Багатокомпонентні високоентропійні металеві сплави

Размещено на http://www.allbest.ru/

РЕФЕРАТ

Об'єкт дослідження - багатокомпонентні металеві сплави AlCrCuNiFe, AlCrCuNiFeTi, AlCrCuNiFeV. Метою роботи є дослідження впливу Ti та V на формування фазового складу та структури еквіатомних високоентропійних сплавів на різних етапах механічного легування. Методи дослідження та апаратура: механічне легування проводилося в планетарному млині. За допомогою комплексу високоінформативних методів фізичного матеріалознавства (електронної мікроскопії, рентгеноструктурного та мікрорентгеноспектрального аналізу) досліджено фазові та структурні перетворення порошкових багатокомпонентних сумішей AlCrCuNiFe, AlCrCuNiFeTi, AlCrCuNiFeVна різних етапах механічного легування.

Отримано 3-и багатокомпонентних сплави методом механічного легування та виявлено вплив Ti та V на формування фазового складу та структури. А саме: Ti впливае на зміну типу кристалічної решітки з ОЦК на ГЦК та збільшує параметр решітки порівняно зі сплавом AlCrCuNiFe зі значень 2,88 ? до 3,6 ?. Додавання Vдо вихідного складу суміші AlCrCuNiFe збільшує параметр кристалічної решітки еквіатомних високоентропійних сплавів зі значень 2,88 ? до 2,9 ?, та сприяє утворенню ОЦК структури твердого розчину.

Ключові слова: ПОРОШОК, механічне легування, СТРУКТУРА, фазовий склад, ентальпія, багатокомпонентний високоентропійний СПЛАВ.

ABSTRACT

Object of research -multi-componentalloys AlCrCuNiFe, AlCrCuNiFeTi, AlCrCuNiFeV. The aim of study is the influence Ti and V of the formation the phase composition and structure equiatomic alloyshigh entropy alloys at different stages of mechanical alloying. Research methods and techniques : mechanical alloying was carried out in a planetary mill. With complex highly informative methods of physical material ( electron microscopy, X-ray diffraction and microanalysis ) The phase and structural transformations powder multicomponent mixtures AlCrCuNiFe, AlCrCuNiFeTi, AlCrCuNiFeV at different stages of mechanical alloying.

Namely: Ti influence the change for the type of the crystal lattice of the bcc to fcc lattice parameterincreases and compared with the alloy AlCrCuNiFe the values 2,88 ? to 3,6 ?. Addendum V to the initial composition of the mixture increases AlCrCuNiFe lattice parameter of equiatomichigh entropy alloys with values of 2,88 ? to 2,9 ?, and promotes the formation of bcc solid solution structure.

Keywords : POWDER, MECHANICAL ALLOYING, STRUCTURE, PHASE COMPOSITION, ENTHALPY, MULTI-COMPONENT HIGHTENT\TROPY ALLOY.

ЗМІСТ

ВСТУП

1. ЛІТЕРАТУРНИЙ ОГЛЯД

1.1 Багатокомпонентні високоентропійні металеві сплави

1.2 Принципи конструювання високоентропійних сплавів

1.3 Методи отримання високоентропійних сплавів

1.4 Установки для одержання високоентропійних сплавів методом механічного легування

1.5 Вплив окремих хімічних елементів на структуру та механічні властивості багатокомпонентних металевих сплавів

1.6 Мікроструктура багатокомпонентних металевих сплавів

2. ЕКСПЕРИМЕНТАЛЬНА ЧАСТИНА

2.1 Методика проведення експерименту

2.1.1 Матеріали для досліджень

2.1.2 Аналіз гранулометричного складу порошків

2.1.3 Розрахунок наважки порошків

2.1.4 Отримання багатокомпонентного металевого сплаву методом механічного легування

2.2 Дослідження структурних змін порошкових сумішей під час механічного легування

2.3 Визначення типу кристалічної решітки, її параметру та розмірів кристалітів в еквіатомних твердих розчинах

2.4 Дослідження морфології частинок порошку та їх хімічного складу

3. ОБГОВОРЕННЯ РЕЗУЛЬТАТІВ

3.1 Гранулометричний, хімічний склад та морфологія порошків

3.2 Результати дифрактометричних досліджень

4. ЕКОНОМІЧНА ЧАСТИНА

4.1 Техніко-економічне обґрунтування науково-дослідницької роботи

4.1.1 Актуальність теми дослідження

4.1.2 Мета і завдання науково-дослідницької роботи

4.2 Розрахунок планової собівартості проведення дослідження

4.2.1 Розрахунок фонду заробітної плати виконавців

4.2.2 Визначення суми єдиного соціального внеску

4.2.3 Витрати на матеріали та напівфабрикати

4.2.4 Витрати на спецобладнання для проведення експериментів

4.2.5 Витрати на службові відрядження

4.2.6 Інші прямі витрати на НДР

4.2.7 Накладні витрати

4.3 Економічна ефективність науково-дослідницької роботи

5. ОХОРОНА ПРАЦІ ТА БЕЗПЕКА У НАДЗВИЧАЙНИХ СИТУАЦІЯХ

5.1 Організація питання охорони праці на підприємстві

5.3 Аналіз мікроклімату

5.3 Аналіз шкідливих та небезпечних чинників у приміщенні

5.4 Освітлення

5.5 Запиленість повітря робочої зони пилом

5.6 Небезпека враження електричним струмом

5.7 Підвищений рівень шуму та вібрації

5.8 Небезпека рентгенівського опромінення

5.9 Небезпека виникнення пожежі

5.10 Забезпечення безпеки в надзвичайній ситуації

ВИСНОВКИ

CONCLUSIONS

СПИСОК ВИКОРИСТАНОЇ ЛІТЕРАТУРИ

ВСТУП

Швидкий розвиток сучасної науки та технологій потребує створення нових матеріалів, чиї механічні властивості вищі за вже використовувані на сьогоднішній день. Розробка сплавів з новим хімічним і фазовим складом обумовила приріст властивостей міцності конструкційних матеріалів. До таких матеріалів належать багатокомпонентні високоентропійні сплави.

Дослідження високоентропійних сплавів почалося з роботою Jien-WeiYeh і співавторів у 1995 році [1]. Актуальність цієї області матеріалознавства стала цікава тим, що обіцяла отримання матеріалів з високою міцністю, корозійною стійкістю, термостійкістю, високим ступенем опору зносу. Головна їх особливість полягає в тому, що в своєму складі вони вміщують метали, взяті в рівних мольних долях. В них різко підвищується ступінь ентропії, але при цьому вони зберігають стабільний структурно-фазовий стан. Такі сплави мають, високу ентропію змішування, наприклад для 5-6-ти компонентних систем порядку ДS_mix >12Дж•моль-¹К-¹[2] і як наслідок - мінімум енергії Гіббса, що визначає стабільність їх фазовогоскладу та високі експлуатаційні властивості.

