Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах
С использованием термодинамического подхода изготовлены девять высокоэнтропийных (S = 13,3—19,1 Дж•моль^-1•К^-1) литых металлических сплавов с содержанием в каждом из них от 5 до 10 элементов преимущественно эквиатомных составов. После охлаждения расплавов с высокими скоростями получены одно- или дв...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Современные проблемы физического материаловедения |
|---|---|
| Дата: | 2009 |
| Автори: | , , , , , |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Російська |
| Опубліковано: |
Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України
2009
|
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/28669 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах / С.А. Фирстов, В.Ф. Горбань, Н.А. Крапивка,Э.П. Печковский, Н.И. Даниленко, М.В. Карпец // Современные проблемы физического материаловедения: Сб. научн . тр. — К.: ІПМ НАН України, 2009. — Вип. 18. — С. 140-147. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859661358010728448 |
|---|---|
| author | Фирстов, С.А. Горбань, В.Ф. Крапивка, Н.А. Печковский, Э.П. Даниленко, Н.И. Карпец, М.В. |
| author_facet | Фирстов, С.А. Горбань, В.Ф. Крапивка, Н.А. Печковский, Э.П. Даниленко, Н.И. Карпец, М.В. |
| citation_txt | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах / С.А. Фирстов, В.Ф. Горбань, Н.А. Крапивка,Э.П. Печковский, Н.И. Даниленко, М.В. Карпец // Современные проблемы физического материаловедения: Сб. научн . тр. — К.: ІПМ НАН України, 2009. — Вип. 18. — С. 140-147. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Современные проблемы физического материаловедения |
| description | С использованием термодинамического подхода изготовлены девять высокоэнтропийных (S = 13,3—19,1 Дж•моль^-1•К^-1) литых металлических сплавов с содержанием в каждом из них от 5 до 10 элементов преимущественно эквиатомных составов. После охлаждения расплавов с высокими скоростями получены одно- или двухфазные сплавы на основе твердых растворов замещения с ОЦК или в сочетании с гексагональной кристаллическими решетками. Сплавы имеют дендритную структуру различной степени дисперсности и соотношения с междендритным объемом. В некоторых сплавах наблюдаются выделения вторых фаз. Сплавы обладают повышенной термической стабильностью, имеют высокие значения прочностных характеристик в интервале температур 20—1000 °С при кратковременном и длительном способах нагружения, при высоких температурах проявляют низкую ползучесть.
|
| first_indexed | 2025-11-30T09:49:08Z |
| format | Article |
| fulltext |
УДК 620.178.152:669.265.295
Механические свойства литых многокомпонентных
сплавов при высоких температурах
С. А. Фирстов, В. Ф. Горбань, Н. А. Крапивка,
Э. П. Печковский, Н. И. Даниленко, М. В. Карпец
С использованием термодинамического подхода изготовлены девять
высокоэнтропийных (S = 13,3—19,1 Дж⋅моль-1⋅К-1) литых металлических сплавов
с содержанием в каждом из них от 5 до 10 элементов преимущественно
эквиатомных составов. После охлаждения расплавов с высокими скоростями
получены одно- или двухфазные сплавы на основе твердых растворов замещения
с ОЦК или в сочетании с гексагональной кристаллическими решетками. Сплавы
имеют дендритную структуру различной степени дисперсности и соотношения
с междендритным объемом. В некоторых сплавах наблюдаются выделения
вторых фаз. Сплавы обладают повышенной термической стабильностью,
имеют высокие значения прочностных характеристик в интервале температур
20—1000 оС при кратковременном и длительном способах нагружения, при
высоких температурах проявляют низкую ползучесть.
Введение
Идея развиваемого в последнее время термодинамического подхода к
конструированию многокомпонентных сплавов состоит в следующем [1—3].
Многокомпонентный сплав можно получить в состоянии однофазного
твердого раствора замещения, который по своей природе является
одновременно более высокопрочным и термодинамически устойчивым по
сравнению с многофазным. Достигается это подбором такого количества
компонентов и соотношения их концентрации в сплаве, при которых в
расчетном (шихтовом) составе создается повышенное значение энтропии
смешения (а значит, в соответствии с уравнением Гиббса — пониженная
свободная энергия сплава) и сохраняется оно не только в расплавленном
состоянии, но и после затвердевания. Пониженная свободная энергия сплава
обусловливает устойчивость твердого раствора при последующей
термической обработке. Повышенные прочностные характеристики при
высоких температурах обеспечиваются благодаря сильному искажению
кристаллической решетки (как правило, ОЦК) из-за различия атомных
радиусов элементов замещения. При этом чем выше энтропия смешения, тем
более выражены эти характеристики сплава. Расчет числа элементов и их
концентрации в сплаве производится по формуле Больцмана, из которой
следует, что наибольшей энтропией смешения для данного числа элементов
обладают сплавы эквиатомного состава.
