CC BY
39
УДК 539.4
Температурная зависимость механических свойств и закономерностей пластического течения литых многокомпонентных сплавов
Fe2oCr2oMn2oNi2oCo2o-*C, (х = 0, 1, 3, 5)
Е.Г. Астафурова, Е.В. Мельников, К.А. Реунова, В.А. Москвина, С.В. Астафуров, М.Ю. Панченко, А.С. Михно, И. Тумбусова
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
В работе приведены данные экспериментальных исследований температурной зависимости механических свойств и особенностей пластического течения литых сплавов Fe20Cr20Mn20Ni20Co20_xCx (х = 0, 1, 3, 5) в интервале температур от 77 до 297 K. В литом состоянии высокоэнтропийный сплав Кантора Fe20Cr20Mn20Ni20Co20 и многокомпонентный сплав Fe20Cr20Mn20Ni20Co19C1 имеют аустенитную структуру, а легирование углеродом сопровождается твердорастворным упрочнением аустенитных зерен и формированием зернограничных карбидов. Температурная зависимость условного предела текучести в сплаве Fe20Cr20Mn20Ni20Co19C1 существенно превышает зависимость а02(7) для сплава Fe20Cr20Mn20Ni20Co20, твердорастворное упрочнение углеродом способствует росту деформирующих напряжений, увеличению коэффициента деформационного упрочнения и снижению пластичности образцов в области низких температур деформации. Сплавы Fe20Cr20Mn20Ni20Co17C3 и Fe20Cr20Mn20Ni20Co15C5 обладают преимущественно аустенитной структурой с крупными некогерентными карбидами. Для гетерофазно-го сплава Fe20Cr20Mn20Ni20Co15C5 наблюдаются снижение напряжений а02, ослабление температурной зависимости условного предела текучести по сравнению с однофазными сплавами с меньшим твердорастворным упрочнением и появление выраженной стадии микропластичности на кривых течения в области низких температур деформации. Методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии подтверждено развитие скольжения дислокаций на этой стадии деформации в аустенитных участках между карбидами в сплаве Fe20Cr20Mn20 Ni20Co15C5. Показано, что образование крупных когерентных карбидов в аустенитной матрице способствует макроскопически и микроскопически неоднородному пластическому течению гетерофазных сплавов с 3 и 5 ат. % углерода. Механическое поведение таких гетерофазных многокомпонентных материалов обусловлено различиями модулей упругости углеродистого аустенита и карбидов и их температурных зависимостей.
Ключевые слова: высокоэнтропийные материалы, многокомпонентные материалы, аустенит, карбид, механические свойства, микроструктура
DOI 10.24412/1683-805X-2021-4-52-63
Temperature dependence of mechanical properties and plastic flow behavior of cast multicomponent alloys Fe2oCr2oMn2oNi2oCo2o-xCx (х = o, 1, 3, 5)
E.G. Astafurova, E.V. Melnikov, K.A. Reunova, V.A. Moskvina, S.V. Astafurov, M.Yu. Panchenko, A.S. Mikhno, and I. Tumbusova
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia
The paper presents the experimental data on the temperature dependence of mechanical properties and plastic flow of cast Fe20Cr20Mn20Ni20Co20_xCx (х = 0, 1, 3, 5) alloys in the temperature range from 77 to 297 K. In the as-cast state, high-entropy Cantor alloy Fe20Cr20Mn20Ni20Co20 and multicomponent alloy Fe20Cr20Mn20Ni20Co19C1 have an austenitic structure, while carbon doping is accompanied by solid solution strengthening of the austenitic grains and carbide precipitation at the grain boundaries. The temperature dependence of the yield strength for the Fe20Cr20Mn20Ni20Co19C1 alloy significantly exceeds the a02(T) dependence for the Fe20Cr20Mn2oNi2oCo2o alloy. Carbon-assisted solid solution strengthening is accompanied with the increase of the flow stress and strain hardening and decreases the low-temperature ductility in the Fe20Cr20Mn20Ni20Co19C! specimens. Alloys Fe20Cr20Mn20Ni20Co17C3 and Fe20Cr20Mn20Ni20Co15C5 have a predominantly austenitic structure with coarse incoherent carbides. The heterophase Fe20Cr20Mn20Ni20Co15C5 alloy is characterized by a decreased yield strength a02 with a weaker temperature dependence as compared to single-phase alloys with lower solid solution strengthening. In addition, the stage of microplasticity is pronounced in the stress-strain curves in low-temperature deformation regime. Transmission and scanning electron microscopy of the Fe20Cr20Mn20Ni20Co15C5 alloy reveals dislocation slip at this stage of deformation in austenitic regions between carbides. It is shown that the precipitation of coarse incoherent carbides in the austenitic matrix promotes macroscopically and microscopically inhomogeneous plastic flow of the heterophase 3 and 5 at % carbon alloys. Mechanical behavior of such heterophase multicomponent materials is caused by different elastic moduli of carbon austenite and carbides as well as by their different temperature dependences.
Keywords: high-entropy materials, multicomponent materials, austenite, carbide, mechanical properties, microstructure © Астафурова Е.Г., Мельников Е.В., Реунова К.А., Москвина В.А., Астафуров С.В., Панченко М.Ю., Михно А.С., Тумбусова И., 2021
1. Введение
Многокомпонентные сплавы привлекают интерес исследователей из-за способности проявлять ряд фундаментальных свойств, выгодно отличающих их от привычных материалов с одним или двумя базовыми элементами [1-3]. Сплав Кантора СоСг№БеМп обладает стабильной к фазовым превращениям гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой, которая формируется сразу же после кристаллизации расплава, а высокая энтропия смешения позволяет добиваться достаточно однородного распределения базовых компонентов уже в литом материале [2]. Для эквиа-томного сплава СоСг№БеМп характерны сильное зернограничное упрочнение (высокий коэффициент Холла-Петча), высокие прочностные свойства и склонность к значительной пластической деформации при пониженных температурах [4-6]. Несмотря на эти преимущества, сплав СоСг№БеМп обладает низкими значениями предела текучести в области комнатной и повышенных температур деформации и исследования, направленные на улучшение этих характеристик, становятся все более актуальными.