Високоентропійні сплави завдяки своїм підвищеним механічним властивостям можуть знайти застосування там, де вони працюватимуть в умовах ударних навантажень, тертя, при температурах до 1000°С та інших складних експлуатаційних умовах.

Незважаючи на всі перелічені та явні переваги високоентропійних сплавів, на сьогоднішній день ця тема не достатньо вивчена та потребує більшої уваги науковців.

1. ЛІТЕРАТУРНИЙ ОГЛЯД

високоентропійний легування дифрактометричний

1.1 Багатокомпонентні високоентропійні металеві сплави

Високоентропійні сплави (ВЕСи), представляють собою тверді розчинизаміщення з вмістом компонентів від 5-ти до 13-ти та концентрацієюкожного в діапазоні від 5 ат. % до 35% ат.[1], з утворенням одного чи двох твердих розчинів. Однофазні та двофазні тверді розчини заміщення, або аморфна структура, притаманні високоентропійним сплавам, мають більш високі значення міцності і термодинамічної стабільності в порівнянні з багатофазними матеріалами, оскільки підвищене значення ентропії змішування обумовлює термічну стійкість. Згідно з теоретичними розрахунками величина ентропії для 5-6-ти компонентних систем порядку ДS_mix >12 Дж•моль-¹К-¹[2].

1.2 Принципи конструювання високоентропійних сплавів

При конструюванні високоентропійних сплавів, перш за все, враховують такі фактори: число хімічних елементів не повинно бути менше п'яти, всі елементи в рівній мольній кількості в межах від 5 ат. % до 35 ат %. Однофазний матеріал має більш високу термодинамічну стабільність, ніж багатофазний, тому при виборі хімічних елементів, які входять до складу сплаву, бажано досягти однофазного твердого розчину, або аморфної структури. Формуванню аморфної структури сприяє ретельний відбір хімічних елементів за принципом не великої різниці в атомарних радіусах, в наслідок чого у кристалічній решітці твердого розчину заміщення виникають мінімальні мікровикривлення. Це класичний підхід до конструювання твердих розчинів. Відомо, що в деяких багатокомпонентних сплавах з високою ентропією змішування не утворюється твердий розчин, замість нього утворюються інтерметалідні фази. Таке явище може бути обумовлено великою різницею в атомарних радіусах компонентів сплаву. Також, класична теорія не може пояснити те, чому такі елементи як Co(ОЦК), Cr (ОЦК), Cu(ГЦК), бFe(ОЦК), Ni(ГЦК) утворюють ГЦК сплав і чому додавання Al з ГЦК решіткою може змінити ГЦК решітку в ОЦК [3].

На утворення конкретної мікро- та наноструктури в багатокомпонентних металевих сплавах, великий вплив має хімічний склад сплаву з ретельно підібраним вмістом кожного елементу та спосіб отримання таких сплавів. В залежності від елементного складу, та кількісного вмісту певних його компонентів, синтезовані матеріали можуть мати різну структуру та механічні властивості [3].

1.3 Методи отримання високоентропійних сплавів

На сьогоднішній день вчені використовують декілька методів отримання високоентропійних багатокомпонентних сплавів.

Гартування розплаву. Для отримання високоентропійного сплаву використовується метод лиття багатокомпонентних виливок, з вмістом 5-10 елементів, в тому числі і тугоплавких, при чому кількість кожного елементу складає від 5 до 35 ат. %[1].

Для виготовлення сплаву металеві заготовки плавлять в атмосфері очищеного аргону електродуговим способом з невитратним вольфрамовим електродом в мідному водоохолоджуваному стакані, що має форму напівсфери. Отримані злитки переплавляють не менше 5 разів для гомогенізації складу, після чого виливають у мідну виливницю, що охолоджується водою. При цьому досягаються великі швидкості охолодження до 1000 (°/с) або безпосередньо на підложку - 3000 (°/с).Отримання сплаву, який представляє собою однофазний твердий розчин всіх розміщених в ньому елементів залежить від декількох факторів, у першу чергу, від якісного та кількісного складу і швидкості охолодження [4].

Осадження плівок. Багатокомпонентні покриття наносять на підкладку методом вакуумно-конденсаційного осадження. В процесі осадження покриття формується з потоку частинок, що знаходяться в атомарному, молекулярному або іонізованому стані. Потік частинок отримують випаровуванням матеріалу за рахунок впливу на нього різними енергетичними джерелами. Розрізняють розпилення матеріалу, що наноситься шляхом термічного випаровування, іонного розпилення твердого матеріалу. Вакуумно-конденсаційне осадження проводять в жорстких герметичних камерах. Завдяки цьому забезпечуються необхідна довжина вільного пробігу напилюваних частинок і захист матеріалу від взаємодії з атмосферними газами.

Процес вакуумно-конденсаційного осадження покриттів включає три стадії:

1) перехід конденсованої фази в газо- або пароподібну фазу;

2) формування потоку і перенесення осаджуваних частинок на поверхню підкладки;

3) конденсація парів на поверхні підкладки - формування покриття.

Для отримання вакуумно-конденсаційних покриттів використовують установки ВЕТ - 8І2, ННВ -6, 6І1, ВУП-1Б [5].

Електроліз. Отримувати багатокомпонентні матеріали можна шляхом осадження металів з кількох окремих електролітів, при умовах точного контролю за перемішуванням електроліту і електричних параметрів (зокрема, напруги). Сам процес електролізу, на сьогоднішній день добре вивчений та науково обґрунтований. За допомогою підбору параметрів електролізу, таких як рН, температура, щільність струму і т.д. можна отримувати сплави з декількох різних металів одночасно у вигляді твердих розчинів [6].

Механічне легування порошкових матеріалів. Механічне легування є унікальним процесом синтезу сплавів у вигляді порошку. Теоретична основа процесу механічного легування була запропонована в 70-х роках 20-го ст. Цей процес полягає у змішуванні елементів або основних складових сплавів (лігатур) у формі порошку, при досягненні необхідної дисперсної фаз із використанням атриторів або планетарних млинів з відносно високим вмістом розмельних тіл [7].

