CC BY
20
УДК 539.4, 538.91
Влияние скорости деформации и температуры на водородное охрупчивание стабильного и метастабильного высокоэнтропийных сплавов
M. Koyama1,2, K. Ichii3, and K. Tsuzaki1,2,3,4
1 Институт исследований материалов, Университет Тохоку, Сендай, 980-8577, Япония 2 Стратегическая инициатива по разработке элементов для конструкционных материалов, Киотский университет, Киото, 606-8501, Япония 3 Инженерный факультет, Университет Кюсю, Фукуока, 819-0395, Япония 4 Центр исследования конструкционных материалов, Национальный институт материаловедения,
Цукуба, 305-0047, Япония
Исследовано влияние скорости деформации и температуры на водородное охрупчивание высокоэнтропийных сплавов Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co и Fe-30Mn-10Cr-10Co (ат. %). Высокоэнтропийный сплав Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co имеет стабильную структуру с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой. Микроструктура высокоэнтропийного сплава Fe-30Mn-10Cr-10Co в отожженном состоянии состоит из метастабильной ГЦК-фазы и термически индуцированного мартенсита с гексагональной плотноупакованной (ГПУ) решеткой. После предварительного насыщения в атмосфере газообразного водорода при давлении 100 МПа данные высокоэнтропийные сплавы подвергались испытаниям на растяжение. Водород повышает предел текучести обоих сплавов. Увеличение скорости деформации с 10-4 до 10-2 с-1 сопровождается заметным ростом предела текучести наводороженного сплава Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co, это указывает на механизм упрочнения, связанный с термоактивированным движением дислокаций в присутствии атомов водорода. При этом скорость деформации оказывает незначительное влияние на предел текучести сплава Fe-30Mn-10Cr-10Co, поскольку в начале его пластического течения реализуется в основном (ГЦК ^ ГПУ) мартенситное превращение. В отношении разрушения наводороживание, которое одновременно повышает напряжение течения и снижает коэффициент деформационного упрочнения на поздней стадии деформации, ускоряет образование шейки в образцах, особенно при высокой скорости деформации, например 10-2 с-1 при 20 °C. Кроме того, относительное удлинение образцов насыщенных водородом сплавов Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co и Fe-30Mn-10Cr-10Co при разрыве увеличивается с ростом скорости деформации. Это свидетельствует о том, что на поздних стадиях деформации высокоэнтропийных сплавов транспорт водорода с подвижными дислокациями способствует растрескиванию как вдоль границ зерен, так и вдоль пластин ГПУ мартенсита и вызывает водородно-индуцированные интеркристаллитное разрушение и транскристаллитный квазискол, особенно при относительно низких скоростях деформации. Важное значение дислокационного транспорта водорода для развития хрупкого разрушения при 20 °C подтверждается результатами испытаний при температуре -100 °C: в этом случае хрупкое разрушение обоих сплавов происходит при более высоких напряжениях и больших деформациях, чем при 20 °C.
Ключевые слова: водородное охрупчивание, высокоэнтропийный сплав, скорость деформации, температура деформации, поверхность разрушения
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_3_5
Strain rate and temperature effects on hydrogen embrittlement of stable and metastable high-entropy alloys
M. Koyama1,2, K. Ichii3, and K. Tsuzaki1,2,3,4
1 Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai, 980-8577, Japan 2 Elements Strategy Initiative for Structural Materials, Kyoto University, Kyoto, 606-8501, Japan 3 Faculty of Engineering, Kyushu University, Fukuoka, 819-0395, Japan 4 Research Center for Structural Materials, National Institute for Materials Science, Tsukuba, 305-0047, Japan
The strain rate and temperature effects on the hydrogen embrittlement behavior of Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co and Fe-30Mn-10Cr-10Co (at %) high-entropy alloys were investigated. The Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co high-entropy alloy exhibits a mechanically stable face-centered cubic (FCC) structure. The as-annealed microstructure of the Fe-30Mn-10Cr-10Co high-entropy alloy consists of a metastable FCC phase with a thermally induced hexagonal close-packed (HCP) martensite. After hydrogen pre-charging in a 100-MPa hydrogen gas atmosphere, tensile tests were carried out on the two high-entropy alloys. The hydrogen increased the yield strength of both alloys. With the increase in strain rate from 10-4 to 10-2 s-1, the yield strength of the hydrogen-charged Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co alloy markedly increased, which indicates activation of the strengthening mechanism related to the thermal activation of dislocation motion associated with hydrogen atoms. In contrast, the strain rate effect on the yield strength was insignificant in the Fe-30Mn-10Cr-10Co alloy, where the FCC-HCP martensitic transformation dominated the onset of plasticity. In terms of failure, the combined hydrogen effects that increased the flow stress and decreased the work-hardening rate in the late deformation stage accelerated the occurrence of specimen necking, particularly at a high strain rate, e.g. 10-2 s-1 at 20°C. In addition, the elongation of the hydrogen-charged Fe-20Mn-20Ni-20Cr-20Co and Fe-30Mn-10Cr-10Co alloys increased with the strain rate, which indicates that the hydrogen transport by dislocation motion in late deformation stages assisted both modes of cracking (along grain boundaries and HCP martensite plates) in high-entropy alloys, which resulted in hydrogen-induced intergranular fracture and quasi-cleavage fracture, particularly at relatively low strain rates. Importance of the hydrogen transport by dislocation motion for brittle fracture at 20°C was supported by the test results at -100°C: brittle fracture occurred at higher stress and larger strain as compared to the cases at 20°C for both alloys.
