CC BY
174
УДК 669.1, 620.17, 620.18
Разработка и исследование высокоэнтропийных сплавов на основе системы Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr для высокотемпературных применений
Н.Ю. Юрченко, Е.С. Панина, Г.А. Салищев, Н.Д. Степанов
Белгородский государственный национальный исследовательский университет, Белгород, 308015, Россия
Высокоэнтропийные сплавы — это новый класс металлических сплавов, не имеющих базового компонента. Значительный интерес к данным материалам обусловлен возможностью получения уникальных структур и свойств, включая механические. Так, высокоэнтропийные сплавы на основе тугоплавких металлов рассматриваются в качестве перспективных высокотемпературных материалов. Между тем разработка новых практически значимых композиций затруднена вследствие слабого понимания взаимосвязей между химическим и фазовым составом высокоэнтропийных сплавов, а также их влиянием на механические характеристики. В данной работе представлены результаты комплексных исследований высокоэнтропийных сплавов системы Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr. Были исследованы сплавы AlCrxNbTiVZry (х=0.00, 0.25, 0.50, 1.00, 1.50 при y=0 и y=0.0, 0.25, 0.50, 1.00, 1.50 при x=0). Показано, что прочностные и пластические свойства сплавов сложным образом зависят от состава и степени упорядочения матричной В2-фазы и количества и природы вторых фаз (фаз Лавеса С14 и алюминидов циркония). Некоторые из исследованных сплавов демонстрировали высокую удельную прочность при Т< 800 °С. Сплав AlNbTiVZr0.25 также обладал стабильной структурой и более высоким сопротивлением ползучести при Т = 600 °С, чем существующие жаропрочные сплавы. На основе расчетов равновесных и неравновесных фазовых диаграмм методом CALPHAD предложены новые композиции сплавов системы Al-Cr-Nb-Ti-Zr с уникальной ламеллярной эвтектической структурой, состоящей из В2-фазы и фазы Лавеса С14, и улучшенными прочностными свойствами. Проанализированы взаимосвязи между структурой и механическими свойствами, а также механизмы высокотемпературной деформации тугоплавких высокоэнтропийных сплавов с эвтектической микроструктурой.
Ключевые слова: высокоэнтропийные сплавы, тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы, эвтектические тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы, структура, механические свойства, жаропрочность
DOI 10.24412/1683-805X-2021-4-16-27
Design and characterization of high entropy Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr alloys for high-temperature applications
N.Yu. Yurchenko, E.S. Panina, G.A. Salishchev, and N.D. Stepanov
Belgorod National Research University, Belgorod, 308015, Russia
High entropy alloys are a relatively new class of metallic alloys without a basic component. These materials are attractive for the development of unique structures and properties, including mechanical ones. Some of the high entropy alloys based on refractory metals are considered as innovative high-temperature materials. However, there are difficulties in the development of new practically important compositions due to a weak understanding of relationships between the chemical and phase composition of high entropy alloys and their effect on mechanical performance. Here we report the results of comprehensive studies of high entropy Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr alloys, particularly AlCrxNbTiVZry (х=0.00, 0.25, 0.50, 1.00, 1.50 at y=0 and y=0.0, 0.25, 0.50, 1.00, 1.50 at x=0). The strength and ductility of the alloys are shown to have a complex relationship with (i) the composition and order of a B2 matrix and (ii) the amount and nature of secondary phases (C14 Laves phase and zirconium aluminides). Some of the investigated alloys demonstrate high specific strength at Т < 800°С. The AlNbTiVZr0.25 alloy also has a stable microstructure and higher creep resistance at 600°С than existing creep resistant alloys. Based on calculations of equilibrium and nonequilibrium phase diagrams by the CALPHAD method, we propose new Al-Cr-Nb-Ti-Zr alloy compositions with unique lamellar eutectic structure composed of B2 and C14 Laves phases and with enhanced strength properties. The structure-property relationships and high-temperature deformation mechanisms of refractory high entropy alloys with eutectic microstructure are analyzed.
Keywords: high entropy alloys, refractory high entropy alloys, eutectic refractory high entropy alloys, structure, mechanical properties, creep resistance
© Юрченко Н.Ю., Панина Е.С., Салищев Г.А., Степанов Н. Д., 2021
1. Введение
Металлические материалы с уникальными свойствами находят широкое применение в особо ответственных отраслях промышленности. В частности, никелевые суперсплавы являются основным конструкционным материалом для деталей горячей части компрессора газотурбинных двигателей. Однако максимальная температура эксплуатации самых современных суперсплавов не превышает 1200 °С, а их плотность составляет более 9 г/см3. Между тем дальнейшее повышение эффективности газотурбинных двигателей невозможно без увеличения рабочей температуры и/или облегчения конструкции. Одним из решений проблемы является использование новых материалов, например так называемых высокоэнтропийных сплавов (ВЭС).
