CoCrFeNi je dobro proučena kubična (fcc) legura visoke entropije (HEA) s izvrsnom duktilnošću, ali ograničenom čvrstoćom. Fokus ove studije je na poboljšanju ravnoteže čvrstoće i duktilnosti takvih HEA dodavanjem različitih količina SiC metodom lučnog taljenja. Utvrđeno je da prisutnost kroma u bazi HEA uzrokuje razgradnju SiC tijekom taljenja. Dakle, interakcija slobodnog ugljika s kromom dovodi do in situ stvaranja kromovih karbida, dok slobodni silicij ostaje u otopini u bazi HEA i/ili u interakciji s elementima koji čine baznu HEA stvarajući silicide. Kako se udio SiC povećava, faza mikrostrukture se mijenja sljedećim slijedom: fcc → fcc + eutektik → fcc + ljuskice krom karbida → fcc + ljuskice krom karbida + silicid → fcc + ljuskice krom karbida + silicid + grafitne kuglice / grafitne ljuskice. Rezultirajući kompoziti pokazuju vrlo širok raspon mehaničkih svojstava (granica razvlačenja u rasponu od 277 MPa pri više od 60% istezanja do 2522 MPa pri 6% istezanja) u usporedbi s konvencionalnim legurama i legurama visoke entropije. Neki od razvijenih visokoentropijskih kompozita pokazuju izvrsnu kombinaciju mehaničkih svojstava (granica tečenja 1200 MPa, istezanje 37%) i zauzimaju prethodno nedostižna područja na dijagramu granica tečenja-istezanje. Uz izvanredno rastezanje, tvrdoća i granica razvlačenja HEA kompozita u istom su rasponu kao i metalna stakla. Stoga se vjeruje da razvoj kompozita visoke entropije može pomoći u postizanju izvrsne kombinacije mehaničkih svojstava za napredne strukturalne primjene.
Razvoj visokoentropijskih legura obećavajući je novi koncept u metalurgiji1,2. Legure visoke entropije (HEA) pokazale su u nizu slučajeva izvrsnu kombinaciju fizičkih i mehaničkih svojstava, uključujući visoku toplinsku stabilnost3,4 superplastično istezanje5,6 otpornost na zamor7,8 otpornost na koroziju9,10,11, izvrsnu otpornost na trošenje12,13,14 ,15 i tribološka svojstva15 ,16,17 čak i pri visokim temperaturama18,19,20,21,22 i mehanička svojstva pri niskim temperature23,24,25. Izvrsna kombinacija mehaničkih svojstava u HEA obično se pripisuje četirima glavnim učincima, naime visokoj konfiguracijskoj entropiji26, jakom izobličenju rešetke27, sporoj difuziji28 i efektu koktela29. HEA se obično klasificiraju kao FCC, BCC i HCP tipovi. FCC HEA obično sadrži prijelazne elemente kao što su Co, Cr, Fe, Ni i Mn i pokazuje izvrsnu duktilnost (čak i pri niskim temperaturama25), ali nisku čvrstoću. BCC HEA obično se 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 temeljena na strojnoj obradi, termomehaničkoj obradi i dodavanju elemenata istražena je kako bi se dobila najbolja kombinacija mehaničkih svojstava. CoCrFeMnNi FCC HEA je podvrgnut ozbiljnoj 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 lomljivom31 . Utvrđeno je da ugradnja duktilnosti dvojaka (TWIP) i plastičnosti inducirane transformacijom (TRIP) u CoCrFeMnNi HEA daje dobru radnu očvrsljivost što rezultira visokom duktilnošću na rastezanje, iako nauštrb stvarnih vrijednosti vlačne čvrstoće. Ispod (1124 MPa) 32. Formiranje slojevite mikrostrukture (koja se sastoji od tankog deformiranog sloja i nedeformirane jezgre) u CoCrFeMnNi HEA upotrebom sačmarenja dovelo je do povećanja čvrstoće, ali ovo poboljšanje bilo je ograničeno na oko 700 MPa33. U potrazi za materijalima s najboljom kombinacijom čvrstoće i duktilnosti, također je istražen razvoj višefaznih HEA i eutektičkih HEA korištenjem dodataka neizoatomskih elemenata34,35,36,37,38,39,40,41. Doista, utvrđeno je da finija raspodjela tvrde i meke faze u eutektičkim legurama visoke entropije može dovesti do relativno bolje kombinacije čvrstoće i duktilnosti35,38,42,43.