Keywords: hydrogen embrittlement, high-entropy alloy, strain rate, deformation temperature, fracture
© Koyama M., Ichii K., Tsuzaki K., 2022
1. Введение
Создание легкой, безопасной и долговечной инфраструктуры в водородной энергетике требует разработки высокопрочных сплавов со значительной устойчивостью к воздействию водорода. При решении этой задачи исследователи сталкиваются с дилеммой, т.к. склонность материала к водородному охрупчиванию возрастает с увеличением его прочности. Сплавы с гранецентриро-ванной (ГЦК) структурой, такие как аустенитная сталь и сплавы на основе N1, считаются устойчивыми к воздействию водорода. Но для получения в них устойчивого к водородному охрупчива-нию состояния необходимо подавить в них деформационное мартенситное превращение из ГЦК в объемно-центрированную кубическую (ОЦК) структуру [1]. При этом стабильные ГЦК-сплавы обычно имеют низкую прочность [2].
Разработка высокоэнтропийных сплавов (ВЭС) является одной из стратегий повышения прочности стабильных ГЦК-сплавов. Эквиатомный сплав СоСгБеМп№ обладает ГЦК-структурой, высокой ударной вязкостью и относительно высокой прочностью [3, 4]. Этот стабильный высокоэнтропийный сплав (СВЭС) характеризуется высокой устойчивостью к водородному охрупчиванию [5-7]. Однако образцы данного сплава были подвержены водородной хрупкости при воздействии газообразного водорода под давлением 100 МПа [8, 9]. Хотя водородное охрупчивание может быть подавлено за счет уменьшения размера зерна [10] и исключения из состава сплава марганца [11, 12], его природа остается неясной. Еще одним подходом для повышения прочности и устойчивости ВЭС к воздействию водорода является использование ГЦК ^ ГПУ мартенситного превращения [13], поскольку диффузия водорода в ГПУ-фазе такая же низкая, как и в ГЦК-фазе [14]. Так как метастабильные высокоэнтропийные сплавы (МВЭС), не содержащие никеля, подвержены ГЦК ^ ГПУ мартенситному превращению [15, 16], они перспективны как высокопрочные ГЦК-сплавы. Водородное охрупчивание МВЭС наблюдалось ранее при насыщении водородом под давлением 100 МПа, хотя этому предшествовала значительная пластическая деформация [9]. Следовательно, для разработки высокопрочных и одновременно устойчивых к воздействию водорода ГЦК-сплавов необходимы систематические исследования, направленные на выявление факторов, влияющих на их водородное охрупчивание.
Важным фактором, характеризующим водородное охрупчивание высокоэнтропийных сплавов, является их чувствительность к скорости деформации. Как и в случае водородно-индуцируе-мого поведения других сплавов, относительное удлинение СВЭС и МВЭС уменьшается с уменьшением скорости деформации [17]. Деформационное упрочнение тоже зависит от этого параметра. Поскольку чувствительность высокоэнтропийных сплавов к скорости деформации недостаточно изучена, в настоящем исследовании были детально изучены деформационное поведение и разрушение как макроскопические и мезоскопи-ческие механические характеристики СВЭС и МВЭС при разных скоростях деформации. Кроме того, для лучшего понимания наблюдаемых явлений были исследованы закономерности водородного охрупчивания исследуемых сплавов при низких температурах -100 °С.
