CC BY
62
УДК 546.06, 538.91, 539.8
Центробежная СВС-металлургия литых высокоэнтропийных сплавов системы Co-Cr-Fe-Ni-Mn, упрочняемых структурными выделениями на основе боридов и силицидов Mo и Nb
В.Н. Санин, Д.М. Икорников, O.A. Голосова, Д.Е. Андреев, В.И. Юхвид
Институт структурной макрокинетики и проблем материаловедения им. А.Г. Мержанова РАН (ИСМАН), Черноголовка, Московская область, 142432, Россия
Новым и перспективным подходом к разработке металлических материалов с повышенными эксплуатационными характеристиками является их формирование на основе принципиально новой концепции, которая исключает наличие базового компонента, а строится на использовании одновременно нескольких металлов. Такие полиметаллические сплавы получили название высокоэнтропийные сплавы (ВЭС). Среди наиболее изученных сплавов, относящихся к группе ВЭС, можно выделить сплав системы Co-Cr-Fe-Ni-Mn, обладающий привлекательными механическими свойствами. Однофазная ГЦК-структура для данного сплава является стабильной и поэтому он широко используется в качестве «модельного» ВЭС — однофазного многокомпонентного твердого раствора. В настоящей работе впервые экспериментально исследована возможность получения структурно-упрочненных ВЭС на основе базовой системы Co-Cr-Fe-Ni-Mn и упрочняющих структурных выделений на основе бо-ридов и силицидов тугоплавких металлов Mo и Nb, формируемых непосредственно (in-situ) в процессе горения СВС-систем термитного типа. Анализ микроструктуры полученных сплавов NiCrCoFeMn при введении комплексной модифицирующей добавки Mo(Nb)-Si-B выявил, что при увеличении содержания добавки микроструктура продуктов синтеза представлена матрицей ВЭС и выделениями новых структурных элементов на основе бо-ридов и силицидов тугоплавких металлов Mo и Nb. Морфология и концентрация таких выделений зависят от концентрации вводимой добавки на стадии подготовки исходного состава. Упрочняющие структурные выделения имеют эндогенное происхождение, т. к. формируются in-situ в процессе СВС, и являются результатом протекания химических реакций как непосредственно в волне горения, так и на стадии остывания высокотемпературного расплава продуктов синтеза. Управление процессами СВС в перспективе открывает новые возможности формирования металломатричных композиционных материалов на основе ВЭС.
Ключевые слова: высокоэнтропийные сплавы (ВЭС), литые ВЭС, самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС), СВС-металлургия, СВС-системы термитного типа, получение полиметаллических сплавов, модифицирующие добавки, материалы на основе ВЭС DOI 10.24412/1683-805X-2021-4-73-82
Centrifugal SHS metallurgy of cast Co-Cr-Fe-Ni-Mn high-entropy alloys strengthened by structural precipitates based on Mo and Nb borides and silicides
V.N. Sanin, D.M. Ikornikov, O.A. Golosova, D.E. Andreev, and V.I. Yukhvid
Merzhanov Institute of Structural Macrokinetics and Materials Science, Chernogolovka, Moscow Region, 142432, Russia A promising approach to the development of metallic materials with higher performance characteristics is based on a fundamentally new concept of avoiding the use of a main component, but mixing several metal elements simultaneously. Such multicomponent alloys are called high-entropy alloys, the most studied of which is the Co-Cr-Fe-Ni-Mn alloy with attractive mechanical properties. The single-phase fcc structure is stable for this alloy, which allows it to be used as a "model" high-entropy alloy or a single-phase multicomponent solid solution. This paper is the first to experimentally evaluate the possibility of synthesizing strengthened high-entropy alloys with a base system (Co-Cr-Fe-Ni-Mn) and strengthening precipitates based on borides and silicides of refractory metals (Mo and Nb), formed in situ during the combustion of thermite-type SHS systems. Microstructural analysis of the synthesized NiCrCoFeMn alloys with a complex modifying Mo(Nb)-Si-B additive showed that with increasing additive content the microstructure of the synthesis products exhibits a high-entropy alloy matrix and precipitates of new structural elements based on borides and silicides of refractory metals (Mo and Nb). The morphology and concentration of such precipitates depends on the concentration of the additive in the green mixture. The strengthening precipitates are of endogenous origin as they are formed in situ during SHS and are the result of chemical reactions occurring both directly in the combustion wave and during cooling of the high-temperature melt of the synthesis products. Control of SHS processes opens up new possibilities for the formation of metal-matrix composites based on high-entropy alloys.
