CoCrFeNi je dobro proučena kubična (fcc) legura visoke entropije (HEA) sa odličnom duktilnošću, ali ograničenom čvrstoćom. Fokus ove studije je na poboljšanju ravnoteže čvrstoće i duktilnosti takvih HEA dodavanjem različitih količina SiC metodom topljenja luka. Utvrđeno je da prisustvo hroma u bazi HEA izaziva razgradnju SiC tokom taljenja. Dakle, interakcija slobodnog ugljika sa hromom dovodi do in situ stvaranja hrom karbida, dok slobodni silicijum ostaje u rastvoru u bazi HEA i/ili stupa u interakciju sa elementima koji čine bazni HEA da bi nastali silicidi. Kako se sadržaj SiC povećava, faza mikrostrukture se mijenja u sljedećem redoslijedu: fcc → fcc + eutektik → fcc + ljuspice krom karbida → fcc + ljuspice krom karbida + silicid → fcc + ljuspice krom karbida + silicid + grafitne kuglice / grafitne ljuspice. Rezultirajući kompoziti pokazuju vrlo širok raspon mehaničkih svojstava (granica tečenja u rasponu od 277 MPa pri istezanju od preko 60% do 2522 MPa pri istezanju od 6%) u poređenju sa konvencionalnim legurama i legurama visoke entropije. Neki od razvijenih visokoentropijskih kompozita pokazuju odličnu kombinaciju mehaničkih svojstava (napon tečenja 1200 MPa, istezanje 37%) i zauzimaju ranije nedostižna područja na dijagramu napona tečenja-izduženje. Pored izuzetnog izduženja, tvrdoća i granica popuštanja HEA kompozita su u istom rasponu kao i metalna stakla. Stoga se vjeruje da razvoj kompozita visoke entropije može pomoći u postizanju odlične kombinacije mehaničkih svojstava za napredne strukturalne primjene.
Razvoj legura visoke entropije je obećavajući novi koncept u metalurgiji1,2. Legure visoke entropije (HEA) pokazale su u brojnim slučajevima odličnu kombinaciju fizičkih i mehaničkih svojstava, uključujući visoku termičku stabilnost3,4 superplastično istezanje5,6 otpornost na zamor7,8 otpornost na koroziju9,10,11, odličnu otpornost na habanje12,13,14 ,15 i tribološka svojstva15 ,16,17 čak i na visokim temperaturama18,19,20,21,22 i mehanička svojstva na niskim temperature 23,24,25. Odlična kombinacija mehaničkih svojstava u HEA obično se pripisuje četiri glavna efekta, a to su visoka konfiguracijska entropija26, jaka distorzija rešetke27, spora difuzija28 i efekat koktela29. HEA se obično klasifikuju kao FCC, BCC i HCP tipovi. FCC HEA tipično sadrži prelazne elemente kao što su Co, Cr, Fe, Ni i Mn i pokazuje odličnu duktilnost (čak i na niskoj temperaturi25), ali nisku čvrstoću. BCC HEA se obično sastoji od elemenata visoke gustoće kao što su W, Mo, Nb, Ta, Ti i V i ima vrlo visoku čvrstoću, ali nisku duktilnost i nisku specifičnu čvrstoću30.
Mikrostrukturna modifikacija HEA bazirana na mašinskoj obradi, termomehaničkoj obradi i dodavanju elemenata je istražena kako bi se dobila najbolja kombinacija mehaničkih svojstava. CoCrFeMnNi FCC HEA je podvrgnut teškoj plastičnoj deformaciji torzijom pod visokim pritiskom, što dovodi do značajnog povećanja tvrdoće (520 HV) i čvrstoće (1950 MPa), ali razvoj nanokristalne mikrostrukture (~50 nm) čini leguru krhkom31 . Utvrđeno je da inkorporacija duktilnosti twinninga (TWIP) i plastičnosti izazvane transformacijom (TRIP) u CoCrFeMnNi HEA daje dobru radnu kaljivost što rezultira visokom vlačnom duktilnošću, iako na račun stvarnih vrijednosti vlačne čvrstoće. Ispod (1124 MPa) 32. Formiranje slojevite mikrostrukture (koja se sastoji od tankog deformiranog sloja i nedeformiranog jezgra) u CoCrFeMnNi HEA primjenom sačmarenja rezultiralo je povećanjem čvrstoće, ali je ovo poboljšanje bilo ograničeno na oko 700 MPa33. U potrazi za materijalima s najboljom kombinacijom čvrstoće i duktilnosti, također je istražen razvoj višefaznih HEA i eutektičkih HEA uz pomoć dodataka neizoatomskih elemenata34,35,36,37,38,39,40,41. Zaista, otkriveno je da finija raspodjela tvrdih i mekih faza u eutektičkim legurama visoke entropije može dovesti do relativno bolje kombinacije čvrstoće i duktilnosti35,38,42,43.