В основі механічного легування лежить явище, яке представляє собою холодне міжчастинкове зварювання, яке відбувається, коли розмольні тіла зіштовхуються між собою деформуючи частинки порошку які знаходяться між ними. В цей момент відбувається розшарування частинок порошку (рис.1.1) поблизу поверхонь куль які зіштовхуються до тих пір, поки досягається рівноважний стан структури [7].

Рисунок 1.1 - Утворення композиційних частинок з порошків, що знаходяться між сталевими кулями, що зіштовхуються [7]

Рівноважний стан характеризується майже однаковим розміром частинок (рис. 1.2) і насиченням середнього рівня твердості композиційних частинок (рис. 1.3)[8].

Рисунок1.2 - Графік залежності розміру частинок порошку від стадії механічного легування[8]

Механічне легування дозволяє отримати тверді розчини, навіть, у металах, які не розчиняються один в одному [8]. В ході механічного легування змінюється мікротвердість частинки легованого сплаву. Графік залежності зміни твердості багатокомпонентних частинок від тривалості механічного легування показаний на рисунку 1.3.

Рисунок 1.3 - Графік залежності зміни твердості багатокомпонентних частинок від часу механічного легування [8]

Залежність зміни твердості частинок багатокомпонентного сплаву від часу механічного легування (рис.1.3), свідчить про інтенсивне зростання мікротвердості лише на протязі початкових 18-ти - 20-ти годин. Подальше збільшення мікротвердості матеріалу не відбувається.

При механічному легуванні впродовж, не менш ніж 20 годин, в ході інтенсивної пластичної деформації та міжчастинкового зварювання відбувається утворення нанокристалічної структури сплаву. Одночасно з цим всі елементи рівномірно розподіляються по всьому об'єму суміші, що призводить до підвищення твердості сплаву. Наприклад: сплав CoCrFeNiTiAl після 30-ти годин механічного легування та швидкісного SPS ущільнювання має твердість 432 HVта нанокристалічну структуру сплаву з розміром кристалітів 40 нм [9].

1.4 Установки для одержання високоентропійних сплавів методом механічного легування

На сьогоднішній день для реалізації методу механічного легування існує декілька установок. Головними вимогами, які висуваються до таких установок, є високоенергетичність та невеликі габарити. Таким вимогам відповідають декілька видів кульових млинів. Найвисокоенергетичні з них це атриторний та планетарний млини.

Атриторний млин. Атриторний млин представляє собою розмольний стакан у вигляді металевого циліндра, всередині якого співвісно з продольною віссю циліндра обертаеться вал, на якому перпендикулярно до нього встановлені металеві стрижні (била). Вал приводиться в обертання електродвигуном. В якості розмольних тіл використовуються сталеві, або інші кульки. Вся система охолоджується водою, яка рухається позовнішньому контуру, який утворюється в просторі між стінками робочого циліндру та зовнішнім циліндром з герметично завареними торцями [10]. Схема атритора показана на рисунку1.4.

1 - корпус атритора з системою охолодження; 2 - вал ат ритора з билпми; 3 - розмольні тіла; 4 - охолоджуюча рідина

Рисунок 1.4 - Схема атритора з системою водоохолодження[10]

Планетарний млин. В планетарних млинах, зазвичай, є 2 або 4 розмольні стакани, що обертаються навколо центральної осі та одночасно навколо власних осей в протилежному напрямку (подібно до руху планет навколо Сонця) (рис.1.5). У розмольні стакани завантажують матеріал, що подрібнюється, і розмольні тіла (стальні кульки). Розмол відбувається за рахунок того, що частинки матеріалу, який подрібнюється (порошку), зазнають безліч зіткнень з розмольними тілами і стінками барабану. Серед механізмів розмелу домінують зтираюча дія та розкол. Ефективність планетарних млинів обумовлена високою кінетичною енергією розмольних тіл завдяки великій швидкості та складній траекторії їх руху[10].

Рисунок 1.5- Схема планетарного млина [10]

Вібраційний млин. Вібраційний кульовий млин містить циліндричний барабан, який заповнений, не менше ніж на 0,5 його об'єму, розмольнимитілами. Барабан встановлений на пружинні опори, приводиться в кругові коливання двохмасовим інерційним вібратором. Зовнішній вигляд вібраційного млина показаний на рисунку 1.6 [10].

Рисунок 1.6 - Схема вібраційного млина [10]

1.5 Вплив окремих хімічних елементів на структуру та механічні властивості багатокомпонентних металевих сплавів

Високоентропійні сплави, в залежності від елементного складу, та кількісного вмісту певних його компонентів, можуть мати різний фазовий та структурний склад, різну мікроструктуру, в наслідок чого різні механічні властивості. Цей фактор пов'язаний з тим, що деякі метали в сплаві виступають активаторами утворення певних кристалічних решіток.

Як показали дослідження [11], на утворення фаз з ОЦК кристалічною решіткою в високоентропійному сплаві Al_xMoNbSiTaTiVZr впливає вміст Al.При збільшені його вмісту з 50% від єквіатомної кількостідо 100%, кількість фази з ОЦК структурою у сплаві поступово збільшується, а разом з цим зростає міцність сплавувід 1,65 ГПа до 2,7 ГПа.

Вплив Al .У сплаві Ti_0,5CrFeCoNiAl_xCu з підвищєнням вмісту Al зі значень 10% до 75% від еквіатомної кількості, підвищувався вміст фази з ОЦК решіткою. При дослідженні об'ємних зразків цього сплаву на твердість за Віккерсом, було встановлено, що вона досягає значень 7,55 ГПа. Міцність на стиск 2,36 Гпа[12]. Дифрактограми зразків сплаву з різним вмістом Al показані на рисунку 1.7.

Рисунок 1.7 - Спектри рентгенівської дифракції сплавів Ti_0,5CrFeCoNiAl_xCu з різним вмістом Al, де x = 0,1; 0,25; 0,5 та 0,75 [12]

Твердість сплаву Al_0,5CoCrCuFeNi, який має ГЦК структуру, складає 208 HV, яка значно менша, ніж у сплава AlCoCrCu_0,5FeNi з ОЦК структурою, твердість якого - 450 HV. Подібне явище також спостерігається при дослідженні сплавів Al_xCoCrCuFeNi (де 0?x?0,3в молярному співвідношенні) [13] (табл.1.1).Серед основних механізмів зміцнення є ковзання по найбільш щільно упакованим площинам {110} в ОЦК структурі. На відміну від ОЦК решітки ГЦК (в напрямку {110}) є менш щільною і більш нерегулярною, а отже має більшу міжплощинну відстань, що полегшує рух дислокацій в цьому напрямку.

