CoCrFeNi - гэта добра вывучаны гранецэнтрычны кубічны (ГЦК) сплаў з высокай энтрапіяй (HEA) з выдатнай пластычнасцю, але абмежаванай трываласцю. У цэнтры ўвагі гэтага даследавання - паляпшэнне балансу трываласці і пластычнасці такіх HEA шляхам дадання розных колькасцяў SiC з выкарыстаннем метаду дугавога плаўлення. Устаноўлена, што прысутнасць хрому ў аснове HEA выклікае распад SiC пры плаўленні. Такім чынам, узаемадзеянне вольнага вугляроду з хромам прыводзіць да адукацыі in situ карбідаў хрому, у той час як свабодны крэмній застаецца ў растворы ў аснове HEA і/або ўзаемадзейнічае з элементамі, якія складаюць базу HEA, утвараючы сіліцыды. Па меры павелічэння ўтрымання SiC фаза мікраструктуры змяняецца ў наступнай паслядоўнасці: ГЦК → ГЦК + эўтэктыка → ГЦК + шматкі карбіду хрому → ГЦК + шматкі карбіду хрому + сіліцыд → ГЦК + шматкі карбіду хрому + сіліцыд + графітавыя шарыкі / графітавыя шматкі. Атрыманыя кампазіты дэманструюць вельмі шырокі дыяпазон механічных уласцівасцей (мяжа цякучасці ў дыяпазоне ад 277 МПа пры больш чым 60% адноснага падаўжэння да 2522 МПа пры 6% адноснага падаўжэння) у параўнанні са звычайнымі сплавамі і сплавамі з высокай энтрапіяй. Некаторыя з распрацаваных кампазітаў з высокай энтрапіяй дэманструюць выдатную камбінацыю механічных уласцівасцей (мяжа цякучасці 1200 МПа, адноснае падаўжэнне 37%) і займаюць раней недасяжныя вобласці на дыяграме мяжа цякучасці-падаўжэнне. У дадатак да значнага падаўжэння, цвёрдасць і мяжа цякучасці кампазітаў HEA знаходзяцца ў тым жа дыяпазоне, што і аб'ёмнае металічнае шкло. Такім чынам, лічыцца, што распрацоўка высокаэнтрапійных кампазітаў можа дапамагчы дасягнуць выдатнага спалучэння механічных уласцівасцей для пашыраных структурных прымянення.
Распрацоўка высокаэнтрапійных сплаваў - новая перспектыўная канцэпцыя ў металургіі1,2. Высокаэнтрапійныя сплавы (HEA) прадэманстравалі ў шэрагу выпадкаў выдатную камбінацыю фізічных і механічных уласцівасцей, уключаючы высокую тэрмічную стабільнасць3,4 звышпластычнае падаўжэнне5,6 устойлівасць да стомленасці7,8 устойлівасць да карозіі9,10,11, выдатную зносаўстойлівасць12,13,14 ,15 і трыбалагічныя ўласцівасці15,16,17 нават пры высокіх тэмпературах18,19,20,21,22 і механічныя ўласцівасці пры нізкіх тэмпература23,24,25. Выдатнае спалучэнне механічных уласцівасцей у HEA звычайна тлумачыцца чатырма асноўнымі эфектамі, а менавіта высокай канфігурацыйнай энтрапіяй26, моцным скажэннем рашоткі27, павольнай дыфузіяй28 і эфектам кактэйлю29. HEA звычайна класіфікуюцца на тыпы FCC, BCC і HCP. FCC HEA звычайна змяшчае пераходныя элементы, такія як Co, Cr, Fe, Ni і Mn, і дэманструе выдатную пластычнасць (нават пры нізкай тэмпературы25), але нізкую трываласць. BCC HEA звычайна складаецца з элементаў высокай шчыльнасці, такіх як W, Mo, Nb, Ta, Ti і V, і мае вельмі высокую трываласць, але нізкую пластычнасць і нізкую ўдзельную трываласць30.