CoCrFeNi sistem je široko proučavana jednofazna FCC legura visoke entropije. Ovaj sistem pokazuje svojstva brzog očvršćavanja44 i odličnu duktilnost45,46 na niskim i visokim temperaturama. Učinjeni su različiti pokušaji da se poboljša njegova relativno niska čvrstoća (~300 MPa)47,48 uključujući rafiniranje zrna25, heterogenu mikrostrukturu49, precipitaciju50,51,52 i plastičnost izazvanu transformacijom (TRIP)53. Rafiniranje zrna livenog kockastog HEA CoCrFeNi hladnog izvlačenja u teškim uslovima povećava čvrstoću sa oko 300 MPa47,48 na 1,2 GPa25, ali smanjuje gubitak duktilnosti sa više od 60% na 12,6%. Dodavanje Al u HEA CoCrFeNi rezultiralo je formiranjem heterogene mikrostrukture, što je povećalo njegovu granicu tečenja na 786 MPa i relativno istezanje na oko 22%49. CoCrFeNi HEA je dodan sa Ti i Al da bi se formirali precipitati, čime se formiralo taložno ojačanje, povećavajući njegovu granicu tečenja na 645 MPa i istezanje na 39%51. TRIP mehanizam (face-centred kubična → heksaedarska martenzitna transformacija) i twinning povećali su vlačnu čvrstoću CoCrFeNi HEA na 841 MPa i istezanje pri prekidu na 76%53.
Također su napravljeni pokušaji da se doda keramičko pojačanje u HEA centriranu kubičnu matricu kako bi se razvili kompoziti visoke entropije koji mogu pokazati bolju kombinaciju čvrstoće i duktilnosti. Kompoziti sa visokom entropijom obrađeni su topljenjem u vakuumu44, mehaničkim legiranjem45,46,47,48,52,53, iskrim plazma sinterovanjem46,51,52, vakuumskim vrućim prešanjem45, vrućim izostatskim prešanjem47,48 i razvojem procesa aditivne proizvodnje43 50. Karbidi, oksidi i nitridi kao što su WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 i Y2O351 korišteni su kao keramička armatura u razvoju HEA kompozita. Odabir prave HEA matrice i keramike posebno je važan kada se dizajnira i razvija jak i izdržljiv HEA kompozit. U ovom radu kao materijal matrice odabran je CoCrFeNi. U CoCrFeNi HEA su dodane različite količine SiC i proučavan je njihov uticaj na mikrostrukturu, fazni sastav i mehanička svojstva.
Kao sirovine za izradu HEA kompozita korišteni su metali visoke čistoće Co, Cr, Fe i Ni (99,95 tež. %) i SiC prah (čistoća 99%, veličina -400 mesh) u obliku elementarnih čestica. Izoatomski sastav CoCrFeNi HEA je prvo stavljen u hemisferični vodeno hlađeni bakarni kalup, a zatim je komora evakuisana do 3·10-5 mbar. Gas argon visoke čistoće se uvodi kako bi se postigao vakuum potreban za topljenje luka sa nepotrošnim volframovim elektrodama. Dobijeni ingoti se preokreću i pretapaju pet puta kako bi se osigurala dobra homogenost. Visokoentropijski kompoziti različitih sastava pripremljeni su dodavanjem određene količine SiC u rezultirajuće ekviatomske CoCrFeNi dugmad, koji su ponovo homogenizovani petostrukom inverzijom i pretapanjem u svakom slučaju. Izlijepljeno dugme od dobivenog kompozita je izrezano pomoću EDM za daljnje testiranje i karakterizaciju. Uzorci za mikrostrukturna ispitivanja pripremljeni su prema standardnim metalografskim metodama. Najprije su uzorci ispitani pomoću svjetlosnog mikroskopa (Leica Microscope DM6M) sa softverom Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) za kvantitativnu faznu analizu. Za faznu analizu odabrane su tri slike snimljene u različitim područjima ukupne površine od oko 27.000 µm2. Dalje detaljne mikrostrukturne studije, uključujući analizu hemijskog sastava i analizu distribucije elemenata, sprovedene su na skenirajućem elektronskom mikroskopu (JEOL JSM-6490LA) opremljenom sistemom za analizu energetske disperzivne spektroskopije (EDS). Karakterizacija kristalne strukture HEA kompozita izvršena je pomoću sistema difrakcije rendgenskih zraka (Bruker D2 fazni pomerač) korišćenjem CuKα izvora sa veličinom koraka od 0,04°. Utjecaj mikrostrukturnih promjena na mehanička svojstva HEA kompozita proučavan je primjenom Vickers testova mikrotvrdoće i testova kompresije. Za ispitivanje tvrdoće primjenjuje se opterećenje od 500 N u trajanju od 15 s koristeći najmanje 10 udubljenja po uzorku. Ispitivanja kompresije HEA kompozita na sobnoj temperaturi provedena su na pravokutnim uzorcima (7 mm × 3 mm × 3 mm) na Shimadzu 50KN univerzalnoj mašini za ispitivanje (UTM) pri početnoj brzini deformacije od 0,001/s.
