ВЛИЯНИЕ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОЭНТРОПИЙНОГО СПЛАВА ТИПА COCRFENIMN, СОДЕРЖАЩЕГО AL И C
|
ВВЕДЕНИЕ 4
ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ 6
1.1 Высокоэнтропийные сплавы 6
1.2 Фазовый состав высокоэнтропийных сплавов 10
1.3 Механизмы деформации в сплаве CoCrFeNiMn 12
1.4 Влияние углерода на механизмы деформации сплава CoCrFeNiMn 17
1.5 Влияние отжига после прокатки на микроструктуру и свойства сплава CoCrFeNiMn 23
1.6 Выделение упрочняющих частиц вторых фаз в сплавах типа CoCrFeNiMn 27
1.7 Механические свойства высокоэнтропийных сплавов 36
1.8 Методы получения высокоэнтропийных сплавов 37
1.9 Постановка задачи исследования 39
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ, МЕТОДИКИ И ТЕХНИКА БЕЗОПАСТНОСТИ 41
2.1 Материалы исследования 41
2.2 Подготовка образцов для оптической металлографии 41
2.3 Растровая электронная микроскопия 42
2.4 Просвечивающая электронная микроскопия 44
2.5 Методика проведения EBSD анализа 46
2.6 Рентгеноструктурный анализ 46
2.7 Методика оценки размера зерна 47
2.8 Методика измерение микротвердости HV 47
2.9 Методика исследования механических свойств при испытании на растяжение 48
2.10 Техника безопасности при работе с кислотами и щелочами 49
2.11 Техника безопасности при работе с электроприборами 50
2.12 Техника безопасности при работе с установкой рентгеноструктурного анализа 52
ГЛАВА 3 РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЯ . 55
3.1 Эволюция структуры сплава CoCrFeNiMn содержащего Al и C при прокатке 55
3.2 Влияние прокати на механические свойства сплава CoCrFeNiMn содержащего Al и C 62
3.3 Влияние отжига на структуру сплава CoCrFeNiMn содержащего Al
и C деформированного на 80% 68
3.4 Влияние отжига на механические свойства сплава CoCrFeNiMn содержащего Al и C деформированного на 80% 75
3.5 Анализ экономической целесообразности проведения работ 79
ВЫВОДЫ 82
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 84
ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ 6
1.1 Высокоэнтропийные сплавы 6
1.2 Фазовый состав высокоэнтропийных сплавов 10
1.3 Механизмы деформации в сплаве CoCrFeNiMn 12
1.4 Влияние углерода на механизмы деформации сплава CoCrFeNiMn 17
1.5 Влияние отжига после прокатки на микроструктуру и свойства сплава CoCrFeNiMn 23
1.6 Выделение упрочняющих частиц вторых фаз в сплавах типа CoCrFeNiMn 27
1.7 Механические свойства высокоэнтропийных сплавов 36
1.8 Методы получения высокоэнтропийных сплавов 37
1.9 Постановка задачи исследования 39
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ, МЕТОДИКИ И ТЕХНИКА БЕЗОПАСТНОСТИ 41
2.1 Материалы исследования 41
2.2 Подготовка образцов для оптической металлографии 41
2.3 Растровая электронная микроскопия 42
2.4 Просвечивающая электронная микроскопия 44
2.5 Методика проведения EBSD анализа 46
2.6 Рентгеноструктурный анализ 46
2.7 Методика оценки размера зерна 47
2.8 Методика измерение микротвердости HV 47
2.9 Методика исследования механических свойств при испытании на растяжение 48
2.10 Техника безопасности при работе с кислотами и щелочами 49
2.11 Техника безопасности при работе с электроприборами 50
2.12 Техника безопасности при работе с установкой рентгеноструктурного анализа 52
ГЛАВА 3 РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЯ . 55
3.1 Эволюция структуры сплава CoCrFeNiMn содержащего Al и C при прокатке 55
3.2 Влияние прокати на механические свойства сплава CoCrFeNiMn содержащего Al и C 62
3.3 Влияние отжига на структуру сплава CoCrFeNiMn содержащего Al
и C деформированного на 80% 68
3.4 Влияние отжига на механические свойства сплава CoCrFeNiMn содержащего Al и C деформированного на 80% 75
3.5 Анализ экономической целесообразности проведения работ 79
ВЫВОДЫ 82
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 84
