Влияние деформационно-термической обработки на структуру и механические свойства высокоэнтропийных сплавов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C) тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Климова Маргарита Викторовна

  • Климова Маргарита Викторовна
  • кандидат науккандидат наук
  • 2019, ФГАОУ ВО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»
  • Специальность ВАК РФ05.16.01
  • Количество страниц 151
Климова Маргарита Викторовна. Влияние деформационно-термической обработки на структуру и механические свойства высокоэнтропийных сплавов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C): дис. кандидат наук: 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов. ФГАОУ ВО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина». 2019. 151 с.

Оглавление диссертации кандидат наук Климова Маргарита Викторовна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Феноменология и термодинамика высокоэнтропийных систем

1.2 Структура и механические свойства высокоэнтропийных сплавов

1.2.1 Сплавы на основе 3 -d переходных элементов

1.2.2 Сплавы системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni

1.2.2.1 Сплав CoCrFeMnNi

1.2.2.2 TWIP и TRIP эффекты в сплавах системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni

1.2.2.3 Механизмы упрочнения в сплавах системы Co -Cr-Fe-Mn-Ni

1.3 Стали класса TWIP

1.3.1 Химический состав TWIP сталей

1.3.2 Механические свойства TWIP сталей

1.4 Постановка задач исследования

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Материалы исследования

2.2 Методики эксперимента

2.2.1 Прокатка

2.2.2 Кручение под высоким давлением

2.2.3 Термическая обработка

2.3 Методы структурного анализа

2.3.1 Термодинамическое моделирование

2.3.2 Растровая электронная микроскопия

2.3.3 Просвечивающая электронная микроскопия

2.3.4 Рентгеноструктурный анализ

2.4. Механические испытания

2.4.1 Измерение микротвердости

2.4.2 Испытания на растяжение

ГЛАВА 3. ЭВОЛЮЦИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ TWIP СТАЛИ Fe -0,3^23^-1^ В ХОДЕ ДЕФОРМАЦИИ И ОТЖИГА

3.1 Исходное состояние TWIP стали Fe-0,3C-23Mn-1,5Al

3.2 Эволюция структуры TWIP стали Fe-0,3C-23Mn-1,5Al в ходе прокатки при комнатной и криогенной температурах

3.3 Влияние температуры последеформационного отжига на структуру TWIP стали Fe-0,3C-23Mn-1,5Al

Выводы по главе

ГЛАВА 4. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ВЫСОКОЭНТРОПИЙНОГО СПЛАВА СоОТеМпМ В ХОДЕ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

4.1 Исходное состояние сплава CoCrFeMnM

4.2 Эволюция структуры сплава СоС^еМпМ в ходе прокатки при комнатной температуре

4.3 Эволюция структуры сплава СоС^еМпМ в ходе прокатки при криогенной температуре

4.4 Влияние температуры последеформационного отжига на структуру и фазовый состав сплава СоС^еМпМ

4.4.1 Изохронный отжиг

4.4.2 Изотермический отжиг

4.5 Кручение под высоким давлением сплава СоОЕеМпМ

Выводы по главе

ГЛАВА 5. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕМ И УГЛЕРОДОМ НА СТРУКТУРУ, МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ВЫСОКОЭНТРОПИЙНОГО СПЛАВА Co-Cr-Fe-Ni-Mn

5.1 Исходное состояние сплава CoCrFeMnNi(Al,C)

5.2 Эволюция микроструктуры сплава CoCrFeMnM(Al,C) в ходе прокатки при комнатной температуре

5.3 Энергия дефекта упаковки сплава CoCrFeMnNi(Al,C)

5.4 Влияние температуры отжига на микроструктуру сплава CoCrFeMnNi(Al,C)

5.4.1 Изохронный отжиг

5.4.2 Изотермический отжиг

Выводы по главе

ГЛАВА 6. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ ПОСЛЕ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

6.1. Механические свойства TWIP стали

6.2 Механические свойства ВЭСа CoCrFeMnNi

6.3. Механические свойства ВЭСа CoCrFeMnNi(Al,C) и разработка режима деформационно-термической обработки, обеспечивающего улучшенный комплекс свойств

Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

136

Рекомендованный список диссертаций по специальности «Металловедение и термическая обработка металлов», 05.16.01 шифр ВАК

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние деформационно-термической обработки на структуру и механические свойства высокоэнтропийных сплавов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C)»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. Принципиально новая в материаловедении концепция высокоэнтропийных сплавов (ВЭСов), основанная на создании многокомпонентных систем с отсутствующим основным элементом, была впервые предложена в 2004 году. Высокоэнтропийными называют сплавы, состоящие из 5 и более элементов в атомных концентрациях от 5 до 35%. Первоначально полагали, что высокая энтропия смешения подавляет образование интерметаллидных или упорядоченных фаз, тем самым способствуя формированию простых твердых растворов замещения в ВЭСах. К настоящему времени надежно установлено, что высокая конфигурационная энтропия не является достаточным условием для образования однофазных твердых растворов; при этом сложившаяся терминология (ВЭСы) в научной литературе в основном сохранена, что выделяет такие сплавы в отдельный узнаваемый класс металлических материалов. В настоящее время наибольшее внимание исследователей, работающих в данной области, сосредоточено на возможности создания новых композиционно-сложных (или безосновных) сплавов, располагающихся в центральной области многокомпонентных диаграмм состояния, в отличие от традиционной парадигмы, когда новые сплавы получают легированием основного элемента, т.е. двигаются от вершин концентрационных многоугольников.

Было показано, что предложенный подход, благодаря огромному количеству возможных композиций и вариантов легирования, может приводить к созданию сплавов с разнообразными структурами и уникальными физико -механическими свойствами. Например, эквиатомный сплав CoCrFeMnNi, имеющий однофазную ГЦК структуру неупорядоченного твердого раствора, демонстрирует чрезвычайно высокую пластичность, ударную вязкость и вязкость разрушения при комнатной и криогенных температурах. Кроме того, для этого сплава характерно низкое значение энергии дефекта упаковки (ЭДУ) равное ~20-30 мДж/м2, что для традиционных ГЦК сплавов соответствует

интервалу, в котором наблюдается интенсивное механическое двойникование. Однако, на момент постановки задачи настоящего исследования в сплаве CoCrFeMnNi двойникование, как ведущий механизм деформации, было обнаружено только в ходе деформации при криогенной температуре.

Одним из основных вопросов, возникающих при исследовании совершенно нового металлического материала, такого, как ВЭС, является определение референтного сплава. Принимая во внимание одинаковый тип кристаллической решетки, структуру однофазного твердого раствора и близкие значения ЭДУ, в настоящей работе для сравнения была выбрана аустенитная высокомарганцевая TWIP сталь, которая, по предварительным данным, обладает схожим деформационным поведением и характером микроструктурных изменений. Кроме того, ВЭСы с ГЦК решеткой системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni, так же как и TWIP стали, демонстрируют довольно низкий предел текучести (~200МПа) при комнатной температуре. Упрочнение таких сплавов может быть достигнуто путем уменьшения размера зерен до ультрамелкозернистого состояния в ходе деформационно-термической обработки, в том числе за счет развития двойникования. При этом интенсивность двойникования, а, следовательно, и кинетика измельчения структуры сплавов, может быть значительно увеличена за счет уменьшения температуры деформации вследствие различной зависимости критического напряжения сдвига для двойникования и скольжения от температуры.

Еще одним перспективным подходом к упрочнению ВЭСов системы Fe-Mn-Ni представляется легирование с целью повышения твердорастворного упрочнения и/или выделения дисперсных частиц вторых фаз. Известно, что легирование элементами внедрения, в частности углеродом, может эффективно увеличить прочность сплавов на основе 3d переходных элементов без значительных потерь в пластичности. Также положительное влияние на дисперсионное упрочнение сплавов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni может оказывать добавление алюминия. При этом легирование углеродом и алюминием, по-видимому, будет оказывать заметное влияние на действующие механизмы

пластической деформации сплава CoCrFeMnNi вследствие изменения энергии дефекта упаковки. Однако в литературе отсутствуют систематические исследования влияния состава и структуры, а также режимов деформационно -термической обработки на упрочнение и результирующие механические свойства сплавов на основе системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni, легированных Al и C.