Важным технологическим фактором, обеспечивающим получение вы-
сокоэнтропийного сплава в твердом состоянии, является достаточно
высокая скорость охлаждения сплава в жидком и твердом состояниях,
которая не дает возможности развиться диффузионным процессам,
приводящим к образованию химических соединений, то есть к распаду
твердого раствора и, следовательно, к снижению энтропии смешения.
© С. А. Фирстов, В. Ф. Горбань, Н. А. Крапивка, Э. П. Печковский,
Н. И. Даниленко, М. В. Карпец, 2009
140
Такой “энтропийный” подход к конструированию многокомпонент-
ного сплава с заданными свойствами позволяет априори определить число
элементов в нем и их соотношение и выполнить оценочный прогноз
фазового и структурного состояний, а также термической стабильности
сплава. К сожалению, этот подход не может решить проблему подбора
конкретного качественного и количественного сочетания элементов
сплава. Поэтому, положив в основу результаты “энтропийной” оценки
поведения сплава, его качественный состав устанавливают эмпирически с
учетом влияния большого количества факторов на различных уровнях
(от атомного до технологического).
В данной работе на примере изучения поведения полученных
высокоэнтропийных литых металлических сплавов (преимущественно
эквиатомных составов) в условиях термического воздействия, а также
кратковременного и длительного нагружения в интервале температур 20—
1000 оС продемонстрирован положительный результат использования
изложенного направления конструирования высокожаропрочных много-
компонентных сплавов.
Методика эксперимента
Шихтовые составы изученных сплавов и расчетные значения энтропии
смешения S приведены в табл. 1. Практически все выбранные элементы
образуют друг с другом твердые растворы замещения с различными
пределами растворимости [1]. Заметные различия в атомных радиусах
выбранных элементов позволили предположить получение высоких
значений прочностных характеристик сплавов благодаря сильному
искажению кристаллических решеток однофазных твердых растворов.
Высокие значения энтропии смешения сплавов и скорости охлаждения
(V1 ≈ 800, V2 ≈ 3000 оC/с) должны обеспечить возможность их
значительного переохлаждения. Последнее, как известно [4], необходимо
для образования большого количества центров кристаллизации в жидком
растворе, то есть создания сверхмелкозернистой структуры сплава в
твердом состоянии — как дополнительный фактор достижения высокой
прочности.
Для изготовления сплава навески массой 100 г плавили в атмосфере
очищенного аргона электродуговым способом с нерасходуемым вольфра-
мовым электродом на медной водоохлаждаемой подине в лунке, имеющей
геометрию полусферы. Полученные слиточки переплавляли 6—7 раз для
гомогенизации состава, после чего проливали в медную водоохлаждае-
мую изложницу диаметром 10 и длиной 100 мм (Vохл = V1 ≈ 800—900 оС/с)
или непосредственно на подину (Vохл = V2 ≈ 3000 оС/с).
В работе использованы следующие методы исследования и испытания:
рентгенофазовый (дифрактометр ДРОН-УМ1, в монохроматическом
CuKα-излучении) анализ; растровая (Superprobe-733) и просвечивающая
(JEM-2100F) электронная микроскопия в сочетании с рентгеновским
микроанализатором INCA (диаметр электронного пучка 0,7 нм);
низкотемпературное (Т = 20 оС) автоматическое микроиндентирование
(прибор Микрон-гамма) пирамидой Берковича по методу работ [5, 6];
высокотемпературное (Т = 20—1000 оС) кратковременное (1 мин) и
длительное (1—60 мин) индентирование пирамидой Виккерса; одноосное
141
Т а б л и ц а 1. Шихтовые составы изученных сплавов и расчетные
значения энтропии смешения S
Al
Si
Ti
V
Cr
Fe
Co
Ni
Cu
Ga
Zr
Nb
Mo
Hf
Ta
Sn
Re
S,. Дж·
моль1⋅К-1
2 35 30 5 8 5 15 13,3
20 20 20 20 20 13,4
17 17 15 17 17 14,9
15 17 17 17 17 17 14,9
17 17 17 17 17 17 15 14,9
25 10 10 10 25 10 10 15,3
14 14 14 14 14 16 14 16,2
11 11 12 11 11 11 11 11 11 18,3
10 10 10 10 10 10 10 10 10 10 19,1
сжатие в интервале температур 20—900 оС (образцы 3х3х5 мм, скорость
деформации составляла 8⋅10-4 с-1).