CoCrFeNi sustav je široko proučavana jednofazna FCC legura visoke entropije. Ovaj sustav pokazuje svojstva brzog otvrdnjavanja44 i izvrsnu duktilnost45,46 i na niskim i na visokim temperaturama. Učinjeni su različiti pokušaji da se poboljša njegova relativno niska čvrstoća (~300 MPa)47,48 uključujući usitnjavanje zrna25, heterogenu mikrostrukturu49, taloženje50,51,52 i plastičnost izazvanu transformacijom (TRIP)53. Pročišćavanje zrna lijevanog čeono centriranog kubičnog HEA CoCrFeNi hladnim izvlačenjem u teškim uvjetima povećava čvrstoću s oko 300 MPa47,48 na 1,2 GPa25, ali smanjuje gubitak duktilnosti s više od 60% na 12,6%. Dodatak Al HEA CoCrFeNi rezultirao je stvaranjem heterogene mikrostrukture, što je povećalo njegovu granicu razvlačenja na 786 MPa i njegovo relativno istezanje na oko 22%49. CoCrFeNi HEA dodan je s Ti i Al kako bi se formirali precipitati, čime se formiralo taložno ojačanje, povećavajući njegovu granicu razvlačenja na 645 MPa i istezanje na 39%51. TRIP mehanizam (face-centred cubic → hexahedral martensitic transformation) i twinning povećali su vlačnu čvrstoću CoCrFeNi HEA na 841 MPa i istezanje pri prekidu na 76%53.
Također je bilo pokušaja dodavanja keramičkog ojačanja HEA kubičnoj matrici s centriranim licem kako bi se razvili kompoziti visoke entropije koji mogu pokazati bolju kombinaciju čvrstoće i duktilnosti. Kompoziti s visokom entropijom obrađeni su vakuumskim lučnim taljenjem44, mehaničkim legiranjem45,46,47,48,52,53, sinterovanjem plazmom iskre46,51,52, vakuumskim vrućim prešanjem45, vrućim izostatičkim prešanjem47,48 i razvojem aditivnih proizvodnih procesa43, 50. Karbidi, oksidi i nitridi kao što su WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 i Y2O351 korišteni su kao keramičko ojačanje u razvoju HEA kompozita. Odabir prave HEA matrice i keramike posebno je važan pri projektiranju i razvoju snažnog i izdržljivog HEA kompozita. U ovom radu CoCrFeNi odabran je kao materijal matrice. Različite količine SiC dodane su CoCrFeNi HEA te je proučavan njihov učinak 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 wt %) i SiC prah (čistoće 99%, veličina -400 mesh) u obliku elementarnih čestica. Izoatomski sastav CoCrFeNi HEA prvo je stavljen u poluloptasti vodom hlađeni bakreni kalup, a zatim je komora evakuirana na 3·10-5 mbar. Uvodi se plin argon visoke čistoće kako bi se postigao vakuum potreban za lučno taljenje s nepotrošivim volframovim elektrodama. Dobiveni ingoti se preokreću i ponovno tope pet puta kako bi se osigurala dobra homogenost. Visokoentropijski kompoziti različitih sastava pripremljeni su dodavanjem određene količine SiC u dobivene ekviatomske CoCrFeNi gumbe, koji su ponovno homogenizirani peterostrukom inverzijom i ponovnim taljenjem u svakom slučaju. Oblikovani gumb od dobivenog kompozita izrezan je EDM-om za daljnje testiranje i karakterizaciju. Uzorci za mikrostrukturna istraživanja pripremljeni su prema standardnim metalografskim metodama. Prvo su uzorci ispitani svjetlosnim mikroskopom (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 s ukupnom površinom od oko 27 000 µm2. Daljnja detaljna mikrostrukturna istraživanja, uključujući analizu kemijskog sastava i analizu distribucije elemenata, provedena su na skenirajućem elektronskom mikroskopu (JEOL JSM-6490LA) opremljenom sustavom analize disperzivne spektroskopije energije (EDS). Karakterizacija kristalne strukture HEA kompozita provedena je pomoću sustava za difrakciju X-zraka (Bruker D2 fazni pomak) pomoću CuKα izvora s veličinom koraka od 0,04°. Učinak mikrostrukturnih promjena na mehanička svojstva HEA kompozita proučavan je pomoću Vickersovih testova mikrotvrdoće i testova tlačenja. Za ispitivanje tvrdoće primjenjuje se opterećenje od 500 N tijekom 15 s uz korištenje najmanje 10 udubljenja po uzorku. Ispitivanje kompresije HEA kompozita na sobnoj temperaturi provedeno je na pravokutnim uzorcima (7 mm × 3 mm × 3 mm) na Shimadzu 50KN univerzalnom ispitnom stroju (UTM) pri početnoj brzini deformacije od 0,001/s.
