Аннотация результатов, полученных в 2020 году
В ходе реализации проекта основное внимание было сосредоточено на выборе перспективных композиций высокоэнтропийных сплавов системы Fe-Ni-Cr-Co-С, демонстрирующего TWIP/TRIP эффекты, и отработке методики получения порошков для селективного лазерного спекания. На основании литературных данных и с учетом влияния составляющих элементов на возможные механизмы деформации были выбраны два сплава Fe60(CoNi)30Cr9,5-С и Fe65(CoNi)25Cr9,5-С. Была выполнена оценка влияния химического состава сплавов на их фазовый состав методом термодинамического моделирования с использованием программы Thermo-Calc. Было оценено влияние содержания углерода на фазовый состав сплавов Fe60(CoNi)30Cr9,5-С и Fe65(CoNi)25Cr9,5-С. Квазибинарные фазовые диаграммы сплавов Fe60-х(CoNi)30Cr9,5–Сх и Fe65-х(CoNi)25Cr9,5–Сх имели относительно широкую однофазную ГЦК область, ограниченную с правой стороны линией сольвуса карбидов M23C6 и М7С3, а снизу линией сольвуса ОЦК фазы. Максимальная растворимость углерода в обоих диаграммах достигается при температуре 1225°С и составляет около 3,0 ат.%. При концентрации углерода выше 3,0 ат.%, температура солидуса и ликвидуса демонстрировали слабую зависимость от содержания углерода. Показано, что сплавы Fe60 (Fe60(CoNi)30Cr9,5С0,5) и Fe65 (Fe65(CoNi)25Cr9,5С0,5) имеют двухфазную структуру, состоящую из ГЦК и ОЦК фаз. Объемные доли ОЦК фазы в сплавах Fe60 и Fe65 составляли 1% и 35%, соответственно. Гомогенизационный отжиг приводит к снижению объемной доли ОЦК фазы в Fe65 до 16%, не изменяя фазовый состав в Fe60. Исследование механических свойств сплавов при 25°С показало, что литой сплав Fe65 обладает более высоким пределом прочности равным 680 МПа по сравнению с гомогенизированным состоянием (480 МПа). Прочность Fe60 в обоих состояниях была на уровне 432-436МПа. Установлено, что понижение температуры испытаний до криогенной повышает механические свойства сплавов. Предел текучести сплавов в обоих состояниях увеличился в ~2,5 раза. Fe60 в литом и гомогенизированном состояниях демонстрировал высокую прочность и пластичность: 1086 МПа и 1044МПа, 77% и 80%, соответственно. Показано, что пластичность сплава Fe65 при -196°С ниже в 2,5 раза, а предел прочности значительно выше: в литом состоянии – 1692МПа; в гомогенизированном состоянии – 1533МПа. Изучено влияние холодной прокатки на микроструктуру и механические свойства сплавов Fe60 и Fe65, имеющих двухфазную ГЦК и ОЦК структуру. Установлено, что в сплавах после прокатки на 80% формируется структура, состоящая из вытянутых в направлении прокатки исходных зерен, разделенных полосами сдвига и высокоугловыми границами. Установлено, что после деформации в Fe60 объемная доля ОЦК фазы остается на уровне литого состояния, а в сплаве Fe65 увеличивается до 40%. Были проведены испытания на растяжение сплавов после прокатки при комнатной температуре. Показано, что сплав Fe60 при 25°C показал пределы текучести – 1080 МПа и прочности – 1133МПа, при относительном удлинении 8%. Сплав Fe65 демонстрировал меньшую пластичность равную 6%, но высокие пределы текучести –1385МПа и прочности –1437МПа. Выявлено, что понижение температуры испытаний на растяжение до криогенной повышает механические свойства сплавов. Так, предел прочности Fe60 увеличился до 1723 МПа, а пластичность до 35%. Максимальная прочность 2073 МПа при пластичности 26% была достигнута сплавом Fe65. Показано, что увеличение прочности на разрыв при снижении температур обусловлено деформационным фазовым превращением из ГЦК в ОЦК фазу. Кривые деформационного упрочнения сплавов при -196°С показывают подъем вверх при истинной деформации ~ 0,03. Увеличение истинной деформации сплава Fe60 с 0,03 до 0,15, а в Fe65 с 0,03 до 0,09 указывает на активацию механизмов деформационного упрочнения связанный с ТРИП эффектом. Было проанализировано влияние температуры отжига на структуру сплавов после прокатки. Отжиг