Степень разработанности темы исследования

К настоящему времени исследованию и разработке высокоэнтропийных сплавов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni, включая эквиатомный сплав CoCrFeMnNi посвящено довольно большое количество работ зарубежных и российских ученых (B. Cantor, с соавторами, E.P. George с соавторами, Г.А. Салищева с соавторами, D. Raabe с соавторами, и др.), однако на момент постановки задачи однозначного понимая о развитии процесса механического двойникования в сплаве CoCrFeMnNi достигнуто не было. При этом некоторые авторы (A. Zaddach, D. Raabe) проводят аналогию между высокоэнтропийными ГЦК сплавами системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni и аустенитными высокомарганцевыми сталями ввиду развития в них TWIP эффекта, и как следствие, реализации значительного деформационного упрочнения.

Влияние состава и термомеханической обработки на возможность дисперсионного упрочнения сплавов карбидами, частицами L12, B2 и сигма фаз было изучено в работах Z.P. Lu, R. Banerjee, D. Raabe, Г.А. Салищева, и т.д. Тем не менее, информация о влиянии углерода на фазовый состав, энергию дефекта упаковки, механизмы деформации сплава в литературе довольна противоречива. Также, отсутствуют данные о влиянии одновременного легирования углеродом и алюминием на эволюцию микроструктуры и механические свойства сплава системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni. Данные аспекты определили тему, постановку цели и задач исследования.

Цель работы - установить закономерности эволюции микроструктуры и механических свойств ВЭСов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C) и TWIP стали Fe-0,3C-23Mn-1,5Al в ходе деформационно-термической обработки.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Установить стадийность эволюции микроструктуры ВЭСа CoCrFeMnNi и TWIP стали в ходе прокатки при комнатной температуре;

2. Определить влияние криогенной температуры деформации на структуру и механические свойства ВЭСа CoCrFeMnNi и TWIP стали;

3. Установить влияние легирования углеродом (С) и алюминием (А1) на структуру, механизмы деформации и свойства сплава системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni;

4. Установить закономерности структурных изменений при статической рекристаллизации в ходе последеформационных отжигов в ВЭСах системы Со-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C);

5. Разработать режим деформационно-термической обработки, обеспечивающий высокую прочность и пластичность ВЭСа системы Со-С^е-Mn-Ni(Al,C).

Научная новизна:

1. Установлено, что в эквиатомном сплаве CoCrFeMnNi эволюция микроструктуры в ходе прокатки при комнатной температуре имеет следующую стадийность по мере повышения степени деформации: увеличение плотности дислокаций (в=5-20%); интенсивное деформационное двойникование (8=20-60°%); формирование полос сдвига (8=60-80°%). Показано, что уменьшение температуры деформации до -196°С приводит к смещению стадии двойникования к меньшим степеням деформации и интенсификации двойникования. Обнаружено, что при качественно схожей картине эволюции микроструктуры в аустенитной TWIP стали Fe-0,3C-23Mn-1,5Al в ходе прокатки при комнатной и криогенной температурах, деформация стали при -196°С дополнительно сопровождается образованием 8-мартенсита.

2. В сплаве СоСгРеМпМ, прокатанном при комнатной температуре на 80% и отожжённом при 500-900°С, обнаружено формирование обогащенных хромом частиц с ОЦК решеткой после отжига в интервале температур 500-700°С и частиц сигма фазы - при температурах 600-800°С. Выделение частиц вторых фаз после отжига при температурах 500-600°С приводит к увеличению прочности сплава по сравнению с состоянием, полученным холодной деформацией на 80%.

3. Установлено, что легирование 0,7 ат.% углерода (С) и 3,4 ат.% алюминия (Л1) повышает энергию дефекта упаковки однофазного ГЦК сплава СоС^еМпМ, тем самым замедляя развитие двойникования на начальных этапах деформации. Показано, что прокатанный на 80% при комнатной температуре сплав CoCrFeMnNi(Al,C) демонстрирует более высокие прочностные характеристики по сравнению эквиатомым сплавом CoCrFeMnNi вследствие большего вклада твердорастворного упрочнения в общую прочность из-за легирования углеродом и алюминием.

4. Показано, что отжиг в интервале температур 700-1100^ сплава CoCrFeMnNi(Al,C), прокатанного при комнатной температуре на 80%, приводит к формированию наноразмерных карбидов типа Ме^^. При низких температурах отжига 700-900°С выделение карбидов происходит в виде плоских скоплений, параллельных плоскости прокатки.

5. Установлено, что в отожженных после холодной прокатки на 80% ВЭСах наибольший вклад в прочность дает зернограничное упрочнение. В то же время в сплаве СоС^еМпМ^^) после холодной прокатки и отжига при температурах 700-900°С наноразмерные карбиды обеспечивают прирост прочности, сопоставимый с зернограничным упрочнением.

Теоретическая и практическая значимость работы:

Теоретическая значимость работы заключается в установлении закономерностей эволюции структуры высокоэнтропийных сплавов на базе системы CoCrFeMnNi и их механических свойств, а также определении взаимосвязей между составом, структурой и свойствами сплавов, имеющих фундаментальную ценность для развития области материаловедения, связанной с разработкой новых металлических материалов и методов их обработки.

Практическая значимость заключается в возможности использования данного класса материалов для изготовления сложнопрофильных деталей, требующих больших степеней холодной пластической деформации, и последующей термической обработки, что обеспечивает заметно более высокую прочность по сравнению с TWIP сталью. Разработан режим деформационно-

термической обработки сплава СоСгРеМпМ(А1,С), включающий холодную прокатку до степени деформации 80% и отжиг при температуре 700° С, что дает хороший баланс прочности (а0,2=870 МПа и ав=1060 МПа) и пластичности (5=25%).

Получены: ноу-хау №216 от 06.10.2016г. «Способ получения композита ТЮ - ЛЮоС^еМ с высокими механическими характеристиками» / Климова М.В; ноу-хау №261 от 10.12.2018г. «Способ деформационно-термической обработки высокоэнтропийных сплавов системы CoCrFeMnNi(Al,C)» / Климова М.В., Степанов Н.Д., Жеребцов С.В.

Методология и методы диссертационного исследования

Методологической основой исследования послужили работы ведущих зарубежных и российских ученых в области многокомпонентных высокоэнтропийных сплавов, государственные стандарты РФ, а также положения физической химии, физических методов исследования, физики прочности и пластичности.

Для достижения поставленной цели и задач в диссертационной работе были использованы следующие методы исследования: рентгеноструктурный анализ, сканирующая электронная микроскопия, просвечивающая электронная микроскопия, испытания на одноосное растяжение, измерение твердости, моделирование равновесных фазовых диаграмм методом CALPHAD.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:

1. Стадийность эволюции микроструктуры и механические свойства ВЭСа СоСгРеМпМ и TWIP стали Fe-0,3C-23Mn-1,5Al в зависимости от степени деформации при комнатной и криогенной (-196оС) температурах.

2. Влияние легирования углеродом и алюминием на структуру, механизмы деформации и свойства сплава системы Со -Сг^^п-М в ходе деформационной обработки.

3. Влияние температуры и времени последеформационных отжигов на закономерности формирования структуры при статической рекристаллизации сплавов системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C).

4. Механическое поведение и анализ вкладов механизмов упрочнения в сплавах системы Co-Cr-Fe-Mn-Ni(Al,C), подвергнутых деформационно-термической обработке.

Степень достоверности результатов диссертации определяется применением комплекса современной экспериментальной техники и измерительных приборов, взаимодополняющих методов исследования, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.

Апробация результатов работы

Материалы диссертации докладывались на следующих конференциях: The 6th International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation (NanoSPD 2014), 30 июня-4 июля 2014, Метц, Франция; XV Международная научно-техническая Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, 812 декабря 2014, Екатеринбург, Россия; VI Международная конференция Деформация и разрушение материалов и наноматериалов (FNM 2015), 10-13 ноября 2015, Москва, Россия; XVI International conference on intergranular and interphase boundaries in materials (IIB 2016), 23-27 мая 2016, Москва, Россия; 9th International Conference on Processing & Manufacturing of Advanced Materials (THERMEC'2016), 29 мая-3 июня, Грац, Австрия; IX евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» - ПРОСТ 2018, 24-26 апреля 2018, Москва, Россия; International Conference on Processing & Manufacturing of Advanced Materials (THERMEC'2018), 8-13 июля, Париж, Франция; 13 International Conference on Superplasticity in Advanced Materials (ICSAM 2018) 19-22 августа, Санкт-Петербург, Россия.