Высокоэнтропийные сплавы представляют собой многокомпонентные системы (не менее 45 элементов), в которых концентрации составных элементов близки к эквиатомным. Основой для высокоэнтропийных сплавов, которые рассматриваются в качестве перспективных высокотемпературных материалов, изначально служили исключительно тугоплавкие металлы, такие как W, Mo, Ta, Nb, V [1]. Сплавы NbMoTaW и VNbMo TaW имели однофазную ОЦК-структуру и демонстрировали высокую прочность (>400 МПа при Т = 1600 °С), но плотность, значительно большую (>12 г/см3), чем промышленные никелевые суперсплавы [2]. С целью увеличения удельной прочности было предложено использовать более легкие тугоплавкие элементы. Так, была представлена система Cr-Nb-Ti-V-Zr [3, 4], один из сплавов которой CrNbTiVZr, имеющий плотность ~6.5 г/см3 и структуру, состоящую из ОЦК-мат-рицы и частиц фазы Лавеса, продемонстрировал более высокий удельный предел текучести при температурах до 1000 °С, в сравнении с суперсплавами Inconel 718 и Haynes 230. С другой стороны, использование легкого Al в качестве легирующего элемента в высокоэнтропийных сплавах на основе тугоплавких металлов также показало свою эффективность. Было обнаружено, что замена Cr в сплаве CrMo0.5NbTa0.5TiZr на Al привела к понижению плотности с 8.2 до 7.4 г/см3 и росту удельной прочности при Т< 1000 °С [5]. Конкурентные механические свойства высокоэнтропийных сплавов системы Cr-Nb-Ti-V-Zr и вероятность дальнейшего увеличения их удельной
прочности за счет введения А1 стали базисом для разработки новых композиций на основе расширенной системы А1-Сг-№-ТьУ-2г [6-11].
В данной работе обсуждаются взаимосвязи между химическим и фазовым составом высокоэнтропийных сплавов системы А1-Сг-№-Т1-У-2г, их влияние на механические свойства. Продемонстрирована возможность корректного предсказания эвтектической структуры в сплавах данной системы при помощи метода САЬРИАБ. Показана возможность получения сплавов с удельной прочностью, значительно превосходящей промышленные никелевые суперсплавы при Т < 800 °С.
2. Материал и методы исследования
В качестве материалов исследования были выбраны композиции А1СгхКЬТ1У2гу (х = 0.0, 0.25, 0.5, 1.0, 1.5 при у = 0 и у = 0.0, 0.25, 0.5, 1.0, 1.5 при х = 0) (где х или у указывает мольную долю компонента). Также для экспериментального изучения были выбраны композиции №з0Т1402гз0, СГ20ЯЬз0Т1к2Г10, А1:5СГ20КЬ15Т1402Г10, А12зСГ20КЬ:5 Т1з22гю, А128СГ20^15Т1272Г10 и А1ззСГ20^15Т1222гш (индекс указывает содержание элемента в ат. %). Сплавы были получены методом вакуумно-дуго-вого переплава высокочистых металлов (не менее 99.9 вес. %) в медной изложнице в среде аргона. Слитки сплавов А1СгхКЬТ1У2гу были запаяны в кварцевую трубку с вакуумом (10-2 торр) и гомогенизированы при Т = 1200 °С в течение 24 ч (далее — исходное состояние). Сплавы №з0Тц0 2Гз0, СГ20КЬз0Т1402Г10, А115СГ20КЬ15Т1402Г10, АЬз&20 №15^2^0, А128СГ20КЬ15Т1272Г10 и А^зС^^и^ 2г10 были исследованы в литом состоянии. Микроструктура сплавов изучалась с использованием рентгеноструктурного анализа, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии. Степень дальнего порядка В2-фазы в сплавах была определена с помощью рентгеноструктурного анализа из отношения интенсивностей сверхструктурных и фундаментальных отражений с учетом преимущественного расположения атомов составных элементов в узлах подрешеток [8]. Механические испытания на сжатие образцов сплавов проводили при температуре 22-1000 °С и скорости деформации 10-4 с-1. Более детальное описание используемых методик можно найти в работах [6-11].