сплавов при 600°С не приводит к изменениям в микроструктуре сплавов. Установлено, что при 700°С в сплавах наблюдалось развитие частичной рекристаллизации. Дальнейшее повышение температуры отжига обеспечивает завершение первичной рекристаллизации и формирование однородной, равноосной, рекристаллизованной микроструктуры. Выявлен рост среднего размера зерна в ходе отжига при 700°С-1000°С с 2,2 мкм до 32 мкм в сплаве Fe60 и с 2,1 мкм до 7,8 мкм в Fe65. Показано, что после отжига внутри зерен и по ее границам выделяются частицы карбидов типа М23С6, объемная доля которых растет с увеличением температуры до 800°С, а далее снижается. Замечено изменение объемной доли ОЦК фазы с повышением температуры от 600°С до 1000°С: объемная доля в сплаве Fe60 уменьшается с 5% до 1%, а в Fe65, напротив, возрастает с 40% до 54%. Установлено, что ОЦК мартенсит в сплаве Fe65 имеет реечный морфологический тип. Ширина пластин изменяется от 73 нм (после прокатки) до 110 нм (отжиг 1000°С). Деформационно-термическая обработка, включающая прокатку и отжиг при температурах 600°С-1000°С, приводит к значительному повышению прочностных свойств сплавов Fe60 и Fe65 вследствие формирования ультрамелкозернистой частично-рекристаллизованной структуры, упрочненной частицами вторых фаз. Например, в сплавах Fe60 и Fe65 выделение карбидов после отжига при 700°С и формирование частично-рекристаллизованная структура обеспечивают получение высоких механических свойств. Так, пределы текучести и прочности в Fe60 составляли 684 МПа и 899 МПа, а в Fe65 – 595 МПа и 1090 МПа соответственно. Пластичность сплавов в данных состояниях составляет 20%. Повышение температуры отжига обеспечивает завершение первичной рекристаллизации, повышение пластичности и снижение прочностных свойств. Установлено, что понижение температуры испытаний до криогенной обеспечивает заметный прирост прочности и пластичности обоих сплавов. При этом сплавы имеют крайне привлекательное соотношение прочности и пластичности. Например, сплав Fe60 после отжига при 600°С обладал пределом текучести и прочности при растяжении 1140 МПа и 1718 МПа соответственно, и пластичностью - 36%. Сплав Fe65 после отжига при 800°С демонстрирует резкое повышение прочностных свойств. Так, пределы текучести и прочности составляли 1040 МПа и 1893 МПа соответственно, а пластичность была 25%. Установлено, что сплавы Fe60 и Fe65 не демонстрируют хрупко-вязкого перехода при испытаниях на ударную вязкость при изменении температуры испытания от комнатной до криогенной. Сплавы Fe60 и Fe65 после прокатки демонстрируют ударную вязкость, KCV при комнатной температуре 88 Дж/см2 и 64 Дж/см2, соответственно, и 95 Дж/см2 и 70 Дж/см2, соответственно, при криогенной температуре. Показано, что рекристаллизационный отжиг существенно повышает ударную вязкость обоих сплавов, как при комнатной, так и при криогенной температурах. Так, при 25°С ударная вязкость отожженных при 800°С сплавов Fe60 и Fe65 находится на уровне 120–128 Дж/см2 и не меняется при уменьшении температуры (-196°С) за исключением сплава Fe65, который, напротив, демонстрирует снижение до 88 Дж/см2 за счет формирования мелкозернистой, рекристаллизованной структуры в ходе отжига при 800°С, содержащей карбиды типа М23С6. Дальнейшее повышение температуры отжига сплавов ведет к некоторому росту ударной вязкости. Получен порошок из сплава Fe65(CoNi)25Cr9,5С0,05. Производство порошка проходило в атмосфере аргона. Размер частиц порошка сферической формы составил от 10 до 50 мкм. Из полученного порошка методом селективного лазерного спекания был получен пробный образец размерами 10x10x10 мм. При изготовлении образца использовался следующий режим: выходная мощностью лазера была 200 Вт; скоростью сканирования 740 мм/с. На поверхности образца не наблюдалось поверхностных дефектов (трещин или пор). По результатам выполнения проекта в 2020 году опубликовано 2 статьи, из них 1 – в журнале из первого квартиля (Q1).