Вклад автора

Личное участие автора в полученных результатах состоит в выполнении основного объема экспериментальных исследований, изложенных в диссертационной работе, включающих: подготовку объектов исследования, проведение экспериментов, обработку результатов исследования, участие в

разработке методик проведения экспериментов и обсуждении полученных результатов, подготовку материалов для статей и докладов. Публикации

По теме диссертации опубликовано 7 научных работ в научных журналах, включенных в перечень рецензируемых научных изданий, определенных ВАК, и 7 тезисов в сборниках трудов конференций. Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения и списка литературы; изложена на 151 странице, включает 66 рисунков и 18 таблиц. Список литературы содержит 177 наименований.

Автор выражает благодарность к.т.н. Степанову за помощь в проведении исследований и обсуждении результатов.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

Концепция высокоэнтропийных или многокомпонентных сплавов была впервые представлена в 2004 году одновременно J.W. Yeh с соавторами в [1] и B. Cantor с соавторами в [2]. Было предложено называть высокоэнтропийными сплавами (ВЭСами) сплавы, состоящие из 5 или более основных компонентов в близких к эквиатомным пропорциях или с содержанием каждого элемента от 5 до 35 ат.%. Дополнительно к основным компонентам, сплавы также могут содержать другие легирующие элементы.

1.1 Феноменология и термодинамика высокоэнтропийных систем

Самопроизвольное протекание химических реакций определяется двумя противоположными факторами: энтальпийным, связанным с уменьшением энтальпии системы АН, и энтропийным TAS, обусловленным увеличением беспорядка в системе вследствие роста ее энтропии. Разность этих термодинамических факторов является функцией состояния системы, называемой изобарно-изотермическим потенциалом или свободной энергией Гиббса AG. Изменение энергии смешения Гиббса в случае фазообразования в сплавах можно записать как:

^^смеш. ^Нсмеш. Т^^смеш. С1.1)

где Нсмеш. - энтальпия смешения; S^^. - энтропия смешения; Т - абсолютная температура.

Если АН < 0 и AS > 0, то всегда AG < 0 и реакция возможна.

Если АН > 0 и AS < 0, то всегда AG > 0, и реакция с поглощением теплоты и уменьшением энтропии невозможна ни при каких условиях.

В остальных случаях (АН < 0, AS < 0 и АН > 0, AS > 0) знак AG зависит от соотношения АН и TAS.

Энтропия смешения в общем случае складывается из следующих составляющих:

+ ЛБе (1.2)

где ДSкоHф. - конфигурационная, ASV - колебательная, ДSm - магнитная, ДSe -электронная составляющие энтропии.

Поскольку в сплавах, в отличие от чистых металлов, из-за различного расположения атомов в решетке и появления вакансий конфигурационный вклад в энтропию является доминирующим по отношению к другим, то вкладом последних можно пренебречь. Авторы в работе [1] показали, что конфигурационная энтропия смешения для эквимолярных сплавов равна:

ДЗконф. = Rlnn (1.3)

где Я - газовая постоянная, п - количество элементов.

Было предположено, что увеличение количества элементов в сплаве повышает энтропию смешения, понижая свободную энергию Гиббса, тем самым приводя к формированию неупорядоченного твердого раствора замещения вследствие подавления образования интерметаллидных или упорядоченных фаз. Основываясь на эффекте энтропии смешения, сплавы были разделены на 3 группы [3]:

1) Высокоэнтропийные ЛSкоHф.>1,61R (сплавы с как минимум 5 основными элементами);

2) Среднеэнтропийные 1,61R>ЛSкоHф.>0,69R (сплавы с 2-4 основными элементами);

3) Низкоэнтропийные ЛSкоHф <0,69R (традиционные сплавы).

Однако более поздние исследования в этой области показали, что высокая энтропия смешения не является определяющим параметром фазообразования в высокоэнтропийных сплавах.

В настоящее время для прогнозирования фазообразования в ВЭСах используются приведенные ниже термодинамические параметры и модифицированные правила Юм-Розери:

Энтальпия смешения, или теплота образования одного моля вещества из простых веществ, его составляющих, определяется как [4]:

Л^смеш = ЕЗс;^^ (1.4)

а энтропия смешения [5]:

Л^смеш = (1.5)

где 01, ср атомные концентрации элементов 1 и ^ термодинамический концентрационный параметр.

Средняя разница атомных радиусов [6]:

зг = ТЁоО-пТ^ (1.6)

Г - атомный радиус /-го компонента; г (= ХГ=1 с1гд - средний атомный радиус сплава.

Термодинамический параметр О [7]:

Т Л 9

_ пл "^смеш ^

где Тпл - средняя температура плавления компонентов, оценивается в случае ВЭСов вместе с параметром несоответствия радиусов дг.

Разность электроотрицательностей по Аллену предложили в работе [8]:

ЛХАллен = 2]=1 С1(1 - Х1/Ха), (1.8)

где х - электроотрицательность по Аллену 1-го компонента, ха - средняя электроотрицательность.

Электронная концентрация [9]:

е/а = 2?=1 ^(е/о^ или КВЭ = 2?=^ (КВЭ) (1.9)

где е/а - среднее число свободных электронов на 1 атом, КВЭ - общее число электронов, включая электроны ё-уровня, расположенные в валентной зоне.

На сегодняшний день не существует определенных значений параметров, позволяющих однозначно предсказывать формирование различных фаз в высокоэнтропийных сплавах. Считается, что сочетание высокого значения параметра и (и>1,1), малой величины 8Г (¿г<6,6) и А/Аллен<6% при учете электронной концентрации, отвечающей за типы кристаллической структуры, может обеспечивать формирование однофазных твердых растворов в ВЭСах.

1.2 Структура и механические свойства высокоэнтропийных сплавов

Большое количество композиций обеспечивает получение широкого спектра микроструктур в ВЭСах, включая аморфные [10,11], интерметаллидные [12,13], однофазные [2,14] и многофазные [15,16]. Классификация фаз в ВЭСах должна учитывать, является ли структура (^ упорядоченной или неупорядоченной, (и) является ли она твердым раствором, и (ш) является ли она простой или сложной [17]. Простые фазы определяются как гранецентрированные кубические, объемноцентрированные кубические (рис. 1.1) или гексагональных плотноупакованных структуры, также согласно этой классификации, такие структуры, как B2 (сР2, QCs) L12 ^4, AuCuз) и B4 (КР4, 2^), являются простыми структурами. Если позиции атомов в кристаллической решетке отличаются от простых структур, фаза считается сложной. Сигма фаза и фаза Лавеса являются примерами сложных фаз. Эта классификация дает три типа фаз в ВЭСах: простые неупорядоченные фазы, простые упорядоченные фазы и сложные упорядоченные фазы.

ВСС: five principal FCC: five principal

elements elements

а б

Рисунок 1.1. Схематическое представление кристаллической структуры (а) ОЦК и (б) ГЦК, состоящей из 5 основных элементов [18].

Перспективным на данный момент подходом для предсказания фазового состава ВЭСов является термодинамическое моделирование при помощи так

называемого CALPHAD (CALculations of PHAse Diagrams) метода [19-22]. Несмотря на определенные успехи, достигнутые при помощи использования феноменологических критериев и термодинамического моделирования, точное предсказание фазовой структуры ВЭСов не достигается ни одним из них. Наиболее перспективным считается подход на основе термодинамического моделирования, но необходима разработка специализированных термодинамических баз данных [23].