Рис. 1. Температурная зависимость удельного предела текучести сплава АШЬТ1У и других тугоплавких высокоэнтропийных сплавов [4, 12] (а); светлопольное изображение тонкой структуры сплава АШЬТ1У, просвечивающая электронная микроскопия (б)
3. Результаты исследования и их обсуждение 3.1. Исследование сплавов Л1СгхЫЬТ1У2гу
Первым из изученных сплавов системы А1-Сг-КЬ-Т1-У-2г был АШЬТ1У. Данная композиция обладала однофазной ОЦК-структурой и достаточно высокой удельной прочностью при Т < 800 °С (рис. 1, а) [6]. Однако более позднее исследование [8] показало, что структура сплава АШЬТ1У является упорядоченной по типу В2 (рис. 1, б), что было связано с присутствием А1, а также обуславливало его уникальные прочностные характеристики.
Однофазная структура сплава АШЬТ1У сделала его удобной «модельной» композицией для дальнейших систематических исследований влияния химического состава на структуру и механические свойства и поиска новых композиций с перспективными характеристиками. В качестве легирующих элементов были выбраны Сг и 2г [7, 8]. Было обнаружено, что небольшая добавка Сг к сплаву АШЬТ1У не изменяет фазовый состав и микроструктуру (рис. 2, а, б). Однако в эквиатом-ном сплаве А1СгКЬТ1У и в сплаве с максимальным содержанием хрома А1Сг15КЬТ1У в теле и по границам В2 зерен наблюдалось выделение частиц гексагональной фазы Лавеса С14, обогащенных Сг и КЬ (рис. 2, а, в). В свою очередь, добавление даже небольшого количества 2г к сплаву АШЬТ1У приводило к формированию двухфазной микроструктуры, представленной крупнозернистой матричной В2-фазой и частицами фазы 2г5А13 (рис. 2, а, г). С повышением содержания 2г в структуре образовывалась дополнительная фаза — фаза Лавеса С14, обогащенная 2г, А1 и У (рис. 2, а, д). Вдобавок, Сг и 2г снижали степень дальнего порядка В2-фазы за счет уменьшения концентрации А1 (рис. 2, е).
Исследование механических свойств показало, что Сг и Zr повышают прочность сплава AlNbTiV при Т< 1000 °C (рис. 3, а, б). Сг вызывал практически линейный рост предела текучести при 22 и 600 °С (рис. 3, а). Между тем Zr оказался более эффективным упрочнителем при малых концентрациях, но дальнейшее увеличение его содержания оказывало слабое влияние на предел текучести при 22 и 600 °С (рис. 3, б). При 800 °С была обнаружена более сложная зависимость между прочностью и химическим составом (рис. 3, а, б). Проведенный анализ показал, что Сг и Zr повышали прочность при Т < 1000 °С за счет твердора-створного упрочнения и образования частиц вторых фаз, а сложная зависимость предела текучести от содержания легирующего элемента при 800 °С могла быть связана с изменением степени упорядочения В2-фазы (рис. 2, е).
Легирование Сг или Zr заметно улучшило не только абсолютную, но и удельную прочность исходного сплава AlNbTiV (рис. 3, д). Ряд композиций показал более высокий удельный предел текучести при Т < 800 °С, чем железохромонике-левые сплавы ЭП718 и ЭК2 и никелевые суперсплавы Inconel 706, Inconel 718, Nimonic 80A и Mar-M247, применяемые для изготовления компонентов газовых турбин (лопаток, колец и дисков) (рис. 3, д) [13-17]. При этом Cr-содержащие сплавы AlCr0.2sNbTiV, AlCrNbTiV и AlCr^NbTiV продемонстрировали наиболее высокий удельный предел текучести (более 150 кПа • м3/кг) при Т= 800 °С. Из сплавов с Zr только одна композиция AlNbTiVZr0. 25 достигла сопоставимого значения удельной прочности.
Однако для сплавов, которые рассматриваются в качестве перспективной замены существующих конструкционных материалов, необходим баланс
Рис. 2. Схематическое изображение взаимосвязей между химическим и фазовым составом сплавов Л1Сг;ДЬТ1У2гу (а): микроструктура сплавов Л1Сг0.25№Т1У (б), Л1СгЫЬТ1У (в), ЛШЬТ1У2г025 (г) и ЛШЪТ1У2г (д) в исходном состоянии; зависимость степени дальнего порядка В2-фазы от содержания Сг или 2г (е) (цветной в онлайн-версии)
механических свойств. Базовый сплав ЛШЪТ1У изначально обладал достаточно ограниченной пластичностью при Т < 800 °С вследствие упорядоченной структуры. Легирование Сг приводило к дальнейшему ухудшению данной характеристики при 22 и 600 °С (рис. 3, в). В то же время малая добавка 2г оказывала положительный эффект (рис. 3, г). Так, наиболее прочный при 800 °С сплав ЛШЬТ1У2г025 продемонстрировал около 10 % пластичности, а композиция ЛШЬТ1У2г05 могла быть продеформирована до 50 % относительной деформации без разрушения, что было связано с деформационным разупорядочением матричной В2-фазы (рис. 3, г, е). Вероятной при-
чиной сниженной пластичности однофазных Сг-содержащих композиций, по сравнению со сплавами с 2г, могло быть более высокое значение концентрации валентных электронов [18]. Кроме того, на пластичность сплавов при Т < 800 °С заметное влияние оказывали частицы вторых фаз и степень упорядочения В2-фазы (рис. 2, е).