Уменьшение размера зерна дает заметный выигрыш в прочностных свойствах сплава Кантора как при комнатной, так и при пониженных температурах, но при этом удлинение образцов становится низким [5]. Другим подходом для повышения прочности многокомпонентных (высокоэнтропийных) сплавов системы СоСг№БеМп является легирование атомами внедрения, в частности углеродом [7-15]. Но, несмотря на высокие значения конфигурационной энтропии в сплавах СоСг№БеМп-С, в литом состоянии они могут обладать гетерофазной структурой — аустенитной с карбидами разного состава. В литературных источниках существует противоречивая информация о предельной концентрации атомов углерода, ниже которой в литом материале не образуется карбидных фаз. По результатам работ Н. Степа-
нова и М. Климовой с соавторами [8, 9], при концентрации углерода 2 ат. % в сплавах Co-CrNiFeMn и CoCr0 25NiFeMn образуется незначительная доля карбида М7С3, т.е. сплавы с меньшей концентрацией углерода образуют твердые растворы внедрения уже в литом состоянии. В работах [11-13] авторы указывают на формирование зернограничных карбидов в сплаве Кантора уже при концентрациях углерода «1 ат. %. В то же время J. Chen с соавторами [14] и Z. Li [15] не выявили образования карбидов в литых сплавах с СС = 1.1 и 0.9 ат. % соответственно. Несмотря на указанные различия, которые могут быть вызваны различными условиями получения литых сплавов, все исследователи едины во мнении, что легирование углеродом способствует увеличению прочности сплава Кантора и это направление исследований перспективно для развития. Анализ литературных источников свидетельствует о том, что при высоких концентрациях углерода карбидная фаза существенно влияет на деформационное поведение и механические свойства многокомпонентных сплавов [9, 10, 13, 14, 16]. Несмотря на опубликованные данные о сохранении низкотемпературной пластичности сплава Кантора при легировании углеродом в интервале концентраций 0.5-2.0 ат. % [7, 8], информации о закономерностях и механизмах пластической деформации гетерофазных многокомпонентных сплавов недостаточно в современной литературе.
Цель настоящей работы — установить влияние концентрации атомов углерода на температурную зависимость прочностных и пластических свойств, а также на закономерности пластического течения литых сплавов Fe^Cr^Mn^Ni^Co^C«; (х=0, 1, 3, 5).
2. Методы исследования
В качестве материалов для исследования были выбраны многокомпонентные сплавы с разным содержанием углерода, составы которых приведены в табл. 1. При легировании углеродом в
Таблица 1. Химический состав исследуемых многокомпонентных сплавов, параметры кристаллической решетки аустенитной фазы ат и вычисленное на их основе содержание углерода, растворенного в аустените Ств.р. и связанного в карбиды СК
Обозначение сплава Химический состав, ат. % С ^тв.р.} Ск,
Fe Mn Cr Ni Co C ат. % ат. %
FeCrMnNiCo 19.9 19.9 20.0 20.0 20.2 - 0.3599 0.0 0.0
FeCrMnNiCo-1C 19.9 20.0 20.0 20.0 19.0 1.1 0.3603 «0.4 «0.7
FeCrMnNiCo-3C 19.9 20.0 20.0 20.0 17.3 2.8 0.3608 «0.9 «1.9
FeCrMnNiCo-5C 19.9 20.0 20.0 20.0 15.0 5.1 0.3611 «1.2 «3.9
сплавах соответственно уменьшали концентрацию кобальта, т.к. он является самым дорогостоящим компонентом системы. Материалы (заготовки весом 2 кг) выплавляли в вакуумной индукционной печи. Из литых заготовок исследуемых сплавов вырезали образцы для проведения механических испытаний, исследования микроструктуры и фазового состава.
Механические испытания на одноосное статическое растяжение проводили с использованием плоских пропорциональных образцов в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 12.0 х 2.7 х 1.3 мм3. После механической шлифовки осуществляли электролитическую полировку образцов в пересыщенном растворе ангидрида хрома Crü3 в ортофосфорной кислоте. Растяжение проводили на электромеханической установке Instron 1185 (Instron) в интервале температур от 77 до 297 K при начальной скорости деформации 5 ■ 10-4 с-1.
Электронно-микроскопические исследования проводили с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEOL JEM 2100 (ПЭМ), оснащенного приставкой для рентгеновского микроанализа. Образцы в виде фольг были получены электрополировкой в охлажденном растворе 95 % CH3COOH + 5 % H3CIO4. Морфологию фаз, их распределение и размеры изучали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ, микроскоп LEO EVO 50, Zeiss, с приставкой для микроанализа). Рентгеновские исследования выполняли на дифрактометре ДРОН 7 (Буревестник) с использованием Co-Ka-излучения. Параметры решетки аустенитной фазы ау получали экстраполяцией зависимости величин йш, определенных для каждой рентгеновской линии с индексами hkl, от функции (cos 9 cot 9).