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
На первом этапе выбора режимов спекания было смоделировано распределение температурных полей при лазерном спекании с использованием программного продукта QForm 9.0.7. Было построено распределение температуры в разные моменты времени при варьировании мощности лазера и скорости сканирования. Движущийся источник тепла приводит к изотермическому «хвосту кометы», который имеет плотную структуру спереди и рыхлую сзади. Смоделированная максимальная температура нелинейно увеличивается с уменьшением скорости сканирования, что связано с длительной лазерной обработкой при более низкой скорости сканирования, что дает больше времени для прохождения тепла по всему материалу. Установлено, что с увеличением скорости сканирования при равной мощности пучка, ширина области расплавления уменьшается. Увеличение скорости сканирования от 400 до 2200 мм/с при одинаковой мощности (например 100Вт) может уменьшить ширину дорожки сканирования в диапазоне от 0,191 до 0,099 мм. Выявлено, что ширина дорожки так же увеличивается с увеличением мощности лазера. Ширина дорожки в диапазоне от 0,11 до 0,17 мм обеспечивает полностью скрепленный слой. Установлено влияние интервала сканирования на формирование порошкового слоя. Оценка изменения температуры в зависимости от интервала сканирования показала неоднородное распределение теплового поля с возможно несколькими циклами кристаллизации при интервале сканирования 50 мкм. При интервале сканирования 70 мкм процесс затвердевания расплава происходит однократно. Еще более высокий интервал сканирования (90 мкм) приводит к неэффективному распределению плотности энергии, что вызывает недостаточное перекрытие линий плавления. Проведено исследование порошка методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ). Частицы порошков имеют сферическую форму с равномерным распределением элементов. Процентильные размеры составляют d10 =4.8 мкм, d50 =17.5 мкм, d90 =31 мкм. Порошок имел однофазную ГЦК структуру, по сравнению с литым состоянием, что связано с высокой скоростью охлаждения при его получении. Для отработки режимов предварительно были получены пробные слои при варьировании скорости в пределах 400-3200 мм/с с шагом 200мм/с, и с мощностями 100,150,200,250 и 300 Вт. Выявлено, что при высоких значениях мощности (например, 300 Вт) и низкой скорости (400 мм/с) отчетливо наблюдается пережог, разбрызгивание переплавленных частиц порошка и глубокое переплавление подложки, а при высоких скоростях и низкой мощности сплавление с подложкой практически не происходит, либо слои получаются с высокой степенью пористости. Были изготовлены заготовки размерами 10х10х10 мм при разных режимах. Ни в одном из образцов трещин не обнаружено. Установлено, что с увеличением скорости сканирования при постоянной мощности наблюдается повышение объемной доли пор. Плотность энергии варьировалась от 20 до 444 Дж/мм3 в диапазоне скорости сканирования от 400мм/с до 3200мм/с и мощности лазера от 100Вт до 300Вт, соответственно. Построенная зависимость объемной доли пор от объемной плотности энергии, демонстрирует относительно плавное снижение доли пор до 0,1%, при Е = 78 Дж/мм3, а с дальнейшим увеличением плотности энергии, доля пор постепенно возрастает. Среди отобранных образцов наилучший результат при сплавлении показал сплав, полученный при мощности лазера 200Вт и скорости сканирования 1600мм/с. Образцы после СЛС демонстрировали высокие механические свойства по сравнению с литым состоянием. Так пределы текучести и прочности сплава, в зависимости от режима получения, находились в интервале 530-575 МПа и 619-662 