Одной из важнейших характеристик высокотемпературных материалов является стабильность их структуры и свойств в процессе длительной эксплуатации при потенциальных рабочих температурах. Исследование структурно-фазовой стабильности и механических свойств после отжига в течение 100 ч при Т = 800 или 1000 °С выявило,
Рис. 3. Температурные зависимости пределов текучести (а, б) и пластичности (в, г) от содержания Cr (а, в) или Zr (б, г); температурная зависимость удельного предела текучести сплавов AlCrxNbTiVZry, железохромоникелевых сплавов ЭП718 и ЭК2 [13], а также никелевых суперсплавов Inconel 706 [14], Inconel 718 [15], Nimonic 80A [16] и Mar-M247 [17] (ó); изображение микроструктуры сплава AlNbTiVZr05 после одноосного сжатия при Т = 22 °С на степень деформации 50 %, просвечивающая электронная микроскопия (е). а-г — 22 (1), 600 (2), 800 (3), 1000 °С (4); ó — AlNbTiV (1), AlCr0 25NbTiV (2), AlCr05NbTiV (3), AlCrNbTiV (4), AlCr15NbTiV (5), AlNbTiVZr0 25 (6), AlNbTiVZr05 (7), AlNbTiVZr (s), AlNbTiVZr15 (9), ЭП718 (10), ЭК2 (11), Inconel 706 (12), Inconel 718 (13), Nimonic 80A (14), Mar M247 (15) (цветной в онлайн-версии)
что в сплаве AlNbTiV и Cr-содержащих композициях выделяется а-фаза, обогащенная Nb и Al (рис. 4, а, б), которая приводила к росту микротвердости и охрупчиванию (рис. 4, г) [9]. В свою очередь, легирование Zr позволило сохранить относительно стабильную структуру и механические свойства (рис. 4, в, г).
Для сплава AlNbTiVZro 25, показавшего оптимальный комплекс характеристик, а именно высокую удельную прочность при Т < 800 °С, приемлемую пластичность, а также стабильные струк-
туру и свойства, было изучено сопротивление ползучести. В результате проведенных испытаний было обнаружено, что по удельному пределу ползучести при Т = 600 °С сплав А1МЪТ1У2г025 превосходит известные отечественные и зарубежные жаропрочные и интерметаллидные титановые сплавы (рис. 5, а), а также железохромонике-левые и никелевые суперсплавы (рис. 5, б).
Кроме того, на примере сплава ЛШЪТ1У2г025 впервые были изучены механизмы ползучести тугоплавких высокоэнтропийных сплавов. Деталь-
Рис. 4. Микроструктура сплавов АШЬТ1У (а), А1СгЫЬТ1У (б) и АШЬТ1У2г0.25 (в) после отжига при 800 °С в течение 100 ч; механические свойства при Т = 22 °С сплавов А1СгхКЬТ1У2гу после отжига при 800 °С, 100 ч (г) (цветной в он-лайн-версии)
Рис. 5. Сравнение удельных пределов ползучести сплава АШЬТ1У2г0.25 и железохромоникелевых и никелевых суперсплавов, жаропрочных титановых сплавов, а2-Т13А1, орто-Т12АШЬ и у-Т1А1 сплавов (а, б); структура сплава АШЬТ1У2г0.25 после испытаний на сопротивление ползучести при Т = 800 °С при напряжении 100 (в) и 325 МПа (г) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 6. Квазибинарные фазовые диаграммы СгДЪ^ТЦ^г^ (а), Л1хСг2аЫЪ30-хТ1402г10 (б) и Л115+хСг2аЫЪ15Т140-х2г10 (б); неравновесная кристаллизация сплава Л128Сг20МЪ15Т1272г10 по модели Шейла-Гулливера (г)
ное исследование тонкой микроструктуры после испытаний при Т = 800 °С при напряжениях 100 и 325 МПа продемонстрировало, что дислокации были равномерно распределены, при этом отмечалось формирование субзеренных границ, однако развитая субструктура отсутствовала (рис. 5, в, г). Выявлено, что основным механизмом ползучести сплава AlNbTiVZr025 при Т = 800 °С являлось вязкое скольжение дислокаций в результате их взаимодействия с атмосферами атомов составных элементов.