Keywords: high-entropy alloys (HEAs), cast high-entropy alloys, self-propagating high-temperature synthesis (SHS), SHS metallurgy, thermite-type SHS systems, synthesis of multicomponent alloys, modifying additives, HEA-based materials
© Санин В.Н., Икорников Д.М., Голосова O.A., Андреев Д.Е., Юхвид В.И., 2021
1. Введение
Начиная с первых публикаций в 2004 г. [1, 2] высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) вызвали большой интерес в научном мире, т.к. формирование ВЭС строилось на принципиально новой концепции создания металлических материалов. На начальном этапе исследований предполагалось, что вследствие высокой конфигурационной энтропии смешения образование разупорядоченных твердых растворов замещения в ВЭС будет преобладать по сравнению с формированием упорядоченных фаз (интерметаллидных) и, таким образом, формируемые высокоэнтропийные твердые растворы будут обладать одновременно высокой прочностью и достаточной пластичностью. Однако проведенные позже исследования различных авторов показали отсутствие четкой корреляции между вычисленными величинами конфигурационной энтропии и фазовым составом получаемых экспериментально многокомпонентных сплавов [3-6]. Было обнаружено, что фазовый состав ВЭС в первую очередь определяется не числом входящих в состав элементов, а характеристиками атомов этих элементов.
Первоначально ВЭС определялись как сплавы с эквиатомным составом, состоящие не менее чем из пяти составляющих элементов [1, 2, 5-7]. Впоследствии критерии определения для ВЭС были расширены и сформулированы как многокомпонентные сплавы с концентрацией компонентов от 5 до 35 ат. %. Отличительной особенностью ВЭС, помимо многокомпонентного состава, является формирование преимущественно однофазного термодинамически стабильного твердого раствора замещения с гранецентрированной кубической (ГЦК) или объемно-центрированной кубической решеткой (ОЦК) [1, 3, 7]. По мере интенсивного развития данного научного направления набор исследуемых вариантов металлических составов непрерывно расширяли, а в структуре ВЭС с участием активных металлов (А1, Т1, 2г и др.) наблюдали дисперсионные выделения наноразмерного и микронного диапазона. Наблюдаемые вторичные фазы, как правило, формировались на основе двойных интерметаллидов металлов, фаз Лавеса [8-11].
Для управления микроструктурой получаемых ВЭС вводят небольшие добавки неметаллических элементов (С, В, К) [12-15]. Концепция получения материалов на основе ВЭС сейчас расширена до получения многокомпонентных высокоэнтро-
пийных соединений (карбиды, бориды, интерме-таллиды) [12, 16-18].
Новый подход к формированию материалов предоставляет широкие возможности для разработки новых сплавов с повышенными эксплуатационными характеристиками. В частности, одним из наиболее привлекательных направлений развития материалов на основе ВЭС стала разработка новых композиций, перспективных для высокотемпературной эксплуатации [19]. Для этого на первом этапе были предложены ВЭС на основе тугоплавких металлов, среди них Мо, Та, V и W [19-21]. Такие сплавы имели однофазную ОЦК-структуру и при испытаниях демонстрировали достаточно высокую высокотемпературную прочность (400 МПа при Т = 1600 °С) [20]. Однако плотность таких ВЭС была значительно выше (>12 г/см3) никелевых суперсплавов. Поэтому в дальнейшем при выборе входящих в сплав компонентов одним из важнейших критериев стало увеличение удельной прочности, т. е. основу состава ВЭС составляют более легкие элементы [11, 21, 22].
Опыт разработки современных высокопрочных сталей или сплавов на основе N1, Т1 и А1 показывает, что использование только твердораст-ворного упрочнения не позволяет достичь нужного комплекса физико-механических характеристик, предъявляемых к современным сплавам. Повышение прочности сплавов может быть реализовано посредством формирования нужной структуры, например за счет упорядочения твердого раствора и/или выделения в них частиц упрочняющих фаз.
