротронного и терагерцового излучения на ускорителе ВЭПП-4 (г. Новосибирск, ИЯФ СО РАН, линия 5-А «Рентгеновская микроскопия и томография»). Исследования с использованием синхротронного излучения были проведены в режиме «на просвет». Длина волны рентгеновского излучения составляла 0,0221 нм. Для регистрации дифракционных картин использовали 2Э-детектор шаг345,? с размером пикселя 100*100 мкм и диаметром области сканирования 345 мм. Полученные дифракционные картины путем азимутального интегрирования приводили к одномерному виду [21].
Результаты и их обсуждение
Популярность ВЭС системы AlxCoCrFeNi среди исследователей во многом обусловлена возможностью управления фазовым составом сплавов путем изменения содержания алюминия. При этом различие в фазовом составе оказывает существенное влияние на механические свойства сплавов. На рис. 1 показаны кривые сжатия исследуемых высокоэнтропийных сплавов. Из представленных данных следует, что сплав Al0 6CoCrFeNi обладает большей пластичностью по сравнению со сплавом AlCoCrFeNi, в то время как при максимальном приложенном напряжении ~2500 МПа деформация этого сплава составила 30 %, а деформация сплава
Al06CoCrFeNi - 53 %.
0,6
Согласно результатам металлографических исследований структура сплавов также подверглась существенным изменениям после пласти-
б
Рис. 1. Кривые сжатия сплавов AlCoCrFeNi (а) и Al06CoCrFeNi (б) Fig. 1. Compression curves of AlCoCrFeNi (а) и AlCoCrFeNi (б) alloys
а
ческой деформации (рис. 2). Во-первых, в результате деформации наблюдается характерное изменение формы зёрен. Во-вторых, пластическая деформация сплава А10 6СоСгБе№ со степенью обжатия 53 % (рис. 2, г) не приводит к его разрушению, однако в случае сплава А1СоСгБе№ (рис. 2, в) следы разрушения проявляются уже при обжатии на 12 %.
Известно, что остаточные напряжения уравновешиваются в различных объемах деформированного тела и также оказывают влияние на изменение положения и формы дифракционных максимумов. Макронапряжения (или напряжения I рода) уравновешиваются в макрообъемах материала и приводят к изменению положений дифракционных максимумов и формы дифракционных колец. Микронапряжения (напряжения II рода) уравновешиваются в пределах нескольких кристаллитов или блоков и приводят
к изменению формы (ширины) дифракционных максимумов. Статические напряжения уравновешиваются в пределах групп атомов и приводят к росту диффузного рассеяния и соответственно повышению интенсивности фона. С точки зрения эксплуатационных свойств проектируемого изделия наиболее важными являются макронапряжения, поскольку они могут приводить к его короблению.
Оценка остаточных макронапряжений кристаллических фаз сплавов А103СоСгБе№ и А106СоСгБе№ основывалась на анализе изменения формы дифракционных колец при изменении азимутального угла %. Другими словами, для каждого угла % оценивались параметры решетки. Однако для этого необходимо, чтобы положения дифракционных максимумов были хорошо различимы. На рис. 3 приведен пример одномерных дифрактограмм, полученных в данной работе.