3.2. Разработка и исследование эвтектических сплавов Al-Cr-Nb-Ti-Zr
Несмотря на привлекательные свойства сплава AlNbTiVZr0. 25, вызывает интерес возможность дальнейшего совершенствования подобных сплавов за счет контроля их микроструктуры. Создание композитных структур с регулярным расположением
«мягкой» и «твердой» фаз является одним из привлекательных способов повышения жаропрочности при сохранении приемлемой пластичности и может быть реализовано, например, в эвтектических сплавах [19, 20]. Эвтектические сплавы, как правило, обладают стабильной структурой, хорошим сочетанием прочности и пластичности, а также хорошими литейными свойствами. Однако, в отличие от высокоэнтропийных сплавов на основе 3ё металлов, в которых эвтектические структуры встречаются достаточно часто, а поиск таких композиций с помощью различных предсказательных методов хорошо развит, тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы с аналогичным типом микроструктуры крайне редки.
Для изучения потенциала эвтектических тугоплавких высокоэнтропийных сплавов в качестве перспективных высокотемпературных материалов с помощью метода СЛЬРЫЛБ (СЛЬси1айоп
Рис. 7. Микроструктура сплавов КЪ30ТЦ02г30 (а), Сг20КЪ30ТЦ02г10 (б), А115Сг20КЬ15Т1402г10 (в), А123Сг20КЬ15Т1322г10 (г), А128Сг20кЬ15Т1272г10 (д, ж) и А133Сг20ЫЬ15Т1222г10 (е): сканирующая (а-е) и просвечивающая электронная микроскопия (ж)
of PHAse Diagrams) был разработан ряд сплавов на базе системы Al-Cr-Nb-Ti-Zr [11]. Дизайн сплавов, основанный на анализе равновесных и нерав-
новесных фазовых диаграмм, включал несколько этапов: от определения однофазной композиции КЬ30Т1402г30 до обнаружения эвтектической реак-
^ 1600 С
„"1200-к к
<и
л С
Я 400-
800-
v \а_
7< 2
1
1600-
1200-
о-
10 20 Деформация, %
0
2000-■
кЗ
§ 1600-я
8 1200Н
ЕГ &
н 8001 ч
к
| 400*' С
10 20 Деформация, %
Р
У
У
У
/ л
'6 к."
30
- б/^
3
- iff +
V 1
30
11
у
0 20 40 60
Объемная доля фазы Лавеса, %
й1600-Е
„"1200-s
800-
я
<и
а С
Д 400-
300-
^1200-к к я
<и «
| 100-ей
X
- \б
5
/ А 1
1 1 1 1 1
10 20 Деформация, %
30
UL
1 б
Л-5 —
/ >С7
II / _ 2
0 10 20 Деформация, %
30
т
0 20 40 60
Объемная доля фазы Лавеса, %
Рис. 8. Кривые напряжение-деформация сплавов Nb30Ti40Zr30 (1), Cr20Nb30Ti40Zr10 (2), Al15Cr20Nb15Ti40Zr10 (3), Al23Cr20 Nb15Ti32Zr10 (4), Al28Cr20Nb15Ti27Zr10 (5), Al33Cr20Nb15Ti22Zr10 (6), полученные в ходе одноосного сжатия при 22 (а), 600 (б), 800 (в) и 1000 °С (г); зависимость предела текучести (д) и пластичности (е) сплавов от объемной доли фазы Лавеса: 22 ( ), 600 ( * ), 700 ( ) и 1800 °С ( ▼ ) (цветной в онлайн-версии)
ции в квазибинарной системе А115+хСг20МЪ15Т140-х ггш (рис. 6).