Среди наиболее изучаемых сплавов, относящихся к группе ВЭС, можно выделить сплав системы Со-Сг-Ре-№-Мп, обладающий привлекательными механическими свойствами [23-25]. В одной из первых работ по данному сплаву уже было показано, что он обладает достаточно высокой пластичностью при нормальных температурах, а удлинение до разрушения составляет 7080 % [24].
В настоящее время установлено, что однофазная ГЦК-структура для данного сплава является стабильной, и поэтому он широко используется в качестве «модельного» ВЭС — однофазного многокомпонентного твердого раствора. Большая часть исследований ВЭС сосредоточена на выявлении взаимосвязи измеряемых характеристик и особенностей формирования структуры. Значи-
тельно меньшее внимание уделено изучению и разработке новых эффективных методов получения ВЭС с четко контролируемым составом и заданным распределением структурных компонентов исследуемых ВЭС. При получении ВЭС необходимо обеспечить высокую степень гомогенизации сплава по химическому составу, а также достаточно высокую скорость охлаждения сплава в жидком и твердом состояниях, которая не дает возможности развиться диффузионным процессам, приводящим к неконтролируемому образованию химических соединений.
Целью настоящей работы является исследование возможности получения структурно-упрочненных ВЭС на основе базовой системы Со-Сг-Бе-№-Мп и упрочняющих структурных выделений на основе боридов и силицидов тугоплавких металлов Мо и формируемых непосредственно (т^йи) в процессе горения СВС-систем термитного типа. Формирование литых ВЭС методами СВС-металлургии с силикоборидным упрочнением путем введения комплексного модификатора непосредственно в реакционную смесь исследуется впервые. Основная задача состоит в обеспечении контролируемого фазового состава и формировании заданной структуры, состоящей из матрицы на основе ВЭС базовой системы Со-Сг-Бе-М-Мп и упрочняющих структурных выделений на основе боридов и силицидов металлов Мо(КЬ)з81Б2, Мо(№^1, Мо812 и др.
2. Исходные порошковые компоненты и экспериментальная схема синтеза ВЭС
Ранее в работах авторов было показано, что использование высокоэкзотермических СВС-сос-тавов термитного типа позволяет реализовать температуры, достаточные для получения продуктов горения (синтеза) в расплавленном состоянии (свыше 2500 °С) и, как следствие, для получения литых продуктов синтеза (в виде слитков) [26, 27], включая литые ВЭС [28].
Синтез проводился с использованием СВС-систем термитного типа, содержащих порошкообразные оксиды целевых элементов N10, Сг203, Бе203, Со304, Мп02, металла восстановителя А1, а также вводимых добавок, состоящих из оксидов тугоплавких металлов №205, Мо03 и неметаллов и Б. Некоторые характеристики используемых основных порошковых реагентов приведены в табл. 1.
Химическая схема синтеза исследуемых составов следующая:
[N10 + Сг203 + Со304 + Бе203 + Мп02 + А1] +
+ а[Мп03 + №>205 + А1 + БьБ] ^ ^ [NiCгCoFeMn / а'(Mo(NЬ)-Si-Б)] + А1203.
Ранее было выявлено, что оптимальным интервалом перегрузки для получения базового состава исследуемых составов является интервал от 30^ до 55^ [12]. Воздействие перегрузки на стадии горения СВС-составов термитного типа позволяет существенно снизить или полностью подавить разброс продуктов горения, а также обеспечить интенсивное перемешивание высокотемпературного расплава продуктов синтеза за фронтом горения и получить высокую конверсию исходной смеси непосредственно во фронте горения. Воздействие перегрузки на стадии гравитационной сепарации продуктов синтеза и последующего охлаждения позволило реализовать высокий выход металлической фазы в слиток (приближающийся к расчетному) и удалить газообразные продукты из него. Кроме того, перегрузка способствует выравниванию химического состава по объему слитка ВЭС, что является критически важным для синтеза полиметаллических сплавов.