Таблиця 1.1 - Тип решітки, параметр решітки та мікротвердість сплаву AlCoCrCuFeNiв залежності від зміни кількості елементів [13]

Вплив Cu. В сплавах AlCoCrCuFeNi, синтезованих методом осадження плівок, та методом лиття, Cu має тенденцію до сегрегації, в наслідок чого утворюється фаза з високим вмістом Cu. Низький вміст Cu в сплавах, отриманих методом гартування розплаву, надає міждендритній області вигляду тонкої плівки, а синтезованих методом осадження плівок - структуру, подібну зернистій [13].

Вплив V. Важливу роль відіграє структура високоентропійних сплавів у формуванні механічних, термічних та інших властивостей. Наприклад, на жароміцність високоентропійних сплавів впливає V. Збільшення вмісту V в кількості від 0 до 25 ат % в сплаві WNbMoTaV_x підвищує жароміцність з 650 до 780°С, подальше збільшення вмісту V, призводить до зменшення жароміцності сплаву [14] (рис 1.8). Це пояснюється підвищенням значенням ентропії сплаву, а також його термодинамічної стабільності. Подальше збільшення вмісту V призводить до дестабілізації твердого розчину, в наслідок чого знижується значення жароміцності сплаву.

Рисунок 1.8 - Зміна жароміцності сплаву WNbMoTaV_x залежно від концентрації V [14]

Як показують дослідження індійського вченого SandeepVura [15], у деяких системах, наприклад - NiMnFeCoCr, навіть, після 20 годин механічного легування в планетарному млині, утворення твердого розчину не відбувається, про що свідчить дифрактограма зображенана рисунку 1.9 [15].

Рисунок 1.9 - Дифрактограми сплаву NiMnFeCoCr після його розмелу на протязі 0,2 та 20-ти годин в планетарному млині в середовищі толуолу[15]

1.6 Мікроструктура багатокомпонентних металевих сплавів

Високоентропійні сплави, в залежності від елементного складу та методу одержання, можуть мати різні фазові склади. Наприклад, для сплаву CuNiCoZnAlTi, синтезованого методом осадження з газової фази у вакуумно-дуговій установці, характерне утворення трьох різних фаз, двох ОЦК фаз і невеликої кількості ГЦК [5]. Такий фазовий склад відповідає правилу фаз Гіббса, згідно якому максимальна кількість рівноважних фаз у системі при постійному тиску дорівнює:

Р = С + 1, (1.1)

де Р-число можливих фаз у матеріалі; С - число ступенів свободи системи.

Коли сплав твердіє при нерівноважних умовах:

P > C + 1. (1.2)

Структура литих сплавів може мати вигляд дендритів рівномірно розподілених в матриці. Розміри глобул і гілок дендритів в сплаві CoCrFeNiAl_0,3знаходяться в межах 1-5 мкм при швидкості охолодження 800-900 (°/с), зі зростанням швидкості охолодження до 3000 (°/с), дендрити стають менші [4]. Так мікроструктура двох сплавів CoCrFeNiAl_0,3 та CoCrFeNiTi_0,3 має в своєму складі дендрити з розміром зерен 300-500 нм і не має композиційної сегрегації.

При механічному легуванні багатокомпонентної суміші металів можна досягти однофазної нанокристалічної структури твердого розчину. Наприклад, в системі CuNiCoZnAlTi завершення утворення твердого розчину з параметром решітки 0,290 нм наступає через 10 год легування. Залежність параметрів кристалічної решітки сплаву CuNiCoZnAlTi від часу механічного легування показана в таблиці 1.2[16].

Таблиця 1.2 - Розмір кристалітів, мікровикривлення і параметр решітки еквіатомного сплаву CuNiCoZnAlTi, в залежності від часу механічного легування[16]

Час розмелу, годин	Розмір кристалітів, нм	Мікровикривлення решітки, %	Параметр решітки, нм
0	-	-	-
5	11	1,38	0,291
10	11	1,31	0,290
15	10	1,38	0,290
20	9	1,47	0,288

Висновки і постановка задачі дослідження. Після появи перших робіт по створенню та комплексному дослідженню високоентропійних поліметалічних сплавів, що включали декілька елементів, кожен у еквіатомній концентрації (від 5 ат% до 35 ат%), почався новий етап в розробках конструкційних матеріалів. Очікується, що дані матеріали поряд з характеристиками, типовими для металевих сплавів, повинні мати унікальні властивості: високу твердість і стійкість до знеміцнення при високих температурах, високу зносостійкість. Окремих досліджень потребує вплив різних елементів на фазовий склад високоентропійних сплавів, на механічні властивості та ін. Так, наприклад,V впливає на жароміцність сплавів [14], Al впливає на утворення ОЦК решітки в структурі високоентропійних сплавів[13]. Такі дані вказують на те, що кожний елемент в системі високоентропійних сплавів має свій вклад в утворення певної кристалічної структури або на зміну механічних, хімічних властивостей сплаву загалом. Незважаючи на всі перелічені та явні переваги високоентропійних сплавів на сьогоднішній день ця тема не достатньо розвинута та потребує проведення систематичних досліджень.

Метою роботи є дослідження впливу добавок Ti та V на формування фазового складу та структури еквіатомного високоентропійного AlCuNiFeCr сплаву на різних етапах механічного легування.

Для досягнення поставленої мети в роботі вирішуються наступні задачі:

1. Одержати сплав AlCuNiFeCr та сплави з додаванням Ті та V методом механічного легування за допомогою планетарного млина в середовищі спирту.

2. Дослідити фазовий, хімічний склад та зміни морфології порошків на різних етапах механічного легування AlCuNiFeCr, AlCuNiFeCrTi та AlCuNiFeCrVсплавів.

3. Встановити вплив Ті та V на формування фазового складу та структури сплаву AlCuNiFeCr.

2. ЕКСПЕРИМЕНТАЛЬНА ЧАСТИНА

2.1 Методика проведення експерименту

Процес вивчення багатокомпонентних металевих систем можемо поділити на такі етапи: 1) Обгрунтування вибору вихідних складових порошкових сумішей для отримання твердих розчинів в процесі механічного легування (МЛ); розрахунок маси наважки порошків, вивчення фракційного складу та морфології вихідних порошків; 2) отримання сплавів систем Al-Ni-Cr-Fe-Cu, Al-Ni-Cr-Fe-Cu-Ti та Al-Ni-Cr-Fe-Cu-V методом механічного легування порошкових сумішей у планетарному млині; 3) дослідження фракційного складу та морфологіїі леґованого порошку, визначення хімічного та фазового складу, структури (тип та період решітки, розмір кристалітів, мікронапруження) сплавів на різних етапах МЛ.

