CoCrFeNi è una lega ad alta entropia (HEA) cubica a facce centrate (fcc) ben studiata con eccellente duttilità ma resistenza limitata. L'obiettivo di questo studio è migliorare l'equilibrio tra resistenza e duttilità di tali HEA aggiungendo diverse quantità di SiC utilizzando il metodo di fusione ad arco. È stato accertato che la presenza di cromo nella base HEA provoca la decomposizione del SiC durante la fusione. Pertanto, l'interazione del carbonio libero con il cromo porta alla formazione in situ di carburi di cromo, mentre il silicio libero rimane in soluzione nella base HEA e/o interagisce con gli elementi che compongono la base HEA per formare siliciuri. All’aumentare del contenuto di SiC, la fase della microstruttura cambia nella seguente sequenza: fcc → fcc + eutettico → fcc + scaglie di carburo di cromo → fcc + scaglie di carburo di cromo + siliciuro → fcc + scaglie di carburo di cromo + siliciuro + sfere di grafite/scaglie di grafite. I compositi risultanti mostrano una gamma molto ampia di proprietà meccaniche (resistenza allo snervamento che va da 277 MPa con un allungamento superiore al 60% a 2522 MPa con un allungamento del 6%) rispetto alle leghe convenzionali e alle leghe ad alta entropia. Alcuni dei compositi ad alta entropia sviluppati mostrano un'eccellente combinazione di proprietà meccaniche (resistenza allo snervamento 1200 MPa, allungamento 37%) e occupano regioni precedentemente irraggiungibili nel diagramma tensione di snervamento-allungamento. Oltre al notevole allungamento, la durezza e la resistenza allo snervamento dei compositi HEA sono nella stessa gamma dei vetri metallici sfusi. Pertanto, si ritiene che lo sviluppo di compositi ad elevata entropia possa contribuire a ottenere un'eccellente combinazione di proprietà meccaniche per applicazioni strutturali avanzate.
Lo sviluppo di leghe ad alta entropia è un nuovo concetto promettente nel campo della metallurgia1,2. Le leghe ad alta entropia (HEA) hanno mostrato in numerosi casi un'eccellente combinazione di proprietà fisiche e meccaniche, tra cui elevata stabilità termica3,4 allungamento superplastico5,6 resistenza alla fatica7,8 resistenza alla corrosione9,10,11, eccellente resistenza all'usura12,13,14 ,15 e proprietà tribologiche15 ,16,17 anche ad alte temperature18,19,20,21,22 e proprietà meccaniche a basse temperature23,24,25. L'eccellente combinazione di proprietà meccaniche nell'HEA è solitamente attribuita a quattro effetti principali, ovvero elevata entropia configurazionale26, forte distorsione reticolare27, diffusione lenta28 ed effetto cocktail29. Gli HEA sono generalmente classificati come tipi FCC, BCC e HCP. FCC HEA contiene tipicamente elementi di transizione come Co, Cr, Fe, Ni e Mn e mostra un'eccellente duttilità (anche a basse temperature25) ma una bassa resistenza. BCC HEA è solitamente composto da elementi ad alta densità come W, Mo, Nb, Ta, Ti e V e ha una resistenza molto elevata ma bassa duttilità e bassa resistenza specifica30.
È stata studiata la modifica microstrutturale dell'HEA basata sulla lavorazione meccanica, sulla lavorazione termomeccanica e sull'aggiunta di elementi per ottenere la migliore combinazione di proprietà meccaniche. CoCrFeMnNi FCC HEA è soggetto a grave deformazione plastica mediante torsione ad alta pressione, che porta ad un aumento significativo della durezza (520 HV) e della resistenza (1950 MPa), ma lo sviluppo di una microstruttura nanocristallina (~50 nm) rende la lega fragile31 . È stato scoperto che l'incorporazione della duttilità del gemellaggio (TWIP) e della plasticità indotta dalla trasformazione (TRIP) nei CoCrFeMnNi HEA conferisce una buona temprabilità con conseguente elevata duttilità a trazione, anche se a scapito dei valori effettivi di resistenza alla trazione. Sotto (1124 MPa) 32. La formazione di una microstruttura stratificata (costituita da un sottile strato deformato e un nucleo indeformato) nel CoCrFeMnNi HEA utilizzando la pallinatura ha comportato un aumento della resistenza, ma questo miglioramento è stato limitato a circa 700 MPa33. Alla ricerca di materiali con la migliore combinazione di resistenza e duttilità, è stato studiato anche lo sviluppo di HEA multifase e di HEA eutettici utilizzando addizioni di elementi non isoatomici34,35,36,37,38,39,40,41. Infatti, si è scoperto che una distribuzione più fine delle fasi dure e morbide nelle leghe eutettiche ad alta entropia può portare a una combinazione relativamente migliore di resistenza e duttilità35,38,42,43.