1.2.1 Сплавы на основе 3-d переходных элементов

На сегодняшний день сплавы на основе 3d переходных элементов наиболее широко изученное семейство ВЭСов. Сплавы содержат как минимум 4 из 9 следующих элементов: Al, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni, Ti и V [1-3,16-18,24,25]. Пять из этих элементов находятся в «Канторовском сплаве» (CoCrFeMnNi), впервые представленном в 2004 году [2]. Помимо того, что он является одним из первых зарегистрированных ВЭСов, он также является прототипом однофазного неупорядоченного твердого раствора замещения. В около 96% 3d-переходных ВЭСах используют Fe, около 29% сплавов содержат Mn и только около 15% - V. Другие элементы также могут быть добавлены в эту группу как основные или как добавки в качестве легирования, например элементы внедрения. Поскольку данный класс ВЭСов в общем состоит из 9 элементов, существует 126 возможных 4-элементных групп сплавов. Группы элементов AlCrFeNi, CoCrFeNi, AlCoFeNi AlCoCrNi и AlCoCrFe являются наиболее распространенными, и каждая из них встречается в более чем половине ВЭСов на основе переходных металлов. Каждый ВЭС с 5 или более элементами может иметь несколько вариантов 4-элементных групп. Например, сплав AlCoCrFeNi имеет пять 4-элементных ветвей.

Сплавы из семейства 3d-переходных металлов можно считать аналогами аустенитных сталей и никелевых суперсплавов. Аустенитные (ГЦК), дуплексные (ГЦК+ОЦК) и дисперсионно-твердеющие нержавеющие стали имеют Fe-Cr-Ni в качестве основных элементов. Mn является одним из основных элементом в TWIP и TRIP сталях, а Al, Cu, Nb и Ti, добавляются в небольших количествах в

дисперсионно-твердеющих сталях. Аустенитные никелевые сплавы имеют М-Сг-Fe или М-Сг-Мо в качестве основных элементов с добавками А1, Ni или Ti. В случае ВЭСов используются сплавы на основе М-Сг-Со-Ре-Мо с достаточным количеством А1, МЬ или Т для формирования значительной объемной доли интерметаллидной фазы Niз(Al,NЪ,Ti). Это сплавы с 3, 4 или 5 основными элементами. В качестве примера, сплав INCOLOY® 800 представляет собой неэквиатомный тройной сплав (Сг23Ре46М31), а Haynes® 556® - почти эквимолярный (Со20Сг25Ре31М21(Мо,Та^)3).

В первоначальных работах [1,16], произведенных преимущественно на сплавах системы А1хСоСгСиРеМ, было показано, что структура данных сплавов состоит из разупорядоченных твердых растворов замещения с ГЦК или ОЦК решетками. Соотношение фаз определяется составом сплава. Сплавы с содержанием алюминия до х=0,5 имели ГЦК структуру, а при х>0,8 наблюдалось появление ОЦК структуры. Только разупорядоченная ОЦК структура была получена при х>2.8. Однако, более позднее детальное изучение структуры данного сплава показало, что сплав АЮоСгСиЕеМ имеет сложную структуру из 4-5 различных фаз включая интерметаллидные/упорядоченные. Так, исследования литой структуры сплава А1СоСгСиРеМ [26], показали, что в них формируется сложная дендритная структура. Междендритные прослойки обогащены медью, и обладают ГЦК (Ь12) структурой. Дендриты состоят из обогащенных А1 и М пластин со структурой В2, межпластинчатой ОЦК фазы, обогащенной Ре и Сг, и частиц меди с В2 или L12 ГЦК структурой, имеющих разную морфологию. Исследование микроструктуры этого сплава после деформационно-термической обработки [27], заключавшейся в высокотемпературной всесторонней ковке, выявило формирование смеси из достаточно мелких (средний размер около 1 ,5 мкм) частиц различных фаз, включая богатую медью ГЦК фазу, В2 ОЦК фазу, обогащенную А1 и М, ГЦК фазу, богатую Ре, Сг, и Со, а также интерметаллидную тетрагональную сигма фазу, обогащенную Сг и Со. Соответственно, сплав А1СоСгС^еМ и близкие к нему сплавы преимущественно демонстрировали крайне низкую пластичность [28].

Тонг и соавт. [16] построили простую фазовую диаграмму для сплава AlxCoCrCuFeM, представленную на рис. 2.12, которая показывает фазовые изменения при варьировании содержания Al при различных температурах. Диаграмма показывает эвтектическую реакцию при 15 ат.% Л1. В области с более низким содержанием Al (<15 ат.%) первичная фаза представляет собой ГЦК фазу. В области с более высоким содержанием Al (> 15 ат.%) матрицей становится ОЦК решетка. Когда содержание Al увеличивается более 25 ат.%, начинает доминировать упорядоченная B2 фаза.

х value ¡п А^СоСгСиРеМ!

0 3 05 08 10 13 15 18 2 0 2 5 30

Е

с

1200 1000 800 600 400 200

1 1 II II 1. __ 1 1 1

РСС + . 1_ (Си-гюй) ^ ^ /*ВСС-И__ V Л/ ^-хг^7 В2 +1. (Си-геЛ)

' 1. ¡ии-ПСП) |

/ РСС + 1 РСС (Си-гюИ) 1 1 1 ! ' РСС (Си-пст 1 В2 ♦ РСС (Си-псЬ)

---м 1 .___

1

■■V РСС (Си-псЛ) 1 • 1 1// Зр|гхх)а1 I/: ¿есотроэйюп \\ . 1.1.1

10 20 30

А1 согнет (а(%)

40

1200 1000 800 600 400 200

Рисунок 1.2. Диаграмма состояния сплавов систем: AlxCoCrCuFeNi в зависимости от содержания Al.

Твердость AlxCoCrCuFeNi увеличивается с увеличением содержания Al вследствие перехода от однофазной структуры ГЦК к ГЦК+ОЦК, а затем к однофазной ОЦК [1]. Аналогичное поведение показано для сплавов AlxCoCrFeNi в литых и гомогенизированных состояниях [29]. Обычно однофазные ГЦК сплавы имеют твердость по Виккерсу в диапазоне 100-200 Иу, однофазные ОЦК сплавы -выше 600 ну. Просвечивающая электронная микроскопия показывает, что сплавы А1хСоСгС^еМ состоят из смеси ОЦК и B2 фаз [30,31]. Эти фазы имеют одинаковые параметры решетки и часто когерентны. Высокая плотность межфазных границ может способствовать высокой твердости Al-содержащих сплавов. Повышение твердости с увеличением объемной доли фаз ОЦК -В2 также

Похожие диссертационные работы по специальности «Металловедение и термическая обработка металлов», 05.16.01 шифр ВАК

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Климова Маргарита Викторовна, 2019 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Yeh J.W. et al. Nanostructured high-entropy alloys with multiple principal elements: Novel alloy design concepts and outcomes // Adv. Eng. Mater. 2004. Vol. 6, № 5. P. 299-303+274.

2. Cantor B. et al. Microstructural development in equiatomic multicomponent alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2004. Vol. 375-377, № 1-2 SPEC. ISS. P. 213-218.

3. Yeh J.W. et al. High-Entropy Alloys - A New Era of Exploitation // Mater. Sci. Forum. 2007. Vol. 560. P. 1-9.

4. Takeuchi A., Inoue A. Quantitative evaluation of critical cooling rate for metallic glasses // Mater. Sci. Eng. A. 2001. Vol. 304-306, № 1-2. P. 446-451.

5. Fang S. et al. Relationship between the widths of supercooled liquid regions and bond parameters of Mg-based bulk metallic glasses // J. Non. Cryst. Solids. 2003. Vol. 321, № 1-2. P. 120-125.

6. Zhang Y. et al. Solid-solution phase formation rules for multi-component alloys // Adv. Eng. Mater. 2008. Vol. 10, № 6. P. 534-538.

7. Yang X., Zhang Y. Prediction of high-entropy stabilized solid-solution in multi-component alloys // Mater. Chem. Phys. Elsevier B.V., 2012. Vol. 132, № 2-3. P. 233-238.

8. Mann J.B., Meek T.L., Allen L.C. Configuration energies of the main group elements // J. Am. Chem. Soc. 2000. Vol. 122, № 12. P. 2780-2783.

9. Guo S. et al. Effect of valence electron concentration on stability of fcc or bcc phase in high entropy alloys // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 109, № 10.

