Аннотация результатов, полученных в 2022 году
За отчетный период выполнения проекта были изготовлены образцы высокоэнтропийных покрытий AlCoCrFeNi различного состава методом электронно-лучевой наплавки в воздушной атмосфере порошковых смесей кобальта, хрома и алюминида никеля на подложки из низкоуглеродистой стали. Особенность процесса создания покрытий ВЭС методом вневакуумной электронно-лучевой наплавки заключалась в том, что железо вводилось в состав покрытий ВЭС за счет растворения поверхности стальных заготовок в расплавленную порошковую смесь. В ходе проведения экспериментов было получено три серии образцов. В первой путем изменения тока пучка и плотности порошковой насыпки варьировалось количество введенного в покрытие железа при использовании порошковых смесей с одинаковым соотношением исходных элементов. При изготовлении второй серии образцов изменялось содержание алюминия путем наплавки порошков с разной относительной долей алюминия в порошковой смеси (составы AlхCoCrFeNi, где х = 0,5, 1,5 и 2), при формировании третьей серии образцов в составе исходной порошковой смеси изменялась объемная доля никеля (составы AlCoCrFeNiх, где х = 0,5, 1,5 и 2). Полученные покрытия характеризуются однофазной (ОЦК или ГЦК) или двухфазной (ОЦК+ГЦК) структурой. Показано, что покрытия на основе AlCoCrFeNi ОЦК фазы характеризуются дендритной ликвацией, покрытия на основе ГЦК преимущественно обладают ячеистой структурой. В двухфазных покрытиях ГЦК фаза располагается по границам ОЦК зерен. Было установлено, что при наплавке порошковых смесей с использованием одинаковых режимов, но разным соотношением никеля и алюминия растворимость железа меняется в широком диапазоне концентраций (от 9 до 55 ат. %), что обусловлено различной температурой кристаллизации ОЦК и ГЦК сплавов с различным соотношением никеля и алюминия. При наплавке с плотностью энергии 4,67 кДж/см2 и плотностью порошковой насыпки 0,45 г/см2 покрытия с эквиатомным исходным содержанием компонентов содержат 11,4-16,3 ат. % железа. Повышение количества алюминия в порошковой смеси способствует растворению железа в покрытии в количестве 9-14 ат. % , т. к. при кристаллизации покрытий насыщенных алюминием термодинамически более выгодно образование ОЦК фазы, которая обладает более высокой температурой плавления, таким образом, в расплаве не успевает раствориться большое количество железа до момента кристаллизации. Для составов с большим содержанием никеля более стабильна ГЦК фаза, для которой характерна более низкая температура кристаллизации. Увеличение доли никеля сильно увеличивает концентрацию железа в покрытиях, которая составляет 48,1-55,8 ат. % для составов, где Nix=1,5 – 2. После наплавки твердость двухфазных ОЦК + ГЦК покрытий составляет ~ 523 HV. Микротвердость покрытий на основе ГЦК примерно одинакова из-за малых отличий по фазовому составу и составляет ~ 186 HV. Наиболее высокими показателями твердости (~600 НV) после ВЭЛН из всех полученных в работе образов характеризуются покрытия с исходным составом порошковой смеси AlFeCoCrNi0,5. Для двухфазных покрытий ОЦК+ГЦК после отжига при 600 °C в течение 50 ч в связи с выделением в ОЦК матрице наночастиц σ-фазы наблюдается увеличение твердости за счет механизма дисперсионного твердения. Однофазные ОЦК покрытия характеризуется наибольшей твердостью после отжига при температуре 800 °С. Такое покрытие содержит больше алюминия меньше элементов, способствующих формированию σ-фазы, поэтому для ее выделения в этом случае требуется более высокая температура. Основные структурные изменения в процессе выдержки при 900 °С покрытия с высоким содержанием алюминия связаны со спинодальным распадом ОЦК и В2 фаз в виде модулированной пластинчатой структуры. Для покрытий на основе ГЦК фазы наиболее благоприятным является отжиг покрытий в при температуре 700-800 °С в течение 50 часов, который приводит к двукратному росту микротвердости за счет дисперсионного твердения. Температура отжига, при которой будет достигнуто максимальное упрочение в полученных покрытиях, увеличивается по мере снижения концентрации железа в ГЦК фазе.