Visokoentropijski kompoziti, u daljem tekstu uzorci S-1 do S-6, pripremljeni su dodavanjem 3%, 6%, 9%, 12%, 15% i 17% SiC (sve po težini %) u CoCrFeNi matricu . respektivno. Referentni uzorak u koji nije dodan SiC u daljem tekstu se naziva uzorak S-0. Optički mikrosnimci razvijenih HEA kompozita prikazani su na Sl. 1, gdje je, zbog dodavanja raznih aditiva, jednofazna mikrostruktura CoCrFeNi HEA transformirana u mikrostrukturu koja se sastoji od mnogih faza različite morfologije, veličine i distribucije. Količina SiC u sastavu. Količina svake faze određena je analizom slike pomoću softvera LAS Phase Expert. Umetak na slici 1 (gore desno) prikazuje primjer površine za ovu analizu, kao i udio površine za svaku faznu komponentu.
Optičke mikrofotografije razvijenih visokoentropijskih kompozita: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 i (f) C- 6. Umetak prikazuje primjer rezultata faze analize slike zasnovane na kontrastu pomoću softvera LAS Phase Expert.
Kao što je prikazano na sl. 1a, eutektička mikrostruktura formirana između volumena matriksa C-1 kompozita, pri čemu je količina matrične i eutektičke faze procijenjena na 87,9 ± 0,47% i 12,1% ± 0,51%, respektivno. U kompozitu (C-2) prikazanom na slici 1b, nema znakova eutektičke reakcije tokom skrućivanja, a uočena je mikrostruktura potpuno drugačija od one kod C-1 kompozita. Mikrostruktura C-2 kompozita je relativno fina i sastoji se od tankih ploča (karbida) ravnomjerno raspoređenih u fazi matriksa (fcc). Zapreminski udjeli matrice i karbida procijenjeni su na 72 ± 1,69% i 28 ± 1,69%, respektivno. Pored matrice i karbida, nova faza (silicid) je pronađena u C-3 kompozitu, kao što je prikazano na slici 1c, gdje se zapreminski udjeli takvih silicidnih, karbidnih i matričnih faza procjenjuju na oko 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 i 47,6 ± 0,34, respektivno. Još jedna nova faza (grafit) također je uočena u mikrostrukturi C-4 kompozita; identifikovane su ukupno četiri faze. Grafitna faza ima izrazit globularni oblik sa tamnim kontrastom na optičkim slikama i prisutna je samo u malim količinama (procijenjeni volumenski udio je samo oko 0,6 ± 0,30%). U kompozitima C-5 i C-6 identificirane su samo tri faze, a tamna kontrastna grafitna faza u ovim kompozitima se pojavljuje u obliku pahuljica. U poređenju sa grafitnim pahuljicama u kompozitu S-5, grafitne ljuspice u kompozitu S-6 su šire, kraće i pravilnije. Uočeno je i odgovarajuće povećanje sadržaja grafita sa 14,9 ± 0,85% u kompozitu C-5 na oko 17,4 ± 0,55% u kompozitu C-6.