Сам процесс горения заранее приготовленных составов проводился на центробежной СВС-уста-новке [29] под воздействием перегрузки при 50^ (±5^). Масса исходной смеси во всех экспериментах была постоянной и составляла 1 кг. Концентрация вводимой добавки варьировалась от 0 до
Таблица 1. Некоторые характеристики используемых основных порошковых реагентов
№ Вещество Марка ГОСТ/ТУ Размер частиц, мкм Химический состав, %
1 NiO осч ТУ 6-09-02439-87 <40 99.0
2 СГ2О3 ч ТУ 6-09-4272-84 <20 99.0
3 Fe2O3 ч ТУ 6-09-5346-87 <50 99.0
4 С03О4 чда ГОСТ 4467-79 - 71-74 % Со
5 MnO2 ч ГОСТ 25823-83 <60 -
6 Al ПА-4 ГОСТ 60-58-73 <130 98.8
7 мас. %. Процесс горения составов регистрировался на видеокамеру, размещенную на роторе центробежной установки.
Для синтеза составов в режиме горения использовали полые цилиндрические графитовые формы с внутренним диаметром 80 мм и толщиной стенки 10 мм. Донная часть формы была изготовлена из высокочистой меди высотой 25 мм, что обеспечивало быстрое охлаждение расплава и минимизировало взаимодействие расплава с материалом формы.
Предварительный анализ элементного состава для полученных сплавов (исходного и модифицированного составов) проводили с помощью портативного рентгенофлуоресцентного спектрометра (анализатора) ALPHA Series, предназначенного для оперативного анализа состава металлов и сплавов. Распределение элементов по структурным составляющим синтезированных ВЭС исследовали методом сканирующей электронной микроскопии на автоэмиссионном сканирующем электронном микроскопе сверхвысокого разрешения Zeiss Ultra Plus на базе Ultra 55, оснащенном детектором энергодисперсионного (ЭДС) анализа с возможностью построения карт распределения элементов по поверхности образца.
Исследуемые в настоящей работе составы получаемых ВЭС с различной концентрацией вводимой модифицирующей добавки были подвергнуты механическим испытаниям на сжатие, которое является наиболее оперативным методом для выявления тенденций изменения прочностных характеристик. Испытание на сжатие до разрушения проводили по ГОСТ 25.503-97 на универсальной испытательной машине Instron 5569 при скорости деформирования 1 мм/мин на цилиндрических образцах диаметром 5 мм и высотой 10 мм, вырезанных методом электроэрозии. Для каждого из исследуемых составов было вырезано по три образца из различных участков синтезированных слитков ВЭС. Измерение микротвердости проводили на микротвердомере Tukon 1102, предназначенном для измерения твердости металлов и сплавов по шкалам Виккерса в соответствии с ГОСТ Р ИСО 6507-1:2007.
3. Результаты и их обсуждение
Визуальный анализ показал, что все образцы имели литой вид. Реализуемая перегрузка 50g (±5g) позволила получить слитки с четким разде-
лением фаз. Варьирование концентрации вводимой добавки (от 0 до 7 мас. %) не оказывало заметного влияния на формирование макроструктуры получаемых образцов. Анализ поверхности слитка на поперечном разрезе не выявил газовых включений (пор) или неметаллических включений, которые являются характерным признаком неполного фазоразделения металлических (сплав) и оксидных (корунд) продуктов взаимодействия в используемых СВС-системах термитного типа.
Анализ видеоизображения процесса горения для каждого из исследуемых составов не выявил существенного увеличения скорости горения (более 20 %). Однако отмечена общая тенденция незначительного увеличения скорости горения при увеличении массовой доли а вводимой добавки в исходный состав. Повышение скорости горения объясняется тем, что вводимая добавка на основе оксидов тугоплавких металлов (Мо3 + №205 + А1 + 81-Б) является более высококалорийной (адиабатическая температура горения более 3000 °С), чем базовая система. Поэтому введение добавки приводит к возрастанию температуры горения состава и, как следствие, к возрастанию скорости горения. Однако наблюдаемые увеличения скорости горения не столь значительны вследствие того, что весовая доля вводимой добавки относительно небольшая. Очевидно, что дальнейшее увеличение а будет способствовать возрастанию скорости горения.