Для атрымання найлепшага спалучэння механічных уласцівасцей была даследавана мікраструктурная мадыфікацыя HEA на аснове механічнай апрацоўкі, тэрмамеханічнай апрацоўкі і дадання элементаў. CoCrFeMnNi FCC HEA падвяргаецца сур'ёзнай пластычнай дэфармацыі шляхам кручэння пад высокім ціскам, што прыводзіць да значнага павелічэння цвёрдасці (520 HV) і трываласці (1950 МПа), але развіццё нанакрышталічнай мікраструктуры (~50 нм) робіць сплаў далікатным31 . Было выяўлена, што ўключэнне двайніковай пластычнасці (TWIP) і пластычнасці, выкліканай пераўтварэннем (TRIP) у CoCrFeMnNi HEAs забяспечвае добрую прагартаванасць, што прыводзіць да высокай пластычнасці пры расцяжэнні, хаця і за кошт фактычных значэнняў трываласці на разрыў. Ніжэй (1124 МПа) 32. Фарміраванне слаістай мікраструктуры (якая складаецца з тонкага дэфармаванага пласта і недэфармаванага ядра) у CoCrFeMnNi HEA з выкарыстаннем дробеструйнай апрацоўкі прывяло да павелічэння трываласці, але гэта паляпшэнне было абмежавана прыблізна 700 МПа33. У пошуках матэрыялаў з найлепшым спалучэннем трываласці і пластычнасці таксама даследавалася распрацоўка шматфазных HEA і эўтэктычных HEA з выкарыстаннем дабавак неізаатамных элементаў34,35,36,37,38,39,40,41. Сапраўды, было ўстаноўлена, што больш дробнае размеркаванне цвёрдай і мяккай фаз у эўтэктычных сплавах з высокай энтрапіяй можа прывесці да адносна лепшага спалучэння трываласці і пластычнасці35,38,42,43.
Сістэма CoCrFeNi з'яўляецца шырока вывучаным аднафазным FCC сплавам з высокай энтрапіяй. Гэтая сістэма дэманструе ўласцівасці хуткага ўмацавання44 і выдатную пластычнасць45,46 як пры нізкіх, так і пры высокіх тэмпературах. Былі зроблены розныя спробы палепшыць яго адносна нізкую трываласць (~300 МПа)47,48, уключаючы драбненне збожжа25, гетэрагенную мікраструктуру49, ападкі50,51,52 і пластычнасць, выкліканую трансфармацыяй (TRIP)53. Драбненне зярністасці адліванага гранецэнтрыраванага кубічнага HEA CoCrFeNi шляхам халоднай выцяжкі ў цяжкіх умовах павялічвае трываласць прыкладна з 300 МПа47,48 да 1,2 ГПа25, але зніжае страту пластычнасці з больш чым 60% да 12,6%. Даданне Al да HEA CoCrFeNi прывяло да фарміравання гетэрагеннай мікраструктуры, якая павялічыла мяжу цякучасці да 786 МПа і адноснае падаўжэнне прыкладна да 22%49. CoCrFeNi HEA быў дададзены з Ti і Al для адукацыі ападкаў, тым самым утвараючы асадкавае ўмацаванне, павялічваючы мяжу цякучасці да 645 МПа і адноснае падаўжэнне да 39%51. Механізм TRIP (гранецэнтрычная кубічная → шасцігранная мартэнсітная трансфармацыя) і двайнікаванне павялічылі трываласць на разрыў CoCrFeNi HEA да 841 МПа і адноснае падаўжэнне пры разрыве да 76%53.