Рис. 2. Результаты металлографических исследований: сплав AlCoCrFeNi до деформации (а); деформированный на 12 % (в); сплав Al0 6CoCrFeNi до деформации (б); после сжатия на 53 % (г)
Fig. 2. Results of metallographic studies: AlCoCrFeNi alloy before deformation (a); deformed by 12 % (в); Al0 6CoCrFeNi alloy before deformation (б); after 53 % compression (г)
б
а
в
г
5 10 5 0.8
0.6
0.4 -
0.2
0.0 -
ф Im3m РтЗт
(100)
(111) ♦ (210) * ■ ♦ ♦ S ф
H-1—
8 10 20
а
—I— 12
—I—
14
—I— 16
б
Рис. 3. Дифрактограммы сплавов AlCoCrFeNi (а) и Al06CoCrFeNi (б), подвергнутых одноосному сжатию на 18 и 25 % соответственно
F/g. 3. Diffraction patterns of AlCoCrFeNi (a) and AlCoCrFeNi (б), alloys subjected to uniaxial compression by 18 and 25 % respectively
Согласно работам [11, 12] в состав сплава ЛЮоСгБеМ входят две фазы, характеризующиеся кубической сингонией: разупорядоченная (пространственная группа симметрии 1т3т) и упорядоченная (пространственная группа симметрии РтЗт, тип В2 в системе обозначений 8(гыкШгЬег1сН(). Ввиду того что параметры решеток данных фаз являются идентичными, дифракционные максимумы имеют одинаковые угловые позиции. Поэтому анализ деформаций сплава ЛЮоСгБеМ возможен только для пиков фазы с примитивной решеткой. В настоящей работе расчет проводился по трем дифракционным максимумам РтЗт фазы: (100); (111) и (210). Перекрытие дифракционных максимумов различных фаз также характерно и для дифракто-граммы сплава Л^СоСгРеМ, однако в этом
случае в его состав входит также фаза с пространственной группой симметрии Fm3m. Для данного материала анализ напряжений примитивной кубической фазы проводился только по дифракционному максимуму (100).
Анализ остаточных макронапряжений осуществлялся по полученным двумерным дифракционным картинам. Для этого дифрактограмма представлялась в виде развертки в координатах углов «29-х» (рис. 4).
Представленная в таком виде дифрактограмма позволяет оценить искажения решетки за счет изменения положения дифракционного максимума вдоль угла х. Для этого оптимальным является аппроксимация дифракционной полосы периодической функцией.
На рис. 5 представлены примеры разверток для трех дифракционных максимумов B2 фазы.
Рис. 4. Развертка двумерной дифрактограммы сплава AlCoCrFeNi после одноосного сжатия на 18 %
Fig. 4. Scanning of a two-dimensional diffraction pattern of the AlCoCrFeNi alloy after uniaxial compression by 18 %
3.8 4.0 4.2
Радиальный угол, 26(°)
Радиальный угол, 2©(°) Радиальный угол, 20(°)
а б в
Рис. 5. Дифракционные максимумы (100) (а), (111) (б) и (210) (в) в координатах «х-20» фазы B2 после одноосного сжатия сплава AlCoCrFeNi на 18 %
Fig. 5. Diffraction maxima (100) (a), (111) (б) and (210) (в) in the coordinates «х-20» of B2 phase after uniaxial
compression of alloy AlCoCrFeNi by 18 %
Из изображений следует, что наличие кристаллографической текстуры приводит к наличию текстурных максимумов у рефлексов (100) и (111), что делает невозможным аппроксимацию дифракционной линии функцией. Поэтому анализ остаточных напряжений осуществлялся путем анализа отклонения среднего значения интенсивности дифракционного максимума от его положения в случае отсутствия внутренних напряжений.
На рис. 6, а представлена зависимость остаточной деформации кристаллической решетки от приложенных напряжений. Наибольший прирост напряжений характерен для направления [100], что связано с анизотропией кристаллической решетки фазы В2. При приложенном напряжении ~2500 МПа остаточная деформация
решетки вдоль этого направления составила 2,25 %. Кроме того, видно, что для образца до деформации (т.е. в литом состоянии) также характерно присутствие деформации решетки, что связано с наличием термических напряжений при охлаждении слитка на медной подложке.
Анализ сплава Л10 6СоСгБе№ показал, что для В2 фазы данного образца характерно более существенное искажение решетки. Согласно полученным результатам (рис. 6, б), деформация решетки при приложенном напряжении ~2500 МПа составила 5,5 %. Данный факт хорошо согласуется с результатами металлографических исследований (см. рис. 2). Ввиду того что в структуре сплава Л10 6СоСгБе№ не было обнаружено следов разрушений (рис. 2, в), можно сделать вывод, что не произошло релаксации структуры
1000 1500
Напряжение, МПа
б
Рис. 6. Зависимость деформации решетки B2 фазы сплавов AlCoCrFeNi (а) и Al0 6CoCrFeNi (б) по направлениям [hkl] в зависимости от приложенных напряжений при деформации
Fig. 6. Dependence of the deformation of the B2 lattice of AlCoCrFeNi (a) and Al0 6CoCrFeNi (б) alloys in the directions [hkl] depending on the applied stresses during deformation
а
путем ее разрушения. В то же время наличие трещин в структуре сплава АЮоСгБеМ (рис. 2, г) свидетельствует о частичной ее релаксации, на что указывают значения искажений кристаллической решетки (рис. 6, б).
