Градиент микротвердости в зоне контакта покрытие (ВЭС CoCrFeNiMn) – подложка (сплав 5083)

В последние годы исследователи в области физического материаловедения уделяют особое внимание высокоэнтропийным сплавам (ВЭС) [1; 2], которые отличаются аномально высокими значениями энтропии смешения, превышающими характерные для сложнолегированных сплавов. Концепция реализации ВЭС базируется на достижении максимальной энтропии смешения от пяти и более элементов в разных атомных соотношениях. В результате этого формируются однофазные структуры с сильным искажением решетки и затруднением диффузии, что обеспечивает рост прочностных свойств и их стабильность в широком температурном интервале [3 – 5]. Высокоэнтропийные сплавы, которые уже были разработаны, являются перспективными материалами и обладают свойствами для применения в электронике, атомной энергетике, транспортном машиностроении, ракетно-космической и других отраслях промышленности [6; 7]. Использование ВЭС не ограничится указанными выше областями, а будет расширяться в результате разработки новых составов и исследования их свойств. В настоящее время активно накапливается и осмысливается обширная информация о методах получения ВЭС, их структурно-фазовых состояниях, дефектной подструктуре и свойствах.

В настоящей работе проанализировано изменение микротвердости в зоне контакта системы покрытие (ВЭС CoCrFeNiMn) – подложка (сплав 5083).

В исследовании использовались образцы системы покрытие – подложка, где покрытием являлся ВЭС CoCrFeNiMn неэквиатомного состава, сформированный на подложке из сплава 5083 с использованием метода проволочно-дугового аддитивного производства [3]. Твердость материала определяли методом Виккерса на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 5 Н. Исследования структурно-фазовых состояний, дефектной субструктуры, элементного состава проводились с применением методов просвечивающей электронной дифракционной микроскопии на приборе JEM2100.

Микротвердость системы покрытие – подложка изменяется от 9,9 ГПа на границе покрытие – зона контакта до 1,5 ГПа на границе зона контакта – подложка. Микротвердость покрытия и подложки составляет 3,0 и 1,0 ГПа (рис. 1).

Значительное изменение микротвердости зоны контакта обусловлено структурно-фазовыми изменениями материала при нанесении покрытия на подложку. Микрорентгеноспектральным анализом была подтверждена химическая однородность покрытия и наличие в нем атомов алюминия, что свидетельствует об их диффузии из подложки.

Анализ электронно-микроскопических изображений зоны контакта показал формирование зеренно-субзеренной структуры с размером кристаллитов от 0,5 до 1,1 мкм (рис. 2, а). В объеме зерен такой структуры присутствуют хаотическая и ячеистая дислокационная субструктуры со скалярной плотностью примерно 10¹⁰ см\(^–\)² (рис. 2, б).

В объеме зерен и субзерен, а также на их границах обнаружены частицы второй фазы. Размеры этих частиц в объеме зерен находятся в пределах от 15 до 17 нм, а на их границах – в пределах от 30 до 35 нм. Анализ микроэлектронограмм позволил установить, что химический состав частиц второй фазы Al₃Ni.

В зоне контакта со стороны подложки обнаружены образования пластинчатой формы. Анализ темнопольных изображений и индицирование соответствующих микроэлектронограмм позволяет заключить, что эти включения являются алюминидом железа состава Al₃Fe₄.

Выводы

Анализ фазового элементного состава и дефектной субструктуры позволяет считать, что повышение микротвердости в зоне контакта системы покрытие – подложка обусловлено образованием субмикронной зеренно-субзеренной структуры, содержащей наноразмерные частицы второй фазы; твердорастворным упрочнением в результате взаимного легирования покрытия и подложки; формированием пластинчатых алюминидов железа. Из-за различий теплофизических характеристик между покрытием и подложкой возможно формирование внутренних полей напряжений в зоне их контакта.