2. Экспериментальные методы
Исследование проводилось на стабильных и метастабильных высокоэнтропийных сплавах, которые имели следующие составы: Бе-20Мп-20№-20Сг-20Со (СВЭС) и Бе-30Мп-10Сг-10Со (МВЭС) (ат. %). СВЭС остается стабильным к деформационному фазовому превращению даже после растяжения до разрушения при комнатной и криогенной температурах [4]. В МВЭС проявляется эффект пластичности превращения, обусловленный мартенситным переходом из ГЦК- в ГПУ-фазу [15, 16]. Заготовки (массой 50 кг) данных сплавов, полученные вакуумной индукционной плавкой, были подвергнуты горячей прокатке при 1000 °С с осадкой до 52 % от исходной толщины и последующей гомогенизации при 1200 °С в течение 2 ч в атмосфере Лг с охлаждением в печи. Далее прутки подвергали горячей прокатке с осадкой до 33 % от исходной толщины (от 60 до 20 мм) и отжигали при температуре 800 °С на воздухе в течение 1 ч с последующей закалкой в воду. Образцы для растяжения толщиной 1 мм вырезали на электроэрозионном станке, они имели рабочую часть длиной 10 мм и шириной 2 мм. Насыщение образцов водородом происходило в газовой атмосфере под давлением 100 МПа при температуре 270 °С в течение 200 ч. Испытания на растяжение проводили при комнатной температуре (20 °С) при начальных скоростях деформации 10-4, 10-3 и 10 с . Поверхности излома изучали методом сканирующей электронной микро-
Рис. 1. Диаграммы нагружения в инженерных координатах (а) и зависимости коэффициента деформационного упрочнения (КДУ) от величины истинной деформации при 20 °С в насыщенных (1-3) и ненасыщенных водородом (4-6) СВЭС (б). Часть экспериментальных данных получена в работах [9, 17]
скопии при ускоряющем напряжении 15 кВ. Содержание диффузионно-подвижного водорода в СВЭС и МВЭС составляло 113 и 178 wppm (массовая миллионная доля) соответственно [9].
3. Результаты
3.1. Стабильный высокоэнтропийный сплав
На рис. 1 представлены инженерные кривые «напряжение - деформация» для образцов СВЭС, насыщенных и ненасыщенных водородом. Как отмечалось выше, предел текучести повышается при наводороживании вследствие твердораствор-
ного упрочнения, а также при увеличении скорости деформации. Кроме того, независимо от скорости деформации, насыщение водородом сопровождается снижением коэффициента деформационного упрочнения и относительного удлинения образцов. Как показано на рис. 1, б, разрушение наводороженного образца при скорости деформации 10-2 с-1 происходит после выполнения условия образования шейки: da/de = a, где a и в — истинное напряжение и истинная деформация.
На рис. 2 показаны изображения поверхностей разрушения наводороженных образцов после испытаний на растяжение. На всех поверхностях
Рис. 2. Общий вид (а-в) и увеличенное изображение (а'-в') поверхностей излома наводороженных СВЭС после испытаний на растяжение с начальной скоростью деформации 10 (а, а ' ), 10-3 (б, б' ) и 10 с (в, в' )
Относительное удлинение Истинная деформация
Рис. 3. Низкотемпературная деформация в СВЭС: деформационные кривые в инженерных координатах (а), истинное напряжение и коэффициент деформационного упрочнения (КДУ) в зависимости от истинной деформации (б)
разрушения наблюдается хрупкий излом (рис. 2, а— в). Независимо от скорости деформации, большая часть поверхностей разрушения имеет морфологию интеркристаллитного излома, т.е. изменение скорости деформации не вызывало существенных изменений в особенностях разрушения образцов.
На рис. 3 показано изменение деформационного поведения СВЭС при понижении температуры деформации от 20 до -100 °С. Снижение температуры сопровождается уменьшением энергии дефекта упаковки ГЦК-структуры, что способствует деформационному двойникованию в ГЦК-сплавах, включая СВЭС [18]. Механическое двойникова-ние вызывает рост деформационного упрочнения и, следовательно, относительного удлинения нена-водороженного образца. В этом случае деформа-
ционное поведение сплава при -100 °C соответствует общепринятым закономерностям. Насыщение водородом уменьшает относительное удлинение, но увеличивает скорость упрочнения сплава при низкотемпературной деформации (-100 °C) в отличие от деформации наводороженных образцов при температуре 20 °C. Разрушение образцов при температуре -100 °C происходит до достижения критерия образования шейки (da/de = a). Отметим, что относительное удлинение наводоро-женного образца при -100 °C больше, чем при 20 °C.