Фазовые составы и структурные состояния
Результаты рентгенофазового анализа сплавов и структурные
состояния некоторых из них представлены в табл. 2 и на рис. 1, 2.
Т а б л и ц а 2. Фазовые составы сплавов после охлаждения из
жидкого состояния с высокой скоростью и механические свойства
при комнатной температуре
Фаза
Номер
сплава Тип
Коли-
чество,
% (объем.)
Параметр
решетки, нм
HIT,
ГПа
Е*,
ГПа
εes,
%
εcr,
% Vохл
ОЦК (β-Ti) 80 а = 0,3099
1
Ti5Si3 20 a = 0,7403
b = 0,5103
10 68 2,7 1,1 V1
ОЦК (β-Ti) 65 a = 0,3219
2 Гексагон.
(ZrAlCo)
35 a = 0,5263
c = 0,8574
7,5 113 2,1 1,4 V1
ОЦК (β-Ti) 71 a = 0,3010
3 Гексагон.
(ZrAlCo) 29 a = 0,4870
c = 0,7926
8,6 148 1,9 1,7 V2
ОЦК (β-Ti) 84 a = 0,3274
4 Гексагон.
(ZrAlCo) 16 a = 0,5166
c = 0,8431
9,4 143 2,2 1,7 V2
5 ОЦК (β-Ti) <100 a = 0,3349 5,7 86 2,1 1,5 V2
ОЦК (β-Ti) 37 a = 0,3208
6 Гексагон.
(ZrAlCo)
63 a = 0,5203
c = 0,8432
5,9 69 2,7 0,4 V1
7 ОЦК (β-Ti) <100 a = 0,3126 9,4 145 2,2 1,4 V2
8 ОЦК (β-Ti) <100 a = 0,3131 7,1 108 2,1 0,8 V1
ОЦК (β-Ti) 62 a = 0,3214
9 Гексагон.
(ZrAlCo)
38 a = 0,5261
c = 0,8574
8,0 127 2,1 0,8 V1
142
30 40 50 60 70 80 90
2θ, град
31 40 50 60 70
2θ. град
в г
30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 95
5039
2520
0
P o w d e rC e ll 2 .2
35 40 45 50 55 60 65 70
1286
643
0
P o w d e rC e l l 2 . 2
ZrAlCo_c14 34,8%
1
1
0
1
0
3
2
0
0
1
1
2
2
0
1
0
0
4
2
0
2
1
0
4
2
0
3
2
1
0
2
1
1
1
1
4 1
0
5
2
0
4 3
0
0
3
0
1
2
1
3
3
0
2
2
0
5
1
0
6
2
1
4
2
2
0
B_TI
1
1
0
2
0
0
2
1
1
2
2
0
3
1
0
B_TI 65,2%
TZHVNT17_p.X_Y
Рис. 1. Дифрактограммы сплавов с наложенными эталонными дифрактограммами
двух фаз (а, б) и соответствующие структуры РЭМ (в, г): а, в — однофазный
сплав № 5 с ОЦК (β-Ti) решеткой; б, г — двухфазный сплав № 2 с ОЦК (β-Ti) и
гексагональной (ZrAlCo) решетками.
Получение сплава, представляющего собой однофазный твердый
раствор всех содержащихся в нем элементов, зависит от нескольких
факторов, в первую очередь, от качественного и количественного состава
и скорости охлаждения. Как правило, образуются две фазы — с ОЦК и
гексагональной кристаллическими решетками в различном соотношении.
При этом параметры кристаллических решеток, как и следовало ожидать,
у каждого сплава имеют значения, близкие к фазам, соответственно, типа
β-Ti и ZrAlCo.
Структура сплавов состоит из дисперсных дендритных кристаллов
глобулярного типа, относительно равномерно распределенных в матрице.
Размеры глобулей и ветвей дендритов находятся в пределах 1—5 мкм при
скорости охлаждения V1 и в 5—10 раз меньше при V2.