Проведенный анализ деформации кристаллической решетки позволяет также оценить значения ее модуля упругости. Однако вследствие того, что энергия пластической деформации сохраняется в структуре в виде как макро-, так и микронапряжений, анализ изменения положений дифракционных максимумов позволяет оценить только верхний предел возможных значений модуля упругости. Вместе с тем даже такая оценка позволяет качественно сравнить свойства фаз исследуемых сплавов. Согласно полученным результатам максимально возможное значение модуля упругости B2 фазы сплава А1СоСгБе№ вдоль направления [100] составляет 111 ГПа, в то время как для сплава А10 6СоСгБе№ оно равно 46 ГПа. Таким образом, решетка B2 фазы в сплаве А1СоСгБе№ является значительно менее податливой, чем решетка аналогичной фазы в сплаве А106СоСгБе№.
Выводы
1. Пластическая деформация сплавов А106СоСгБе№ и А1СоСгБе№ приводит к существенным изменениям их структуры. В то время как изменение формы зерен характерно для обоих материалов, следы частичного разрушения в виде трещин наблюдаются только в случае сплава А1СоСгБе№. Это указывает на более высокую
пластичность сплава А1„ ,СоСгБе№.
0,6
2. Пластическая деформация обоих сплавов приводит к существенным изменениям формы и положений дифракционных максимумов фаз, входящих в состав сплавов. Однако ввиду перекрывания дифракционных максимумов оценка макронапряжений возможна только для фазы с примитивной кубической решеткой.
3. Согласно анализу изменения положения дифракционных максимумов остаточная деформация решетки B2 фазы вдоль направления [100], входящей в состав сплава А1СоСгБе№, составила 2,5 % при внешней нагрузке 2500 МПа. В то же время значение искажения решетки этой фазы для сплава А106СоСгБе№ равно 5,5 % при аналогичных внешних условиях, что указывает
на наличие высоких остаточных напряжении в структуре фазы B2 сплава Al0 6CoCrFeNi.
4. Результаты проведенных исследовании указывают на то, что высокая пластичность
сплава AL ,CoCrFeNi связана не только с нали-
0,6
чием ГЦК-фазы, но и с высокой податливатью примитивной кубической решетки.
Список литературы
1. Обзор исследований сплавов, разработанных на основе энтропийного подхода / З.Б. Батаева,
A.А. Руктуев, ИВ. Иванов, А.Б. Юргин, И.А. Бата-ев // Обработка металлов (технология, оборудование, инструменты). - 2021. - Т. 23, № 2. - С. 116-146. -DOI: 10.17212/1994-6309-2021-23.2-116-146.
2. Tensile and shear loading of four fcc high-entropy alloys: a first-principles study / X. Li, S. Schönecker, W. Li, L.K. Varga, D.L. Irving, L. Vitos // Physical Review B. - 2018. - Vol. 97 (9). - P. 1-9. - DOI: 10.1103/ PhysRevB.97.094102.
3. Горбань В.Ф., Крапивка Н.А., Фирстов С.А. Высокоэнтропийные сплавы - электронная концентрация - фазовый состав - параметр решетки -свойства // Физика металлов и металловедение. -2017. - Т. 118, № 10. - С. 1017-1029. - DOI: 10.7868/ S0015323017080058.
4. Рогачев А. С. Структура, стабильность и свойства высокоэнтропийных сплавов // Физика металлов и металловедение. - 2020. - Т. 121, № 8. - С. 807841. - DOI: 10.31857/S0015323020080094.
5. George E.P., Raabe D., Ritchie R.O. High-entropy alloys // Nature Reviews Materials. - 2019. - Vol. 4. -P. 515-534. - DOI: 10.1038/s41578-019-0121-4.
6. Sharma P., Dwivedi V.K., Dwivedi S.P. Development of high entropy alloys: a review // Materials Today: Proceedings. - 2021. - Vol. 43. - P. 502-509. -DOI: 10.1016/j.matpr.2020.12.023.