Былі таксама зроблены спробы дадаць керамічнае ўмацаванне да гранецэнтраванай кубічнай матрыцы HEA для распрацоўкі кампазітаў з высокай энтрапіяй, якія могуць дэманстраваць лепшае спалучэнне трываласці і пластычнасці. Кампазіты з высокай энтрапіяй былі апрацаваны вакуумна-дугавым плаўленнем44, механічным легіраваннем45,46,47,48,52,53, іскравым плазменным спяканнем46,51,52, вакуумным гарачым прэсаваннем45, гарачым ізастатычным прэсаваннем47,48 і развіццём адытыўных вытворчых працэсаў43, 50. Карбіды, аксіды і нітрыды, такія як WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 і Y2O351, выкарыстоўваліся ў якасці керамічнага ўзмацнення пры распрацоўцы кампазітаў HEA. Выбар правільнай матрыцы HEA і керамікі асабліва важны пры распрацоўцы і распрацоўцы трывалага і трывалага кампазіта HEA. У гэтай працы ў якасці матэрыялу матрыцы быў абраны CoCrFeNi. У CoCrFeNi HEA былі дададзены розныя колькасці SiC і вывучаны іх уплыў на мікраструктуру, фазавы склад і механічныя ўласцівасці.
У якасці сыравіны для стварэння кампазітаў ВЭА выкарыстоўваліся металы высокай чысціні Co, Cr, Fe і Ni (99,95 мас.%) і парашок SiC (чысціня 99%, памер -400 меш) у выглядзе элементарных часціц. Ізаатамны склад CoCrFeNi HEA спачатку быў змешчаны ў паўсферычную медную форму з вадзяным астуджэннем, а затым у камеры быў вакуумаваны ціск да 3·10-5 мбар. Газападобны аргон высокай чысціні ўводзіцца для дасягнення вакууму, неабходнага для плаўлення дугі з нерасходнымі вальфрамавымі электродамі. Атрыманыя зліткі пераварочваюць і пераплаўляюць пяць разоў, каб забяспечыць добрую аднастайнасць. Высокаэнтрапійныя кампазіты розных складаў былі падрыхтаваны шляхам дадання пэўнай колькасці SiC да атрыманых эквіатамных кнопак CoCrFeNi, якія былі паўторна гамагенізаваны шляхам пяціразовай інверсіі і пераплаўлення ў кожным выпадку. Літая кнопка з атрыманага кампазіта была выразана з дапамогай EDM для далейшага тэставання і характарыстыкі. Узоры для мікраструктурных даследаванняў рыхтавалі па стандартных металаграфічных метадах. Спачатку ўзоры даследавалі з дапамогай светлавога мікраскопа (Leica Microscope DM6M) з праграмным забеспячэннем Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) для колькаснага фазавага аналізу. Для фазавага аналізу былі выбраны тры выявы, зробленыя ў розных раёнах агульнай плошчай каля 27 000 мкм2. Далейшыя дэталёвыя даследаванні мікраструктуры, уключаючы аналіз хімічнага складу і аналіз размеркавання элементаў, былі праведзены на сканавальным электронным мікраскопе (JEOL JSM-6490LA), абсталяваным сістэмай аналізу энергадысперсійнай спектраскапіі (EDS). Характарыстыка крышталічнай структуры кампазіта HEA была выканана з дапамогай сістэмы рэнтгенаўскай дыфракцыі (фазасоўвальнік Bruker D2) з выкарыстаннем крыніцы CuKα з крокам 0,04 °. Уплыў мікраструктурных змяненняў на механічныя ўласцівасці кампазітаў HEA вывучаўся з дапамогай тэстаў на мікрацвёрдасць па Віккерсу і тэстаў на сціск. Для праверкі на цвёрдасць прыкладваюць нагрузку 500 Н на працягу 15 с, выкарыстоўваючы не менш за 10 паглыбленняў на ўзор. Выпрабаванні на сціск кампазітаў HEA пры пакаёвай тэмпературы праводзіліся на прастакутных узорах (7 мм × 3 мм × 3 мм) на універсальнай выпрабавальнай машыне Shimadzu 50KN (UTM) пры пачатковай хуткасці дэфармацыі 0,001/с.