3.2. Метастабильный высокоэнтропийный сплав
На рис. 4 показаны инженерные кривые «напряжение - деформация» для МВЭС, насыщен-
Рис. 4. Диаграммы растяжения в инженерных координатах (а), истинное напряжение и коэффициент деформационного упрочнения (КДУ) в зависимости от величины истинной деформации при 20 °С (б) в насыщенных и ненасыщенных водородом образцах МВЭС. Рисунок (а) заимствован из работы [17]
Рис. 5. Общий вид (а-в) и увеличенное изображение (а'-в') поверхностей излома наводороженных МВЭС после испытаний на растяжение при 20 °С с начальной скоростью деформации 10-4 (а, а'), 10-3 (б, б') и 10-2 с-1 (в, в'). ИК — интеркри-сталлитный излом, у/в — разрушение по границам раздела
ного и ненасыщенного водородом. Аналогично СВЭС-образцам, наводороживание способствует уменьшению относительного удлинения и увеличению предела текучести образцов МВЭС. Коэффициент деформационного упрочнения наводоро-женных образцов уменьшается с уменьшением скорости деформации. Разрушение ненасыщенных водородом образцов происходит после достижения условий образования шейки (da/de = a), но наводороживание вызывает преждевременное разрушение образцов независимо от скорости деформации. Характерной особенностью наводоро-женных МВЭС является отсутствие существенно-
го изменения предела текучести с увеличением скорости деформации.
Как показано на рис. 5, при всех скоростях деформации наводороженные образцы МВЭС разрушаются по механизму квазискола, при этом на поверхностях разрушения ненаводороженных образцов наблюдали вязкий излом [9]. Квазискол является типичным механизмом разрушения для ГЦК-сплавов, в которых происходит ГЦК ^ ГПУ мартенситный переход [19, 20]. Лишь на незначительной части поверхностей разрушения наблюдаются признаки интеркристаллитного разрушения, т. е. наводороживание и снижение скорости
Рис. 6. Низкотемпературная деформация в МВЭС: деформационные кривые в инженерных координатах (а), истинное напряжение и коэффициент деформационного упрочнения (КДУ) в зависимости от истинной деформации (б) с начальной скоростью деформации 10-4 с-1
Рис. 7. Общий вид (а, б) и увеличенное изображение (а , б ) поверхностей излома ненаводороженных (а, а ) и наводоро-женных МВЭС (б, б') после испытаний на растяжение с начальной скоростью деформации 10-4 с-1 при -100 °С
деформации ускоряет возникновение квазисколов, которые связаны с ГЦК ^ ГПУ мартенситным превращением. В частности, ступенчатые гребни на фасетках квазискола в МВЭС указывают на образование микроповреждений и их распространение вдоль границ раздела ГЦК- и ГПУ-фаз [19, 20].
Подобно образцам СВЭС, при низкотемпературных испытаниях (при температуре -100 °С) относительное удлинение наводороженных образцов МВЭС больше, чем при температуре 20 °С (рис. 6, а). Кроме того, водород не оказывает существенного влияния на деформационные кривые при деформации до 0.1. Затем коэффициент деформационного упрочнения наводороженных образцов МВЭС резко падает непосредственно перед разрушением (рис. 6, б). При снижении температуры деформации до -100 °С транскристал-литное разрушение квазисколом происходит даже в ненаводороженных образцах МВЭС (рис. 7, а). Кроме того, ступенчатые гребни становятся менее рельефными, если их сравнить с наводоро-женными образцами, разрушенными при 20 °С, и ненаводороженными образцами, деформированными при -100 °С. Интересно отметить, что в верхнем правом углу на поверхности разрушения наводороженного образца, испытанного при -100 °С, наблюдается значительная зона интер-кристаллитного разрушения (рис. 7, б и б'), которая может быть местом зарождения трещин.
4. Обсуждение
4.1. Обобщение результатов для СВЭС
Наводороживание приводит к увеличению предела текучести при 20 °С. Предел текучести наводороженных образцов увеличивается с увеличением скорости деформации от 10-4 до 10-2 с-1 при 20 °С (рис. 1, а). Влияние скорости деформации на предел текучести в наводороженных образцах уменьшается при снижении температуры деформации от 20 до -100 °С (рис. 3, а).