Выполненный микроанализ сплава № 1 позволил установить
характерные особенности распределения элементов между структурными
составляющими (рис. 2). Выявлено, что и в дендритах и в матрице сплава
содержатся все элементы, введенные в шихтовой состав сплава, однако
произошло их количественное перераспределение. В результате
изменилось соотношение концентраций элементов по сравнению с
шихтовым составом в сторону меньшего различия между ними.
Это отразилось на изменении (главным образом, в сторону увеличе-
ния) энтропии смешения в обоих структурных составляющих. Расчетное
значение энтропии смешения данного 7-компонентного сплава в шихтовом
1
1
0
2
0
0
2
1
1
TI20ZR20.X_Y
а б
143
а б в
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение структуры сплава № 1 после
охлаждения расплава с высокой скоростью: а — дендритная структура (РЭМ); б —
фрагмент участка дендрита и междендритного объема (ПЭМ) с указанием точек
микроанализа элементов сплава; в — распределение титана в сплаве
(соответствует рис. 1, б).
составе равно 13,3 Дж·моль-1⋅К-1, после затвердевания — 12,7—15,0, а
расчетное значение для эквиатомного состава (то есть при отсутствии
различия в концентрациях элементов) — 16,2.
Термическая стабильность
Влияние режимов высокотемпературных отжигов на механические
свойства сплава № 1 при комнатной температуре продемонстрировано на
рис. 3 [7]. Cплав имеет высокую твердость — НIT = 9,5—10,5 ГПа. Модуль
Юнга находится на уровне Е = 110—130 ГПа. Упругая деформация при
индентировании высока и составляет εes = 2,5%, а соответствующее ей
напряжение σes = 3 ГПа. Сплав обладает высокой термической
стабильностью: после отжигов в интервале температур 400—900 оС все
характеристики прочности и деформации при 20 оС остаются постоянными.
И только после отжига при 1000 оС появляются локальные места с
повышенными значениями твердости НIT, модуля Юнга Е и напряжения
упругой деформации σes. Это может быть обусловлено началом распада
твердого раствора и образованием дисперсных интерметаллидных фаз [8].
Рис. 3. Влияние режима
отжига на характеристики
индентирования сплава № 1
при комнатной температуре:
1 — охлаждение расплава со
скоростью ∼800 оС/с; 2 —
отжиг 550 оС (2 ч) + 750 оС
(2 ч); 3 — отжиг 800 оС (10
мин); 4 — 900 оС (2 ч); 5
— 1000 оС (10 мин). HIT —
твердость; Е — модуль
Юнга; εes — внеконтактная
упругая деформация [6]; σes
— соответствующее ей
напряжение [6].
144
Высокотемпературная кратковременная твердость и прочность
Температурная зависимость кратковременной твердости сплава № 1
может быть разделена на четыре интервала (рис. 4). В температурном
интервале I (от комнатной до ∼450 оС) твердость имеет высокие значения
(HV = 5,8—6,5 ГПа) и снижается с очень малой скоростью. Температура
450 оС является первой критической температурой ТкрI. В районе
ТкрII ≈ 600 оС происходит еще более значительное увеличение скорости
снижения твердости. Критическая температура ТкрIII ≈ 780 оС знаменует
переход к четвертому температурному интервалу снижения твердости.
Наличие температурных интервалов твердости обычно объясняют
различными механизмами деформации материала [7, 9]. Результаты
высокотемпературного испытания на одноосное сжатие представлены в
табл. 3. Видно, что сплав обладает очень высокими прочностными
характеристиками при повышенных температурах, имея при этом и
высокую пластичность.
Длительная твердость и ползучесть
Влияние времени выдержки (1, 5, 10, 20, 30, 60 мин) индентирования
на снижение твердости сплава № 1 под действием силы 1 Н при
постоянной температуре изучали в интервале температур 400—900 оС.
Зависимость твердости НV сплава от времени выдержки t под индентором
слабониспадающая (рис. 5, а): снижение твердости практически прекраща-
ется после 5—10 мин выдержки под нагрузкой. Такое поведение
длительной твердости является признаком повышенной жаропрочности
данного сплава. Следующим аспектом высокотемпературного
индентирования в условиях выдержки индентора при постоянных
температуре и приложенной силе является ползучесть материала, которая
проявляется в увеличении размеров отпечатка [9, 10]. В результате
представляется возможным строить и анализировать первичные кривые
ползучести — зависимость размеров отпечатка (диагонали и глубины
внедрения) от времени, то есть контролировать кинетику внедрения
индентора в сплаве (рис. 5, б). В первую минуту нагружения внедрение
индентора происходит на значительную глубину hмгн, то есть с большой
скоростью Vмгн. Эту стадию I ползучести можно назвать начальной (как
показано в работе [10], она соответствует стадии мгновенной
деформации при растяжении).