Предварительный анализ элементного состава для полученных сплавов, проводимый рентгено-флюоресцентным спектрометром, показал, что целевые элементы Со, N1, Бе и Сг присутствуют в составе синтезированных ВЭС, а их отклонение от расчетных концентраций не превышает 23 мас. %. Однако концентрация Мп была заметно ниже расчетных значений (не превышала 80 % от расчетных значений). Это объясняется тем, что оксид Мп относится к группе «трудно» восстанавливаемых. Поэтому в дальнейших сериях экспериментов оксид Мп вводили в исходный состав в избыточном количестве (+20 %) относительно стехиометрических значений. Это в дальнейшем обеспечило получение исследуемого ВЭС с заданным составом.
На предварительно подготовленных шлифах поперечных разрезов литых образцов ВЭС был выполнен детальный анализ состава методом ЭДС.
Рис. 1. Суммарный спектр ЭДС-анализа (а) и карты распределения элементов (б) синтезируемого базового сплава МСгСоБеМп без добавки (цветной в онлайн-версии)
Суммарный спектр ЭДС-анализа для базового состава и карты распределения целевых компонентов сплава представлены на рис. 1. Видно, что слиток имеет относительно равномерное распределение по объему компонентов сплава. Только на карте распределения Сг наблюдается незначительная локализация размерами 3-5 мкм.
На рис. 2-4 представлены карты распределения компонентов для модифицированных сплавов. Видно, что основные элементы сплава имеют относительно равномерное распределение по объему. Анализ микроструктуры полученных образцов показал, что введение модифицирующей добавки Мо(№)-8ьБ приводит к появлению новых структурных выделений на основе боридов или тройных фаз силикоборидов тугоплавких металлов Мо и расположенных в объеме фор-
мируемого слитка МСгСоБеМп ВЭС. По мере увеличения весовой доли вводимой добавки модификатора наблюдаются увеличение объемной доли и изменение морфологии дисперсионных выделений в материале матрицы (сплава №СгСо БеМп). Увеличение концентрации вводимой добавки приводит к заметным изменениям структуры (рис. 4), в которой наблюдаются дендритные выделения силикоборидов тугоплавких металлов Мо и №. Наблюдаемая структура модифицированных сплавов, в отличие от базового состава, имеет композиционный характер, что, как ожидается, будет заметно влиять на механические характеристики таких структурно-модифицированных ВЭС.
Следует отметить, что упрочняющие структурные выделения имеют эндогенное происхож-
Многослойная карта ЭДС 19
Рис. 2. Карты распределения элементов полученного сплава МСгСоБеМп при введении 2 мас. % комплексной модифицирующей добавки Мо(№)-8ьБ (цветной в онлайн-версии)
дение, т.к. формируются непосредственно (т-БЙи) в процессе СВС, и являются результатом протекания химических реакций как непосредственно в волне горения, так и на стадии остывания высокотемпературного расплава продуктов синтеза. Эндогенные структурные выделения в материале металлической матрицы, как правило, имеют более прочную связь на границе раздела фаз, что может иметь практический интерес.
Из анализа полученных результатов можно сделать заключение, что получен первый положительный опыт получения структурно-модифицированных литых ВЭС системы МСгСоБеМп непосредственно (т-БЙи) в процессе СВС. Управление процессами СВС в перспективе открывает новые возможности формирования металломат-ричных композиционных материалов на основе ВЭС.
Многослойная карта ЭДС 58
Рис. 3. Карты распределения элементов полученного сплава МСгСоБеМп при введении 4 мас. % комплексной модифицирующей добавки Мо(№)-81-Б (цветной в онлайн-версии)
Ранее в работе [10] было продемонстрировано, что для исследуемого состава ВЭС незначительные добавки активных элементов С и А1, а также последующая термомеханическая обработка позволяют заметно изменять значения прочностных характеристик. В настоящей работе были прове-
дены механические испытания на сжатие четырех составов с различной концентрацией вводимой модифицирующей добавки. Данные испытания являются наиболее оперативным методом выявления изменения прочностных характеристик ВЭС, модифицированных структурными выделениями на
10 мкм
I I
№Ка1
Рис. 4. Карты распределения элементов полученного сплава МСгСоБеМп при введении 7 мас. % комплексной модифицирующей добавки Мо(№)-8ьБ (цветной в онлайн-версии)
основе боридов и силицидов тугоплавких металлов Мо и №. Полученные данные представлены в табл. 2.