7. Understanding the physical metallurgy of the CoCrFeMnNi high-entropy alloy: an atomistic simulation study / W.M. Choi, Y.H. Jo, S.S. Sohn, S. Lee,
B.J. Lee // Npj Computational Materials. - 2018. -Vol. 4 (1). - P. 1-9. - DOI: 10.1038/s41524-017-0060-9.
8. Strength can be controlled by edge dislocations in refractory high-entropy alloys / C. Lee, F. Mar-esca, R. Feng, Y. Chou, T. Ungar, M. Widom, K. An, J.D. Poplawsky, Y.C. Chou, P.K. Liaw, W.A. Curtin // Nature Communications. - 2021. - Vol. 12 (1). - P. 1-8. -DOI: 10.1038/s41467-021-25807-w.
9. Ikeda Y., Grabowski B., Körmann F. Ab initio phase stabilities and mechanical properties of multicomponent alloys: a comprehensive review for high entropy alloys and compositionally complex alloys // Materials Characterization. - 2019. - Vol. 147. - P. 464-511. -DOI: 10.1016/j.matchar.2018.06.019.
188
10. Effect of Sc and Y addition on the microstructure and properties of HCP-structured high-entropy alloys / T. Huang, H. Jiang, Y. Lu, T. Wang, T. Li // Applied Physics A: Materials Science and Processing. - 2019. -Vol. 125 (3). - P. 1-5. - DOI: 10.1007/s00339-019-2484-1.
11. Predictive multiphase evolution in Al-containing high-entropy alloys / L.J. Santodonato, P.K. Liaw, R.R. Unocic, H. Bei, J.R. Morris // Nature Communications. - 2018. - Vol. 9 (1). - P. 1-10. - DOI: 10.1038/ s41467-018-06757-2.
12. Wang W.R., Wang W.L., Yeh J.W. Phases, microstructure and mechanical properties of AlxCoCrFeNi high-entropy alloys at elevated temperatures // Journal of Alloys and Compounds. - 2014. - Vol. 589. - P. 143152. - DOI: 10.1016/j.jallcom.2013.11.084.
13.Memon B.A., Yao H. High-pressure induced phase transitions in high-entropy alloys: a review // Entropy. - 2019. - Vol. 21 (3). - P. 88-92. - DOI: 10.3390/ e21030239.
14. Applications of high-pressure technology for high-entropy alloys: a review / W. Dong, Z. Zhou, M. Zhang, Y. Ma, P. Yu, P.K. Liaw, G. Li // Metals. - 2019. - Vol. 9 (8). - P. 2-16. - DOI: 10.3390/ met9080867.
15. Microstructure and mechanical properties of Al-CoCrFeNi high entropy alloys produced by spark plasma sintering / P.F. Zhou, D.H. Xiao, Z. Wu, M. Song // Materials Research Express. - 2019. - Vol. 6 (8). -DOI: 10.1088/2053-1591/ab2517.
16. Структура высокоэнтропийного сплава AlCoCrFeNi после деформации по схеме одноосного сжатия и термической обработки / И.В. Иванов, К.И. Эмурлаев, А.А. Руктуев, А.Г. Тюрин, И.А. Бата-ев // Известия вузов. Черная металлургия. - 2021. -Т. 64, № 10. - С. 736-746. - DOI: 10.17073/0368-07972021-10-736-746.
17. Feuerbacher M. Dislocations and deformation microstructure in a B2-ordered Al28Co20Cr11Fe15Ni26 high-entropy alloy // Scientific Reports. - 2016. -Vol. 6. - P. 1-9. - DOI: 10.1038/srep29700.
18. The BCC/B2 morphologies in AlxNiCoFeCr high-entropy alloys / Y. Ma, B. Jiang, C. Li, Q. Wang,
C. Dong, P.K. Liaw, F. Xu, L. Sun // Metals. - 2017. -Vol. 7 (2). - DOI: 10.3390/met7020057.
19. The effects of annealing at different temperatures on microstructure and mechanical properties of cold-rolled Al03CoCrFeNi high-entropy alloy / Z. Zhu, T. Yang, R. Shi, X. Quan, J. Zhang, R. Qiu, B. Song, Q. Liu // Metals. - 2021. - Vol. 11 (6). - DOI: 10.3390/ met11060940.