Аннотация результатов, полученных в 2023 году
За отчетный период выполнения проекта с помощью методов синхротронной рентгеновской дифракции и просвечивающей электронной микроскопии исследованы структурно-фазовые изменения, происходящие после отжига в покрытиях высокоэнтропийных сплавов (ВЭС) системы Al-Co-Cr-Fe-Ni, полученных методов вневануумной электронно-лучевой наплавки порошковых смесей с различным содержанием никеля и алюминия. Изучены механизмы упрочнения покрытий высокоэнтропийных сплавов системы Al-Co-Cr-Fe-Ni путем отжига. Оценен уровень износостойкости и стойкости к окислению покрытий. Установлено, что наибольшее влияние на параметры кристаллической решетки оказывает содержание алюминия. Показано, что в покрытиях на основе ГЦК фазы с повышенным содержанием никеля и высоким содержанием железа после отжига при 700 °C выделяются наноразмерные частицы B2 ОЦК структуры, в результате чего микротвердость покрытия увеличивается почти в 2 раза по сравнению с покрытием до отжига. В матрице ГЦК при отжиге наблюдается выделение сверхструктуры по типу СrNi2. Отжиг при более высокой температуре способствует росту размера частиц В2, что приводит к более низкому уровню микротвердости после отжига при более температурах выше 700 °С. Отжиг покрытий на основе ОЦК фазы с повышенным содержанием алюминия и низким содержанием железа не приводит к значительному повышению микротвердости в связи с тем, что в процессе отжига выделяется менее твердая ГЦК фаза. Однако после отжига при 800 °С в течение 50 ч при появлении некоторого количества СrNi2 можно наблюдать незначительный рост значений микротвердости. Для околоэквиатомного двухфазного покрытия ОЦК+ ГЦК, температура отжига, при которой, наблюдается упрочение за счет появления СrNi, составляет 600 °C. В результате окисления покрытий при 900 °С в течение 50 ч на поверхности покрытий образуются оксидные пленки, состоящие из Cr2O3, Al2O3 и шпинелей типа MeMe2О4. Прирост массы при окислении для образцов на основе ОЦК фазы варьируется от 0,55 до 0,7 мг/см2 и зависит от содержания алюминия и железа. Оксидная пленка образцов на основе ГЦК фазы представляла собой смесь Cr2O3 и шпинелей, а их прирост массы составил 3, 2,5 и 2,2 и мг/см2, соответственно. Значения прироста массы в этих образцах увеличивается с ростом содержания железа в покрытиях, более активный прирост массы покрытий на основе ГЦК фазы обусловлен образованием большого количества шпинели. Испытания в условиях сухого трения скольжения показали, что износостойкость исследуемых образцов в большей степени зависит от фазового состава, чем от уровня микротвердости. Уровень износостойкости полученных в работе покрытий снижается с увеличением доли ГЦК фазы. Наиболее высокую стойкость к изнашиванию показали покрытия с высоким содержанием алюминия, их скорость изнашивания составила 2,1 × 10-5 мм3/(N×m). Высокие показатели износостойкости этого образца связаны с устойчивостью твердой В2 ОЦК структуры к пластической деформации и расслаиванию, что позволяет покрытию противостоять истиранию. Образец, который полностью состоял из ГЦК фазы, показал наиболее высокую скорость изнашивания 5,54 × 10-5 мм3/(N×m). Покрытия на основе ГЦК фазы в процессе трения подвергались значительной пластической деформации, поэтому, несмотря на низкую твердость, показали уровень износостойкости близкий к значениям, полученным при испытаниях двухфазного ОЦК+ГЦК образца. Таким образом, в некоторых условиях эксплуатации использование богатых железом ГЦК AlCoCrFeNi ВЭСов может быть более рационально с точки зрения стоимости компонентов покрытия. Например, когда требуется удовлетворительная износостойкость и жаростойкость, но при этом необходимо обеспечить больший запас надежности и трещиностойкости, что недостижимо для твердых но более хрупких AlCoCrFeNi сплавов на основе В2 ОЦК структуры. С целью снижения количества железа в покрытиях ВЭС на основе AlCoCrFeNi при наплавке составов с повышенным содержанием никеля были проведены дополнительные эксперименты по вневакуумной электронно-лучевой наплавке покрытий ВЭС состава AlFeCoCrNi. Установлено, что при использовании тока пучка 23 мА, количество растворенного в покрытии железа было равно к содержанию алюминия, кобальта и хрома и составляло ~18,5 ат. %.