Visoko entropijski kompoziti, u daljnjem tekstu uzorci S-1 do S-6, pripremljeni su dodavanjem 3%, 6%, 9%, 12%, 15% i 17% SiC (sve težinski%) u CoCrFeNi matricu . odnosno. Referentni uzorak u koji nije dodan SiC u daljnjem tekstu naziva se uzorak S-0. Optičke mikrofotografije razvijenih HEA kompozita prikazane su na sl. 1, gdje je, zbog dodavanja raznih aditiva, jednofazna mikrostruktura CoCrFeNi HEA transformirana u mikrostrukturu koja se sastoji od više 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 područja za ovu analizu, kao i udio površine za svaku komponentu faze.
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 analize faze slike temeljene na kontrastu pomoću softvera LAS Phase Expert.
Kao što je prikazano na sl. Na slici 1a, eutektička mikrostruktura nastala između volumena matrice kompozita C-1, gdje je količina matrične i eutektičke faze procijenjena na 87,9 ± 0,47 % odnosno 12,1 % ± 0,51 %. U kompozitu (C-2) prikazanom na slici 1b nema znakova eutektičke reakcije tijekom skrućivanja, a uočava se potpuno drugačija mikrostruktura od one kod kompozita C-1. Mikrostruktura C-2 kompozita je relativno fina i sastoji se od tankih ploča (karbida) ravnomjerno raspoređenih u fazi matrice (fcc). Volumni udjeli matrice i karbida procijenjeni su na 72 ± 1,69 % odnosno 28 ± 1,69 %. Osim matrice i karbida, nova faza (silicid) pronađena je u kompozitu C-3, kao što je prikazano na slici 1c, gdje se volumni udjeli takvih silicida, karbida i faza matrice procjenjuju na oko 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53, odnosno 47,6 ± 0,34. Još jedna nova faza (grafit) također je uočena u mikrostrukturi kompozita C-4; identificirane su ukupno četiri faze. Grafitna faza ima jasan globularni oblik s tamnim kontrastom na optičkim slikama i prisutna je samo u malim količinama (procijenjeni volumni 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 pojavljuje se u obliku ljuskica. U usporedbi s grafitnim ljuskicama u kompozitu S-5, grafitne ljuskice u kompozitu S-6 su šire, kraće i pravilnije. Također je primijećeno odgovarajuće povećanje sadržaja grafita od 14,9 ± 0,85 % u kompozitu C-5 do oko 17,4 ± 0,55 % u kompozitu C-6.