3. Экспериментальные результаты и их обсуждение
На рис. 1 показаны изображения микроструктуры исследуемых сплавов, полученные методами растровой и просвечивающей электронной микроскопии. Анализ изображений и данные рентгено-фазового анализа свидетельствуют о формировании в литых сплавах FeCrMnNiCo (сплав Кантора), FeCrMnNiCo-1C и FeCrMnNiCo-3C аустенит-ной структуры, которая имеет дендритную морфологию (рис. 1, а-в). Дендриты обогащены хромом, железом и кобальтом, а междендритные прослойки — марганцем и никелем (табл. 2, подробное описание микроструктуры приведено в
работе [12]). В сплавах, легированных углеродом, помимо аустенитной фазы происходит формирование карбидов. Небольшая доля зернограничной фазы М23С6 формируется в сплаве БеСгМп№Со-1С (рис. 1, б) [11], а в сплаве БеСгМп№Со-3С карбиды М23С6 (рис. 1, в, д) неправильной формы (с поперечным сечением 3.5 ± 1.1 мкм и длиной до 10 мкм) образуются преимущественно у границ. Они распределены неоднородно в объеме материала, объемное содержание таких частиц вблизи границ зерен достигает 5-11 %, а в теле зерен наблюдаются лишь единичные частицы (рис. 1, в). В образцах с 5 ат. % углерода дендритная структура не выявляется, но в аустенитных зернах формируются крупные карбидные частицы, поперечный размер которых составляет 3.1 ± 1.2 мкм, а продольный может достигать нескольких десятков микрометров (рис. 1, г, е).
Методом рентгенофазового анализа карбиды не выявлены ни в одном их исследуемых сплавов, на рентгенограммах наблюдали линии с межплоскостными расстояниями, соответствующими ау-стенитной фазе. Для сплавов с 1 и 3 ат. % углерода при электронно-микроскопических исследованиях идентифицировали фазу М23С6 (рис. 1, б, в, д), но небольшая объемная доля частиц не позволила выявить их методом рентгенофазового анализа. В сплаве с 5 ат. % углерода доля всех частиц, оцененная по РЭМ-изображениям, составляла 12 %. Тот факт, что на рентгенограммах, соответствующих сплаву БеСгМп№Со-5С, не наблюдалось каких-либо линий кроме аустенитных, свидетельствует о возможности образования в структуре литого сплава разных карбидных частиц, например М23С6 и М7С3, с объемной долей каждой фазы не более 5 %. Действительно, при ПЭМ-исследованиях в сплаве БеСгМп№Со-5С наблюдали фазу М23С6 (рис. 1, г, е), но карбид М7С3 не был обнаружен. Это может быть связано с локальностью метода ПЭМ и большим размером карбидов, так что статистическая выборка была не велика. В ряде работ описано формирование частиц М7С3 как единственной карбидной фазы в литых углеродистых многокомпонентных сплавах с составами, близкими к изучаемым в данной работе [8, 9, 14]. Но в указанных работах объем слитков был меньше, чем в настоящем исследовании, т.е. термическая история слитка в процессе кристаллизации была иной и, вероятно, первичный карбид М7С3 мог претерпеть превращение с образованием вторичного карбида М23С6. Данные работы [13] подтверждают это предпо-
Рис. 1. Изображения поверхностей образцов и крупных карбидов в структуре исследуемых сплавов: БеСгМпМСо (а), БеСгМп№Со-1С (б), БеСгМп№Со-3С (в, д), БеСгМп№Со-5С (г, е). Д — дендритная область, М — междендритная область, К — карбиды. На вклейках к рисункам (д, е) приведены микродифракционные картины с расшифровкой и указанием осей зон, соответствующие карбидам М23С6. Растровая (а-г) и просвечивающая (д, е) электронная микроскопия
Таблица 2. Фазовый состав и элементный состав дендритных (Д) и междендритных (М) областей в исследуемых сплавах. В данные по элементному составу не включен углерод из-за особенностей метода ЭДС-анализа. К — карбиды, у — аустенит
Сплав/его Д, ат. % М, ат. %
фазовый состав Бе Мп Сг N1 Со Бе Мп Сг N1 Со
БеСгМпМСо/у 23.0 17.7 20.9 17.5 20.9 14.1 32.1 15.5 23.5 14.8
БеСгМп№Со-1С /у + К (по границам) 21.2 19.5 19.9 19.3 20.1 14.1 28.3 18.0 23.4 16.2
БеСгМп№Со-3С /у + К 23.3 18.0 20.2 20.0 18.5 21.2 23.4 18.5 20.6 16.3
БеСгМп№Со-5С /у + К 18.4 28.7 12.7 24.5 15.7 - - - - -
ложение — исследователи наблюдали обе фазы (большую объемную долю (Cr, Мп)23С6 и небольшую долю фазы (Cr, Мп)7С3) в структуре литого сплава с углеродом CoCrFeMnNi-1.84 ат. % С.
Оценка величины параметра решетки аустенитной фазы, выполненная на основе анализа положения рентгеновских линий, показывает, что несмотря на формирование карбидов в углеродистых сплавах их параметр решетки больше, чем в сплаве Кантора (табл. 1). Используя литературные данные о концентрационном увеличении параметра решетки Дау/ДСС в многокомпонентных сплавах с углеродом (1.1 пм/ат. % [11], 1.0 пм/ат. % [8], 0.91 пм/ат. % [17], 0.82 пм/ат. % [16]), можно оценить концентрацию атомов углерода, растворенного в аустените и находящегося в карбидах (табл. 1). Данные в табл. 1 показывают, что уровень твердорастворного упрочнения аустенитной фазы возрастает при увеличении общей концентрации атомов углерода в составе сплава, т.е. в исследуемых углеродистых сплавах помимо дисперсионного твердения следует ожидать увеличения прочностных свойств за счет твердораст-ворного упрочнения, как это было ранее пока-
зано для многокомпонентных сплавов с атомами внедрения в работах [7-9, 11, 13-16, 18, 19].