Интеркристаллитное разрушение происходит только при наличии пластической деформации в присутствии водорода (рис. 1, а и 2). Напряжение и деформация, при которых происходит вызванное водородом интеркристаллитное разрушение, снижаются с уменьшением скорости деформации при 20 °С (рис. 1, а) и увеличиваются с уменьшением температуры деформации от 20 до -100 °С (рис. 3, а).
Относительное удлинение образцов наводоро-женного СВЭС при 20 °С увеличивается с ростом скорости деформации (рис. 1, а), а разрушение образцов при 10-2 с-1 происходит после образования шейки при da/de = a (рис. 1, б).
Скорость упрочнения снижается при наводо-роживании, особенно на поздней стадии пластической деформации при 20 °С, и почти не меняется при изменении скорости деформации (рис. 1, б).
При -100 °С водородно-индуцированное снижение скорости упрочнения не наблюдалось (рис. 3, б).
Влияние скорости деформации, показанное на рис. 1, а, свидетельствует о том, что атомы водорода, находящиеся у дислокационных ядер и вокруг них, действуют как близкодействующие препятствия для движения дислокаций, которые можно преодолеть путем термической активации. Например, два фактора определяют термоактиви-руемые процессы при комнатной температуре — искажение решетки и закрепление дислокаций атомами водорода, находящимися в твердом растворе, — и оба затрудняют движение дислокаций. Однако влияние температуры, снижающее чувствительность наводороженного образца к скорости деформации (рис. 3, а), не ясно и требует дальнейших исследований.
Увеличение предела прочности при растяжении и полного удлинения с увеличением скорости деформации и понижением температуры в наво-дороженных образцах (рис. 1, а и 3, а) свидетельствует о том, что индуцированное водородом ин-теркристаллитное разрушение, наблюдаемое на рис. 2, связано с движением дислокаций с атмосферами водорода к границам зерен. Эффективность дислокационного транспорта водорода монотонно возрастает с уменьшением скорости деформации и повышением температуры, т.к. скорость дислокаций уменьшается, а скорость диффузии водорода увеличивается. Локализация водорода на границах зерен способствует возникновению интеркристаллитного разрушения.
Отметим, что интеркристаллитное разрушение не является основным фактором, определяющим удлинение образцов при скорости деформации 10-2 с-1 и температуре 20 °С, поскольку разрушение происходит после достижения условия образования шейки da/de = a, как показано на рис. 1, б. Точнее сказать, индуцированные водородом увеличение напряжения течения и снижение коэффициента деформационного упрочнения являются причинами уменьшения относительного удлинения наводороженных образцов при этих условиях деформации. Снижение деформационного упрочнения можно объяснить постепенным зарождением трещин/пустот при пластической деформации [21]. Постепенное увеличение плотности и размера трещин/пустот снижает упрочнение на макроуровне из-за постепенного уменьшения площади поперечного сечения образца. Формирование трещин и пустот в процессе деформа-
ции до разрушения требует дополнительного исследования.
4.2. Обобщение результатов для МВЭС
Насыщение водородом сопровождается ростом предела текучести образцов МВЭС, однако скорость деформации незначительно влияет на величину прироста напряжений (рис. 4, а).
В наводороженных образцах МВЭС основным микромеханизмом разрушения при 20 °С является квазискол (рис. 5). Величины напряжения и деформации, при которых происходит образование индуцированных водородом квазисколов, уменьшаются с понижением скорости деформации при 20 °С (рис. 4, а).
При температуре деформации -100 °С разрушение образцов по механизму квазискола происходит также и в образцах, не подвергнутых наво-дороживанию (рис. 7, а). Отметим, что формирование квазисколов при температуре испытания -100 °С в наводороженных образцах МВЭС происходит при более высоких напряжениях и деформациях, чем при 20 °С (рис. 6, а).
Ступенчатые гребни на фасетках квазискола в наводороженном МВЭС становятся менее рельефными при снижении температуры деформации от 20 до -100 °С (рис. 7, б). Кроме того, в одном из углов образца, деформированного при пониженной температуре, наблюдается область с ин-теркристаллитным изломом.