Несмотря на весьма длительный период развития материаловедения как одного из наиболее важных направлений практической, а затем и научной деятельности человека, основой большинства созданных и особенно применяемых неорганических материалов является один и реже два или три металла. Среди них всего 2-3 десятка наиболее используемых традиционных металлов, включая, прежде всего, железо, алюминий, медь, никель, титан, олово, свинец, цинк, магний, ниобий, цирконий, бериллий, а также благородные, тугоплавкие, радиоактивные и некоторые другие металлы [1]. В XX веке благодаря быстро нарастающим потребностям развивающейся промышленности в различных конструкционных и функциональных металлических материалах непрерывно создаются новые технологии и на их основе разрабатываются новые легированные стали и сплавы. Постепенно увеличивается как число легирующих элементов, так и их доля в общей массе материалов. Некоторые марки сталей и сплавов, прежде всего нержавеющих, жаропрочных, высокопрочных, уже содержат 4-5 контролируемых легирующих элементов массой до 30-40 %, высокопрочные алюминиевые сплавы — 3-4 элемента по массе до 10-15 %, латуни и бронзы — до 40 и 15 % соответственно. В интерметаллидах, составляющих широкий класс атомноупорядоченных соединений исходных металлических элементов, напротив, используется 2-3 материалообразующих металла, но в большой концентрации: 25-75 % в соединениях типа А3В до 50 % в соединениях типа АВ или А2ВС. Итерметаллиды, упорядоченные по различным типам (A15, B2, C15, D03, L10, L12, L21 и т. д.), часто не обладают хорошими конструкционными и технологическими характеристиками. Однако, они имеют особые функциональные свойства: сверхпроводимость (Nb3Sn, V3Ga), магнетизм (соединения Fe, Ni, Co), жаростойкость (NiAl, CoAl, CoNiAl), жаропрочность (Ni3Al, Ti3Al, TiAl), эффекты памяти формы, термически, деформационно или магнитно¬управляемые (TiNi, Ni2MnGa и др.)[2].
Следующий важный этап, направленный прежде всего на улучшение комплекса конструкционных, функциональных и технологических параметров сплавов и интерметаллидов, был связан с микро- и макролегированием (третьими, четвертыми, пятыми, шестыми элементами), разработкой новых современных упрочняющих и пластифицирущих технологий как синтеза, так и последующей обработки поли- и монокристаллов, модификации их микро- и субмикрокристаллических структур. Появились первые работы по созданию и комплексному исследованию новых так называемых высокоэнтропийных
полиметаллических сплавов, включающих до 5-6 основных элементов, каждый в большой концентрации (от 5 до 35%).В качестве первых кандидатов в такие материалы были выбраны сплавы систем AlCoCrCuFeNi, CoCrCuFeNiTi, CuNiAlCoCrFeSi [3]. Ожидается, что данные материалы наряду с характеристиками, типичными для металлических сплавов, должны иметь уникальные и необычные свойства, присущие, например, металлокерамикам. К таким свойствам относят: высокую твердость и стойкость по отношению к разупрочнению при высоких температурах, дисперсионное твердение, положительный температурный коэффициент упрочнения и высокий уровень прочностных характеристик при повышенных температурах, привлекательную износостойкость,
коррозионную стойкость и ряд других свойств [3].
Следующий важный этап, направленный прежде всего на улучшение комплекса конструкционных, функциональных и технологических параметров сплавов и интерметаллидов, был связан с микро- и макролегированием (третьими, четвертыми, пятыми, шестыми элементами), разработкой новых современных упрочняющих и пластифицирущих технологий как синтеза, так и последующей обработки поли- и монокристаллов, модификации их микро- и субмикрокристаллических структур. Появились первые работы по созданию и комплексному исследованию новых так называемых высокоэнтропийных
полиметаллических сплавов, включающих до 5-6 основных элементов, каждый в большой концентрации (от 5 до 35%).В качестве первых кандидатов в такие материалы были выбраны сплавы систем AlCoCrCuFeNi, CoCrCuFeNiTi, CuNiAlCoCrFeSi [3]. Ожидается, что данные материалы наряду с характеристиками, типичными для металлических сплавов, должны иметь уникальные и необычные свойства, присущие, например, металлокерамикам. К таким свойствам относят: высокую твердость и стойкость по отношению к разупрочнению при высоких температурах, дисперсионное твердение, положительный температурный коэффициент упрочнения и высокий уровень прочностных характеристик при повышенных температурах, привлекательную износостойкость,
коррозионную стойкость и ряд других свойств [3].
По выполненной работе можно сделать следующие выводы:
1. Сплав CoCrFeNiMn (Al,C) в литом состоянии имеет однофазную структуру c ГЦК решеткой и размером зерна порядка 250-400 мкм. Зерна имеют неправильную форму и изогнутые границы.