Кампазіты з высокай энтрапіяй, якія ў далейшым называюцца ўзорамі ад S-1 да S-6, былі атрыманы шляхам дадання 3%, 6%, 9%, 12%, 15% і 17% SiC (усе па масе%) у матрыцу CoCrFeNi . адпаведна. Эталонны ўзор, у які не быў дададзены SiC, у далейшым называецца ўзорам S-0. Аптычныя мікрафатаграфіі распрацаваных кампазітаў HEA паказаны на мал. 1, дзе за кошт дабаўлення розных дабавак аднафазная мікраструктура CoCrFeNi HEA трансфармавалася ў мікраструктуру, якая складаецца з мноства фаз з рознай марфалогіяй, памерамі і размеркаваннем. Колькасць SiC у складзе. Колькасць кожнай фазы вызначалася з аналізу малюнкаў з дапамогай праграмнага забеспячэння LAS Phase Expert. На ўстаўцы да малюнка 1 (справа ўверсе) паказаны прыклад плошчы для гэтага аналізу, а таксама доля плошчы для кожнага кампанента фазы.
Аптычныя мікрафатаграфіі распрацаваных высокаэнтрапійных кампазітаў: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 і (f) C- 6. На ўстаўцы паказаны прыклад вынікаў фазавага аналізу выявы на аснове кантрасту з выкарыстаннем праграмнага забеспячэння LAS Phase Expert.
Як паказана на мал. 1а, эўтэктычная мікраструктура, утвораная паміж аб'ёмамі матрыцы кампазіта С-1, дзе колькасць матрычнай і эўтэктычнай фаз ацэньваецца як 87,9 ± 0,47% і 12,1% ± 0,51% адпаведна. У кампазіце (C-2), паказаным на мал. 1b, няма ніякіх прыкмет эўтэктычнай рэакцыі падчас застывання, і назіраецца мікраструктура, цалкам адрозная ад мікраструктуры C-1. Мікраструктура кампазіта C-2 адносна тонкая і складаецца з тонкіх пласцінак (карбідаў), раўнамерна размеркаваных у матрычнай фазе (ГЦК). Аб'ёмныя долі матрыцы і карбіду ацэньваюцца ў 72 ± 1,69% і 28 ± 1,69% адпаведна. У дадатак да матрыцы і карбіду, новая фаза (сіліцыд) была знойдзена ў кампазіце C-3, як паказана на мал. 1c, дзе аб'ёмныя долі такіх сіліцыду, карбіду і матрыцы складаюць прыкладна 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 і 47,6 ± 0,34 адпаведна. Яшчэ адна новая фаза (графіт) таксама назіралася ў мікраструктуры кампазіта С-4; у агульнай складанасці былі вызначаны чатыры фазы. Графітавая фаза мае выразную форму шара з цёмным кантрастам на аптычных выявах і прысутнічае толькі ў невялікіх колькасцях (ацэначная аб'ёмная доля складае толькі каля 0,6 ± 0,30%). У кампазітах C-5 і C-6 былі ідэнтыфікаваныя толькі тры фазы, і цёмная кантрасная фаза графіту ў гэтых кампазітах з'яўляецца ў выглядзе шматкоў. У параўнанні з графітавымі шматкамі ў кампазіце S-5, графітавыя шматкі ў кампазіце S-6 шырэйшыя, карацейшыя і больш правільныя. Адпаведнае павелічэнне ўтрымання графіту таксама назіралася з 14,9 ± 0,85% у кампазіце C-5 да прыкладна 17,4 ± 0,55% у кампазіце C-6.