10. Senkov O.N., Miracle D.B. A topological model for metallic glass formation // J. Non. Cryst. Solids. 2003. Vol. 317, № 1-2. P. 34-39.

11. Takeuchi A. et al. Pd20Pt20Cu20Ni20P20 high-entropy alloy as a bulk metallic glass in the centimeter // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2011. Vol. 19, № 10. P. 1546-1554.

12. Jiang L. et al. Annealing effects on the microstructure and properties of bulk high-entropy CoCrFeNiTi0.5 alloy casting ingot // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2014.

Vol. 44. P. 37-43.

13. Shun T.T., Chang L.Y., Shiu M.H. Microstructures and mechanical properties of multiprincipal component CoCrFeNiTi x alloys // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier Inc., 2012. Vol. 556. P. 170-174.

14. Gali A., George E.P. Tensile properties of high- and medium-entropy alloys // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2013. Vol. 39. P. 74-78.

15. Yeh J.W. Alloy design strategies and future trends in high-entropy alloys // Jom.

2013. Vol. 65, № 12. P. 1759-1771.

16. Tong C.J. et al. Mechanical performance of the AlxCoCrCuFeNi high-entropy alloy system with multiprincipal elements // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2005. Vol. 36, № 5. P. 1263-1271.

17. Tsai M.H., Yeh J.W. High-entropy alloys: A critical review // Mater. Res. Lett.

2014. Vol. 2, № 3. P. 107-123.

18. Yeh J. et al. Communications: Formation of Simple Crystal Structures in Cu-Co-Ni-Cr-Al-Fe-Ti-V Alloys with Multiprincipal Metallic Elements. 2010. Vol. 35, № August 2004. P. 2533-2536.

19. Senkov O.N. et al. Accelerated exploration of multi-principal element alloys with solid solution phases // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2015. Vol. 6. P. 1-10.

20. Miracle D.B. et al. Exploration and development of high entropy alloys for structural applications // Entropy. 2014. Vol. 16, № 1. P. 494-525.

21. Zhang F. et al. An understanding of high entropy alloys from phase diagram calculations // Calphad Comput. Coupling Phase Diagrams Thermochem. Elsevier, 2014. Vol. 45. P. 1-10.

22. Manzoni A. et al. Investigation of phases in Al23Co15Cr 23Cu8Fe15Ni16 and Al 8Co17Cr17Cu8Fe17Ni 33 high entropy alloys and comparison with equilibrium phases predicted by Thermo-Calc // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2013. Vol. 552. P. 430-436.

23. Miracle D.B., Senkov O.N. Acta Materialia A critical review of high entropy alloys and related concepts // Acta Mater. 2017. Vol. 122. P. 448-511.

24. Zhang Y. et al. Progress in Materials Science Microstructures and properties of high-entropy alloys // J. Prog. Mater. Sci. Elsevier Ltd, 2014. Vol. 61, № October 2013. P. 1-93.

25. Murty B.S. High-Entropy Alloys.

26. Singh S. et al. Decomposition in multi-component AlCoCrCuFeNi high-entropy alloy // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2011. Vol. 59, № 1. P. 182-190.

27. Shaysultanov D.G. et al. Phase composition and superplastic behavior of a wrought AlCoCrCuFeNi high-entropy alloy // Jom. 2013. Vol. 65, № 12. P. 18151828.

28. Kuznetsov A. V. et al. Tensile properties of an AlCrCuNiFeCo high-entropy alloy in as-cast and wrought conditions // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2012. Vol. 533. P. 107-118.

29. Kao Y.F. et al. Microstructure and mechanical property of as-cast, -homogenized, and -deformed AlxCoCrFeNi (0 < x < 2) high-entropy alloys // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 488, № 1. P. 57-64.

30. Ivchenko M. V., Pushin V.G., Wanderka N. High-entropy equiatomic AlCrFeCoNiCu alloy: Hypotheses and experimental data // Tech. Phys. 2014. Vol. 59, № 2. P. 211-223.

31. Welk B.A. et al. Nature of the interfaces between the constituent phases in the high entropy alloy CoCrCuFeNiAl // Ultramicroscopy. Elsevier, 2013. Vol. 134. P. 193-199.

32. Tung C.C. et al. On the elemental effect of AlCoCrCuFeNi high-entropy alloy system // Mater. Lett. 2007. Vol. 61, № 1. P. 1-5.

33. Li C. et al. Effect of alloying elements on microstructure and properties of multiprincipal elements high-entropy alloys // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 475, № 1-2. P. 752-757.

34. Stepanov N.D. et al. Effect of v content on microstructure and mechanical properties of the CoCrFeMnNiVxhigh entropy alloys // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2015. Vol. 628. P. 170-185.

35. Hsu C.Y. et al. Microstructure and mechanical properties of new AlCoxCrFeMo

0.5Ni high-entropy alloys // Adv. Eng. Mater. 2010. Vol. 12, № 1-2. P. 44-49.

36. Lee T.J. et al. Diphenylhydantoin-Induced Hepatic Necrosis: A Case Study // Gastroenterology. 1976. Vol. 70, № 3. P. 422-424.

37. Wu Z., Bei H. Microstructures and mechanical properties of compositionally complex Co-free FeNiMnCr<inf>18</inf> FCC solid solution alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2015. Vol. 640. P. 217-224.

38. Deng Y. et al. Design of a twinning-induced plasticity high entropy alloy // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 94. P. 124-133.

39. Wu Z. et al. Temperature dependence of the mechanical properties of equiatomic solid solution alloys with face-centered cubic crystal structures // Acta Mater. 2014. Vol. 81. P. 428-441.

40. Zaddach A.J., Scattergood R.O., Koch C.C. Tensile properties of low-stacking fault energy high-entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2015. Vol. 636. P. 373-378.

41. Ng C. et al. Phase stability and tensile properties of Co-free Al 0.5CrCuFeNi2 high-entropy alloys // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2014. Vol. 584. P. 530-537.

42. Ma S.G. et al. Superior high tensile elongation of a single-crystal CoCrFeNiAl0.3high-entropy alloy by Bridgman solidification // Intermetallics. 2014. Vol. 54. P. 104-109.

43. Kuznetsov A. V. et al. Superplasticity of AlCoCrCuFeNi High Entropy Alloy // Mater. Sci. Forum. 2012. Vol. 735, № January. P. 146-151.

44. Daoud H.M. et al. Microstructure and tensile behavior of Al8Co17Cr 17Cu8Fe17Ni33 (at.%) high-entropy alloy // Jom. 2013. Vol. 65, № 12. P. 18051814.

45. Shun T.T., Du Y.C. Microstructure and tensile behaviors of FCC Al0.3CoCrFeNi high entropy alloy // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 479, № 1-2. P. 157-160.

46. Hemphill M.A. et al. Fatigue behavior of Al0.5CoCrCuFeNi high entropy alloys // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2012. Vol. 60, № 16. P. 5723-5734.

47. Tsai C.-W. et al. Microstructure and tensile properties of Al 0.5 CoCrCuFeNi

alloys produced by simple rolling and annealing // Mater. Sci. Technol. 2015. Vol. 31, № 10. P. 1178-1183.

48. Tsai C.W. et al. Effect of temperature on mechanical properties of Al0.5CoCrCuFeNi wrought alloy // J. Alloys Compd. 2010. Vol. 490, № 1-2. P. 160-165.

49. Fu Z. et al. Microstructure and strengthening mechanisms in an FCC structured single-phase nanocrystalline Co25Ni25Fe25Al7.5Cu17.5high-entropy alloy // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 107. P. 59-71.

50. Wang W.R., Wang W.L., Yeh J.W. Phases, microstructure and mechanical properties of AlxCoCrFeNi high-entropy alloys at elevated temperatures // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2014. Vol. 589. P. 143-152.

51. He J.Y. et al. Effects of Al addition on structural evolution and tensile properties of the FeCoNiCrMn high-entropy alloy system // Acta Mater. 2014. Vol. 62, № 1. P. 105-113.

52. Liu L. et al. Microstructure and the properties of FeCoCuNiSnxhigh entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2012. Vol. 548. P. 64-68.