Da bi se dalje istražila detaljna mikrostruktura i hemijski sastav svake faze u HEA kompozitu, uzorci su ispitani pomoću SEM-a, a izvršena je i EMF tačkasta analiza i hemijsko mapiranje. Rezultati za kompozit C-1 prikazani su na sl. 2, gdje se jasno vidi prisustvo eutektičkih smjesa koje razdvajaju područja glavne matrične faze. Hemijska mapa kompozita C-1 prikazana je na slici 2c, gdje se može vidjeti da su Co, Fe, Ni i Si ravnomjerno raspoređeni u fazi matrice. Međutim, mala količina Cr je pronađena u fazi matriksa u poređenju sa drugim elementima baznog HEA, što sugeriše da je Cr difundovao van matrice. Sastav bijele eutektičke faze na SEM slici je bogat kromom i ugljikom, što ukazuje da se radi o krom karbidu. Odsustvo diskretnih čestica SiC u mikrostrukturi, u kombinaciji sa uočenim niskim sadržajem hroma u matrici i prisustvom eutektičkih smeša koje sadrže faze bogate hromom, ukazuje na potpunu razgradnju SiC tokom topljenja. Kao rezultat razgradnje SiC, silicijum se otapa u matriksnoj fazi, a slobodni ugljik stupa u interakciju s kromom i formira kromove karbide. Kao što se može vidjeti, samo je ugljik kvalitativno određen EMF metodom, a formiranje faze je potvrđeno identifikacijom karakterističnih karbidnih pikova u dijagramima rendgenske difrakcije.
(a) SEM slika uzorka S-1, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na naznačenim lokacijama.
Analiza kompozita C-2 prikazana je na sl. 3. Slično kao u optičkoj mikroskopiji, SEM pregled je otkrio finu strukturu sastavljenu od samo dvije faze, uz prisustvo tanke lamelarne faze ravnomjerno raspoređene po strukturi. matrične faze, a nema eutektičke faze. Analiza distribucije elemenata i EMF tačaka lamelarne faze otkrila je relativno visok sadržaj Cr (žuto) i C (zeleno) u ovoj fazi, što opet ukazuje na razgradnju SiC tokom topljenja i interakciju oslobođenog ugljika sa efektom hroma. . VEA matrica formira lamelarnu karbidnu fazu. Raspodjela elemenata i tačkasta analiza matrične faze pokazala je da je većina kobalta, željeza, nikla i silicijuma prisutna u matričnoj fazi.
(a) SEM slika uzorka S-2, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na naznačenim lokacijama.
SEM studije C-3 kompozita otkrile su prisustvo novih faza pored karbidnih i matričnih faza. Mapa elemenata (slika 4c) i analiza EMF tačaka (slika 4d) pokazuju da je nova faza bogata niklom, kobaltom i silicijumom.
(a) SEM slika uzorka S-3, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na naznačenim lokacijama.
Rezultati SEM i EMF analize kompozita C-4 prikazani su na sl. 5. Pored tri faze uočene u kompozitu C-3, utvrđeno je i prisustvo grafitnih nodula. Volumenski udio faze bogate silicijumom je takođe veći od onog kod C-3 kompozita.
(a) SEM slika uzorka S-4, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na naznačenim lokacijama.
Rezultati SEM i EMF spektra kompozita S-5 i S-6 prikazani su na slikama 1 i 2. 6 i 7, respektivno. Pored malog broja sfera, uočeno je i prisustvo grafitnih pahuljica. I broj grafitnih pahuljica i zapreminski udio faze koja sadrži silicijum u kompozitu C-6 su veći nego u kompozitu C-5.
(a) SEM slika uzorka C-5, (b) uvećani prikaz, (c) elementarna mapa, (d) rezultati EMF na naznačenim lokacijama.
(a) SEM slika uzorka S-6, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na naznačenim lokacijama.
Karakterizacija kristalne strukture HEA kompozita je također izvršena pomoću XRD mjerenja. Rezultat je prikazan na slici 8. U difrakcijskoj šemi baznog WEA (S-0) vidljivi su samo pikovi koji odgovaraju fcc fazi. Difrakcijski uzorci rendgenskih zraka kompozita C-1, C-2 i C-3 otkrili su prisustvo dodatnih pikova koji odgovaraju hrom karbidu (Cr7C3), a njihov intenzitet je bio manji za uzorke C-3 i C-4, što ukazuje na to i sa podacima EMF za ove uzorke. Pikovi koji odgovaraju Co/Ni silicidima su uočeni za uzorke S-3 i S-4, opet u skladu sa rezultatima EDS mapiranja prikazanim na slikama 2 i 3. Kao što je prikazano na slikama 3 i 4. Uočeni su pikovi 5 i S-6 odgovara grafitu.