Измерение твердости образцов показало, что по мере увеличения концентрации вводимой добавки, твердость возрастала от 315 до 377 НУ. Полученные значения соответствуют данным из [10].
Анализ данных, представленных в табл. 2, показывает, что введение модифицирующей добав-
ки Мо(№)-8ьБ приводит к увеличению объемной доли твердых вторичных фаз на основе бори-дов тугоплавких металлов. Формирование гетеро-фазной структуры полученных ВЭС приводит к монотонному возрастанию условного предела текучести и немонотонному изменению предела прочности.
Таким образом, регулируя массовую долю закладываемой модифицирующей добавки и режи-
Таблица 2. Механические свойства при сжатии исследуемых образцов
Исследуемый состав Условный предел текучести, МПа Предел прочности, МПа
234.18 848.83*
Базовый состав МСгСоБеМп 210.05 1438.23*
214.17 1542.85*
Базовый состав МСгСоБеМп + 1 % модификатора Мо(№>)-8ьВ 741.13 756.22 753.61 1632.49 1668.21 1600.03
Базовый состав МСгСоБеМп + 2 % модификатора Мо(№)-Б1-Б 841.82 868.11 839.63 1951.09 1964.47 1942.51
Базовый состав МСгСоБеМп + 4 % модификатора Мо(№>)-8ьВ 876.92 893.76 907.34 1791.18 1807.30 1817.45
1168.21 1746.08
Базовый состав МСгСоБеМп + 7 % модификатора Мо(№>)-8ьВ 935.81 955.04 1764.47 1779.84
986.03 1786.04
* Образцы не разрушились при сжатии на 4.5 мм, т.е. на 50 %. Указанные значения соответствуют максимальному приложенному усилию.
мов синтеза, можно формировать заданную микроструктуру, т.е. получать структурно-упрочненные литые материалы на основе ВЭС.
4. Заключение
Впервые экспериментально показана возможность получения литых высокоэнтропийных сплавов на основе системы Со-Сг-Бе-М-Мп методами СВС-металлургии с силикоборидным упрочнением путем введения комплексного модификатора на основе системы Мо(№)-81-В непосредственно в реакционную смесь (т^йи СВС). Анализ микроструктуры полученных сплавов №СгСоБеМп при введении комплексной модифицирующей добавки Мо(№)-8ьВ выявил, что все целевые элементы присутствуют в составе полученных материалов и равномерно распределены по объему слитка. При увеличении содержания добавки микроструктура продуктов синтеза состоит из матрицы ВЭС и выделений новых структурных элементов на основе боридов и силицидов тугоплавких металлов Мо и №. Морфология и концентрация таких выделений зависят от концентрации вводимой добавки на стадии подготовки исходного состава.
Полученные экспериментальные данные позволяют сделать заключение о перспективности исследуемых дисперсионно-упрочненных мате-
риалов на основе литых ВЭС и предлагаемого метода их формирования в процессе горения СВС-составов термитного типа. Получение металлических композиционных материалов на основе ВЭС с заданной структурой будет способствовать дальнейшему расширению базовых знаний для создания новых материалов на основе ВЭС и созданию новых образцов техники с повышенными эксплуатационными характеристиками.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ, грант № 19-08-01108.
Литература
1. Yeh J.W., Chen S.K., Lin S.J., Gan J.Y., Chin T.S., Shun T.T., Tsau C.H., Chang S.Y. Nanostructured high-entropy alloys with multiple principal elements: Novel alloy design concepts and outcomes // Adv. Eng. Mater. - 2004. - V. 6. -P. 299-303.
2. Yeh J.W. Recent progress in high-entropy alloys // Ann. Chim. Sci. Mater. - 2006. - V. 31. - P. 633-648.
3. Miracle D.B., Senkov O.N. A critical review of high entropy alloys and related concepts // Acta Mater. - 2017. - V. 122. -P. 448-511. - doi 10.1016/j.actamat.2016.08.081
4. Gorsse S., Miracle D.B., Senkov O.N. Mapping the world of complex concentrated alloys // Acta Mater. - 2017. -V. 135. - P. 177-187. - doi 10.1016/j.actamat.2017.06.027
5. Tsai M.-H., Yeh J.W. High-entropy alloys: A critical review // Mater. Res. Lett. - 2014. - V. 2. - P. 107-123. - doi 10. 1080/21663831.2014.912690
6. Lu Y., Dong Y., Guo S., Jiang L., Kang H., Wang T., Wen B., Wang Z., Jie J., Cao Z., Ruan H., Li T. A promising new class of high-temperature alloys: Eutectic high-entropy alloys // Sci. Rep. - 2014. - V. 4. - P. 6200.