53. Liu L. et al. Microstructure and tensile properties of FeMnNiCuCoSnxhigh entropy alloys // Mater. Des. 2013. Vol. 44. P. 223-227.

54. Liu W.H. et al. Effects of Nb additions on the microstructure and mechanical property of CoCrFeNi high-entropy alloys // Intermetallics. 2015. Vol. 60. P. 1 -8.

55. Salishchev G.A. et al. Effect of Mn and v on structure and mechanical properties of high-entropy alloys based on CoCrFeNi system // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2014. Vol. 591. P. 11-24.

56. Tsai M.H. et al. Significant hardening due to the formation of a sigma phase matrix in a high entropy alloy // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2013. Vol. 33. P. 8186.

57. Tsai M.H. et al. Criterion for sigma phase formation in Cr- and V-Containing high-entropy alloys // Mater. Res. Lett. 2013. Vol. 1, № 4. P. 207-212.

58. Li C. et al. Microstructures and mechanical properties of body-centered-cubic (Al,Ti)0.7(Ni,Co,Fe,Cr)5high entropy alloys with coherent

B2/L21nanoprecipitation // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2018. Vol. 737, № September. P. 286-296.

59. Stepanov N.D. et al. Structure and high temperature mechanical properties of novel non-equiatomic Fe-(Co, Mn)-Cr-Ni-Al-(Ti) high entropy alloys // Intermetallics. 2018. Vol. 102, № November. P. 140-151.

60. He J.Y. et al. A precipitation-hardened high-entropy alloy with outstanding tensile properties // Acta Mater. 2016. Vol. 102. P. 187-196.

61. Li C. et al. Effect of Ti substitution for Al on the cuboidal nanoprecipitates in Al0.7NiCoFeCr2 high-entropy alloys // J. Mater. Res. 2018. Vol. 33, № 19. P. 3266-3275.

62. Tsao T.K. et al. On The Superior High Temperature Hardness of Precipitation Strengthened High Entropy Ni-Based Alloys // Adv. Eng. Mater. 2017. Vol. 19, № 1. P. 1-8.

63. Cantor B. Multicomponent and high entropy alloys // Entropy. 2014. Vol. 16, № 9. P. 4749-4768.

64. Lucas M.S. et al. Thermomagnetic analysis of FeCoCrxNi alloys: Magnetic entropy of high-entropy alloys // J. Appl. Phys. 2013. Vol. 113, № 17.

65. Chou H.P. et al. Microstructure, thermophysical and electrical properties in AlxCoCrFeNi (0 < x <2) high-entropy alloys // Mater. Sci. Eng. B Solid-State Mater. Adv. Technol. 2009. Vol. 163, № 3. P. 184-189.

66. Li C. et al. Effect of aluminum contents on microstructure and properties of AlxCoCrFeNi alloys // J. Alloys Compd. 2010. Vol. 504, № SUPPL. 1. P. 515518.

67. Lin C.M., Tsai H.L. Effect of annealing treatment on microstructure and properties of high-entropy FeCoNiCrCu0.5 alloy // Mater. Chem. Phys. Elsevier B.V., 2011. Vol. 128, № 1-2. P. 50-56.

68. Hongbao C. et al. Microstructural evolution and corrosion behavior of directionally solidified FeCoNiCrAl high entropy alloy // China Foundry. 2011. Vol. 8, № 3. P. 259-263.

69. Wang X. et al. Effect of Ti, Al and Cu Addition on Structural Evolution and Phase

Constitution of FeCoNi System Equimolar Alloys // Mater. Sci. Forum. 2012. Vol. 724. P. 335-338.

70. King D.M. et al. Wear Resistance and High-Temperature Compression Strength of Fcc CuCoNiCrAl0.5Fe Alloy with Boron Addition // Jom. 2015. Vol. 67, № July. P. 37-41.

71. Shun T.T., Du Y.C. Age hardening of the Al0.3CoCrFeNiC0.1high entropy alloy // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 478, № 1-2. P. 269-272.

72. Otto F. et al. Relative effects of enthalpy and entropy on the phase stability of equiatomic high-entropy alloys // Acta Mater. 2013. Vol. 61, № 7. P. 2628-2638.

73. Laurent-Brocq M. et al. Insights into the phase diagram of the CrMnFeCoNi high entropy alloy // Acta Mater. 2015. Vol. 88. P. 355-365.

74. Schuh B. et al. Mechanical properties, microstructure and thermal stability of a nanocrystalline CoCrFeMnNi high-entropy alloy after severe plastic deformation // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 96. P. 258-268.

75. Otto F. et al. Decomposition of the single-phase high-entropy alloy CrMnFeCoNi after prolonged anneals at intermediate temperatures // Acta Mater. 2016. Vol. 112. P. 40-52.

76. Pickering E.J. et al. Precipitation in the equiatomic high-entropy alloy CrMnFeCoNi // Scr. Mater. 2016. Vol. 113.

77. Stepanov N.D. et al. Second phase formation in the CoCrFeNiMn high entropy alloy after recrystallization annealing // Mater. Lett. Elsevier, 2016. Vol. 185. P. 1-4.

78. Otto F. et al. The influences of temperature and microstructure on the tensile properties of a CoCrFeMnNi high-entropy alloy // Acta Mater. 2013. Vol. 61, № 15. P. 5743-5755.

79. Gludovatz B. et al. A fracture-resistant high-entropy alloy for cryogenic applications // Science (80-. ). 2014. Vol. 345, № 6201. P. 1153-1158.

80. Zhang Z.J. et al. Nanoscale origins of the damage tolerance of the high-entropy alloy CrMnFeCoNi // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2015. Vol. 6. P. 1 -6.

81. Zaddach A.J. et al. Mechanical properties and stacking fault energies of NiFeCrCoMn high-entropy alloy // Jom. 2013. Vol. 65, № 12. P. 1780-1789.

82. Huang S. et al. Temperature dependent stacking fault energy of FeCrCoNiMn high entropy alloy // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 108, № June. P. 44-47.

83. Okamoto N.L. et al. Size effect, critical resolved shear stress, stacking fault energy, and solid solution strengthening in the CrMnFeCoNi high-entropy alloy // Sci. Rep. Nature Publishing Group, 2016. Vol. 6, № October. P. 1-10.

84. Saeed-Akbari A. et al. Derivation and variation in composition-dependent stacking fault energy maps based on subregular solution model in high-manganese steels // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2009. Vol. 40, № 13. P. 3076-3090.

85. Laplanche G. et al. Microstructure evolution and critical stress for twinning in the CrMnFeCoNi high-entropy alloy // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 118. P. 152-163.

86. Jang M.J. et al. Constitutive modeling of deformation behavior of high-entropy alloys with face-centered cubic crystal structure // Mater. Res. Lett. Taylor & Francis, 2017. Vol. 5, № 5. P. 350-356.

87. Bouaziz O. et al. High manganese austenitic twinning induced plasticity steels : A review of the microstructure properties relationships // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. Elsevier Ltd, 2011. Vol. 15, № 4. P. 141-168.

88. Ming K., Bi X., Wang J. Microstructures and deformation mechanisms of Cr26Mn20Fe20Co20Ni14 alloys // Mater. Charact. Elsevier Inc, 2017. Vol. 134. P. 194-201.

89. Liu S.F. et al. Stacking fault energy of face-centered-cubic high entropy alloys // Intermetallics. 2017. № August.

90. Laplanche G. et al. Reasons for the superior mechanical properties of medium-entropy CrCoNi compared to high-entropy CrMnFeCoNi // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2017. Vol. 128. P. 292-303.

91. Gludovatz B. et al. Exceptional damage-tolerance of a medium-entropy alloy

CrCoNi at cryogenic temperatures // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2016. Vol. 7. P. 1-8.

92. Wang Z. et al. The effect of interstitial carbon on the mechanical properties and dislocation substructure evolution in Fe40.4Ni11.3Mn34.8Al7.5Cr6and entropy alloys * // Acta Mater. 2016. Vol. 120. P. 228-239.

93. Li Z. et al. Interstitial atoms enable joint twinning and transformation induced plasticity in strong and ductile high-entropy alloys // Sci. Rep. Nature Publishing Group, 2017. Vol. 7, № January. P. 1-7.