I mikrostrukturne i kristalografske karakteristike razvijenih kompozita ukazuju na razgradnju dodanog SiC. To je zbog prisustva hroma u VEA matrici. Krom ima vrlo jak afinitet prema ugljiku 54,55 i reagira sa slobodnim ugljikom da bi formirao karbide, na što ukazuje uočeno smanjenje sadržaja hroma u matrici. Si prelazi u fcc fazu zbog disocijacije SiC56. Dakle, povećanje dodavanja SiC bazičnom HEA dovelo je do povećanja količine karbidne faze i količine slobodnog Si u mikrostrukturi. Utvrđeno je da se ovaj dodatni Si taloži u matrici pri niskim koncentracijama (u kompozitima S-1 i S-2), dok pri višim koncentracijama (kompoziti S-3 do S-6) dovodi do dodatnog taloženja kobalta/. nikl silicid. Standardna entalpija formiranja silicida Co i Ni, dobijena direktnom sintezom visokotemperaturnom kalorimetrijom, iznosi -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 za Co2Si, CoSi i CoSi2, respektivno, vrijednosti su – 50,6 ± 1,7 i – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 za Ni2Si i Ni5Si2, respektivno. Ove vrijednosti su niže od topline stvaranja SiC, što ukazuje da je disocijacija SiC koja dovodi do stvaranja Co/Ni silicida energetski povoljna. I u kompozitima S-5 i S-6 bio je prisutan dodatni slobodni silicijum, koji je apsorbovan izvan formiranja silicida. Utvrđeno je da ovaj slobodni silicijum doprinosi grafitizaciji uočenoj kod konvencionalnih čelika58.
Mehanička svojstva razvijenih keramički ojačanih kompozita na bazi HEA istražuju se testovima na kompresiju i testovima tvrdoće. Krive napon-deformacija razvijenih kompozita prikazane su na sl. 9a, a na slici 9b prikazan je dijagram raspršenosti između specifične granice tečenja, granice popuštanja, tvrdoće i istezanja razvijenih kompozita.
(a) krive tlačne deformacije i (b) dijagrami raspršenja koji pokazuju specifični napon tečenja, granicu tečenja, tvrdoću i izduženje. Imajte na umu da su prikazani samo primjerci S-0 do S-4, jer uzorci S-5 i S-6 sadrže značajne nedostatke livenja.
Kao što se vidi na sl. 9, granica tečenja je povećana sa 136 MPa za osnovni VES (C-0) na 2522 MPa za kompozit C-4. U poređenju sa osnovnim WPP, S-2 kompozit je pokazao vrlo dobro istezanje do loma od oko 37%, a pokazao je i značajno veće vrijednosti granice popuštanja (1200 MPa). Odlična kombinacija čvrstoće i duktilnosti ovog kompozita je rezultat poboljšanja ukupne mikrostrukture, uključujući ujednačenu distribuciju finih karbidnih lamela kroz mikrostrukturu, za koje se očekuje da inhibiraju pomicanje dislokacije. Granice tečenja kompozita C-3 i C-4 su 1925 MPa i 2522 MPa, respektivno. Ove visoke granice popuštanja mogu se objasniti velikim volumnim udjelom cementiranih karbidnih i silicidnih faza. Međutim, prisustvo ovih faza je rezultiralo i izduženjem na prekidu od samo 7%. Krivulje napon-deformacija baznih kompozita CoCrFeNi HEA (S-0) i S-1 su konveksne, što ukazuje na aktivaciju efekta bratimljenja ili TRIP59,60. U poređenju sa uzorkom S-1, kriva napon-deformacija uzorka S-2 ima konkavni oblik pri naprezanju od oko 10,20%, što znači da je normalno klizanje dislokacije glavni način deformacije uzorka u ovom deformisanom stanju60,61 . Međutim, brzina stvrdnjavanja u ovom uzorku ostaje visoka u velikom rasponu deformacija, a pri većim deformacijama je također vidljiv prijelaz u konveksnost (iako se ne može isključiti da je to zbog kvara podmazanih tlačnih opterećenja). ). Kompoziti C-3 i C-4 imaju samo ograničenu plastičnost zbog prisustva većeg volumnog udjela karbida i silicida u mikrostrukturi. Ispitivanja kompresije uzoraka kompozita C-5 i C-6 nisu provedena zbog značajnih nedostataka odljevka na ovim uzorcima kompozita (vidi sliku 10).
Stereomikrografije defekta livenja (označene crvenim strelicama) u uzorcima kompozita C-5 i C-6.