Следующий участок первичной
кривой ползучести на
протяжении 5—30 мин (в зависи-
мости от температуры) довольно
Рис. 4. Температурная зависимость
кратковременной (1 мин) (1) и
длительной (60 мин) (2) твердости
сплава № 1. Приведены также
данные для трех известных α-тита-
новых сплавов [7].
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 0
1
2
3
4
5
6
Ti—1,4Si—8Al—2 Zr ,3
-
α
Ò, î Ñ
HV, ГПа
в
1
2
Ti—6Si—17Al - α
I II III IV
IMI - α
0
Т, оС
145
Т а б л и ц а 3. Высокотемпературные прочность и деформация при
сжатии сплава № 1
Т, оС σпц, ГПа σв, ГПа εразр., %
20 2,48 2,48 0
700 1,72 2,20 5,6
750 1,34 1,68 25,5
900 0,35 0,40 50
0 10 20 30 40 50 60
0
5
10
15
20
25
30
35
40
45
900 oC
750 oC
550 oC
400 oC
Время выдержки под нагрузкой t, мин
Гл
уб
ин
а
вн
ед
ре
ни
я
ин
де
нт
ор
а
h cr
, м
км
М
гн
ов
ен
на
я
де
фо
рм
ац
ия
I
II
II
II
III
III
III
0 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0
0
1
2
3
4
5
6
900 oC
750 oC
550 oC
Время вы держки под нагрузкой , t, мин .
H V , ГП а
400 oC
Рис. 5. Высокотемпературные длительная твердость (а) и ползучесть (б) сплава
№ 1 при различных температурах в зависимости от времени выдержки при
нагрузке Р = 10 Н [7].
четко описывается затухающей экспоненциальной зависимостью типа
y = yo + a·exp(-x/b) [10].
Стадия II ползучести при индентировании по аналогии с растяжением
названа стадией неустановившейся ползучести [10]. При этом при
температурах 450 и 550 оС эта стадия закачивается после 5-минутной
выдержки и при дальнейшем увеличении времени выдержки ползучесть
практически отсутствует. При 750 оС стадия II заканчивается после
10-минутной выдержки, а скорость ползучести уже становится заметной.
При 900 оС стадия II заканчивается после 30-минутной выдержки, а
скорость ползучести значительно возрастает. Участки кривых ползучести
при этих температурах, соответствующие стадии III, практически прямо-
линейны, то есть на этих участках скорости ползучести постоянны — это
стадии установившейся ползучести. При температурах 400 и 550 оС
ползучесть отсутствует, при 750 оС на стадии III ползучесть проявляется,
однако протекает с очень малой скоростью — Vhсr = 0,02 мкм/мин, при
900 оС скорость ползучести становится заметной — Vhсr = 0,12 мкм/мин.
146
Выводы
Анализ фазовых и структурных состояний и механического поведения
полученных высокоэнтропийных литых металлических сплавов показал
эффективность использования термодинамического подхода к конструи-
рованию многокомпонентных сплавов, обладающих термической
стабильностью до 1000 оС, высокими характеристиками прочности в
интервале температур 20—1000 оС, низкой высокотемпературной
ползучестью. Факторами, которые обусловливают повышенные высокие
прочностные характеристики сплавов конкретных составов, явились
наличие одной или двух фаз в составе твердого раствора, высокая
дисперсность, разветвленность и равномерность распределения
дендритных кристаллов, а также содержание некоторого количества
высокодисперсной второй фазы в междендритном объеме. В свою
очередь, влияние этих факторов обусловлено конкретным качественным и
количественным составом сплавов в совокупности с высокоскоростным
охлаждением из жидкого состояния.
1. Ranganathan S. Alloyed pleasures: Multimetallic cocktails // Current Science. —
2003. — 85, No. 10. — P. 1404—1406.
2. Yeh J. W., Chen Y. L., Lin S. J. and Chen S. K. High-entropy alloys — a new era of
exploitation // Mater. Science Forum. — 2007. — 560. — P. 1—9.
3. Zhang Y. and Zhou Y. J. Solid solution formation criteria for high entropy alloys //
Ibid. — 2007. — 561—565. — P. 1337—1339.