Рассчитанные величины концентрации атомов углерода, находящегося в твердом растворе Ств.р. и в карбидах СК, в предположении изменения параметра кристаллической решетки аустенита с коэффициентом Дау/ДСс = 1 пм/ат. % показывают, что большая часть атомов углерода связана в карбиды, хотя, например, анализ распределения частиц в сплаве FeCrMnNiCo-1C (рис. 1, б) не подтверждает это. Сложность подобного анализа для выбранных систем обусловлена тем, что в литом состоянии сплавы содержат карбиды и характеризуются дендритной микроструктурой (т.е. негомогенны в отношении распределения элементов по объему образцов), а также может быть вызвана нелинейностью концентрационной зависимости твер-дорастворного упрочнения атомами углерода, отмечаемой ранее для аустенитных сталей [20, 21]. Установление концентрационного уширения кристаллической решетки аустенитной фазы требует проведения дополнительных исследований с использованием гомогенизированных однофазных сплавов с различной концентрацией углерода.
Рис. 2. Кривые течения исследуемых сплавов (в инженерных координатах) в зависимости от температуры испытания в интервале 77-293 К: БеСгМпМСо (а), БеСгМп№Со-1С (б), БеСгМп№Со-3С (в), БеСгМп№Со-5С (г) (цветной в онлайн-версии)
На рис. 2 приведены диаграммы «напряжение - удлинение» для исследуемых сплавов при растяжении в интервале температур 77-297 К. Для литого сплава Кантора наблюдаемая температурная зависимость кривых течения, прочностных свойств и пластичности характерна для ГЦК многокомпонентных сплавов и однокомпонент-ных сплавов замещения с низкой и средней энергией дефекта упаковки [4, 5, 22, 23]. Во всем исследуемом температурном интервале напряжения пластического течения сплава БеСгМп№Со-1С существенно выше, чем в безуглеродистом сплаве Кантора (рис. 2, а, б). При этом форма деформационных кривых становится близкой к линейной, характерной для деформации ГЦК-сплавов с планарной дислокационной структурой [24]. Для двух температур деформации (77 и 293 К) аналогичную тенденцию к изменению формы кривых течения при легировании сплава СоСг0 25№РеМп углеродом (0.5, 1.0 и 2.0 ат. %) описывали авторы работы [8]. Они отмечали, что такое поведение вызвано усилением планарности дислокационной структуры и формированием плотных дислокационных стенок в сплавах с углеродом в отличие от однородного распределения дислокаций в сплаве без атомов внедрения. Важно отметить хорошие пластические свойства литого сплава БеСгМпМ Со-1С во всем исследуемом интервале температур, удлинение образцов изменяется в интервале 40-55 % в зависимости от температуры испытания (рис. 2, б). Влияние зернограничных карбидов, обнаруженных в его структуре (рис. 1, б), проявляется в хрупком с точки зрения деформационных кривых характере разрушения материала, особенно при низкотемпературной деформации — на кривых течения не формируется стадия, характерная для вязких материалов и связанная с формированием макроскопической шейки на образцах (рис. 2, б). Такое же хрупкое разрушение типично и для сплавов БеСгМп№Со-3С и БеСг Мп№Со-5С, но величины удлинения таких гете-рофазных сплавов существенно ниже (8 = 8-15 % и 8 ~ 5 % соответственно), чем у сплавов БеСгМп №Со-1С и БеСгМпМСо, а их пластические свойства слабо зависят от температуры деформации (рис. 2, в, г). Для сплава БеСгМп№Со-3С характерно появление переходной стадии на кривых течения при 8 < 5 %, но при 8 > 5 % упрочнение параболическое, типичное для сплавов с крупными некогерентными частицами [10]. Для сплава БеСгМп№Со-5С с самой высокой концентрацией атомов углерода на кривых течения переходная
стадия с высоким упрочнением (8 < 5 %) выражена еще сильнее, после нее также следует короткая стадия линейного упрочнения (рис. 2, г).
Таким образом, стадийность пластического течения гетерофазных сплавов БеСгМп№Со-3С и БеСгМпМСо-5С принципиально отличается от деформации как низкопрочного сплава Кантора, так и высокопрочного однофазного сплава с 1 ат. % углерода. Прежде всего, это связано с появлением нелинейности в области упругой деформации и появлением переходной стадии, которая наибо-
1000-
ее 800-
С
§ 600-х
<и
й 400-
д
200-
РеСгМп№Со-1С |а_
1 / Е> и ^БеСгМпМСо
у/ м 1 °0.2
20 40 60 80 100 Удлинение, %
800-
К
^ 600-<и
к
| 400-
к Он
с
ей
200-
/ / / /
А
/ °0.2 БеСгМпМСо-ЗС
2 4 6 8 10 12 14 Удлинение, %
800-
^ 600-<и К X
1 400-
Он
С
ей
д
200-
1«
/Г
У РеСгМп№Со-5С
А
/ °0.2
0 2 4 6 8
Удлинение, %
Рис. 3. Деформационные кривые, полученные при температуре 77 К, и схема определения напряжений о0.2 и оМ: БеСгМпМСо и БеСгМп№Со-1С (а), БеСгМп №Со-3С (б), БеСгМп№Со-5С (в)
лее выражена при низкотемпературных испытаниях (рис. 2, в, г). Для исследуемых сплавов различия между условным пределом текучести а0.2 и напряжениями начала однородной макроскопической деформации всего образца аМ показаны на рис. 3 на примере деформации сплавов при температуре 77 К. Для сплавов БеСгМп№Со-1С и БеСгМпМСо, в которых пластическое течение реализуется в аустенитной фазе без дисперсных частиц, переходная стадия не выявляется. В сплаве с 3 ат. % углерода она уже заметно выражена, а в сплаве БеСгМп№Со-5С имеет большую протяженность — при Т = 77 К разница между напряжениями о0.2 и аМ составляет «500 МПа (рис. 3, в).