20. Русаков А.А. Рентгенография металлов. - М.: Атомиздат, 1977. - 479 с.
21. Application of different diffraction peak profile analysis methods to study the structure evolution of cold-rolled hexagonal a-titanium / I.V. Ivanov,
D.V. Lazurenko, A. Stark, F. Pyczak, A. Thömmes, I.A. Bataev // Metals and Materials International. -2020. - Vol. 26 (1). - P. 83-93. - DOI: 10.1007/s12540-019-00309-z.
Конфликт интересов
Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
© 2022 Авторы. Издательство Новосибирского государственного технического университета. Эта статья доступна по лицензии Creative Commons «Attribution» («Атрибуция») 4.0 Всемирная (https://creativecommons.org/licenses/by/4.0/)
Obrabotka metallov (tekhnologiya, oborudovanie, instrumenty) = Metal Working and Material Science. 2022 vol. 24 no. 4 pp. 181-191 ISSN: 1994-6309 (print) / 2541-819X (online) DOI: 10.17212/1994-6309-2022-24.4-181-191
Obrabotka metallov -
Metal Working and Material Science
Journal homepage: http://journals.nstu.ru/obrabotka_metallov
Residual stress estimation in crystalline phases of high-entropy alloys
of the AlxCoCrFeNi system
Ivan Ivanov 1 a' , Aleksandr Yurgin 1 b, Igor Nasennik1'c, Konstantin Kuper2'3'd
1 Novosibirsk State Technical University, 20 Prospekt K. Marksa, Novosibirsk, 630073, Russian Federation
2
Budker Institute of Nuclear Physics of the Siberian Branch of the RAS, 11, Ac. Lavrentieva ave., Novosibirsk, 630090, Russian Federation
3
Federal Research Center Boreskov Institute of Catalysis, 11, Ac. Nicolskiy ave., Koltsovo, 630559, Russian Federation
" https://orcid.org/0000-0001-5021-0098. © i.ivanovw!corp.nstu.ru. b https://orcid.org/0000-0003-0473-7627. © yurgin2012w!yandex.ru. C https://orcid.org/0000-0003-0937-5004. © goga.merw!mail.ru. d https://orcid.org/0000-0001-5017-6248. © k.e.kuperMinp.nsk.su
ARTICLE INFO
ABSTRACT
Article history: Received: 13 September 2022 Revised: 26 September 2022 Accepted: 06 October 2022 Available online: 15 December 2022
Keywords: High-entropy alloys AlxCoCrFeNi Plastic deformation Residual stresses Synchrotron X-ray diffraction
Funding
This study was funded according to Russian Science Foundation research project № 20-73-10215 "In-situ study of the evolution of the dislocation structure of plastically deformed high-entropy alloys under high-pressures and temperatures using synchrotron radiation". Research was conducted at core facility "Structure, mechanical and physical properties of materials".
Introduction. All plastically deformed alloys are characterized by crystal defects that increase the internal energy of the system. These defects also result in residual stresses that have a complex effect on the material properties. Macrostresses are often the most critical and can lead to warpage, reduced corrosion resistance, and changes in material strength characteristics. The purpose of this work is to assess the residual stresses of the primitive cubic phase of high entropy alloys Al0 6CoCrFeNi and AlCoCrFeNi. Research methods. The crystal structure of the alloys is studied using the method of X-ray diffraction analysis. Experiments on X-ray diffraction analysis were carried out at the Siberian Center for Synchrotron and Terahertz Radiation on a VEPP-4 (Novosibirsk, INF SB RAS, 5-A line «X-ray microscopy and tomography»). Studies using synchrotron radiation were carried out in the transmission mode. The evaluation of the residual macrostresses of the crystalline phases of the alloys was based on the analysis of the change in the shape of the diffraction rings with a change in the azimuth angle (%). Materials. The objects of research are ingots of high-entropy alloys Al0 6CoCrFeNi and AlCoCrFeNi. The ingots were obtained from pure metals by argon arc melting with cooling on a copper plate. To conduct further studies, cylindrical samples are cut from the ingots, which were subjected to plastic deformation according to the uniaxial compression scheme. Results and discussion. The obtained results indicate that the Al0.6CoCrFeNi alloy is characterized by higher macrostresses than the AlCoCrFeNi alloy. The residual deformation of the B2 phase lattice of AlCoCrFeNi alloy along the direction [100] is 2.5% at an external load of 2,500 MPa. The distortion value of the lattice of this phase for the alloy Al0)6CoCrFeNi is equal to 5.5% under similar external conditions. In addition, the plastic deformation of the Al0.6CoCrFeNi HEA did not lead to its destruction. This allows concluding that the increased ductility of this alloy is associated not only with the presence of a phase with a FCC lattice, but also with an increased compliance of the phase with a primitive lattice.