Для далейшага вывучэння дэталёвай мікраструктуры і хімічнага складу кожнай фазы ў кампазіце HEA ўзоры былі даследаваны з дапамогай SEM, а таксама былі выкананы кропкавы аналіз ЭРС і хімічнае картаграфаванне. Вынікі для кампазіта C-1 паказаны на мал. 2, дзе добра відаць наяўнасць эўтэктычных сумесяў, якія падзяляюць вобласці асноўнай матрычнай фазы. Хімічная карта кампазіта C-1 паказана на мал. 2c, дзе відаць, што Co, Fe, Ni і Si раўнамерна размеркаваны ў матрычнай фазе. Аднак невялікая колькасць Cr была выяўлена ў фазе матрыцы ў параўнанні з іншымі элементамі базавага HEA, што сведчыць аб тым, што Cr дыфундзіраваў з матрыцы. Склад белай эўтэктычнай фазы на SEM-выяве багаты хромам і вугляродам, што паказвае на тое, што гэта карбід хрому. Адсутнасць у мікраструктуры дыскрэтных часціц SiC у спалучэнні з назіраным нізкім утрыманнем хрому ў матрыцы і прысутнасцю эўтэктычных сумесяў, якія змяшчаюць багатыя хромам фазы, сведчыць аб поўным раскладанні SiC падчас плаўлення. У выніку раскладання SiC крэмній раствараецца ў матрычнай фазе, а свабодны вуглярод узаемадзейнічае з хромам з адукацыяй карбідаў хрому. Як відаць, метадам ЭМП якасна вызначаўся толькі вуглярод, а фазаўтварэнне пацверджана выяўленнем характэрных карбідных пікаў на рэнтгенаграмах.
(а) СЭМ выява ўзору S-1, (б) павялічаная выява, (с) карта элементаў, (г) вынікі ЭМП у пазначаных месцах.
Аналіз кампазіта С-2 паказаны на мал. 3. Падобна выгляду пры аптычнай мікраскапіі, даследаванне СЭМ выявіла тонкую структуру, якая складаецца толькі з дзвюх фаз, з прысутнасцю тонкай пласціністай фазы, раўнамерна размеркаванай па структуры. матрычнай фазы, а эўтэктычнай фазы няма. Размеркаванне элементаў і кропкавы аналіз ЭРС пласціністай фазы выявілі адносна высокае ўтрыманне Cr (жоўты) і C (зялёны) у гэтай фазе, што яшчэ раз паказвае на раскладанне SiC падчас плаўлення і ўзаемадзеянне вызваленага вугляроду з эфектам хрому . Матрыца VEA ўтварае пласціністую карбідную фазу. Размеркаванне элементаў і кропкавы аналіз матрычнай фазы паказалі, што большая частка кобальту, жалеза, нікеля і крэмнію прысутнічае ў матрычнай фазе.
(а) СЭМ выява ўзору S-2, (б) павялічаная выява, (с) карта элементаў, (г) вынікі ЭМП у паказаных месцах.
СЭМ-даследаванні кампазітаў C-3 выявілі наяўнасць новых фаз у дадатак да фаз карбіду і матрыцы. Карта элементаў (мал. 4c) і кропкавы аналіз ЭРС (мал. 4d) паказваюць, што новая фаза багатая нікелем, кобальтам і крэмніем.
(а) СЭМ выява ўзору S-3, (б) павялічаная выява, (с) карта элементаў, (г) вынікі ЭМП у пазначаных месцах.
Вынікі аналізу РЭМ і ЭРС кампазіта С-4 паказаны на мал. 5. У дадатак да трох фаз, якія назіраюцца ў кампазіце C-3, таксама была выяўлена наяўнасць графітавых вузельчыкаў. Аб'ёмная доля багатай крэмніем фазы таксама вышэй, чым у кампазіта C-3.
(а) СЭМ выява ўзору S-4, (б) павялічанае выява, (с) карта элементаў, (г) вынікі ЭМП у пазначаных месцах.
Вынікі спектраў СЭМ і ЭМП кампазітаў S-5 і S-6 паказаны на малюнках 1 і 2. 6 і 7 адпаведна. Акрамя невялікай колькасці сфер, таксама назіралася наяўнасць графітавых шматкоў. Як колькасць графітавых шматкоў, так і аб'ёмная доля крэмнійзмяшчальнай фазы ў кампазіце С-6 больш, чым у кампазіце С-5.
(а) SEM выява ўзору C-5, (б) павялічаны выгляд, (с) элементарная карта, (г) вынікі ЭМП у пазначаных месцах.
(а) СЭМ выява ўзору S-6, (б) павялічаная выява, (с) карта элементаў, (г) вынікі ЭМП у пазначаных месцах.