Изображения микроструктуры сплава с 5 ат. % углерода в зависимости от степени деформации при Т = 77 К приведены на рис. 4. После нагруже-ния образцов до напряжений, соответствующих о0.2 ~ 0.25аМ и а = 0.5аМ, и разгрузки на поверхности образцов не обнаружено следов скольжения. Но на участках, расположенных между карбидными частицами, формируется слабо выраженный де-
формационный рельеф (рис. 4, а, б). При этом после деформации образцов до а02 ~ 0.25аМ на свет-лопольных ПЭМ-изображениях видна высокая плотность дислокаций скольжения в аустенитных областях (рис. 4, е), карбиды не деформированы. Дислокационная структура имеет признаки пла-нарности, но дислокации не образуют мощных плоских скоплений, а, скорее, однородно распределены в структуре. При напряжениях течения а = 0.75аМ «тонкие» линии скольжения (полосы скольжения) выявляются локально на поверхностях деформированных образцов (рис. 4, в). После на-гружения образца до аМ на боковых поверхностях виден развитый деформационный рельеф (линии скольжения) в аустенитных участках и единичные трещины в карбидах (рис. 4, г) — деформация реализуется во всем объеме материала. Дальнейшая пластическая деформация (на стадии линейного упрочнения а > аМ) реализуется за счет пластической деформации аустенита и хрупкого растрескивания карбидов (рис. 4, д). Таким образом, при достижении напряжений а02 ~ 0.25аМ в
Рис. 4. РЭМ-изображения боковых поверхностей (а-д), светлопольное ПЭМ-изображение микроструктуры и соответствующая ему микродифракционная картина с расшифровкой (е, ж), полученные для деформированных образцов сплава БеСгМп№Со-5С, Т = 77 К: а = 0.25аМ (а, е, ж); 0.5аМ (б), 0.75аМ (в), аМ (г), разрушенный образец (д)
материале локально начинается пластическая деформация в аустенитных областях между карбидами и с ростом деформирующих напряжений все больший объем материала оказывается вовлечен в пластическое течение, т.е. переходная стадия на кривых течения гетерофазных сплавов БеСгМпМ Со-3С и БеСгМп№Со-5С обусловлена микропластичностью в аустенитной фазе.
Описанное выше деформационное поведение гетерофазного материала обусловлено различиями упругих модулей аустенита и карбида (О = 8085 ГПа для БеСгМпМСо [25] и О ~ 140 ГПа для М23С6 [26] в интервале температур 77-300 К), так что при нагружении сплав БеСгМп№Со-5С ведет себя подобно дисперсно-наполненному метал-локерамическому композиционному материалу с «мягкой» аустенитной матрицей и «жесткими» карбидными включениями [27, 28]. В таких материалах «жесткие» включения выступают в качестве концентраторов напряжений, действие которых даже при малых макроскопических нагрузках может вызывать существенное искажение полей напряжений вокруг них и пластическую деформацию «мягкой» пластичной матрицы уже на начальных стадиях деформирования материала (значительно ниже макроскопического предела
текучести) [27, 28], а на более поздних стадиях пластического течения способствовать активации систем скольжения с немаксимальными факторами Шмида [29]. Поэтому напряжение а0.2 на диаграммах растяжения совпадает с началом микропластического течения отдельных областей аустенита, заключенных между «жесткими» карбидными включениями. Напряжения вблизи макроскопического предела текучести аМ и далее вплоть до разрушения образца обусловлены коллективным пластическим течением аустенитной матрицы и квазипластическим поведением «жестких» карбидов (связанных с их растрескиванием и, как следствие, снижением их «эффективной» жесткости). Наблюдаемые различия в протяженности переходных стадий, связанных с микропластичностью в аустенитной фазе, для сплавов БеСгМп№Со-3С и БеСгМп№Со-5С обусловлены разным содержанием и распределением частиц в их структуре. В сплаве БеСгМп№Со-3С карбиды расположены преимущественно у границ зерен и стадия микропластичности вызвана, вероятно, деформацией преимущественно приграничных объемов. Следующая за ней стадия с параболическим упрочнением (а > аМ) соответствует совместной макроскопической деформации
Рис. 5. Температурные зависимости напряжений а02 (а), аМ (б) и аМ - а02 (в) и зависимость разности напряжений а(77 К) - а(297 К) от концентрации атомов углерода в исследуемых сплавах (г)
в теле зерен (с преимущественно аустенитной фазой) и у границ зерен (аустенитных областей с большой долей карбидов). При этом вблизи границ пластическая деформация реализуется по аналогии со сплавом БеСгМп№Со-5С, в котором растрескивание «жестких» карбидов реализуется как один из механизмов пластической деформации.