Экспериментальное исследование показало, что термодинамическое моделирование является эффективным инструментом для разработки эвтектических тугоплавких высокоэнтропийных сплавов. САЬРНАБ точно предсказал микроструктуру и фазовый состав сплавов МЪ30Т1402г30 (рис. 7, а) и Сг2аКЪ30Т1402г10 (рис. 7, б). Более того, несмотря на невозможность прогнозирования В2 упорядочения, а также занижение объемной доли фазы Лавеса, термодинамическое моделирование предоставило корректную информацию о типе микроструктур в сплавах с А1 (рис. 7, в-ж). Переход
от однофазной к эвтектическим структурам был связан с ростом объемной доли фазы Лаве-са. Анализ двойных и тройных систем показал, что эвтектическая структура сплава А128Сг20МЪ15 Т1272г10, состоящая из В2-фазы и фазы Лавеса С14 (рис. 7, д, ж), может быть получена только благодаря многокомпонентной природе высокоэнтропийных сплавов. Более того, формирование такой эвтектической микроструктуры было энергетически выгодным вследствие уникального ориента-ционного соотношения (ОС) (011)В2 || (10 13)С14, [111]В2 II [3301 ]С14 [21], обеспечивающего хорошее кристаллографическое сопряжение между фазами.
Исследование механических свойств на одноосное сжатие при 22, 600, 700, 800 и 1000 °С показало, что однофазный сплав Nb30Ti40Zr30 демонстрирует низкую прочность (675 МПа) при комнатной температуре и высокую пластичность (>50 %) (рис. 8, а). Рост температуры испытаний не оказывал влияния на пластичность, но приводил к заметному снижению прочности (рис. 8, б-г). Появление фазы Лавеса вследствие последующего легирования оказывало существенное влияние на механические свойства сплавов (рис. 8, а-г). С точки зрения прочности фаза Лавеса выступала эффективным упрочнителем исследуемых сплавов. При температурах до 700 °С была обнаружена линейная зависимость между пределом текучести и объемной долей фазы Лавеса (рис. 8, д). Однако повышение температуры испытаний до 800 °С привело к возникновению более сложного соотношения. Согласно найденной зависимости, упрочне-
ние от фазы Лавеса при 800 °С становилось доминирующим только при объемной доле свыше 31 %: при преодолении данного значения прочность экспоненциально возрастала. Экспоненциальный рост прочности (от 125 до 810 МПа) при 800 °С в исследуемых сплавах являлся следствием перехода от однофазной структуры к эвтектической. В свою очередь, все двухфазные сплавы резко разупрочнялись при повышении температуры до 1000 °С (рис. 8, г), что, по-видимому, было связано с фазовыми превращениями, а также развитием процессов возврата и рекристаллизации.
Однако фаза Лавеса вызывала не только повышение прочности, но и резкое снижение пластичности (рис. 8, а-г, е). Только доэвтектические сплавы с объемной долей фазы Лавеса до 31 % показывали некоторую пластичность при комнатной температуре. Сплавы с объемной долей фазы Лавеса 48-66 %, а именно доэвтектический
Рис. 9. Кривая напряжение-деформация, полученная в ходе одноосного сжатия эвтектического сплава А128Сг20ЫЬ15 Т1272г10 при 800 °С на разную степень деформации (а); ПЭМ-изображения микроструктуры эвтектического сплава А128Сг2аЫЬ15Т1272г10 после 0.6 (б), 11.2 (в) и 50 % (г) относительной деформации при 800 °С; д, е — электронограммы, снятые с В2-фазы (д) и одновременно с фаз В2, Лавеса С14 и Б019 (е) на рис. 9, г
А123Сг20КЬ15Т1322г10, эвтектический А128Сг20КЬ15 Т1272г10 и заэвтектический сплав А133Сг20№15Т122 2гш, были хрупкими до температур 700-1000 °С.
С целью более глубокого понимания механического поведения многофазных тугоплавких высокоэнтропийных сплавов для эвтектического сплава А128Сг20КЬ15Т1272г10 было проведено исследование эволюции микроструктуры в ходе одноосного сжатия при 800 °С (рис. 9). Было показано, что на стадии упрочнения (е ~ 0.6 % на рис. 9, а) пластическая деформация протекает за счет скольжения дислокаций в «мягкой» В2-фазе (рис. 9, б). После достижения пиковой величины напряжения течения заметно уменьшались (е ~ 11.2 % на рис. 9, а), что было связано с активацией пластической деформации в «твердой» фазе Лавеса С14 (рис. 9, в). При больших степенях деформации (е = 50 %) отмечалось интенсивное формирование субструктуры в В2-фазе, которая сохранила упорядоченность (рис. 9, д), а также образование перпендикулярных микрополос внутри искривляющихся ламелей фазы Лавеса С14 (рис. 9, г). Высокая стабильность ламеллярной структуры к фрагментации и/или глобуляризации в процессе высокотемпературной деформации была обусловлена устойчивостью обнаруженного ранее ориен-тационного соотношения между В2-фазой и фазой Лавеса С14, обеспечивающего сохранение низкоэнергетических межфазных границ.