Kako bi se dodatno istražila detaljna mikrostruktura i kemijski sastav svake faze u HEA kompozitu, uzorci su ispitani pomoću SEM-a, a također je provedena analiza EMF točaka i kemijsko mapiranje. Rezultati za kompozit C-1 prikazani su na sl. 2, gdje se jasno vidi prisutnost eutektičkih smjesa koje odvajaju područja glavne faze matrice. Kemijska karta kompozita C-1 prikazana je na slici 2c, gdje se vidi da su Co, Fe, Ni i Si ravnomjerno raspoređeni u matričnoj fazi. Međutim, mala količina Cr pronađena je u fazi matrice u usporedbi s drugim elementima osnovnog HEA, što sugerira da je Cr difundirao izvan matrice. Sastav bijele eutektičke faze na SEM slici bogat je kromom i ugljikom, što ukazuje da se radi o krom karbidu. Odsutnost diskretnih SiC čestica u mikrostrukturi, u kombinaciji s uočenim niskim sadržajem kroma u matrici i prisutnošću eutektičkih smjesa koje sadrže faze bogate kromom, ukazuje na potpunu razgradnju SiC tijekom taljenja. Kao rezultat razgradnje SiC, silicij se otapa u fazi matrice, a slobodni ugljik u interakciji s kromom stvara kromove karbide. Kao što se može vidjeti, samo je ugljik kvalitativno određen EMF metodom, a formiranje faze je potvrđeno identifikacijom karakterističnih karbidnih vrhova u rendgenskim difraktogramima.
(a) SEM slika uzorka S-1, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na označenim mjestima.
Analiza kompozita C-2 prikazana je na sl. 3. Slično izgledu u optičkoj mikroskopiji, SEM ispitivanje otkrilo je finu strukturu sastavljenu od samo dvije faze, s prisutnošću tanke lamelarne faze ravnomjerno raspoređene po strukturi. matrične faze, a nema eutektičke faze. Raspodjela elemenata i analiza EMF točaka lamelarne faze otkrila je relativno visok sadržaj Cr (žuto) i C (zeleno) u ovoj fazi, što opet ukazuje na razgradnju SiC tijekom taljenja i interakciju oslobođenog ugljika s efektom kroma. . VEA matrica tvori lamelarnu karbidnu fazu. Raspodjela elemenata i točkasta analiza matrične faze pokazala je da je većina kobalta, željeza, nikla i silicija prisutna u matričnoj fazi.
(a) SEM slika uzorka S-2, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na označenim mjestima.
SEM studije C-3 kompozita otkrile su prisutnost novih faza uz karbidne i matrične faze. Karta elemenata (slika 4c) i analiza EMF točaka (slika 4d) pokazuju da je nova faza bogata niklom, kobaltom i silicijem.
(a) SEM slika uzorka S-3, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na označenim mjestima.
Rezultati SEM i EMF analize kompozita C-4 prikazani su na sl. 5. Uz tri faze uočene u kompozitu C-3, također je utvrđena prisutnost grafitnih nodula. Volumni udio faze bogate silicijem također je veći od udjela C-3 kompozita.
(a) SEM slika uzorka S-4, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na označenim mjestima.
Rezultati SEM i EMF spektra kompozita S-5 i S-6 prikazani su na slikama 1 i 2. 6 odnosno 7. Osim manjeg broja kuglica, uočena je i prisutnost grafitnih ljuskica. I broj grafitnih ljuskica i volumni udio faze koja sadrži silicij u kompozitu C-6 veći su nego u kompozitu C-5.
(a) SEM slika uzorka C-5, (b) uvećani prikaz, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na označenim mjestima.
(a) SEM slika uzorka S-6, (b) uvećana slika, (c) mapa elemenata, (d) EMF rezultati na označenim mjestima.
Karakterizacija kristalne strukture HEA kompozita također je provedena pomoću XRD mjerenja. Rezultat je prikazan na slici 8. U difrakcijskom uzorku osnovnog WEA (S-0) vidljivi su samo vrhovi koji odgovaraju fcc fazi. Difraktogrami rendgenskih zraka kompozita C-1, C-2 i C-3 otkrili su prisutnost dodatnih pikova koji odgovaraju krom karbidu (Cr7C3), a njihov je intenzitet bio niži za uzorke C-3 i C-4, što je upućivalo na to također s podacima EMF za ove uzorke. Vrhovi koji odgovaraju Co/Ni silicidima primijećeni su za uzorke S-3 i S-4, što je opet u skladu s rezultatima EDS mapiranja prikazanim na slikama 2 i 3. Kao što je prikazano na slikama 3 i 4. Uočeni su vrhovi 5 i S-6 koji odgovara grafitu.