Величина предела текучести образцов МВЭС определяется деформационным ГЦК ^ ГПУ мар-тенситным превращением, поскольку температура начала термоиндуцированного мартенситного перехода составляет 55 °С [22]. Критическое напряжение для начала деформационного ГЦК ^ ГПУ мартенситного превращения увеличивается при твердорастворном упрочнении водородом [23], что согласуется с наблюдаемым водородно-индуцируемым ростом предела текучести в образцах МВЭС (рис. 4, а). Поскольку рост ГПУ-мартенсита происходит за счет коллективного движения дислокаций, то напряжения в вершине мартенситной пластины более высокие, чем у одиночной дислокации. Высокие напряжения в вершине растущей пластины ГПУ-мартенсита могут уменьшать активационный объем для скольжения дислокаций с атмосферами из атомов водорода и делать предел текучести независимым от скорости деформации в наводороженном МВЭС.
Фасетки квазискола (рис. 5 и 7) формируются при растрескивании вдоль пластин ГПУ-мартенсита [19, 20]. Известно, что напряжение течения и количество ГПУ-мартенсита, образованного при деформационном ГЦК ^ ГПУ превращении, увеличиваются с понижением температуры, поэтому при криогенных температурах образование квазисколов происходит даже в ненаводороженных образцах [24, 25]. Однако в насыщенных водородом образцах снижение температуры сопровождается ростом критического напряжения и деформации для образования квазисколов (рис. 6). Учитывая, что увеличение скорости деформации также увеличивает эти величины, связанный с процессом деформации перенос водорода к ГЦК/ ГПУ границам раздела и внутрь ГПУ-мартенсита способствует возникновению индуцированных водородом квазисколов при 20 °С. В частности, считается, что транспорт водорода осуществляется за счет движения полных и расщепленных дислокаций, которые обеспечивают пластическое течение на поздней стадии деформации. Следует отметить также, что снижение температуры повышает пластичность наводороженных образцов (рис. 6, а), при этом характер разрушения становится хрупким (большее удлинение, но более плоские гребни) (рис. 7, б). Ступенчатые гребни образуются в результате зарождения множества мелких трещин/пустот вдоль пластин ГПУ-мартенсита и их последующего слияния [19, 20], т.е. положение гребней соответствует местам зарождения множественных трещин/пустот. При этом невысокие ступенчатые гребни в наводороженном и разрушенном при низкой температуре образце являются результатом слияния трещин и пустот, происходящего до их значительного раскрытия. Другими словами, связанный с деформацией транспорт водорода к ГПУ-мартенситу при 20 °С вызывает образование множественных пустот/трещин, что ухудшает пластичность и способствует разрушению образцов по механизму квазискола. Увеличение напряжения течения при пониженной температуре ускоряет слияние множественных трещин/ пустот или растрескивание по границам зерен, что, однако, не приводит к критическому ухудшению пластичности при -100 °С, поскольку из-за ограниченного транспорта водорода зарождение множественных трещин/пустот подавлено. В частности, накопление водорода на пересечениях плоскостей скольжения, вдоль которых движутся дислокации с атмосферами из атомов водорода, и
пластин ГПУ-мартенсита ускоряет зарождение трещин/пустот, особенно при 20 °С. Принимая во внимание влияние наводороживания и температуры деформации на механические свойства МВЭС, легкость образования множественных трещин/ пустот оказывается неблагоприятным фактором, вызывающим разрушение насыщенного водородом сплава.
5. Выводы
В качестве мезоскопических характеристик водородного охрупчивания СВЭС и МВЭС были проанализированы деформационное поведение и механизмы разрушения образцов при различных скоростях деформации и температурах. Влияние водорода на механическое поведение ВЭС можно обобщить следующим образом.
Наводороживание вызывает увеличение предела текучести образцов СВЭС, а разница в напряжениях для наводороженного и ненаводоро-женного состояний возрастает с ростом скорости деформации, что свидетельствует о термоактиви-руемом характере упрочнения. Чувствительность предела текучести к скорости деформации подавлена в наводороженных образцах МВЭС, где с начала пластического течения развивается деформационное ГЦК ^ ГПУ мартенситное превращение.
Для обоих сплавов не наблюдалось влияние водорода на предел текучести при температуре испытания -100 °С. Однако для всестороннего понимания данного явления необходимы дальнейшие исследования.
В стабильном сплаве комплексное влияние водорода, вызывающее увеличение напряжений течения и снижение коэффициента деформационного упрочнения на поздней стадии деформации, ускоряет образование шейки в образцах, особенно при высоких скоростях деформации, например, при скорости 10-2 с-1 и температуре испытания 20 °С.