2.1.1 Матеріали для досліджень

Підбір кількості компонентів та співвідношення їх концентрацій в сплаві виконується таким чином, щоб досягти підвищеного значення ентропії змішування у вихідному шихтовому складі, при якому, згідно рівнянню Гіббса, зменшується вільна енергія сплаву. Умови формування твердих розчинів богатокомпонентних ВЕСів наступні: конфігураційна ентропія вихідних компонентів повинна бути більша за 1,61 Дж·моль^-1·К^-1, значення ентальпії змішування може коливатися в межах -15 < ДH_mix< 5 кДж/моль, атомні радіуси елементів можуть відрізнятися в інтервалі значень 1,05%< д <18,4%[2].

Розрахунки конфігураційної ентропії змішування, значення ентальпії та різниці атомних радіусів для систем Al-Cu-Ni-Cr-Fe, Al-Cu-Ni-Cr-Fe-Ti, Al-Cu-Ni-Cr-Fe-V проводили з використанням даних таблиць 2.1 та 2.2:

Таблиця 2.1 - Основні властивості вихідних елементів

Параметр	Елемент
	Al	Cu	Ni	Fe	Cr	Ti	V
Атомний номер	13	29	28	26	24	22	23
Атомний радіус. нм	0,143	0,128	0,125	0,127	0,130	0,176	0,171
Тпл., °С	660	1083	1453	1538	1857	1670	1890
Кристалічна. ст-ра 400 К	ГЦК	ГЦК	ГЦК	ОЦК	ОЦК	ГЩУ	ОЦК
Коефіцієнт самодифузії, 400 К (м2/с)	10-19	10-27	10-37	10-31	10-38	10 -19	10-28

Значення ентальпії змішування для окремих пар елементів, обраних складів сплавів, приведені у таблиці 2.2.

Таблиця 2.2 - Ентальпія змішування (енергія зв'язку) різних атомних пар (кДж/моль)

Елемент	Al	Cu	Ni	Fe	Cr	Ti	V
Al	0	?1	?22	?11	-10	-30	-20
Cu	?1	0	4	13	12	25	-1
Ni	?22	4	0	?2	?7	-3	-3
Fe	?11	13	?2	0	?1	-15	-14
Cr	?10	12	?7	?1	0	7	11
Ti	-30	25	-3	-15	7	-	-
V	-20	-1	--3	-14	11	-	-

Розрахунок ентропії системи елементів виконували за наступною формулою:

, (2.1)

де - c_i, c_j-мольний вміст елементів в даному сплаві;

R - газова стала (R=8,134Дж/(K·моль)).

У відповідності до розрахунків, значення конфігураційної ентропії для сплаву AlCuNiCrFe дорівнює ДS_mix=13,9 Дж·моль^-1·К^-1, для сплаву AlCuNiCrFeTi - ДS_mix=14,09 Дж·моль^-1·К^-1 та сплаву AlCuNiCrFeV- ДS_mix=14,92 Дж·моль^-1·К^-1.

Розрахунок ентальпії для сплавів AlCuNiCrFe, AlCuNiCrFeTiта AlCuNiCrFeV виконувалися згідно формули:

, (2.2)

де Щ=4ДH_AB, ДH_AB - значення ентальпії для бінарних систем елементів;

c_i,c_j- мольна часткаi-го та j-го елементу відповідно.

В ході виконання розрахунку значень ентальпії розглянутих сплавів встановлено, що для сплаву AlCuNiCrFeДH_mix=3,5кДж/моль, для сплаву AlCuNiCrFeTiДH_mix=-22 кДж/моль, для сплаву AlCuNiCrFeVДH_mix=-10,5 кДж/моль.

Розрахунки різниці атомних радіусів для систем Al-Cu-Ni-Cr-Fe, Al-Cu-Ni-Cr-Fe-Tiта Al-Cu-Ni-Cr-Fe-V робилися за наступною формулою:

, (2.3)

де c_i- молярна частка елементу;

r_i- атомний радіус i-го елемента;

-сума добутків c_ir_i ,;

Розрахунки параметрів ДH_mix, д, ДS_mix систем Al-Cu-Ni-Cr-Fe, Al-Cu-Ni-Cr-Fe-Ti та Al-Cu-Ni-Cr-Fe-V наведені у таблиці 2.3.

Таблиця 2.3 - ПараметриДH_mix, д, ДS_mix для систем Al-Cu-Ni-Cr-Fe, Al-Cu-Ni-Cr-Fe-Tiта Al-Cu-Ni-Cr-Fe-V

сплав	ДSmix	ДHmix	д
AlCrCuFeNi	3,5	13,91	5,92
AlCrCuFeNiTi	-22	14,09	6,31
AlCrCuFeNiV	-10,5	13,92	4,51

Розрахунки показують, що в усіх обраних сплавах очікується переважне формування твердих розчинів.

Для досягнення поставленої мети в роботі використовувалися порошки металів, що вказані в таблиці 2.4.

Таблиця 2.4 - Види порошків металів, які використані в роботі

Найменування матеріалів	Стандарт
Порошок Ti Вт0	ГОСТ 311-78
Порошок Al А0	ГОСТ 6058-73
Порошок Ni Н0	ГОСТ 9722-97
Порошок Cu М0	ПМО ТУ 48-0318-057-89
Порошок FeПЖВ1	ГОСТ 9849-86
Порошок Cr ПХ1	ГОСТ 28377-89
Порошок V ВнМ-0	ТУ 48-4-272-73

2.1.2 Аналіз гранулометричного складу порошків

Дослідження гранулометричного складу порошків проводився лінійним методом на металографічному мікроскопі Neophot-21, за допомогою комп'ютерної програми SEO ImageLab. За результатами досліджень будувались гістограми кількісного вмісту кожної фракції у порошку.

Результатидослідженьгранулометричного складу порошкуAl наведені на рисунку 2.1.

Рисунок 2.1 - Гістограма розподілу за розмірами частинок порошку Al

Гістограма на рисунку 2.1 свідчить про те, що в складі порошку Al переважає фракція з розміром 10 мкм -26%; інші фракції мають такий розподіл: 20 мкм - 21%, 30 мкм - 22%, 40 мкм - 17%, 50 мкм - 8%, 60 мкм - 6%.