For citation: Ivanov I.V., Yurgin A.B., Nasennik I.E. Kuper K.E. Residual stress estimation in crystalline phases of high-entropy alloys of the AlxCoCrFeNi system. Obrabotka metallov (tekhnologiya, oborudovanie, instrumenty) = Metal Working and Material Science, 2022, vol. 24, no. 4, pp. 181-191. DOI: 10.17212/1994-6309-2022-24.4-181-191. (In Russian).
References
1. Bataeva Z.B., Ruktuev A.A., Ivanov I.V., Yurgin A.B., Bataev I.A. Obzor issledovanii splavov, razrabotannykh na osnove entropiinogo podkhoda [Review of alloys developed using the entropy approach]. Obrabotka metallov (tekhnologiya, oborudovanie, instrumenty) = Metal Working andMaterial Science, 2021, vol. 23, no. 2, pp. 116-146. DOI: 10.17212/1994-6309-2021-23.2-116-146.
2. Li X., Schönecker S., Li W., Varga L.K., Irving D.L., Vitos L. Tensile and shear loading of four fcc high-entropy alloys: a first-principles study. Physical Review B, 2018, vol. 97 (9), pp. 1-9. DOI: 10.1103/PhysRevB.97.094102.
* Corresponding author
Ivanov Ivan V, Ph.D. (Engineering)
Novosibirsk State Technical University,
20 Prospekt K. Marksa,
630073, Novosibirsk, Russian Federation
Tel.: 8 (383) 346-11-71, e-mail: [email protected]
3. Gorban' V.F., Krapivka N.A., Firstov S.A. Vysokoentropiinye splavy - elektronnaya kontsentratsiya -fazovyi sostav - parametr reshetki - svoistva [High-entropy alloys: interrelations between electron concentration, phase composition, lattice parameter, and properties]. Fizika metallov i metallovedenie = Physics of Metals and Metallography, 2017, vol. 118 (10), pp. 1017-1029. DOI: 10.7868/S0015323017080058. (In Russian).
4. Rogachev A.S. Struktura, stabil'nost' i svoistva vysokoentropiinykh splavov [Structure, stability and properties of high-entropy alloys]. Fizika metallov i metallovedenie = Physics of Metals and Metallography, 2020, vol. 121 (8), pp. 807-841. DOI: 10.31857/S0015323020080094. (In Russian).
5. George E.P., Raabe D., Ritchie R.O. High-entropy alloys. Nature Reviews Materials, 2019, vol. 4, pp. 515534. DOI: 10.1038/s41578-019-0121-4.
6. Sharma P., Dwivedi V.K., Dwivedi S.P. Development of high entropy alloys: a review. Materials Today: Proceedings, 2021, vol. 43, pp. 502-509. DOI: 10.1016/j.matpr.2020.12.023.
7. Choi W.M., Jo Y.H., Sohn S.S., Lee S., Lee B.J. Understanding the physical metallurgy ofthe CoCrFeMnNi high-entropy alloy: an atomistic simulation study. Npj Computational Materials, 2018, vol. 4 (1), pp. 1-9. DOI: 10.1038/ s41524-017-0060-9.
8. Lee C., Maresca F., Feng R., Chou Y., Ungar T., Widom M., An K., Poplawsky J.D., Chou Y.C., Liaw P.K., Curtin W.A. Strength can be controlled by edge dislocations in refractory high-entropy alloys. Nature Communications, 2021, vol. 12 (1). DOI: 10.1038/s41467-021-25807-w.