7. Otto F., Yang Y., Bei H., George E.P.P. Relative effects of enthalpy and entropy on the phase stability of equiatomic high-entropy alloys // Acta Mater. - 2013. - V. 61. - P. 26282638. - doi 10.1016/j.actamat.2013.01.042
8. Zhang Y., Zuo T.T., Tang Z., Gao M.C., Dahmen K.A., Liaw P.K., Lu Z.P. Microstructures and properties of high-entropy alloys // Prog. Mater. Sci. - 2014. - V. 61. - doi 10. 1016/j.pmatsci.2013.10.001
9. Cantor B., Chang I.T.H., Knight P., Vincent A.J.B. Microstructural development in equiatomic multicomponent alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 375. - P. 213-218. - doi 10.1016/j.msea.2003.10.257
10. Klimova M., Stepanov N., Shaysultanov D., Chernichen-ko R., Yurchenko N., Sanin V., Zherebtsov S. Microstructure and mechanical properties evolution of the Al, C-containing CoCrFeNiMn-type high-entropy alloy during cold rolling // Materials. - 2018. - V. 11. - No. 1. - P. 53. - doi 10.3390/ ma11010053
11. Stepanov N.D., Yurchenko N.Yu., Shaysultanov D.G., Sali-shchev G.A., Tikhonovsky M.A. Effect of Al on structure and mechanical properties of AlxNbTiVZr, x = 0, 0.5, 1, 1.5 high entropy alloys // Mater. Sci. Technol. - 2015. - V. 31. -P. 1184-1193. - doi 10.1179/1743284715Y.0000000032
12. Sanin V.N., Ikornikov D.M., Golosova O.A., Andreev D.E., Yukhvid V.I. Centrifugal metallothermic SHS of cast Co-Cr-Fe-Ni-Mn-(X) high-entropy alloys // Rus. J. Non-Ferrous Met. - 2020. - V. 61. - No. 4. - P. 436-445.
13. Stepanov N., Shaysultanov D., Klimova M., Sanin V., Zhe-rebtsov S. Strengthening of a CoCrFeNiMn-type high entropy alloy by regular arrays of nanoprecipitates // Mater. Sci. Forum. - 2018. - V. 941. - P. 772-777. - doi 10.4028/ www.scientific.net/MSF.941.772
14. Han Y., Li H., Feng H., Li K., Tian Y., Jiang Z. Enhancing the strength and ductility of CoCrFeMnNi high-entropy alloy by nitrogen addition // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 789. - P. 139587.
15. Reunova K.A., Astafurova E.G., Melnikov E.V., Astafu-rov S.V., Panchenko M.Yu., Moskvina V.A. Effect of Solid-Solution Treatment on the Microstructure and Mechanical Properties of High-Nitrogen FeMnCrNiCo High Entropy Alloys // IOP Conf. Ser. Materials Science and Engineering: Annual School of Young Scientists: "Synthesis, Structure and Properties of High Entropy Materials", 14-16 October 2020, Belgorod, Russia. - 2020. - V. 1014.