Деформация эвтектического сплава А128Сг20 КЬ15Т1272г10 при 800 °С также привела к выделению новой фазы с упорядоченной ГПУ (00^) структурой в В2-ламелях вблизи межфазных границ В2/фаза ЛавесаС14 (рис. 9, б-г). Между тремя фазами было найдено следующее ориентаци-онное соотношение (рис. 9, е):
(011)в2 II (10Т3>С14 II (0221)Ш19. С ростом степени деформации морфология частиц Б019 трансформировалась в иглообразную, эффективно разделяющую тело В2-ламелей.
Предполагается, что за счет определенной термической обработки можно добиться трехфазной В2/ЛавесаС14/Б019 структуры, способной обеспечить еще более высокую прочность при повышенных температурах. В свою очередь, увеличения пластичности эвтектических композиций можно достигнуть посредством изменения степени упорядочения матричной В2-фазы вследствие снижения концентрации А1 [8, 22]. Также необходимы исследования сопротивления ползучести и окислению полученных эвтектических сплавов,
которые позволят более точно оценить потенциал их применения в качестве жаропрочных и жаростойких материалов.
4. Заключение
В данной работе проведено исследование взаимосвязей «состав - структура - свойства» для высокоэнтропийных сплавов А1СгхКЬТ1У2гу (х = 0.00, 0.25, 0.50, 1.00, 1.50 при у = 0 и у = 0.00, 0.25, 0.50, 1.00, 1.50 при х = 0). Продемонстрирована возможность повышения прочности сплава АВДЬТ1У с однофазной В2-структурой за счет частиц вторых фаз, твердорастворного упрочнения и изменения степени упорядочения матричной В2-фазы вследствие легирования Сг или 2г. Обнаружено, что удельная прочность некоторых композиций значительно превышает промышленные никелевые суперсплавы при Т < 800 °С. 2г-содержащие сплавы показали более высокую пластичность, а также стабильность структуры и свойств. Сплав АШЬТ1У2г0. 25 также превзошел по удельному пределу ползучести при Т = 600 °С промышленные жаропрочные сплавы.
Посредством термодинамического моделирования разработаны новые сплавы на основе системы А1-Сг-КЬ-Т1-2г с уникальной эвтектической структурой, состоящей из В2-фазы и фазы Лавеса С14. Выявлено, что формирование такой микроструктуры энергетически выгодно вследствие особого ориентационного соотношения между фазами, а переход от однофазной ОЦК к эвтектической В2/С14 структуре резко увеличивал прочность, но снижал пластичность. Установлено, что высокотемпературная деформация эвтектического сплава А128Сг20КЬ15Т1282г10 протекает стадийно: от дислокационного скольжения в «мягкой» В2-фазе на стадии упрочнения до вовлечения «твердой» фазы Лавеса в пластическое течение на стадии разупрочнения и совместной деформации обеих фаз на установившейся стадии. Одновременно с этим отмечались высокая стабильность ламеллярной эвтектической структуры к фрагментации и/или глобуляризации, обусловленная сохранением исходного ориентаци-онного соотношения, а также выделение частиц со структурой Б019.
Представленные в настоящем исследовании данные могут выступать основой для разработки новых тугоплавких высокоэнтропийных сплавов с улучшенным комплексом свойств для потенциальных применений в качестве жаропрочных материалов.
Работа выполнена при финансовой поддержке РНФ (проект № 19-79-30066). Коллектив авторов выражает благодарность сотрудникам ЦКП «Технологии и материалы» НИУ «БелГУ» за помощь в проведении исследований. Авторы также выражают благодарность Тихоновскому М.А., Шай-султанову Д.Г., Семенюк А.О. и Жеребцову С.В.
Литература
1. Senkov O.N., Wilks G.B., Miracle D.B., Chuang C.P., Liaw P.K. Refractory high-entropy alloys // Inter-metallics. - 2010. - V. 9. - No. 18. - P. 1758-1765.
2. Senkov O.N., Wilks G.B., Scott J.M., Miracle D.B. Mechanical properties of Nb25Mo25Ta25W25 and V20Nb20 Mo20Ta20W20 refractory high entropy alloys // Inter-metallics. - 2011. - V. 5. - No. 19. - P. 698-706.
3. Senkov O.N., Senkov a S.V., Woodward C., Miracle D.B. Low-density, refractory multi-principal element alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr system: Microstructure and phase analysis // Acta Mater. - 2013. -V. 61. - No. 5. - P. 1545-1557.
4. Senkov O.N., Senkova S.V., Miracle D.B, Woodward C. Mechanical properties of low-density, refractory multi-principal element alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr system // Mater. Sci. Eng. A. - 2013. -V. 565. - P. 51-62.