9. Ikeda Y., Grabowski B., Kormann F. Ab initio phase stabilities and mechanical properties of multicomponent alloys: a comprehensive review for high entropy alloys and compositionally complex alloys. Materials Characterization, 2019, vol. 147, pp. 464-511. DOI: 10.1016/j.matchar.2018.06.019.
10. Huang T., Jiang H., Lu Y., Wang T., Li T. Effect of Sc and Y addition on the microstructure and properties of HCP-structured high-entropy alloys. Applied Physics A: Materials Science and Processing, 2019, vol. 125 (3), pp. 1-5. DOI: 10.1007/s00339-019-2484-1.
11. Santodonato L.J., Liaw P.K., Unocic R.R., Bei H., Morris J.R. Predictive multiphase evolution in Al-containing high-entropy alloys. Nature Communications, 2018, vol. 9 (1), pp. 1-10. DOI: 10.1038/s41467-018-06757-2.
12. Wang W.R., Wang W.L., Yeh J.W. Phases, microstructure and mechanical properties of AlxCoCrFeNi high-entropy alloys at elevated temperatures. Journal of Alloys and Compounds, 2014, vol. 589, pp. 143-152. DOI: 10.1016/j.jallcom.2013.11.084.
13. Memon B.A., Yao H. High-pressure induced phase transitions in high-entropy alloys: a review. Entropy, 2019, vol. 21 (3). DOI: 10.3390/e21030239.
14. Dong W., Zhou Z., Zhang M., Ma Y., Yu P., Liaw P.K., Li G. Applications of high-pressure technology for high-entropy alloys: a review. Metals, 2019, vol. 9 (8), pp. 2-16. DOI: 10.3390/met9080867.
15. Zhou P.F., Xiao D.H., Wu Z., Song M. Microstructure and mechanical properties of AlCoCrFeNi high entropy alloys produced by spark plasma sintering. Materials Research Express, 2019, vol. 6 (8). DOI: 10.1088/2053-1591/ ab2517.
16. Ivanov I.V., Emurlaev K.I., Ruktuev A.A., Tyurin A.G., Bataev I.A. Struktura vysokoentropiinogo splava AlCoCrFeNi posle deformatsii po skheme odnoosnogo szhatiya i termicheskoi obrabotki [Structure of AlCoCrFeNi high-entropy alloy after uniaxial compression and heat treatment]. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedenii. Chernaya metallurgiya = Izvestiya. Ferrous Metallurgy, 2021, vol. 64 (10), pp. 736-746. DOI: 10.17073/0368-0797-2021-10736-746.
17. Feuerbacher M. Dislocations and deformation microstructure in a B2 ordered Al28Co20Cr11Fe15Ni26 high-entropy alloy. Scientific Reports, 2016, vol. 6 (1), pp. 1-9. DOI: 10.1038/srep29700.
18. Ma Y., Jiang B., Li C., Wang Q., Dong C., Liaw P.K., Xu F., Sun L. The BCC/B2 morphologies in AlxNiCoFeCr high-entropy alloys. Metals, 2017, vol. 7 (2). DOI: 10.3390/met7020057.
19. Zhu Z., Yang T., Shi R., Quan X., Zhang J., Qiu R., Song B., Liu Q. The effects of annealing at different temperatures on microstructure and mechanical properties of cold-rolled Al03CoCrFeNi high-entropy alloy. Metals, 2021, vol. 11 (6). DOI: 10.3390/met11060940.
20. Rusakov A.A. Rentgenografiya metallov [Radiography of metals]. Moscow, Atomizdat Publ., 1977. 479 p.
21. Ivanov I.V., Lazurenko D.V., Stark A., Pyczak F., Thommes A., Bataev I.A. Application of different diffraction peak profile analysis methods to study the structure evolution of cold-rolled hexagonal a-titanium. Metals and Materials International, 2020, vol. 26 (1), pp. 83-93. DOI: 10.1007/s12540-019-00309-z.
Conflicts of Interest
The authors declare no conflict of interest.
© 2022 The Authors. Published by Novosibirsk State Technical University. This is an open access article under the CC BY license (http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/).