На рис. 5, а показана температурная зависимость условного предела текучести для всех исследуемых сплавов. Зависимость а0.2(Т) для сплава Кантора уже была описана в ряде работ [4, 6, 7, 30], данные настоящего исследования согласуются с ними — напряжения а0.2 возрастают при понижении температуры деформации сильнее, чем это обычно наблюдали в чистых металлах и сплавах замещения с одним базовым компонентом. Легирование углеродом до 1 ат.% способствует усилению температурной зависимости предела текучести (рис. 5, а, в). На основе анализа зависимости величин условного предела текучести от концентрации атомов углерода в сплавах системы БеСгМп№Со в ряде работ выполнены оценки величин До0.2/ДСС, но они варьируются в достаточно большом диапазоне: 67 МПа/ат.% [8], 120МПа/ат.% [7], «150МПа/ат.% [13] при Т= 293К и 178МПа/ат.% [8], 320 МПа/ат. % [7] при Т = 77 К. Разница напряжений До0.2 для сплавов БеСгМп№Со и БеСгМп№Со-1С при температуре 77 К составляет 220 МПа, а при комнатной температуре — 100 МПа. Поскольку в сплаве БеСг Мп№Со-1С с номинальной концентрацией атомов углерода 1.1 ат. % часть углерода связана в карбиды, то полученные данные согласуются, скорее, с данными работ [7, 13], свидетельствующими о сильном влиянии атомов внедрения на свойства многокомпонентного сплава Кантора.
Несмотря на повышение уровня твердораст-ворного упрочнения (параметра решетки аустенитной фазы, табл. 1) в сплаве БеСгМп№Со-3С по отношению к сплаву БеСгМп№Со-1С, их температурные зависимости аналогичны, а величины условного предел текучести близки (рис.5,а,в). При этом кривые а0.2(Т) для сплава БеСгМп№Со-5 С практически совпадают с зависимостями а0.2(Т) для безуглеродистого сплава Кантора (рис. 5, а, в), хотя в сплаве с 5 ат. % углерода величина параметра кристаллической решетки свидетельствует о значительном твердорастворном упрочнении аустенитной фазы (табл. 1, рис. 5, а). Анализ микроструктуры показывает, что для всех сплавов напряжения а0.2 связаны с дислокационным скольжением в аустенитной фазе, т.е. для литых
сплавов БеСгМп№Со, легированных атомами углерода, наблюдается аномалия на температурных зависимостях предела текучести — снижение напряжений а0.2 при увеличении концентрации атомов внедрения в твердом растворе аустенита при концентрациях СС >3 ат. %. Это обусловлено присутствием некогерентных «жестких» включений карбидной фазы в сплавах с СС >3 ат.%, упругие модули которых почти в 2 раза превышают таковые для аустенита, и формированием полей упругих напряжений вокруг таких частиц при растяжении образцов. Таким образом, при нагрузке, соответствующей напряжению а0.2, в локальных областях аустенита вблизи частиц достигаются существенно большие напряжения, достаточные для активации дислокационного скольжения в матрице, упрочненной углеродом. Увеличение доли частиц способствует усилению этого эффекта так, что сплав БеСгМп№Со-5С, который содержит самую высокую концентрацию атомов углерода в твердом растворе и наибольшую долю частиц, обладает самыми низкими значениями предела текучести среди исследуемых композиций (рис. 5, г). Температурная зависимость напряжений макроскопического течения композиционного материала аМ(Т) более корректно описывает влияние концентрации атомов углерода на напряжения пластического течения (рис. 5, б, г). Несмотря на это, наблюдается более слабая температурная зависимость предела текучести в сплаве БеСгМп№Со-5С, в сравнении со сплавом БеСгМп №Со-3С с меньшей концентрацией атомов углерода (рис. 5, в).
Предел текучести аустенитной матрицы возрастает при понижении температуры деформации [7, 8, 13], т.е. для активации скольжения в аусте-нитной фазе гетерофазного материала при температурах 77 и 297 К требуются разные напряжения. Поэтому величины 00.2 возрастают при понижении температуры для сплава БеСгМп№Со-5С (рис. 5, а). Температурная зависимость предела текучести углеродистого аустенита обычно повышается с ростом концентрации углерода в твердом растворе [20], т.е. для сплава БеСгМп№ Со-5С она должна быть самой сильной. Это не соответствует полученным данным — несмотря на большее твердорастворное упрочнение аустенита углеродом сплавов БеСгМп№Со-3С и БеСг Мп№Со-5С, их температурные зависимости слабее, чем в сплаве БеСгМп№Со-1С (рис. 5, в). То есть температурная зависимость предела текучести композиционного материала в низкотемпера-
турной области деформации не может быть описана температурной зависимостью величины а0.2 для аустенитной матрицы. Упругие модули карбида М23С6 слабее изменяются с температурой по сравнению с аустенитным сплавом РеСгМп№Со [26, 27], т.е. при понижении температуры испытания различия в модулях сдвига для частиц и матрицы ослабевают. Если принимать во внимание только эффекты несоответствия модулей фаз (составляющих) композиционного материала и усиление температурной зависимости предела текучести аустенита за счет высокой концентрации углерода, то разница напряжений аМ - а0.2 должна понижаться в низкотемпературной области, что также не соответствует полученным данным (рис. 5, г). Причиной такого поведения могут служить температурные изменения механизма деформации, тонкой структуры дислокаций, типа дислокационной структуры, обусловленные температурной и концентрационной зависимостями энергии дефекта упаковки сплавов. Этот вопрос требует проведения дополнительного исследования.
4. Заключение
Для литых сплавов Ре20Сг20Мп20М20Со20-хСх (х = 1, 3, 5) изучена температурная зависимость механических свойств и особенностей пластической деформации при одноосном растяжении в интервале температур 77-297 К. С использованием методов рентгеноструктурного анализа, просвечивающей и растровой электронной микроскопии установлено следующее:
Литой высокоэнтропийный сплав Кантора Ре20 Сг20Мп20М20Со20 имеет аустенитную структуру и обладает типичной для многокомпонентных сплавов температурной зависимостью условного предела текучести. Легирование сплава Кантора углеродом (1 ат. %) сопровождается формированием незначительного количества зернограничных карбидов. При этом твердорастворное упрочнение аустенитной фазы углеродом способствует изменению формы кривых течения (делает их более линейными), росту деформирующих напряжений, увеличению коэффициента деформационного упрочнения и снижению удлинения образцов в области низких температур деформации. Сплав Ре20 Сг20Мп20М20Со19С1 обладает более сильной температурной зависимостью условного предела текучести по сравнению со сплавом Ре20Сг20Мп20 М20Со20, не содержащим атомов внедрения.