5. 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.
6. Stepanov N.D., Shaysultanov D.G., Salishchev G.A., Tikhonovsky M.A. Structure and mechanical properties of a light-weight AlNbTiV high entropy alloy // Mater. Lett. - 2015. - V. 142. - P. 153-155.
7. Stepanov N.D., Yurchenko N.Yu., Skibin D.V., Tikhonovsky M.A, Salishchev G.A. Structure and mechanical properties of the AlCrxNbTiV (x = 0.0, 0.5, 1.0, 1.5) high entropy alloys // J. Alloy. Compd. - 2015. -V. 652. - P. 266-280.
8. Yurchenko N.Y., Stepanov N.D., Zherebtsov S.V., Tikhonovsky M.A, Salishchev G.A. Structure and mechanical properties of B2 ordered refractory AlNbTiVZrx (x = 0-1.5) high-entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 704. - P. 82-90.
9. Yurchenko N.Y., Stepanov N.D., Gridneva A.O., Mi-shunin M.V., Salishchev G.A., Zherebtsov S.V. Effect
of Cr and Zr on phase stability of refractory Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr high-entropy alloys // J. Alloy. Compd. -2018. - V. 757. - P. 403-414.
10. Kral P., Blum W., Dvorak J., Yurchenko N., Stepanov N., Zherebtsov S., Kuncicka L., Kvapilova M., Skle-nicka V. Creep behavior of an AlTiVNbZr025 high entropy alloy at 1073 K // Mater. Sci. Eng. A. -2020. - V. 783. - P. 139291.
11. Yurchenko N., Panina E., Zherebtsov S., Stepanov N. Design and characterization of eutectic refractory high entropy alloys // Materialia. - 2021. - V. 16. - P. 101057.
12. Senkov O.N., Woodward C., Miracle D.B. Microstructure and properties of aluminum-containing refractory high-entropy alloys // JOM. - 2014. -V. 66. - P. 2030-2042.
13. Кишкин С.Т., Качалов Е.Б., Булыгин И.П. Жаропрочные стали и сплавы. Сплавы на основе тугоплавких металлов / Под ред. Р.Е. Шалина. -ОНТИ, 1989.
14. INCONEL alloy 706 // Spec. Met. Corporation. -2007. - P. 1-12.
15. INCONEL alloy 718 // Spec. Met. Corporation. -2007. - P. 13-28.
16. NIMONIC alloy 80A // Spec. Met. Corporation. -2004. - P. 1-24.
17. Kaufman M. Properties of Cast MAR-M-247 for Turbine Blisk Applications // Superalloys: Fifth International Symposium. - 1984. - P. 43-52.
18. Sheikh S., Shafeie S., Hu Q., Ahlstrom J., Persson C., Vesely J., Zyka J., Klement U, Guo S. Alloy design for intrinsically ductile refractory high-entropy alloys // J. Appl. Phys. - 2016. - V. 120. - P. 164902.
19. Thompson E.R., George F.D. Eutectic superalloys // SAE Technical Papers. - 1969. - P. 2283-2288.
20. Lu Y., Dong Y., Jiang H., Wang Z., Cao Z., Guo S., Wang T., Li T., Liaw P.K. Promising properties and future trend of eutectic high entropy alloys // Scripta Mater. - 2020. - V. 187. - P. 202-209.
21. Zhang M.X., Kelly P.M. Edge-to-edge matching and its applications: Part I. Application to the simple HCP/ BCC system // Acta Mater. - 2005. - V. 53. -P. 1073-1084.
22. Laube S., Chen H., Kauffmann A., Schellert S., Muller F., Gorr B, Muller J, Butz B, Christ H.-J, Heil-maier M. Controlling crystallographic ordering in Mo-Cr-Ti-Al high entropy alloys to enhance ductility // J. Alloy. Compd. - 2020. - V. 823. - P. 153805.
Поступила в редакцию 31.03.2021 г., после доработки 21.04.2021 г., принята к публикации 21.04.2021 г.
Сведения об авторах
Юрченко Никита Юрьевич, к.т.н., нс НИУ «БелГУ», yurchenko_nikita@bsu.edu.ru Панина Евгения Сергеевна, мнс НИУ «БелГУ», panina_e@bsu.edu.ru
Салищев Геннадий Алексеевич, д.т.н., проф., зав. лаб. НИУ «БелГУ», sa1ishchev_g@bsu.edu.ru Степанов Никита Дмитриевич, к.т.н., снс НИУ «БелГУ», stepanov@bsu.edu.ru