Результати аналізу гранулометричного складу порошку Fe наведені на рисунку 2.2

Рисунок 2.2 - Гістограма розподілу за розмірами частинок порошкуFe

В складі порошку переважає фракція з розміром 60 мкм - 39%, про що свідчить зображена на рисунку 2.2 гістограма, Інші фракції мають наступний вміст: 70 мкм - 28%, 90 мкм - 19%, 40 мкм - 8%, 20 мкм - 3%, 100 мкм - 3%.

Результати аналізу гранулометричного складу порошку Ni наведені на рисунку 2.3

.

Рисунок 2.3 - Гістограма розподілу за розмірами частинок порошку Ni

Зображена на рисунку 2.3гістограма кількісного вмісту фракцій порошку з різним за розмірами частинками, свідчить про те, що гранулометричний склад порошку Ni має наступні показники: 40 мкм - 47%, 60 мкм - 16%, 20 мкм - 15%, 70 мкм - 10%, 100 мкм - 8% та 120 мкм - 1%. Переважаюча за кількістю фракція - 40 мкм.

На рисунку 2.4 зображена гістограма кількісного вмісту різних за розміром фракцій порошку Cu.

Рисунок 2.4 -Гістограма розподілу за розмірами частинок порошкуCu

Гранулометричний склад порошку Cu, зображений у вигляді гістограми, вказує на те, що порошок вміщує наступні фракції (%): 20 мкм - 31%, 30 мкм - 24%, 10 мкм - 18%, 40 мкм - 9%, 50 мкм - 5%, 60 мкм - 0,5%, 70 мкм - 1%, 80 мкм - 1,5%. Найбільший вміст має фракція з розміром 20 мкм.

На рисунку 2.5 представлений гранулометричний склад порошку Cr.

Рисунок 2.5 -Гістограма розподілу за розмірами частинок порошкуCr

Порошок Cr, як видно з рисунку 2.5, має різний гранулометричний склад. Він має наступний кількісний (%) вміст фракцій: 10 мкм - 49%, 20 мкм - 12%, 30 мкм - 14%, 40 мкм - 13%, 50 мкм - 5%, 60 мкм - 4%, 70 мкм - 4%, 80 мкм - 1,3%90 мкм - 1,4%, 100 мкм - 3%. Переважаюча за кількістю фракція має розмір 10 мкм.

Гранулометричний склад порошку V наведений на рисунку 2.6.

Рисунок 2.6 - Гістограма розподілу за розмірами частинок порошкуV

Гістограма, що зображена на рисунку 2.6 свідчить, що порошок V має наступні фракції: 10 мкм - 47%, 20 мкм - 25%, 30 мкм - 15%, 40 мкм - 4%, 50 мкм - 2%, 60 та 70 мкм по - 1%, 80 мкм 1,2%, 90 мкм - 1,5%, 100 мкм - 3,3%. Переважаючу кількість має фракція з розміром 10 мкм.

На останній гістограмі, яка зображена на рисунку 2.7, показаний кількісний вміст фракцій порошку Ti, з різним розміром.

Рисунок 2.7 - Гістограма розподілу за розмірами частинок порошкуTi

Порошок Ti, має гранулометричний склад з фракціями різного розміру, про що свідчить зображена на рисунку 2.7 гістограма. В своєму складі він вміщує порошки з наступними розмірами: 70 мкм - 28%, 50 мкм - 22 %, 60 мкм - 18%, 80 мкм - 16%, 40 - 7%, 30 мкм - 5%. Найбільший вміст має фракція з розміром 70 мкм.

2.1.3 Розрахунок наважки порошків

Згідно з теоретичними даними [17], масу порошку для механічного легування обирають відповідно до коефіцієнту завантаження барабану млина розмельними тілами. Відношення маси порошку до маси розмельних тіл, які мають форму кулі, повинно бути в межах від 1:10 до 1:30.

G = Vцг, (2.1)

де V- об?єм барабана, см³;

ц - коефіцієнт завантаження барабану млина (для мокрого розмелу0,28 -0,3);

г - насипна щільність розмельних тіл (для стальних куль - 4.55-4.85 (г/см³).

G=3,14*4²*5,1*0,3*4,55=350 г.

Згідно з розрахунками, робимо висновок, що вага порошку у планетарному млині повинна складати 350/10?35 грамів.

Оскільки, необхідною умовою утворення високоентропійного багатокомпонентного сплаву, є наявність елементів у рівних мольних долях, то для визначення необхідного вмісту кожного елементу потрібно зробити наступні розрахунки:

M=M_н (me)·M_мол (me)/M_{мол.заг}, (2.2)

де M_н (me)-маса наважки суміші порошків;

M_мол (me) - молярна маса металу;

M_{мол.заг} - загальна молярна маса суміші порошків.

За формулою 2.2 було розраховано масу кожного елемента для сплавів AlNiFeCuCrV, AlNiFeCuCrCr та AlNiFeCuCr, результати розрахунків зведені в таблицю 2.5.

Таблиця 2.5 - Наважки вихідних порошків

Елемент	Маса для 5-х компонентної системи, г	Маса для 6-и компонентної системи з V, г	Маса для 6-и компонентної системи з Ti, г
1	2	3	4
Ni	7,99	6,66	6,73
Cu	8,65	7,22	7,29
Al	3,67	3,06	3,09
Fe	7,06	6,34	6,41
Cr	7,07	5,91	7,29
V	-	5,79	-
Ti	-	-	5,49

2.1.4 Отримання багатокомпонентного металевого сплаву методом механічного легування

Процес отримання високоентропійних сплавів методом механічного легування включає стандартні методи порошкової металургії.

Дозування. Дозування вихідних порошків металів проводили на аналітичних лабораторних вагах.

Розмел. Проводився у планетарному млині в середовищі спирту на протязі 10-и годин для кожного сплаву. Швидкість обертання барабанів планетарного млина становила 280 об/хв.

2.2 Дослідження структурних змін порошкових сумішей під час механічного легування

В ході механічного легування сплавів AlNiFeCuCr, AlNiFeCuCrV та AlNiFeCuCrTi в планетарному кульовому млині, бралися проби порошків на 1-й, 2-й, 5-й та 10-ій годині механічного легування.