I mikrostrukturne i kristalografske karakteristike razvijenih kompozita upućuju na razgradnju dodanog SiC. To je zbog prisutnosti kroma u VEA matrici. Krom ima vrlo jak afinitet prema ugljiku 54.55 i reagira sa slobodnim ugljikom u karbide, kao što je naznačeno opaženim smanjenjem sadržaja kroma u matrici. Si prelazi u fcc fazu zbog disocijacije SiC56. Stoga je povećanjem dodatka SiC bazi HEA došlo do povećanja količine karbidne faze i količine slobodnog Si u mikrostrukturi. Utvrđeno je da se taj 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. nikal silicid. Standardna entalpija stvaranja Co i Ni silicida, dobivena direktnom sintezom visokotemperaturnom kalorimetrijom, je -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 za Co2Si, CoSi i CoSi2, redom, dok su ove vrijednosti su – 50,6 ± 1,7 i – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 za Ni2Si odnosno Ni5Si2. Ove vrijednosti niže su 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 silicij, koji se apsorbirao nakon stvaranja silicida. Utvrđeno je da ovaj slobodni silicij doprinosi grafitizaciji uočenoj u konvencionalnim čelicima58.
Mehanička svojstva razvijenih kompozita ojačanih keramikom na bazi HEA istražuju se testovima tlačenja i testovima tvrdoće. Krivulje naprezanje-deformacija razvijenih kompozita prikazane su na sl. 9a, a na slici 9b prikazan je dijagram raspršenosti između specifične granice razvlačenja, granice razvlačenja, tvrdoće i istezanja razvijenih kompozita.
(a) Krivulje tlačne deformacije i (b) dijagrami raspršenja koji pokazuju specifičnu granicu tečenja, granicu tečenja, tvrdoću i istezanje. Imajte na umu da su prikazani samo uzorci S-0 do S-4, budući da uzorci S-5 i S-6 sadrže značajne nedostatke u lijevanju.
Kao što se vidi na sl. 9, granica razvlačenja se povećala sa 136 MPa za osnovni VES (C-0) na 2522 MPa za C-4 kompozit. U usporedbi s osnovnim WPP-om, kompozit S-2 pokazao je vrlo dobro istezanje do sloma od oko 37%, a također je pokazao značajno veće vrijednosti granice razvlačenja (1200 MPa). Izvrsna kombinacija čvrstoće i duktilnosti ovog kompozita rezultat je poboljšanja ukupne mikrostrukture, uključujući jednoliku distribuciju finih karbidnih lamela kroz mikrostrukturu, za koje se očekuje da će spriječiti kretanje dislokacija. Granice razvlačenja kompozita C-3 i C-4 iznose 1925 MPa, odnosno 2522 MPa. Ove visoke granice razvlačenja mogu se objasniti velikim volumnim udjelom faza cementnog karbida i silicida. Međutim, prisutnost ovih faza rezultirala je i istezanjem pri prekidu od samo 7%. Krivulje naprezanje-deformacija osnovnih kompozita CoCrFeNi HEA (S-0) i S-1 su konveksne, što ukazuje na aktivaciju efekta dvojničenja ili TRIP59,60. U usporedbi s uzorkom S-1, krivulja naprezanje-deformacija uzorka S-2 ima konkavan oblik pri deformaciji od oko 10,20%, što znači da je normalno klizanje dislokacije glavni način deformacije uzorka u ovom deformiranom stanju60,61 . Međutim, brzina otvrdnjavanja u ovom uzorku ostaje visoka u velikom rasponu deformacija, a kod većih deformacija također je vidljiv prijelaz u konveksnost (iako se ne može isključiti da je to posljedica loma podmazanih tlačnih opterećenja). ). Kompoziti C-3 i C-4 imaju samo ograničenu plastičnost zbog prisutnosti većih volumnih udjela karbida i silicida u mikrostrukturi. Tlačna ispitivanja uzoraka kompozita C-5 i C-6 nisu provedena zbog značajnih nedostataka lijevanja na tim uzorcima kompozita (vidi sliku 10).