Дислокационный транспорт водорода к границам зерен и межфазным границам на поздних стадиях деформации способствует разрушению как вдоль межзеренных границ, так и вдоль пластин ГПУ-мартенсита. Транспорт водорода в процессе пластической деформации МВЭС способствует зарождению трещин/пустот вдоль пластин ГПУ-мартенсита.
Благодарности
Работа выполнена в рамках Программы гран-товой поддержки проведения научных исследований (KAKENHI) Японского общества продвижения науки (JP20H02457, JP21K04702) и при поддержке Стратегической инициативы по разработке элементов для конструкционных материалов Министерства образования, культуры, спорта, науки и технологий (MEXT) Японии (JPMXP01121 01000).
References
1. Zhang L., Wen M., Imade M., Fukuyama S., Yokoga-wa K. Effect of nickel equivalent on hydrogen gas em-brittlement of austenitic stainless steels based on type 316 at low temperatures // Acta Mater. - 2008. -V. 56. - P. 3414-3421. - https://doi.org/10.1016/j.acta mat.2008.03.022
2. Koyama M. Twinning-induced plasticity (TWIP) steel // Encyclopedia of Materials: Metals and Alloys. -2022. - V. 2. - P. 95-105. - https://doi.org/10.1016/ b978-0-12-819726-4.00067-3
3. Cantor B. Multicomponent high-entropy Cantor alloys // Progr. Mater. Sci. - 2021. - V. 120. - P. 100754. -https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2020.100754
4. Gludovatz B., Hohenwarter A., Catoor D., Chang E.H., George E.P., Ritchie R.O. A fracture-resistant high-entropy alloy for cryogenic applications // Science. -2014. - V. 345. - P. 1153-1158. - https://doi.org/10. 1126/science.1254581
5. Zhao Y., Lee D.H., Seok M.Y., Lee J.A., Phani-raj M.P., Suh J.Y., Ha H.Y., Kim J.Y., Ramamurty U., Jang J.I. Resistance of CoCrFeMnNi high-entropy alloy to gaseous hydrogen embrittlement // Scripta Mater. - 2017. - V. 135. - P. 54-58. - https://doi.org/10. 1016/j.scriptamat.2017.03.029
6. Luo H., Li Z., Raabe D. Hydrogen enhances strength and ductility of an equiatomic high-entropy alloy // Sci. Rep. - 2017. - V. 7. - https://doi.org/10.1038/ s41598-017-10774-4
7. Pu Z., Chen Y., Dai L.H. Strong resistance to hydrogen embrittlement of high-entropy alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 736. - P. 156-166. - https://doi. org/10.1016/j.msea.2018.08.101
8. Nygren K.E., Bertsch K.M., Wang S., Bei H., Na-gao A., Robertson I.M. Hydrogen embrittlement in compositionally complex FeNiCoCrMn FCC solid solution alloy // Current Opinion Solid State Mater. Sci. - 2018. - V. 22. - P. 1-7. - https://doi.org/10. 1016/j.cossms.2017.11.002
9. Ichii K., Koyama M., Tasan C.C., Tsuzaki K. Comparative study of hydrogen embrittlement in stable and metastable high-entropy alloys // Scripta Mater. -
2018. - V. 150. - P. 74-77. - https://doi.org/10.1016/ j.scriptamat.2018.03.003
10. Wang H.Y., Koyama M., Hojo T., Akiyama E. Hydrogen embrittlement and associated surface crack growth in fine-grained equiatomic CoCrFeMnNi high-entropy alloys with different annealing temperatures evaluated by tensile testing under in situ hydrogen charging // Int. J. Hydrogen Energy. - 2021. - V. 46. -P. 33028-33038. - https://doi.org/10.1016/j.ijhydene. 2021.07.136
11. Nygren K.E., Wang S., Bertsch K.M., Bei H.B., Na-gao A., Robertson I.M. Hydrogen embrittlement of the equi-molar FeNiCoCr alloy // Acta Mater. - 2018. -V. 157. - P. 218-227. - https://doi.org/10.1016Zj.acta mat.2018.07.032
12. Koyama M., Wang H.Y., Verma V.K., Tsuzaki K., Akiyama E. Effects of Mn content and grain size on hydrogen embrittlement susceptibility of face-centered cubic high-entropy alloys // Metall. Mater. Trans. A. -2020. - V. 51. - P. 5612-5616. - https://doi.org/10. 1007/s11661-020-05966-z