Результати дифрактометричних досліджень зразків сплаву AlNiFeCuCr наведені на рисунку 2.9. На дифрактограмі до початку розмелу п'ятикомпонентної суміші AlNiFeCuCr (рис.2.9), піки вихідних елементів суміші добре виділяються, на загальному фоні. Після розмелу в планетарному млині дифракційні максимуми, які належать вихідним компонентам суміші, зливаються в спільні лінії вже за 1-шу годину МЛ. Елементи починають розчинятися один в одному та формувати твердий розчин заміщення. Як видно з наведених даних, дифракційні максимуми, які належать Al, зникають значно скоріше у порівнянні з максимумами, які належать іншим елементам. Зі збільшенням часу механічної обробки дифракційні максимуми мають загальну тенденцію до розширення зі зменшенням своєї інтенсивності, що є наслідком диспергування зеренної структури порошків, зменшення розміру ОКР та виникненням мікронапружень в структурі, за рахунок інтенсивної пластичної деформації при високоенергетичній обробці в планетарному млині.

Рисунок 2.9 - Спектри рентгенівської дифракції сплаву AlNiFeCuCr на різних етапах розмелу

Дифрактограми зразків сплавуAlNiFeCuCrV, зроблені на різних етапах механічного легування, наведені на рисунку 2.10.

На дифрактограмі вихідної суміші (рис.2.10), присутні інтерференційні лінії всіх компонентів, які входять до складу суміші. Положення та інтенсивність ліній на дифрактограмі вихідної суміші порошків відповідає теоретичним дифрактограмам для кожного елемента.

Після розмелу протягом 1-ї години, спостерігається уширення піків вихідних елементів, що говорить про зменшення розмірів кристалітів та ОКР (областей когерентного розсіювання). Характерною відмінністю цієї дифрактограми від дифрактограми, яка відповідає стану порошкової суміші до початку розмелу, є зникнення піку Al.

Після 2-х годин розмелу всі рефлекси помітно розширені та мають меншу інтенсивність, в порівнянні з інтенсивністю рефлексів від зразка, який розмелювався 1-у годину (рис.2.10).

Рисунок 2.10 - Спектри рентгенівської дифракції сплаву AlNiFeCuCrV на різних етапах розмелу

Після 5-тигодин легування загальна дифракційна картина, що описує стан порошку істотно не змінюється, але зберігається тенденція уширення всіх піків, та зменшення їх інтенсивності. Після розмелу суміші на протязі 10-ти годин, рефлекси від (вихідних крупнокристалічних порошків ЦЕ НЕ ВІРНО - ТРЕБА ПРИБРАТИ) значно розширилися та знизилася їх інтенсивність. При цьому найбільш помітним та виразним залишається дифракційний максимум, кутове положення якого відповідає положенню лінії (110) б-Fe.

Результати дифрактометричних досліджень зразків сплаву AlNiFeCuCrTi наведені на рисунку 2.11. Аналіз загального виду дифрактограм вихідних крупнокристалічних порошків сплаву AlNiFeCuCrTi (рис.2.11), показав наявність чітких максимумів інтенсивності елементів без розмиття, окрім піку Ti. Цей метал має низьку здатність до дифракції, тому його пік не виявився на дифрактограмі вихідних порошків суміші.

Рисунок 2.11 - Спектри рентгенівської дифракції сплаву AlNiFeCuCrTi на різних етапах розмелу

Дифрактограма порошкової суміші AlNiFeCuCrTi, яка розмелювалася протягом 1-ї години, має зміни в порівнянні з попередньою дифрактограмою. Основною відмінністю цієї дифрактограми, є зниження інтенсивності рефлексів від всіх елементів. Найбільшої зміни зазнав пік Al. Зникнення та розширення його піку свідчить про більш швидке розчинення цього елементу серед інших елементів суміші. Також на даній дифрактограмі виявився рефлекс, кутове положення якого 2=35⁰ не характерне для закону загасання кубічних граток.

Дифракційна картина порошкової суміші, яка відповідає 2-м годинам розмелу характеризується значним розширенням і меншою інтенсивністю піків ніж на попередній дифрактограмі, що характерне для зменшення розмірів ОКР та збільшення кількості мікровикривлень у кристалічній решітці сплаву. ЗБЕРІГАЄТЬСЯ ВІДБИТОК НА КУТІ 2=35⁰ .

Всі піки на дифрактограмі яка відповідає 5-ти годинам розмелу знизилися та стали ширшими, в порівнянні з піками для дифрактограми 2-х годин розмелу ТА НАСЛІДУЮТЬ ЇХ ПОЛОЖЕННЯ. Це відповідає тенденції, яка установилася в ході збільшення часу розмелу.

Дифрактограма, яка відповідає 10-ти годинам розмелу, характеризується широкими та не високими рефлексами. Рефлекс на кутовому положенні (110) б-Fe (ТЕ САМЕ), дещо, вибивається із загальної тенденції зміни інтенсивності піків зі збільшенням часу розмелу. Так, інтенсивність цього піку менше знижується зі збільшенням часу легування ніж інтенсивності інших піків. На куті 2=35 град дифрактограми присутній рефлекс, ЯКОГО В ПОЧАТКОМУ СТАНІ НЕ ВИЯВЛЯЛОСЯ (від Ti - це ще треба довести, ТОБТО ТУТ МОЖНО НЕ ПИСАТИ, ЩО ЦЕ ТИТАН).

2.3 Визначення типу кристалічної решітки, її параметрута розмірів кристалітів в еквіатомних твердих розчинах

Тип кристалічної решітки твердого розчину, який формується під час МЛ, встановлювали за співвідношенням sin²_i/sin²₁:

(2.2)

де hkl - індекси Міллера;

_i - кут дифракції першої лінії;

_i- даної лінії.

Відношення є строго визначеним рядом чисел.У відповідності до рівняння Вульфа-Брегга маємо вираз:

, (2.3)

Результати визначення типу кристалічної решітки твердого розчину п`яти компонентного сплаву AlCrFeNiCu, які отриманізі співвідношення значень sin²_i/sin², наведені в таблиці 2.6.

Таблиця 2.6 - Дані для визначення типу кристалічної решітки сплаву AlCrFeNiCu

№ лінії	2		sin	sin2	sin2i/sin21, розрахункове	sin2i/sin21, теоретичне	Тип решітки	Індекси hkl
					ГЦК	ОЦК	ГЦК	ОЦК
1	43,74	21,87	0,373	0,139	1		1	1	ОЦК + ГЦК	(110) + (111)
2	51,01	25,50	0,430	0,185	1,33		1,33		ГЦК	(200)
3	64.60	32.30	0.534	0.285		2.05		2	ОЦК	(200)
4	74,71	37,36	0,607	0,368	2,65		2,66		ГЦК	(220)
5	81.95	40,93	0.655	0.429		3.08		3	ОЦК.	(211)
6	90,82	45,41	0,712	0,507	3,65		3,67		ГЦК	(311)
7	96,94	48,47	0,748	0,560		4,03	4	4	ГЦК + ОЦК	(222) + (220)

Розрахунки типу кристалічної решітки твердого розчину п'ятикомпонентного сплаву AlCrFeNiCu, вказують на утворення твердого розчину з присутніми ГЦК та ОЦК решітками. Інтенсивність рефлексів від ГЦК фази вище ніж від ОЦК. Це свідчить, про те, що ГЦК фаза більш стабільна (БІЛЬША ЧАСТКА НІЖ ОКЦ) у сплаві ніж ГЦК.