МПа, соответственно, а относительное удлинение – 23-36%. Сплав, полученный по режиму №18 (V=1600 мм/с, P=200Вт) показал максимальные значения механических свойств. Наиболее близкие к максимальным показателям прочности и пластичности были у образца №5 (V=2200 мм/с, P=300Вт). Показано, что СЛС приводи к повышению микротвёрдости сплава до 236HV, относительно литого состояния (182 HV). Установлено, что после СЛС сформировалась микроструктура с шириной треков от 80 мкм до 100 мкм, в центре которых образовались крупные зерна неправильной формы, а по краям более мелкие равноосной либо удлиненной формы. Средний размер зерен составил 13 мкм (№18) и 10 мкм (№5). Замечено, что в плоскости перпендикулярном направлению роста заготовки (XY), средний размер зерен меньше, чем по другим плоскостям в обоих состояниях. Анализ фазовых карт показал, что СЛС ведет к формированию двухфазной структуры, состоящей из ГЦК и ОЦК фаз, где доля ОЦК фазы составляет 1% для №18 и 0,5% – №5. Построенные прямые полюсные фигуры демонстрируют отсутствие выраженной текстуры для напечатанного сплава в обоих состояниях; максимальные значения наблюдались в образцах №18 и №5 по плоскости XY и составили 4,66 и 4,06, соответственно. Характерной особенностью исходной тонкой микроструктуры является формирование вытянутой субструктуры, внутри которой наблюдаются ячейки размером 430 нм (№5) и 500 нм (№18). На границах субструктуры отмечается образование нанодисперсных частиц со средним размером 25нм. Образец №18 (V=1600 мм/с, P=200Вт) при комнатной температуре показал предел текучести в 3,5 раза выше (575 МПа) по сравнению с литым состоянием (155 МПа) при сопоставимом пределе прочности (660 МПа и 682 МПа, соответственно). Относительное удлинение уменьшилось с 65% до 36%. Более высокие значения прочности с некоторым снижением пластичности сплав, полученный по режиму №18, показал при криогенных испытаниях. Так пределы текучести и прочности увеличились до 700МПа и 1796МПа, соответственно, а пластичность снизилась до 25%. Механические свойства сплава в литом состоянии, полученные в ходе испытаний при -196°С, заметно уступали напечатанному сплаву: предел текучести - 375МПа; предел прочности –1692МПа; относительное удлинение–27%. Увеличение прочности на разрыв при снижении температуры обусловлено деформационно-индуцированным фазовым превращением из ГЦК в ОЦК фазу. Сплав Fe65(CoNi)25Cr9,5С0,5 в литом состоянии и после СЛС при комнатной температуре демонстрирует ударную вязкость KCV 98 Дж/см2 и 66 Дж/см2, соответственно, а при криогенной температуре 86 Дж/см2 и 43 Дж/см2, соответственно. Установлен необычный вид кривой напряжение-деформация напечатанного образца – формирование площадки текучести до достижения относительного удлинения 7%, а после резкое упрочнение. Исследована микроструктура растянутых образцов до 5% и 10% деформации. Выявлено повышение объемной доли ОЦК фазы с 22% до 32%. Установлено, что при 5% деформации ОЦК фаза выделяется по границам зерен, тогда как при 10% мартенситное превращение распространяется и по телу зерна. После разрушения мартенситное фаза занимает 92%. Установлено, что вертикально (Z) вырезанные образцы демонстрируют наихудшие механические свойства. Максимальную прочность и пластичность показывают образцы, вырезанные по направлению Х. Наблюдаемая анизотропия является ожидаемой; горизонтально ориентированный образец при растяжении имеет наибольший предел текучести, поскольку ось удлиненных зерен ориентирована перпендикулярно оси растяжения. По результатам выполнения проекта в 2021-2022 годах опубликовано 2 статьи, из них 1 – в журнале из первого квартиля (Q1).