Rezultati mjerenja tvrdoće VEA kompozita prikazani su na sl. 9b. Osnovna WEA ima tvrdoću od 130±5 HV, a uzorci S-1, S-2, S-3 i S-4 imaju vrijednosti tvrdoće od 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV i 755±20 HV. Povećanje tvrdoće se dobro slagalo s promjenom granice popuštanja dobivenom ispitivanjem kompresije i bilo je povezano s povećanjem količine krutih tvari u kompozitu. Izračunata specifična granica popuštanja na osnovu ciljnog sastava svakog uzorka je takođe prikazana na sl. 9b. Općenito, najbolja kombinacija granice popuštanja (1200 MPa), tvrdoće (275 ± 10 HV) i relativnog izduženja do loma (~37%) uočena je za kompozit C-2.
Usporedba granice tečenja i relativnog izduženja razvijenog kompozita s materijalima različitih klasa prikazana je na Sl. 11a. Kompoziti na bazi CoCrFeNi u ovoj studiji pokazali su visoko istezanje na bilo kojem nivou naprezanja62. Također se može vidjeti da svojstva HEA kompozita razvijenih u ovoj studiji leže u prethodno nezauzetom području grafikona granice tečenja u odnosu na istezanje. Osim toga, razvijeni kompoziti imaju širok raspon kombinacija čvrstoće (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa i 2522 MPa) i istezanja (>60%, 37%, 7,3% i 6,19%). Granica tečenja je također važan faktor u odabiru materijala za napredne inženjerske primjene63,64. U tom smislu, HEA kompoziti ovog pronalaska pokazuju odličnu kombinaciju granice popuštanja i istezanja. To je zato što dodavanje SiC male gustine rezultira kompozitima sa visokom specifičnom granom tečenja. Specifična granica tečenja i istezanje HEA kompozita su u istom rasponu kao HEA FCC i vatrostalnog HEA, kao što je prikazano na slici 11b. Tvrdoća i granica tečenja razvijenih kompozita su u istom rasponu kao i za masivna metalna stakla65 (Sl. 11c). Masivna metalna stakla (BMS) odlikuju se velikom tvrdoćom i granom tečenja, ali je njihovo istezanje ograničeno66,67. Međutim, tvrdoća i granica tečenja nekih od HEA kompozita razvijenih u ovoj studiji također su pokazali značajno istezanje. Stoga je zaključeno da kompoziti koje je razvila VEA imaju jedinstvenu i traženu kombinaciju mehaničkih svojstava za različite konstrukcijske primjene. Ova jedinstvena kombinacija mehaničkih svojstava može se objasniti ujednačenom disperzijom tvrdih karbida formiranih in situ u FCC HEA matrici. Međutim, kao dio cilja postizanja bolje kombinacije čvrstoće, mikrostrukturne promjene koje proizlaze iz dodavanja keramičkih faza moraju se pažljivo proučavati i kontrolirati kako bi se izbjegli defekti odljevka, kao što su oni pronađeni u S-5 i S-6 kompozitima, i duktilnost. spol.
Rezultati ove studije uspoređeni su s različitim strukturnim materijalima i HEA: (a) istezanje u odnosu na granicu tečenja62, (b) specifično napon tečenja u odnosu na duktilnost63 i (c) granicu tečenja u odnosu na tvrdoću65.
Proučavana je mikrostruktura i mehanička svojstva serije HEA-keramičkih kompozita na bazi HEA CoCrFeNi sistema sa dodatkom SiC i izvedeni su sljedeći zaključci:
Kompoziti od legura visoke entropije mogu se uspješno razviti dodavanjem SiC u CoCrFeNi HEA primjenom metode lučnog topljenja.
SiC se razgrađuje tokom taljenja luka, što dovodi do formiranja in situ karbidnih, silicidnih i grafitnih faza, čije prisustvo i zapreminski udio zavise od količine SiC dodanog bazi HEA.
HEA kompoziti pokazuju mnoga odlična mehanička svojstva, sa svojstvima koja spadaju u prethodno nezauzeta područja na grafikonu granice popuštanja u odnosu na istezanje. Granica tečenja HEA kompozita napravljenog od 6 tež% SiC bila je više od osam puta veća od osnovne HEA uz zadržavanje duktilnosti od 37%.
Tvrdoća i granica popuštanja HEA kompozita su u opsegu masivnih metalnih stakla (BMG).
Nalazi sugeriraju da kompoziti legura visoke entropije predstavljaju obećavajući pristup postizanju odlične kombinacije metal-mehaničkih svojstava za napredne konstrukcijske primjene.
Vrijeme objave: Jul-12-2023