94. Li Z. et al. Metastable high-entropy dual-phase alloys overcome the strength-ductility trade-off // Nature. 2016. Vol. 534, № 7606.

95. Raabe D. et al. From high-entropy alloys to high-entropy steels // Steel Res. Int.

2015. Vol. 86, № 10. P. 1127-1138.

96. Horn R.M., Ritchie R.O. Mechanisms of tempered martensite embrittlement in low alloy steels // Metall. Trans. A. 1978. Vol. 9, № 8. P. 1039-1053.

97. Pickering E.J., Jones N.G. founding principles and future prospects High-entropy alloys : a critical assessment of their founding principles and future prospects.

2016. Vol. 6608, № May.

98. Owen L.R. et al. An assessment of the lattice strain in the CrMnFeCoNi high-entropy alloy // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2017. Vol. 122. P. 11-18.

99. Guo S., Liu C.T. Phase stability in high entropy alloys: Formation of solid-solution phase or amorphous phase // Prog. Nat. Sci. Mater. Int. Chinese Materials Research Society, 2011. Vol. 21, № 6. P. 433-446.

100. Wu Z., Gao Y., Bei H. Thermal activation mechanisms and Labusch-type strengthening analysis for a family of high-entropy and equiatomic solid-solution alloys // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 120. P. 108-119.

101. Stepanov N.D. et al. Tensile properties of the Cr-Fe-Ni-Mn non-equiatomic multicomponent alloys with different Cr contents // Mater. Des. Elsevier B.V., 2015. Vol. 87. P. 60-65.

102. Stepanov N.D. et al. Effect of carbon content and annealing on structure and hardness of the CoCrFeNiMn-based high entropy alloys // J. Alloys Compd.

Elsevier B.V, 2016. Vol. 687. P. 59-71.

103. Wang Z., Baker I. Author ' s Accepted Manuscript // Mater. Lett. Elsevier, 2016.

104. Stepanov N.D. et al. Effect of thermomechanical processing on microstructure and mechanical properties of the carbon-containing CoCrFeNiMn high entropy alloy // J. Alloys Compd. Elsevier B.V, 2017. Vol. 693. P. 394-405.

105. Wu Z., Parish C.M., Bei H. Nano-twin mediated plasticity in carbon-containing FeNiCoCrMn high entropy alloys // J. Alloys Compd. 2015. Vol. 647. P. 815-822.

106. Gwalani B. et al. Optimizing the coupled effects of Hall-Petch and precipitation strengthening in a Al0.3CoCrFeNi high entropy alloy // Mater. Des. 2017. Vol. 121. P. 254-260.

107. Wu S.W. et al. Strong grain-size effect on deformation twinning of an Al0.1CoCrFeNi high-entropy alloy // Mater. Res. Lett. 2017. Vol. 5, № 4. P. 276283.

108. Wang Z. et al. The effect of carbon on the microstructures, mechanical properties, and deformation mechanisms of thermo-mechanically treated Fe40.4Ni11.3Mn34.8Al7.5Cr6 high entropy alloys // Acta Mater. Elsevier B.V., 2017. Vol. 126. P. 346-360.

109. Allain S., Chateau J.P., Bouaziz O. Constitutive model of the TWIP effect in a polycrystalline high manganese content austenitic steel // Steel Res. 2002. Vol. 73, № 6-7. P. 299-302.

110. Astafurova E.G. et al. Microstructure and mechanical response of single-crystalline high-manganese austenitic steels under high-pressure torsion: The effect of stacking-fault energy // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2014. Vol. 604. P. 166-175.

111. А.И. С.В.В.У. Упрочнение и свойства аустенитных сталей. РИО УрО РА. Екатеринбург: РИО УрО РАН, 2013. 720 p.

112. М. А. Филиппов А.В.Я. Новые материалы и технологии для автомобилестроения. P. 263-269.

113. De Cooman B.C., Chin K., Kim J. High Mn TWIP Steels for Automotive Applications // New Trends Dev. Automot. Syst. Eng. 2011.

114. Frommeyer G., Brüx U., Neumann P. Supra-Ductile and High-Strength Manganese-TRIP/TWIP Steels for High Energy Absorption Purposes. 2003. Vol. 43, № 3. P. 438-446.

115. Curtze S., Kuokkala V.T. Dependence of tensile deformation behavior of TWIP steels on stacking fault energy, temperature and strain rate // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 58, № 15. P. 5129-5141.

116. Witusiewicz V.T., Sommer F., Mittemeijer E.J. Reevaluation of the Fe-Mn phase diagram // J. Phase Equilibria Diffus. 2004. Vol. 25, № 4. P. 346-354.

117. Т.Ф. В. Высокомарганцовистые стали и сплавы. М.:Металлу. М.:Металлургия, 1988. 343 p.

118. Abbasi A. et al. First-principles investigation of the effect of carbon on the stacking fault energy of Fe-C alloys // Acta Mater. 2011. Vol. 59, № 8. P. 30413048.

119. Hickel T. et al. Impact of nanodiffusion on the stacking fault energy in high-strength steels // Acta Mater. 2014. Vol. 75. P. 147-155.

120. Choi W.S. et al. Size and orientation effects in partial dislocation-mediated deformation of twinning-induced plasticity steel micro-pillars // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 98. P. 391-404.

121. Kusakin P. et al. On the effect of chemical composition on yield strength of TWIP steels // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2017. Vol. 687, № January 2018. P. 82-84.

122. Limmer K.R. et al. Ab initio simulation of alloying effect on stacking fault energy in fcc Fe // Comput. Mater. Sci. Elsevier B.V., 2015. Vol. 99. P. 253-255.

123. Jin J.E., Lee Y.K. Effects of Al on microstructure and tensile properties of C-bearing high Mn TWIP steel // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2012. Vol. 60, № 4. P. 1680-1688.

124. Kang M. et al. Neutron diffraction analysis of stacking fault energy in Fe-18Mn-2Al-0.6C twinning-induced plasticity steels // Mater. Lett. Elsevier B.V., 2012. Vol. 76. P. 93-95.

125. Saeed-Akbari A. et al. Characterization and prediction of flow behavior in high-manganese twinning induced plasticity steels: Part i. mechanism maps and work-

hardening behavior // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2012. Vol. 43, № 5. P. 1688-1704.

126. Tian X., Zhang Y. Effect of Si content on the stacking fault energy in y-Fe-Mn-Si-C alloys: Part I. X-ray diffraction line profile analysis // Mater. Sci. Eng. A. 2009. Vol. 516, № 1-2. P. 73-77.

127. Jeong K. et al. The effects of Si on the mechanical twinning and strain hardening of Fe-18Mn-0.6C twinning-induced plasticity steel // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2013. Vol. 61, № 9. P. 3399-3410.

128. Li J.C., Zhao M., Jiang Q. Alloy design of FeMnSiCrNi shape-memory alloys related to stacking-fault energy // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2000. Vol. 31, № 3. P. 581-584.

129. Dai Q.X. et al. Design of martensite transformation temperature by calculation for austenitic steels // Mater. Charact. 2004. Vol. 52, № 4-5. P. 349-354.

130. Lee S.J. et al. The effect of nitrogen on the stacking fault energy in Fe-15Mn-2Cr-0.6C-xN twinning-induced plasticity steels // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2014. Vol. 92. P. 23-26.

131. Huang B.X. et al. Effect of nitrogen on stacking fault formation probability and mechanical properties of twinning-induced plasticity steels // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2008. Vol. 39 A, № 4. P. 717-724.

132. Jiang B. et al. Effect of stacking fault probability on y-e martensitic transformation and shape memory effect in Fe-Mn-Si based alloys // Acta Mater. 1998. Vol. 46, № 2. P. 501-510.

133. Lee S. et al. Effect of Cu addition on the mechanical behavior of austenitic twinning-induced plasticity steel // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2011. Vol. 65, № 12. P. 1073-1076.

134. Hamada A.S., Karjalainen L.P. High-cycle fatigue behavior of ultrafine-grained austenitic stainless and TWIP steels // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2010. Vol. 527, № 21-22. P. 5715-5722.

135. Vercammen S. et al. Cold rolling behaviour of an austenitic Fe-30Mn-3Al-3Si TWIP-steel: The importance of deformation twinning // Acta Mater. 2004. Vol.