16. Oses C., Toher C., Curtarolo S. High-entropy ceramics // Nat. Rev. Mater. - 2020. - V. 5. - P. 295-309. - doi 10. 1038/s41578-019-0170-8
17. Subramanian C., Strafford K.N. Review of multicomponent and multilayer coatings for tribological applications //
18. Wear. - 1993. - V. 165. - No. 1. - P. 85-95. - doi 10.1016/ 0043-1648(93)90376-W
19. Mayrhofer P.H., Kirnbauer A., Ertelthaler Ph., Koller C.M. High-entropy ceramic thin films: A case study on transition metal diborides // Scripta Mater. - 2018. - V. 149. - P. 9397. - doi 10.1016/j.scriptamat.2018.02.008
20. Senkov O.N., Miracle D.B., Chaput K.J., Couzinie J.P. Development and exploration of refractory high entropy alloys—A review // J. Mater. Res. - 2018. - V. 33. - P. 30923128. - doi 10.1557/jmr.2018.153
21. Senkov O.N., Wilks G.B., Scott J.M., Miracle D.B. Mechanical properties of Nb25Mo25Ta25W25 and V20Nb20Mo20Ta20 W20 refractory high entropy alloys // Intermetallics. - 2011. -V. 19. - P. 698-706. - doi 10.1016/j.intermet.2011.01.004
22. Juan C-Ch., Tseng K-K., Hsu W-L., Tsai M.-H., Tsai Ch-W., Lin Ch-M., Chen S-K., Lin S-J., Yeh J-W. Solution strengthening of ductile refractory HfMo^NbTaTiZr high-entropy alloys // Mater. Lett. - 2016. - V. 175. - P. 284-287.
23. Senkov O.N., Woodward C.F. Microstructure and properties of a refractory NbCrMo0 5Ta0 5TiZr alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2011. - V. 529. - P. 311-320. - doi 10.1016/j.msea. 2011.09.033
24. Otto F., Dlouhy A., Somsen C., Bei H., Eggeler G., George E.P. The influences of temperature and microstructure on the tensile properties of a CoCrFeMnNi high-entropy alloy // Acta Mater. - 2013. - V. 61. - No. 15. - P. 57435755. - doi 10.1016/j.actamat.2013.06.018
25. Gludovatz B., George E.P., Ritchie R.O. Processing, microstructure and mechanical properties of the CrMn FeCoNi high-entropy alloy // J. Mineral. Met. Mater. Soc. (TMS). - 2015. - V. 67. - No. 10. - P. 2262-2270. - doi 10. 1007/s11837-015-1589-z
26. Otto F., Dlouhy A., Pradeep K.G., Kubënovâ M., Raabe D., Eggeler G., George E.P. Decomposition of the single-phase high-entropy alloy CrMnFeCoNi after prolonged anneals at intermediate temperatures // Acta Mater. - 2016. - V. 112. -doi 10.1016/j.actamat.2016.04.005
27. Sanin V.N., Ikornikov D.M., Andreev D.E., Yukhvid V.I. Centrifugal SHS metallurgy of nickel aluminide based eutectic alloys // Rus. J. Non-Ferrous Met. - 2014. - V. 55. -No. 6. - P. 613-619. - doi 10.3103/S1067821214060212
28. Sanin V., Andreev D., Ikornikov D., Yukhvid V. Cast inter-metallic alloys and composites based on them by combined centrifugal casting—SHS process // Open J. Metal. -2013. - V. 3. - No. 2B. - P. 12-24. - doi 10.4236/ojmetal. 2013.32A2003
29. Sanin V.N., Yukhvid V.I., Ikornikov D.M., Andreev D.E., Sachkova N. V., Alymov M.I. SHS metallurgy of high-entropy transition metal alloys // Dokl. Phys. Chem. - 2016. -V. 470. - Part 2. - P. 145-149. - doi 10.1134/S0012501616 10002X
30. Sanin V., Andreev D., Ikornikov D., Yukhvid V. Cast inter-metallic alloys by SHS under high gravity // J. Acta Phys. Pol. A. - 2011. - V. 120. - No. 2. - P. 331-335. - doi 10. 12693/APhysPolA.120.331
Поступила в редакцию 17.05.2021 г., после доработки 09.06.2021 г., принята к публикации 09.06.2021 г.
Сведения об авторах
Санин Владимир Николаевич, д.т.н., зам. дир. ИСМАН, svn@ism.ac.rn
Икорников Денис Михайлович, нс ИСМАН, ikomikov@ism.ac.rn, denis-ikoгnikov@yandex.гu
Голосова Ольга Александровна, к.т.н., нс ИСМАН, go1osova@ism.ac.гu
Андреев Дмитрий Евгеньевич, к. т.н., снс ИСМАН, ade@ism.ac.гu
Санин Виталий Владимирович, мнс МИСиС, sanin@misis.гu
Юхвид Владимир Исаакович, д.т.н., проф., зав. лаб. ИСМАН, yukh@ism.ac.fu