Розрахунки типу кристалічної решітки твердого розчину шести компонентного сплаву AlCrFeNiCuV, отриманого методом МЛ приведені в таблиці 2.7.

Таблиця 2.7 - Дані для визначення типу кристалічної решітки сплаву AlCrFeNiCuV

№ лінії	2		sin	sin2	sin2i/sin21, розрахункове	sin2i/sin21, теоретичне	Тип решітки	Індекси (hkl)
						ГЦК	ОЦК
1	44,66	22,33	0,379	0,144	1	1	1	ОЦК +ГЦК	(111) + (110)
2	51,42	25,71	0,434	0,188	1,31	1,33		ГЦК	(111)
3	64,89	32,445	0,536	0,288	2,00		2	ОЦК	(200)
4	84,43	41,215	0,659	0,434	3,01		3	ОЦК	(211)
5	98,79	49,395	0,759	0,576	4,00	4	4	ОЦК + ГЦК	(311) + (220)

Згідно з розрахунковими даними (табл.2.7), твердий розчин, який почав утворюватись в сплаві AlCrFeNiCuV, має переважно ОЦК кристалічну решітку, з невеликою часткою ГЦК. На присутність ГЦК можна сказати зі співпадіння sin²_i/sin²₁ для другого рефлексу на кутовому положення 2и=51,42⁰.

З огляду на те, що на дифрактограмі сплаву AlCrFeNiCuTi присутній рефлекс, кутове положення якого не характерне для закону загасання дифракційних максимумів ОЦК та ГЦК решіток, проводити індексацію рефлексів та визначення типу решітки прийнявши його за перший пік, не можна. Почнемо перевірку піків на приналежність до того чи іншого типу решітки з присвоєння пікам на кутах 2и=43,05⁰, 44,48⁰ перших номерів для різних типів решіток.

У таблиці 2.8 наведені дані для визначення типу решітки твердого розчину у сплаві AlCrFeNiCuTi.

Таблиця 2.8 - Дані для визначення типу кристалічної решітки сплаву AlCrFeNiCuTi

№ лінії	2		sin	sin2	sin2i/sin21, розрахункове	sin2i/sin21, теоретичне	Тип решітки	Індекси hkl
					ГЦК	ОЦК	ГЦК	ОЦК
	34,85	17,42	0,299	0,089
2	43,05	21,52	0,367	0,135	1		1		ГЦК	(111)
2	44,48	22,24	0,378	0,143		1		1	ОЦК	(110)
3	51,03	25,51	0,431	0,185	1,37		1,33		ГЦК	(200)
5	64,80	32,40	0,536	0,287		2,00		2	ОЦК	(200)
6	76,05	37,11	0,603	0,364	2,69		2,66			(220)
7	82,16	41,08	0,657	0,432		3,02		3	ОЦК	(211)
8	90,83	45,41	0,712	0,507	3,75	3,54
9	95,54	47,77	0,740	0,548	4,05		4,00		ГЦК	(311)
10	98,75	49,37	0,759	0,576		4,02		4	ОЦК	(220)
11	115,70	57,85	0,847	0,717	5,31	5,01	5,33	5	ГЦК + ОЦК	(222)+ (310)

Як показали розрахунки, які приведені в таблиці 2.8, твердий розчин у системі Fe-Cr-Ni-Cu-Al-Ti має ОЦК та ГЦК решітку. Загальна дифрактометрична картина вказує на те, що піки для ОЦК решітки більш чітко виражені ніж для ГЦК. Про це свідчить їх більша інтенсивність.

Визначити тип решітки фази, перший рефлекс від якої лежить відповідно на куті 34,85⁰ виявляється важкою задачею, так як частина наступних рефлексів перекривається з рефлексами від двох кубічних решіток присутніх у матеріалі.

Параметр кристалічної решітки твердих розчинів утворених після 10-ти годин МЛ, було розраховано за положенням центру тяжіння максимумів під максимальним кутом дифракції по традиційній методиці для кубічних фаз [18] з використанням рівняння Вульфа-Брегга:

, (2.4)

Розрахунки періоду решітки- твердого розчину для сплавівAlCrFeNiCu, AlCrFeNiCuTi, AlCrFeNiCuV зведені в таблицю 2.9. AlCuNiFeCr

Таблиця 2.9 - Дані для розрахунку параметрів кристалічних решіток сплавів отриманих методом МЛ

Сплав	л, ?	(hkl)	2и, град	и, град	sinи	hІ+kІ+lІ	а, ?
AlCrFeNiCu	1,5418	(220)	96,94	48,47	0,78	8	2,91
AlCrFeNiCuV		(310)	116,58	58,29	0,85	10	2,87
AlCrFeNiCuTi		(310)	115,70	57,85	0,846	10	2,88

Параметр кристалічної решітки сплавів AlCrFeNiCu, AlCrFeNiCuV та AlCrFeNiCuTi (табл.2.8), розрахованого за положенням центру тяжіння дифракційних максимумів, змінюється зі збільшенням кількості компонентів та зміною його складу. Так параметр решітки сплаву AlCrFeNiCuV (a=2,9?) більший ніж сплаву AlCrFeNiCu (a=2,88?), а параметр решітки сплаву AlCrFeNiCuTi (a=3.6?) більший ніж у сплаві AlCrFeNiCuV ЦИФРИ НЕ ВІДПОВІДАЮТЬ ТАБЛИЦІ (рис.2.12).

Рисунок 2.12 - Залежність зміни параметру решітки від зміни елементного складу сплаву

Це пояснюється тим, що в ході механічного легування відбувається утворення твердого розчину заміщення зі спільною кристалічною решіткою, розміри якої дещо зменшуються зі зміною елементного складу системи (в нашому випадку).

Розрахунок розмірів ділянок когерентного розсіювання в роботі не проводиться, оскілки отримання ВЕС методом МЛ базується на інтенсивній пластичній деформації. Уширення дифракційних максимумів в результаті механічного легування може бути обумовлено мікровикривленнями та зменшенням розмірів ДКР в твердому розчин...