4. Inoue A. Bulk amorphous alloys // J. Appl. Phys. — 2000. — 87. — P. 1141—
1152.
5. Фирстов С. А., Горбань В. Ф., Печковский Э. П., Мамека Н. А. Связь
прочностных характеристик материалов с показателями автоматического
индентирования // Материаловедение. — М.: Наука и Технологии. — 2007. —
№ 11. — С. 26—31.
6. Фирстов С. А., Горбань В. Ф., Печковский Э. П. Установление предельных
значений твердости, упругой деформации и соответствующего напряжения
материалов методом автоматического индентирования // Там же. — 2008. —
№ 8. — С. 15—21.
7. Горбань В. Ф., Крапивка Н. А., Бурка М. П. и др. Высокопрочный литой
β-титановый сплав // Современные проблемы физического материаловедения. —
К.: Ин-т пробл. материаловедения НАН Украины. — 2008. — Вып. 17. —
С. 126—139.
8. Барабаш О. М., Коваль Ю. Н. Структура и свойства металлов и сплавов:
(Справ.). Кристаллическая структура металлов и сплавов. — К.: Наук. думка,
1986. — 598 с.
9. Борисенко В. А. Твердость и прочность тугоплавких материалов при высоких
температурах. — К.: Наук. думка, 1984. — 212 с.
10. Горбань В. Ф., Печковский Э. П., Фирстов С. А. Ползучесть
титанокремнистого карбида Ti3SiC2 при индентировании // Электронная
микроскопия и прочность материалов. — К.: Ин-т пробл. материаловедения
НАН Украины. — 2006. — Вып. 13. — С. 72—86.
147
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-28669 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | XXXX-0073 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-11-30T09:49:08Z |
| publishDate | 2009 |
| publisher | Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Фирстов, С.А. Горбань, В.Ф. Крапивка, Н.А. Печковский, Э.П. Даниленко, Н.И. Карпец, М.В. 2011-11-15T19:11:20Z 2011-11-15T19:11:20Z 2009 Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах / С.А. Фирстов, В.Ф. Горбань, Н.А. Крапивка,Э.П. Печковский, Н.И. Даниленко, М.В. Карпец // Современные проблемы физического материаловедения: Сб. научн . тр. — К.: ІПМ НАН України, 2009. — Вип. 18. — С. 140-147. — Бібліогр.: 10 назв. — рос. XXXX-0073 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/28669 620.178.152:669.265.295 С использованием термодинамического подхода изготовлены девять высокоэнтропийных (S = 13,3—19,1 Дж•моль^-1•К^-1) литых металлических сплавов с содержанием в каждом из них от 5 до 10 элементов преимущественно эквиатомных составов. После охлаждения расплавов с высокими скоростями получены одно- или двухфазные сплавы на основе твердых растворов замещения с ОЦК или в сочетании с гексагональной кристаллическими решетками. Сплавы имеют дендритную структуру различной степени дисперсности и соотношения с междендритным объемом. В некоторых сплавах наблюдаются выделения вторых фаз. Сплавы обладают повышенной термической стабильностью, имеют высокие значения прочностных характеристик в интервале температур 20—1000 °С при кратковременном и длительном способах нагружения, при высоких температурах проявляют низкую ползучесть. ru Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України Современные проблемы физического материаловедения Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах Article published earlier |
| spellingShingle | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах Фирстов, С.А. Горбань, В.Ф. Крапивка, Н.А. Печковский, Э.П. Даниленко, Н.И. Карпец, М.В. |
| title | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах |
| title_full | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах |
| title_fullStr | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах |
| title_full_unstemmed | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах |
| title_short | Механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах |
| title_sort | механические свойства литых многокомпонентных сплавов при высоких температурах |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/28669 |
| work_keys_str_mv | AT firstovsa mehaničeskiesvoistvalityhmnogokomponentnyhsplavovprivysokihtemperaturah AT gorbanʹvf mehaničeskiesvoistvalityhmnogokomponentnyhsplavovprivysokihtemperaturah AT krapivkana mehaničeskiesvoistvalityhmnogokomponentnyhsplavovprivysokihtemperaturah AT pečkovskiiép mehaničeskiesvoistvalityhmnogokomponentnyhsplavovprivysokihtemperaturah AT danilenkoni mehaničeskiesvoistvalityhmnogokomponentnyhsplavovprivysokihtemperaturah AT karpecmv mehaničeskiesvoistvalityhmnogokomponentnyhsplavovprivysokihtemperaturah |