Характарыстыка крышталічнай структуры кампазітаў HEA таксама была выканана з дапамогай XRD вымярэнняў. Вынік паказаны на малюнку 8. На дыфракцыйнай карціне базавага WEA (S-0) бачныя толькі пікі, якія адпавядаюць фазе ГЦК. Рэнтгенаграмы кампазітаў С-1, С-2 і С-3 выявілі наяўнасць дадатковых пікаў, якія адпавядаюць карбіду хрому (Cr7C3), прычым іх інтэнсіўнасць была меншай для ўзораў С-3 і С-4, што сведчыць што таксама з дадзенымі ЭРС для гэтых узораў. Пікі, якія адпавядаюць сіліцыдам Co/Ni, назіраліся для ўзораў S-3 і S-4, што зноў супадае з вынікамі адлюстравання EDS, паказанымі на малюнках 2 і 3. Як паказана на малюнках 3 і 4. Назіраліся пікі 5 і S-6 адпаведны графіту.
І мікраструктурныя, і крышталяграфічныя характарыстыкі распрацаваных кампазітаў паказваюць на раскладанне дададзенага SiC. Гэта звязана з наяўнасцю хрому ў матрыцы VEA. Хром мае вельмі моцнае сродства да вугляроду 54,55 і рэагуе са свабодным вугляродам з адукацыяй карбідаў, на што паказвае назіранае зніжэнне ўтрымання хрому ў матрыцы. Si пераходзіць у ГЦК фазу за кошт дысацыяцыі SiC56. Такім чынам, павелічэнне дабаўлення SiC да базавага HEA прывяло да павелічэння колькасці карбіднай фазы і колькасці вольнага Si у мікраструктуры. Было ўстаноўлена, што гэты дадатковы Si адкладаецца ў матрыцы пры нізкіх канцэнтрацыях (у кампазітах S-1 і S-2), у той час як пры больш высокіх канцэнтрацыях (кампазіты ад S-3 да S-6) гэта прыводзіць да дадатковага адкладу кобальту. силицид нікеля. Стандартная энтальпія ўтварэння сіліцыдаў Co і Ni, атрыманая высокатэмпературнай каларыметрыяй прамога сінтэзу, складае -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 кДж моль -1 для Co2Si, CoSi і CoSi2 адпаведна, у той час як гэтыя значэння - 50,6 ± 1,7 і - 45,1 ± 1,4 кДж моль-157 для Ni2Si і Ni5Si2 адпаведна. Гэтыя значэнні ніжэй, чым цеплыня адукацыі SiC, што паказвае на тое, што дысацыяцыя SiC, якая вядзе да адукацыі силицидов Co/Ni, з'яўляецца энергетычна выгаднай. І ў кампазітах S-5, і ў S-6 прысутнічаў дадатковы свабодны крэмній, які паглынаўся пасля адукацыі сіліцыду. Было ўстаноўлена, што гэты свабодны крэмній спрыяе графітызацыі, якая назіраецца ў звычайных сталях58.
Механічныя ўласцівасці распрацаваных армаваных керамікай кампазітаў на аснове HEA даследаваны шляхам выпрабаванняў на сціск і цвёрдасць. Крывыя дэфармацыі распрацаваных кампазітаў паказаны на мал. 9а, а на мал. 9б паказана дыяграма рассеяння паміж удзельнай мяжой цякучасці, мяжой цякучасці, цвёрдасцю і падаўжэннем распрацаваных кампазітаў.
(а) Крывыя дэфармацыі пры сціску і (б) дыяграмы рассеяння, якія паказваюць удзельную мяжу цякучасці, мяжу цякучасці, цвёрдасць і адноснае падаўжэнне. Звярніце ўвагу, што паказаны толькі ўзоры ад S-0 да S-4, паколькі ўзоры S-5 і S-6 утрымліваюць значныя дэфекты ліцця.