Многокомпонентные сплавы с 3 и 5 ат. % углерода в литом состоянии обладают гетерофазной структурой — аустенитной с твердорастворным упрочнением углеродом (более сильным, чем в сплаве с 1 ат. %) и крупными некогерентными карбидами. Несмотря на сильное твердораствор-ное упрочнение аустенита, в таких гетерофазных материалах величины условного предела текучести оказываются сопоставимы или ниже, чем в однофазном сплаве Ре20Сг20Мп20М20Со19Сь а температурная зависимость условного предела текучести уменьшается с ростом общей концентрации углерода в сплаве. Это сопровождается появлением выраженной стадии микропластичности на кривых течения, которые наиболее ярко выражены в сплаве Ре20Сг20Мп20№20Со15С5 в области низких температур деформации (77 К). Развитие микропластической деформации на этой стадии деформации происходит в аустенитных участках между карбидами, а снижение предела текучести углеродистого аустенита при растяжении обусловлено формированием полей упругих напряжений у крупных некогерентных частиц, упругие модули которых превышают таковые для аустенитной матрицы. Температурная зависимость напряжений начала макроскопической пластической деформации для сплавов с высокой концентрацией атомов углерода Ре20Сг20Мп20№20СопС3 и Ре20Сг20 Мп20№20Со15С5 сильнее зависимости а02(Т) для сплавов Ре20&20Мп20М20Со20 и Ре20&20Мп20№20 Со19С1 — она возрастает с увеличением концентрации атомов углерода в твердом растворе ау-стенита.
Макроскопическое пластическое течение гете-рофазного сплава Ре20Сг20Мп20№20Со15С5 в области высоких температур деформации происходит за счет пластической деформации аустенитной матрицы, а при пониженных температурах — за счет существенного повышения деформирующих напряжений (сильной температурной зависимости легированного углеродом аустенита) реализуется также путем растрескивания крупных карбидов.
Благодарности
Работа выполнена при поддержке Российского научного фонда (проект № 20-19-00261). Исследования проведены с использованием оборудования ЦКП «Нанотех» (ИФПМ СО РАН, Томск).
Литература
1. Ye Y.F., Wang Q., Lu J., Liu C.T., Yang Y. High-entropy alloys: Challenges and prospects // Mater. Today. - 2016. - V. 19. - No. 6. - P. 349-361.
2. Cantor B., Chang I.T.H., Knight P., Vincent A.J.B. Microstructural development in equiatomic multicom-ponent alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 375377. - P. 213-218.
3. Miracle D.B., Senkov O.N. A critical review of high entropy alloys and related concept // Acta Mater. -2017. - V. 122. - P. 448-511.
4. 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. -P. 5743-5755.
5. Han Z., Ren W., Yang J., Du Y., Wei R., Zhang C., Chen Y., Zhang G. The deformation behavior and strain rate sensitivity of ultrafine-grained CoNiFrCrMn high-entropy alloys at temperature ranges from 77 K to 573 K // J. Alloy. Compd. - 2019. - V. 791. -P. 962-970.
6. Kireeva I.V., Chumlyakov Yu.I., Vyrodova A.V., Pobe-dennaya Z.V., Karaman I. Effect of twinning on the orientation dependence of mechanical behavior and fracture in single crystals of the equiatomic CoCrFe MnNi high-entropy alloy at 77 K // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 784. - P. 139315.
7. Wu Z., Parish C.M., Bei H. Nano-twin mediated plasticity in carbon-containing FeNiCoCrMn high entropy alloys // J. Alloy. Compd. - 2015. - V. 647. - P. 815822.
8. Klimova M.V., Semenyuk A.O., Shaysultanov D.G., Salishchev G.A., Zherebtsov S.V., Stepanov N.D. Effect of carbon on cryogenic tensile behavior of CoCr FeMnNi-type high entropy alloys // J. Alloy. Compd. -2019. - V. 811. - P. 152000.
9. Stepanov N.D., Yurchenko N.Yu., Tikhonovsky M.A., Salishchev G.A. Effect of carbon content and annealing on structure and hardness of the CoCrFeNiMn-based high entropy alloys // J. Alloy. Compd. -2016. - V. 687. - P. 59-71.
10. Stepanov N.D., Yu N., Shaysultanov D.G., Cherni-chenko R.S., Yurchenko N.Yu., Zherebtsov S.V., Tikhonovsky M.A., Salishchev G.A. Effect of thermome-chanical processing on microstructure and mechanical properties of the carbon-containing CoCrFeNiMn high entropy alloy // J. Alloy. Compd. - 2017. - V. 693. -P. 394-405.
11. Astafurova E., Melnikov E., Astafurov S., Reunova K., Panchenko M., Moskvina V., Tumbusova I. A comparative study of a solid solution hardening in carbon-alloyed FeMnCrNiCo0.95C0.05 high-entropy alloy subjected to different thermal-mechanical treatments // Mater. Lett. - 2021. - V. 285. - P. 129073.
12. Astafurova E.G., Reunova K.A., Melnikov E.V., Pan-chenko M.Yu., Astafurov S.V., Maier G.G., Mosk-
vina V.A. On the difference in carbon- and nitrogen-alloying of an equiatomic FeMnCrNiCo high-entropy alloy // Mater. Lett. - 2020. - V. 276. - P. 128183.