52, № 7. P. 2005-2012.

136. Allain S. et al. Correlations between the calculated stacking fault energy and the plasticity mechanisms in Fe-Mn-C alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2004. Vol. 387389, № 1-2 SPEC. ISS. P. 158-162.

137. Chateau J.P. et al. Precipitation hardening of a FeMnC TWIP steel by vanadium carbides // J. Phys. Conf. Ser. 2010. Vol. 240.

138. Zamani D. et al. The Effect of Thermo-Mechanical Treatment and Adding Niobium and Titanium on Microstructure and Mechanical Properties of TWIP Steel // Researchgate.Net. 2011. № November 2011. P. 195-198.

139. Haase C. et al. On the deformation behavior of K-carbide-free and K-carbide-containing high-Mn light-weight steel // Acta Mater. 2017. Vol. 122. P. 332-343.

140. Ueji R. et al. Tensile properties and twinning behavior of high manganese austenitic steel with fine-grained structure // Scr. Mater. 2008. Vol. 59, № 9. P. 963-966.

141. Saha R., Ueji R., Tsuji N. Fully recrystallized nanostructure fabricated without severe plastic deformation in high-Mn austenitic steel // Scr. Mater. 2013. Vol. 68, № 10. P. 813-816.

142. Kusakin P.S., Kaibyshev R.O. High-Mn twinning-induced plasticity steels: Microstructure and mechanical properties // Rev. Adv. Mater. Sci. 2016. Vol. 44, № 4. P. 326-360.

143. Timokhina I.B., Medvedev A., Lapovok R. Severe plastic deformation of a TWIP steel // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2014. Vol. 593. P. 163-169.

144. Haase C. et al. Equal-channel angular pressing and annealing of a twinning-induced plasticity steel: Microstructure, texture, and mechanical properties // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 107. P. 239-253.

145. Bouaziz O. et al. Effect of chemical composition on work hardening of Fe —Mn— C TWIP steels // Mater. Sci. Technol. 2011. Vol. 27, № 3. P. 707-709.

146. Hong S. et al. Effects of aluminum addition on tensile and cup forming properties of three twinning induced plasticity steels // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2012. Vol. 43, № 6. P. 1870-1883.

147. Park K.T. et al. Stacking fault energy and plastic deformation of fully austenitic high manganese steels: Effect of Al addition // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2010. Vol. 527, № 16-17. P. 3651-3661.

148. Bouaziz O., Scott C.P., Petitgand G. Nanostructured steel with high work-hardening by the exploitation of the thermal stability of mechanically induced twins // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2009. Vol. 60, № 8. P. 714-716.

149. Dini G. et al. Improved tensile properties of partially recrystallized submicron grained TWIP steel // Mater. Lett. 2010. Vol. 64, № 1. P. 15-18.

150. Kang S. et al. Effects of recrystallization annealing temperature on carbide precipitation, microstructure, and mechanical properties in Fe-18Mn-0.6C-1.5Al TWIP steel // Mater. Sci. Eng. A. 2010. Vol. 527, № 3. P. 745-751.

151. Kusakin P., Belyakov A., Haase C. Microstructure evolution and strengthening steel during cold rolling. 2014. № November.

152. Meyers M.A., Vohringer O., Lubarda V.A. The onset of twinning in metals: A constitutive description // Acta Mater. 2001. Vol. 49, № 19. P. 4025-4039.

153. Venables J.A. The martensite transformation in stainless steel // Philos. Mag. 1962. Vol. 7, № 73. P. 35-44.

154. Zhilyaev A.P., Langdon T.G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications // Prog. Mater. Sci. 2008. Vol. 53, № 6. P. 893979.

155. Smallman R.E., Westmacott & K.H., Westucott K.H. Stacking faults in face-centred cubic metals and alloys Stacking Faults in Face-Centred Cubic Metals and Alloyst. 2010. № June 2013. P. 37-41.

156. G. K. WILLIAMSONt and W. H. HALL. X-RAY LINE BROADENING FROM FILED ALUMINIUM AND WOLFRAM // Acta Metall. 1953. Vol. 1. P. 22 -31.

157. Reed R.P., Schramm R.E. Relationship between stacking-fault energy and x-ray measurements of stacking-fault probability and microstrain // J. Appl. Phys. 1974. Vol. 45, № 11. P. 4705-4711.

158. Olson G.B., Azrin M. Transformation behavior of TRIP steels // Metall. Mater. Trans. A. 1978. Vol. 9A, № May. P. 713-721.

159. Wong S.L. et al. A crystal plasticity model for twinning- and transformation-induced plasticity // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 118. P. 140-151.

160. Pickering E.J. et al. Precipitation in the equiatomic high-entropy alloy CrMnFeCoNi // Scr. Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 113, № January. P. 106-109.

161. Bhattacharjee P.P. et al. Microstructure and texture evolution during annealing of equiatomic CoCrFeMnNi high-entropy alloy // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 587.

162. Otto F., Hanold N.L., George E.P. Microstructural evolution after thermomechanical processing in an equiatomic, single-phase CoCrFeMnNi high-entropy alloy with special focus on twin boundaries // Intermetallics. 2014. Vol. 54.

163. Sathiaraj G.D. et al. Effect of heavy cryo-rolling on the evolution of microstructure and texture during annealing of equiatomic CoCrFeMnNi high entropy alloy // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 69. P. 1-9.

164. Humphreys F.J. H.M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena. 1996.

165. Wagner V.C. Theorie der Alterung von Niederschlaegen durch Umlosen (Ostwald Reifung) // Z Elektrochem. 1961. Vol. 65, № 7. P. 581-591.

166. Beck P.A. et al. Grain Growth in High Purity Aluminum // Proc. Phys. Soc. London. 1945. Vol. 156, № 1940. P. 555.

167. Hillert M. On the theory of normal and abnormal grain growth // Acta Metall. 1965. Vol. 13, № 3. P. 227-238.

168. Ardell. On the coarsening of grain boundary precipitates\t // Acta Metall. 1972. Vol. 20, № 4. P. 601-609.

169. A. K. KOUL F.B.P. GRAIN COARSENING IN Fe-Ni-Cr ALLOYS AND THE INFLUENCE OF SECOND PHASE PARTICLES // Acta Metall. 1982. Vol. 30, № 1. P. 1303-1308.

170. Burke J.E., Turnbull D. Recrystallization and grain growth // Prog. Met. Phys. 1952. Vol. 3. P. 220-292.

171. Hu H., Rath B.B. On the time exponent in isothermal grain growth // Metall. Trans. 1970. Vol. 1, № 11. P. 3181-3184.

172. Kusakin P. et al. Microstructure evolution and strengthening mechanisms of Fe-

23Mn-0.3C-1.5Al TWIP steel during cold rolling // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2014. Vol. 617. P. 52-60.

173. Huang J.C., Ardell A.J. Addition rules and the contribution of 5' precipitates to strengthening of aged AlLiCu alloys // Acta Metall. 1988. Vol. 36, № 11. P. 2995-3006.

174. Ahmadi M.R. et al. A model for precipitation strengthening in multi-particle systems // Comput. Mater. Sci. Elsevier B.V., 2014. Vol. 91. P. 173-186.

175. Foreman A.J.E., Makin M.J. Dislocation movement through random arrays of obstacles // Philos. Mag. 1966. Vol. 14, № 131. P. 911-924.

176. Koppenaal T.J., Kuhlmann-Wilsdorf D. The effect of prestressing on the strength of neutron-irradiated copper single crystals // Appl. Phys. Lett. 1964. Vol. 4, № 3. P. 59-61.

177. Yanushkevich Z. et al. Structural strengthening of an austenitic stainless steel subjected to warm-to-hot working // Mater. Charact. Elsevier Inc., 2011. Vol. 62, № 4. P. 432-437.

Обратите внимание, представленные выше научные тексты размещены для ознакомления и получены посредством распознавания оригинальных текстов диссертаций (OCR). В связи с чем, в них могут содержаться ошибки, связанные с несовершенством алгоритмов распознавания. В PDF файлах диссертаций и авторефератов, которые мы доставляем, подобных ошибок нет.