Як відаць на мал. 9 мяжа цякучасці павялічылася са 136 МПа для базавага VES (C-0) да 2522 МПа для кампазіта C-4. У параўнанні з базавым WPP, кампазіт S-2 паказаў вельмі добрае падаўжэнне да разбурэння каля 37%, а таксама паказаў значна больш высокія паказчыкі мяжы цякучасці (1200 МПа). Выдатнае спалучэнне трываласці і пластычнасці гэтага кампазіта звязана з паляпшэннем агульнай мікраструктуры, уключаючы раўнамернае размеркаванне тонкіх карбідных пласцін па мікраструктуры, што, як чакаецца, будзе перашкаджаць руху дыслакацый. Мяжа цякучасці кампазітаў С-3 і С-4 складае 1925 МПа і 2522 МПа адпаведна. Гэтыя высокія межы цякучасці можна растлумачыць вялікай аб'ёмнай доляй цэментаванага карбіду і сіліцыдных фаз. Аднак прысутнасць гэтых фаз таксама прывяла да падаўжэння пры разрыве толькі на 7%. Крывыя напружання-дэфармацыі базавых кампазітаў CoCrFeNi HEA (S-0) і S-1 выпуклыя, што паказвае на актывацыю эфекту двайнення або TRIP59,60. У параўнанні з узорам S-1, крывая напружання-дэфармацыі ўзору S-2 мае ўвагнутую форму пры дэфармацыі каля 10,20%, што азначае, што нармальнае слізгаценне дыслакацыі з'яўляецца асноўным спосабам дэфармацыі ўзору ў гэтым дэфармаваным стане60,61 . Аднак хуткасць зацвярдзення ў гэтым узоры застаецца высокай у шырокім дыяпазоне дэфармацый, а пры больш высокіх дэфармацыях таксама бачны пераход да выпукласці (хоць нельга выключаць, што гэта адбываецца з-за адмовы ад сціскальных нагрузак змазкі). ). Кампазіты C-3 і C-4 валодаюць толькі абмежаванай пластычнасцю з-за наяўнасці ў мікраструктуры больш высокіх аб'ёмных доляў карбідаў і сіліцыдаў. Выпрабаванні на сціск узораў кампазітаў С-5 і С-6 не праводзіліся з-за значных ліцейных дэфектаў гэтых узораў кампазітаў (гл. мал. 10).
Стэрэамікрафатаграфіі дэфектаў ліцця (пазначаных чырвонымі стрэлкамі) узораў кампазітаў С-5 і С-6.
Вынікі вымярэння цвёрдасці кампазітаў ВЭА прыведзены на мал. 9б. База WEA мае цвёрдасць 130±5 HV, а ўзоры S-1, S-2, S-3 і S-4 маюць цвёрдасць 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV і 755±20 HV. Павелічэнне цвёрдасці добра адпавядала змене мяжы цякучасці, атрыманай у выніку выпрабаванняў на сціск, і было звязана з павелічэннем колькасці цвёрдых часціц у кампазіце. Разліковы ўдзельны мяжа цякучасці на аснове мэтавага складу кожнага ўзору таксама паказаны на мал. 9б. У цэлым найлепшае спалучэнне мяжы цякучасці (1200 МПа), цвёрдасці (275 ± 10 HV) і адноснага падаўжэння да разбурэння (~37%) назіраецца для кампазіта С-2.