2. При холодной прокатке сплава CoCrFeNiMn (Al,C) до степени деформации 80 % наблюдается дислокационное скольжение, механическое двойникование, и развитие полос сдвига. Деформация приводит к увеличению плотности дислокаций от ■~1*1011 м-2 в исходном состоянии до ~2,5*1015 м-2 после прокатки на 80%. Сопоставление с эквиатомным сплавом CoCrFeNiMn показало заметно более высокую плотность дислокаций и замедленную кинетику двойникования. Разница в активности различных механизмов деформации в двух сплавах была объяснена изменением величины энергии дефекта упаковки.
3. В результате прокатки повышаются прочностные свойства сплава CoCrFeNMn (Al, С). Предел прочности увеличивается в 3 раза с 460 МПа в литом состоянии до 1500 МПа после прокатки на 80 %. При этом происходит резкое снижение пластичности. Анализ вкладов различных механизмов упрочнения показал, что на начальных этапах прокатки (<40 %) основной вклад вносит субструктурное упрочнение, а на более поздних (>40 %)- упрочнение от двойниковых границ (по механизму Холла-Петча).
4. После проведения отжига в интервале температур 700-1100 °С холоднокатаного сплава CoCrFeNMn (Al, С) происходит рекристаллизация. С увеличение температуры отжига размер рекристаллизованных зерен возрастает с 1,5 мкм до 11 мкм. Кроме того, наблюдается выделение частиц карбидов типа М23С6, обогащенных Cr. Частицы располагаются как в теле зерна, так и на их границе. Средний размер выделяющихся частиц увеличивается с 34 нм после отжига при 700 °С до 328 нм при 1100 °С. При этом объемная доля частиц уменьшается.
5. Отжиг в интервале температур 700-1100 °С привел к существенному изменению механических свойств по сравнению с деформированным состоянием. В результате отжига все прочностные характеристики снижаются, при этом происходит значительное увеличение характеристик пластичности. Так предел прочности снизился с 1500 МПа в деформированном состоянии, до 760 МПа после отжига при температуре 1100 °С. При этом характеристики пластичности увеличились с 6,5 % до 47 % соответственно. Оптимальные механические свойства сплав демонстрирует после отжига при температуре 700 °С: предел текучести в этом случае равен 870 МПа, предел прочности - 1060 МПа, а относительное удлинение составляет 24 %.
1. Сплав CoCrFeNiMn (Al,C) в литом состоянии имеет однофазную структуру c ГЦК решеткой и размером зерна порядка 250-400 мкм. Зерна имеют неправильную форму и изогнутые границы.
2. При холодной прокатке сплава CoCrFeNiMn (Al,C) до степени деформации 80 % наблюдается дислокационное скольжение, механическое двойникование, и развитие полос сдвига. Деформация приводит к увеличению плотности дислокаций от ■~1*1011 м-2 в исходном состоянии до ~2,5*1015 м-2 после прокатки на 80%. Сопоставление с эквиатомным сплавом CoCrFeNiMn показало заметно более высокую плотность дислокаций и замедленную кинетику двойникования. Разница в активности различных механизмов деформации в двух сплавах была объяснена изменением величины энергии дефекта упаковки.
3. В результате прокатки повышаются прочностные свойства сплава CoCrFeNMn (Al, С). Предел прочности увеличивается в 3 раза с 460 МПа в литом состоянии до 1500 МПа после прокатки на 80 %. При этом происходит резкое снижение пластичности. Анализ вкладов различных механизмов упрочнения показал, что на начальных этапах прокатки (<40 %) основной вклад вносит субструктурное упрочнение, а на более поздних (>40 %)- упрочнение от двойниковых границ (по механизму Холла-Петча).
4. После проведения отжига в интервале температур 700-1100 °С холоднокатаного сплава CoCrFeNMn (Al, С) происходит рекристаллизация. С увеличение температуры отжига размер рекристаллизованных зерен возрастает с 1,5 мкм до 11 мкм. Кроме того, наблюдается выделение частиц карбидов типа М23С6, обогащенных Cr. Частицы располагаются как в теле зерна, так и на их границе. Средний размер выделяющихся частиц увеличивается с 34 нм после отжига при 700 °С до 328 нм при 1100 °С. При этом объемная доля частиц уменьшается.
5. Отжиг в интервале температур 700-1100 °С привел к существенному изменению механических свойств по сравнению с деформированным состоянием. В результате отжига все прочностные характеристики снижаются, при этом происходит значительное увеличение характеристик пластичности. Так предел прочности снизился с 1500 МПа в деформированном состоянии, до 760 МПа после отжига при температуре 1100 °С. При этом характеристики пластичности увеличились с 6,5 % до 47 % соответственно. Оптимальные механические свойства сплав демонстрирует после отжига при температуре 700 °С: предел текучести в этом случае равен 870 МПа, предел прочности - 1060 МПа, а относительное удлинение составляет 24 %.