13. Ko J.Y., Hong S.J. Microstructural evolution and mechanical performance of carbon-containing CoCrFe MnNi-C high entropy alloy // J. Alloy. Compd. -2018. - V. 743. - P. 115-125.
14. Chen J., Yao Z., WangX., Lu Y., WangX., Liu Y., FanX. Effect of C content on microstructure and tensile properties of as-cast CoCrFeMnNi high entropy alloy // Mater. Chem. Phys. - 2018. - V. 210. - P. 136-145.
15. Li Z. Interstitial equiatomic CoCrFeMnNi high-entropy alloys: Carbon content, microstructure, and compositional homogeneity effects on deformation behavior // Acta Mater. - 2019. - V. 164. - P. 400-412.
16. Chen L.B., Wei R., Tang K., Zhang J., Jiang F., He L., Sun J. Heavy carbon alloyed FCC-structured high entropy alloy with excellent combination of strength and ductility // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 716. -P. 150-156.
17. Moravchik I., Hornik V., Minarik P., Li L., Dlouhy I., Janovska M., Raabe D., Li Z. Interstitial doping enhances the strength-ductility synergy in a CoCrNi medium entropy alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 781. - P. 139242.
18. Guo L., Ou X., Ni S., Liu Y., Song M. Effect of carbon on the microstructures and mechanical properties of FeCoCrNiMn high entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 746. - P. 356-362.
19. Liu X., Zhao X., Chen J., Lv Y., Wang X., Liu B., Liu Y. Effect of C addition on microstructure and mechanical properties of as-cast HEAs (Fe50Mn50Coi0 Cr10)100-xCx // Mater. Chem. Phys. - 2020. - V. 254. -P. 123501.
20. Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И, Луз-гинова Н.В., Литвинова Е.И., Сейхитоглу Х., Ка-раман И. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 2. -С. 77-91.
21. Sabramanyam D.K., Swansiger A.E., Avery H.S. Aus-tenitic Manganese Steels // ASM International Handbook Committee, ASM Handbook. V. 1. Properties and Selection: Irons, Steels, and High-Performance Alloys. - ASM International, USA, 1990. - P. 822840.
22. Schneider M., Laplanche G. Effects of temperature on mechanical properties and deformation mechanisms of the equiatomic CrFeNi medium-entropy alloy // Acta Mater. - 2021. - V. 204. - P. 116470.
23. Byun T.S., Hashimoto N., Farrell K. Temperature dependence of strain hardening and plastic instability behaviors in austenitic stainless steels // Acta Mater. -2004. - V. 52. - P. 3889-3899.
24. Kuhlmann-Wilsdorf D. Theory of plastic deformation: Properties of low energy dislocation structures // Mater. Sci. Eng. A. - 1989. - V. 113. - P. 1-41.
25. Haglung A., Koehler M., Catoor D., George E.P., Keppens V. Polycrystalline elastic moduli of a high-entropy alloy at cryogenic temperatures // Intermetal-lics. - 2015. - V. 58. - P. 62-64.
26. Gong X., Cui C., Yu Q., Wang W., Xu W.-W., Chen L. First-principles study of phase stability and temperature-dependent mechanical properties of (Cr, Mn)23C6 (M = Fe, Mo) phases // J. Alloy. Compd. - 2020. -V. 824. - P. 153948.
27. Astafurov S.V., Shilko E.V., Ovcharenko V.E. Influence of phase interface properties on mechanical characteristics of metal ceramic composites // Phys. Meso-mech. - 2014. - V. 17. - No. 4. - P. 282-291.
28. Psakhie S.G., Shilko E.V., Grigoriev A.S., Astafurov S.V., Dimaki A.V., Smolin A.Yu. A mathematical model of particle-particle interaction for discrete ele-
ment based modeling of deformation and fracture of heterogeneous elastic-plastic materials // Eng. Fract. Mech. - 2014. - V. 130. - P. 96-115.
29. Astafurova E.G., Moskvina V.A., Maier G.G., Gordi-enko A.I., Burlachenko A.G., Smirnov A.I., Bata-ev V.A., Galchenko N.K., Astafurov S.V. Low-temperature tensile ductility by V-alloying of high-nitrogen CrMn and CrNiMn steels: Characterization of deformation microstructure and fracture micromechanisms // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 745. - P. 265-278.
30. Kawamura M., Asakura M., Okamoto N.L., Kishi-da K., Inui H., George E.P. Plastic deformation of single crystals of the equiatomic Cr-Mn-Fe-Co-Ni high-entropy alloy in tension and compression from 10 to 1273 K // Acta Mater. - 2021. - V. 203. -P. 116454.
Поступила в редакцию 18.04.2021 г., после доработки 06.05.2021 г., принята к публикации 06.05.2021 г.
Сведения об авторах
Астафурова Елена Геннадьевна, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, е1епа^.а81а1игоуа@18рт8.га
Мельников Евгений Васильевич, мнс ИФПМ СО РАН, те1шско%г-]епуа@уаМех.т
Реунова Ксения Андреевна, мнс ИФПМ СО РАН, геипоуа.к8епуа@та11.ги
Москвина Валентина Александровна, мнс ИФПМ СО РАН, va1ya_moskvina@mai1.ru
Астафуров Сергей Владимирович, к.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, svastafurov@gmai1.com
Панченко Марина Юрьевна, мнс ИФПМ СО РАН, panchenko.marina4@gmai1.com
Михно Анастасия Сергеевна, инж. ИФПМ СО РАН, nastia.mihno@yandex.ru
Тумбусова Ирина, инж. ИФПМ СО РАН, tumbusova031098@mai1.ru