Параўнанне мяжы цякучасці і адноснага падаўжэння распрацаванага кампазіта з матэрыяламі розных класаў паказана на мал. 11а. Кампазіты на аснове CoCrFeNi ў гэтым даследаванні паказалі высокае падаўжэнне пры любым зададзеным узроўні напружання62. Таксама відаць, што ўласцівасці кампазітаў HEA, распрацаваных у гэтым даследаванні, ляжаць у раней незанятай вобласці графіка мяжы цякучасці ў залежнасці ад падаўжэння. Акрамя таго, распрацаваныя кампазіты маюць шырокі дыяпазон камбінацый трываласці (277 МПа, 1200 МПа, 1925 МПа і 2522 МПа) і адноснага падаўжэння (>60%, 37%, 7,3% і 6,19%). Мяжа цякучасці таксама з'яўляецца важным фактарам пры выбары матэрыялаў для перадавых інжынерных прыкладанняў63,64. У сувязі з гэтым кампазіты HEA дадзенага вынаходкі дэманструюць выдатную камбінацыю мяжы цякучасці і адноснага падаўжэння. Гэта адбываецца таму, што даданне SiC нізкай шчыльнасці прыводзіць да атрымання кампазітаў з высокай удзельнай мяжой цякучасці. Удзельная мяжа цякучасці і адноснае падаўжэнне кампазітаў HEA знаходзяцца ў тым жа дыяпазоне, што і HEA FCC і тугаплаўкі HEA, як паказана на мал. 11b. Цвёрдасць і мяжа цякучасці распрацаваных кампазітаў знаходзяцца ў тым жа дыяпазоне, што і для масіўных металічных шклоў65 (мал. 11c). Масіўныя металічныя шкла (BMS) характарызуюцца высокай цвёрдасцю і мяжой цякучасці, але іх падаўжэнне абмежавана66,67. Аднак цвёрдасць і мяжа цякучасці некаторых кампазітаў HEA, распрацаваных у гэтым даследаванні, таксама паказалі значнае падаўжэнне. Такім чынам, быў зроблены выснову, што кампазіты, распрацаваныя VEA, валодаюць унікальнай і запатрабаванай камбінацыяй механічных уласцівасцей для розных структурных прымянення. Гэта унікальнае спалучэнне механічных уласцівасцей можна растлумачыць раўнамернай дысперсіяй цвёрдых карбідаў, якія ўтвараюцца на месцы ў матрыцы FCC HEA. Тым не менш, як частка мэты дасягнення лепшай камбінацыі трываласці, мікраструктурныя змены ў выніку дадання керамічных фаз павінны быць старанна вывучаны і кантраляваны, каб пазбегнуць дэфектаў ліцця, такіх як выяўленыя ў кампазітах S-5 і S-6, і пластычнасць. пол.
Вынікі гэтага даследавання параўноўвалі з рознымі канструкцыйнымі матэрыяламі і HEA: (а) падаўжэнне ў параўнанні з мяжой цякучасці62, (б) удзельная мяжа цякучасці ў параўнанні з пластычнасцю63 і (с) мяжа цякучасці ў залежнасці ад цвёрдасці65.
Вывучаны мікраструктура і механічныя ўласцівасці серыі ВЭА-керамічных кампазітаў на аснове сістэмы ВЭА CoCrFeNi з даданнем SiC і зроблены наступныя высновы:
Кампазіты з высокаэнтрапійных сплаваў могуць быць паспяхова распрацаваны шляхам дадання SiC да CoCrFeNi HEA з дапамогай метаду дуговага плаўлення.
SiC раскладаецца падчас дугавой плаўкі, што прыводзіць да адукацыі на месцы карбіднай, сіліцыднай і графітавай фаз, прысутнасць і аб'ёмная доля якіх залежаць ад колькасці SiC, дададзенага да асноўнага HEA.
Кампазіты HEA дэманструюць мноства выдатных механічных уласцівасцей, якія трапляюць у раней незанятыя вобласці на графіку мяжы цякучасці ў параўнанні з падаўжэннем. Мяжа цякучасці кампазіта HEA, вырабленага з выкарыстаннем 6% па масе SiC, была больш чым у восем разоў вышэй, чым у базавага HEA, пры захаванні 37% пластычнасці.
Цвёрдасць і мяжа цякучасці кампазітаў HEA знаходзяцца ў дыяпазоне аб'ёмных металічных шклоў (BMG).
Высновы сведчаць аб тым, што кампазіты са сплаваў з высокай энтрапіяй уяўляюць сабой перспектыўны падыход да дасягнення выдатнага спалучэння метала-механічных уласцівасцей для прасунутых структурных прымянення.
Час публікацыі: 12 ліпеня 2023 г