Stereomikrografije grešaka u lijevanju (označenih crvenim strelicama) u uzorcima kompozita C-5 i C-6.
Rezultati mjerenja tvrdoće VEA kompozita prikazani su na sl. 9b. Osnovni 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 bilo je u dobrom skladu s promjenom granice razvlačenja dobivenom testovima kompresije i bilo je povezano s povećanjem količine čvrstih tvari u kompozitu. Izračunata specifična granica razvlačenja temeljena na ciljnom sastavu svakog uzorka također je prikazana na sl. 9b. Općenito, najbolja kombinacija granice razvlačenja (1200 MPa), tvrdoće (275 ± 10 HV) i relativnog istezanja do sloma (~37%) uočena je za kompozit C-2.
Usporedba granice razvlačenja i relativnog istezanja razvijenog kompozita s materijalima različitih klasa prikazana je na slici 11a. Kompoziti temeljeni na CoCrFeNi u ovoj su studiji pokazali veliko istezanje pri bilo kojoj danoj razini naprezanja62. Također se može vidjeti da svojstva HEA kompozita razvijenih u ovoj studiji leže u prethodno nezauzetom području krivulje granice razvlačenja 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 također je važan čimbenik u odabiru materijala za napredne inženjerske primjene63,64. U tom smislu, HEA kompoziti ovog izuma pokazuju izvrsnu kombinaciju granice razvlačenja i istezanja. To je zato što dodavanje SiC niske gustoće rezultira kompozitima s visokom specifičnom granicom tečenja. Specifična granica razvlačenja i istezanje HEA kompozita u istom su rasponu kao HEA FCC i vatrostalni HEA, kao što je prikazano na slici 11b. Tvrdoća i granica razvlačenja razvijenih kompozita u istom su rasponu kao i za masivna metalna stakla65 (Sl. 11c). Masivna metalna stakla (BMS) karakteriziraju visoka tvrdoća i granica razvlačenja, ali je njihovo istezanje ograničeno66,67. Međutim, tvrdoća i granica razvlačenja nekih 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 ravnomjernom disperzijom tvrdih karbida nastalih 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 izbjegle greške u lijevanju, poput onih koje nalazimo u kompozitima S-5 i S-6, i duktilnost. spol.
Rezultati ovog istraživanja uspoređeni su s različitim konstrukcijskim materijalima i HEA: (a) istezanje u odnosu na granicu tečenja62, (b) specifičnu granicu tečenja u odnosu na duktilnost63 i (c) granicu tečenja u odnosu na tvrdoću65.
Proučavana je mikrostruktura i mehanička svojstva niza HEA-keramičkih kompozita na bazi HEA CoCrFeNi sustava s dodatkom SiC i doneseni su sljedeći zaključci:
Kompoziti legure visoke entropije mogu se uspješno razviti dodavanjem SiC u CoCrFeNi HEA metodom lučnog taljenja.
SiC se razgrađuje tijekom lučnog taljenja, što dovodi do stvaranja in situ karbidnih, silicidnih i grafitnih faza, čija prisutnost i volumni udio ovise o količini SiC dodanog osnovnom HEA.
HEA kompoziti pokazuju mnoga izvrsna mehanička svojstva, sa svojstvima koja spadaju u prethodno slobodna područja na dijagramu granice razvlačenja u odnosu na istezanje. Granica razvlačenja HEA kompozita napravljenog korištenjem 6 wt% SiC bila je više od osam puta veća od osnovnog HEA uz zadržavanje 37% duktilnosti.
Tvrdoća i granica razvlačenja HEA kompozita su u rangu bulk metalic glasses (BMG).
Nalazi sugeriraju da kompoziti od legura visoke entropije predstavljaju obećavajući pristup postizanju izvrsne kombinacije metalno-mehaničkih svojstava za napredne strukturalne primjene.
Vrijeme objave: 12. srpnja 2023