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
В ходе реализации проекта основное внимание было сосредоточено на выборе оптимального режима термической обработки высокоэнтропийного сплава Fe65(CoNi)25Cr9.5С0.5, полученного методом селективного лазерного спекания (СЛС). В ходе исследования было установлено, что на кривых ДСК анализа в интервале температур 780-800°С наблюдается небольшой экзотермический пик, сопровождающийся выделением тепла в ходе фазового превращения. Анализ результатов термодинамического моделирования выявил, области существования ГЦК и ОЦК фаз. Отмечено возможное выделение карбидов типа M7C3 или M23C6 при температурах ниже 900°С. Исследовано влияния термической обработки в интервале температур 600-900°С и времени выдержки от 30 до 300 минут с последующим охлаждением при различных средах (вода, воздух) на структуру сплава, полученного методом СЛС. Установлено, что влияние скорости охлаждения незначительное при отжиге до 700°С и не приводит к изменениям структуры сплава. Увеличение времени выдержки до 300мин способствует формированию карбидов М23С6. Отжиг при 800°С с охлаждением на воздухе ведет к образованию мартенситной ОЦК фазы, доля которой вначале растет с увеличением времени выдержки, а после снижается. При более высоких скоростях охлаждения доля ОЦК фазы возрастает плавно. Установлено, что при часовой выдержке независимо от скорости охлаждения, выделение мартенсита идет по границам зерен и по телу зерна, а при длительных отжигах до 300мин образуется только по границам. После отжига при 900°С сплав имеет структуру, состоящую из ГЦК и ОЦК фаз, а также карбидов типа М23С6. Замечен резкий рост доли ОЦК фазы до 13% после часового отжига при закалке в воду. Мартенсит образовался в форме островков, расположенных как на границах, так и в теле зерна. В остальных состояниях доля мартенсита не превышала 3%. Отмечено, что повышение температуры и длительность отжига способствуют увеличению объемной доли и среднего размера карбидов. Карбиды, обогащенные Cr, преимущественно выделяются по границам зерен. По результатам полученных данных была проведена оценка механических свойств сплава, отожженного при 700°С, 800°С и 900°С с временим выдержки от 30мин до 300мин и охлаждением при различных средах. Установлено, что независимо от скорости охлаждения, увеличение времени выдержки отжига приводит к снижению пластичности и предела текучести в ходе испытаний при комнатной температуре. Скорость охлаждения сплава после отжига при 800°С не влияет на его прочность и пластичность, а пределы текучести отличаются между собой незначительно. Выявлены высокие механические свойства сплава после 30 и 60мин отжига при температуре 800°С с последующим охлаждением на воздухе. Прочность сплава после отжига при 900°С заметно падает независимо от времени и скорости охлаждения. Снижение температуры испытаний до криогенных, как и ожидалось, ведет к увеличению прочностных свойств по сравнению с испытаниями при комнатной температуре, тогда как пластичность во всем диапазоне температур отжига заметно ниже. Максимальные прочностные и пластические свойства при криогенной температуре наблюдаются после часового отжига при 800°С с последующим охлаждением на воздухе и составляют 600МПа(σ0,2) и 1855МПа(σв), соответственно, при пластичности в 25%. Установлено, что отжиг при 800°С в течение 60 минут с последующим охлаждением на воздухе приводит к повышению ударной вязкости при комнатной температуре до 95 Дж/см2, а при криогенной – 50Дж/см2, что превосходят напечатанное состояние (66Дж/см2 и 42,6Дж/см2, соответственно). Изучено влияние температуры на механические свойства сплава прокатанного на 80% в интервале температур 500-1000°С. Показано, что резкое падение прочностных свойств в ходе испытаний при 500°С с 1345МПа до 970МПа, по сравнения с прокатанным состоянием. Повышение температуры испытания ведет к падению прочностных свойств. Показано, что пластичность вначале возрастает до 120% при 800°С, а после снижается. Исследовано влияние степени прокатки на структуру и механические свойства напечатанного сплава. Образцы сплава, прокатанные до степени деформации 20% имели однофазную ГЦК структуру с вытянутыми в направлении прокатки зернами. Деформация до 40% ведет к образованию деформационных полос сдвига и повышению доли ОЦК фазы до 5%. Повышение степени прокатки до 60% и выше привело к формированию ОЦК фазы, объемная доля которой повысилась с увеличением деформации. Установлено, что сплав после СЛС и прокатки на 80% показывает высокие механические свойства в криогенных условиях. Предел прочности и предел текучести сплава достигли 1740МПа и 2233 МПа, соответственно, а пластичность составила 24%. По результатам выполнения проекта в период 2022-2023 года опубликована 1 статья (Q2) и 1 статья – в журнале из первого квартиля (Q1), подана 1 заявка на патент на изобретение "Способ селективного лазерного спекания среднеэнтропийного сплава системы Fe-Co-Ni-Cr-C".