13. Koyama M., Tasan C.C., Tsuzaki K. Overview of me-tastability and compositional complexity effects for hydrogen-resistant iron alloys: Inverse austenite stability effects // Eng. Fract. Mech. - 2019. - V. 214. -P. 123-133. - https://doi.org/10.1016/j.engfracmech. 2019.03.049
14. Hirata K., Iikubo S., Koyama M., Tsuzaki K., Ohta-ni H. First-principles study on hydrogen diffusivity in bcc, fcc, and hcp iron // Metall. Mater. Trans. A. -2018. - V. 49. - P. 5015-5022. - https://doi.org/10. 1007/s11661-018-4815-9
15. Li Z., Pradeep K.G., Deng Y., Raabe D., Tasan C.C. Metastable high-entropy dual-phase alloys overcome the strength-ductility trade-off // Nature. - 2016. -V. 534. - P. 227-230. - https://doi.org/10.1038/nature 17981
16. Li Z.M., Tasan C.C., Pradeep K.G., Raabe D. A TRIP-assisted dual-phase high-entropy alloy: Grain size and phase fraction effects on deformation behavior // Acta Mater. - 2017. - V. 131. - P. 323-335. -https://doi.org/10.1016/j.actamat.2017.03.069
17. Ichii K., Koyama M., Tasan C.C., Tsuzaki K. Localized plasticity and associated cracking in stable and me-tastable high-entropy alloys pre-charged with hydrogen // Proc. Struct. Integr. - 2018. - V. 13. - P. 716721. - https://doi.org/10.1016/j.prostr.2018.12.119
18. George E.P., Curtin W.A., Tasan C.C. High entropy alloys: A focused review of mechanical properties and deformation mechanisms // Acta Mater. - 2020. -V. 188. - P. 435-474. - https://doi.org/10.1016/j.acta mat.2019.12.015
19. Takaki S., Furuya T., Tokunaga Y. Effect of Si and Al additions on the low temperature toughness and fracture mode of Fe-27Mn alloys // ISIJ Int. - 1990. -
V. 30. - P. 632-638. - https://doi.org/10.2355/isijinter national.30.632
20. Hao C., Koyama M., Akiyama E. Quantitative evaluation of hydrogen effects on evolutions of deformation-induced e-martensite and damage in a high-Mn steel // Metall. Mater. Trans. A. - 2020. - V. 51. - P. 61846194. - https://doi.org/10.1007/s11661-020-06021-7
21. Yang C.L., Zhang Z.J., Zhang P., Zhang Z.F. The premature necking of twinning-induced plasticity steels // Acta Mater. - 2017. - V. 136. - P. 1-10. - https:// doi.org/10.1016/j.actamat.2017.06.042
22. Koyama M., Gondo T., Tsuzaki K. Microstructure refinement by low-temperature ausforming in a Fe-bas-ed metastable high-entropy alloy // Metals. - 2021. -V. 11. - P. 742. - https://doi.org/10.3390/met11050742
23. Koyama M., Terao N., Tsuzaki K. Revisiting the effects of hydrogen on deformation-induced y-e marten-sitic transformation // Mater. Lett. - 2019. - V. 249. -P. 197-200. - https://doi.org/10.1016Zj.matlet.2019. 04.093
24. Sipos K., Remy L., Pineau A. Influence of austenite predeformation on mechanical properties and strain-induced martensitic transformations of a high manganese steel // Metall. Trans. A. - 1976. -V.7. -P. 857-864. - https://doi.org/10.1007/Bf02644083
25. Koyama M., Kaneko T., Sawaguchi T., Tsuzaki K. Microstructural damage evolution and arrest in binary Fe-high-Mn alloys with different deformation temperatures // Int. J. Fracture. - 2018. - V. 213. - P. 193206. - https://doi.org/10.1007/s10704-018-0307-6
Поступила в редакцию 31.01.2022 г., после доработки 31.01.2022 г., принята к публикации 31.03.2022 г.
Сведения об авторах
Motomichi Koyama, Dr. Eng., Assoc. Prof., Tohoku University, Japan, motomichi.koyama.c5@tohoku.ac.jp, koyama@imr.tohoku.ac.jp Kenshiro Ichii, Graduate Student, Kyushu University, Japan, radraestre@gmail.com
Kaneaki Tsuzaki, Dr. Eng., Prof. Emeritus, Kyushu University and National Institute for Materials Science, Japan, tsuzaki.kaneaki@nims.go.jp