Il sistema CoCrFeNi è una lega FCC monofase ad alta entropia ampiamente studiata. Questo sistema presenta proprietà di incrudimento rapido44 ed eccellente duttilità45,46 sia a basse che ad alte temperature. Sono stati fatti vari tentativi per migliorare la sua resistenza relativamente bassa (~300 MPa)47,48 tra cui l'affinamento del grano25, la microstruttura eterogenea49, la precipitazione50,51,52 e la plasticità indotta dalla trasformazione (TRIP)53. L'affinamento del grano di HEA CoCrFeNi cubico a facce centrate mediante trafilatura a freddo in condizioni severe aumenta la resistenza da circa 300 MPa47,48 a 1,2 GPa25, ma riduce la perdita di duttilità da oltre il 60% al 12,6%. L'aggiunta di Al all'HEA di CoCrFeNi ha portato alla formazione di una microstruttura eterogenea, che ha aumentato la sua resistenza allo snervamento a 786 MPa e il suo allungamento relativo a circa il 22%49. CoCrFeNi HEA è stato aggiunto con Ti e Al per formare precipitati, formando così un rafforzamento della precipitazione, aumentando la sua resistenza allo snervamento a 645 MPa e l'allungamento al 39%51. Il meccanismo TRIP (trasformazione martensitica cubica centrata sulla faccia → esaedrica) e il twinning hanno aumentato la resistenza alla trazione di CoCrFeNi HEA a 841 MPa e l'allungamento a rottura al 76%53.
Sono stati fatti anche tentativi per aggiungere rinforzo ceramico alla matrice cubica a faccia centrata HEA per sviluppare compositi ad alta entropia che possano mostrare una migliore combinazione di resistenza e duttilità. I compositi con elevata entropia sono stati lavorati mediante fusione ad arco sotto vuoto44, lega meccanica45,46,47,48,52,53, sinterizzazione al plasma a scintilla46,51,52, pressatura a caldo sotto vuoto45, pressatura isostatica a caldo47,48 e sviluppo di processi di produzione additiva43, 50. Carburi, ossidi e nitruri come WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 e Y2O351 sono stati utilizzati come rinforzo ceramico nello sviluppo di compositi HEA. La scelta della giusta matrice HEA e della ceramica è particolarmente importante quando si progetta e sviluppa un composito HEA resistente e durevole. In questo lavoro, come materiale matrice è stato scelto CoCrFeNi. Varie quantità di SiC sono state aggiunte al CoCrFeNi HEA e ne è stato studiato l'effetto sulla microstruttura, sulla composizione della fase e sulle proprietà meccaniche.
I metalli di elevata purezza Co, Cr, Fe e Ni (99,95 in peso%) e la polvere di SiC (purezza 99%, dimensione -400 mesh) sotto forma di particelle elementari sono stati utilizzati come materie prime per la creazione di compositi HEA. La composizione isoatomica del CoCrFeNi HEA è stata prima collocata in uno stampo emisferico di rame raffreddato ad acqua, quindi la camera è stata evacuata a 3·10-5 mbar. Viene introdotto gas argon ad elevata purezza per ottenere il vuoto richiesto per la fusione dell'arco con elettrodi di tungsteno non consumabili. I lingotti risultanti vengono invertiti e rifusi cinque volte per garantire una buona omogeneità. Compositi ad alta entropia di varie composizioni sono stati preparati aggiungendo una certa quantità di SiC ai bottoni equiatomici CoCrFeNi risultanti, che sono stati ri-omogeneizzati mediante inversione di cinque volte e rifusione in ciascun caso. Il bottone stampato dal composito risultante è stato tagliato utilizzando l'elettroerosione per ulteriori test e caratterizzazione. I campioni per gli studi microstrutturali sono stati preparati secondo metodi metallografici standard. Innanzitutto, i campioni sono stati esaminati utilizzando un microscopio ottico (Leica Microscope DM6M) con il software Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) per l'analisi quantitativa di fase. Per l'analisi di fase sono state selezionate tre immagini scattate in aree diverse con un'area totale di circa 27.000 µm2. Ulteriori studi microstrutturali dettagliati, inclusa l'analisi della composizione chimica e l'analisi della distribuzione degli elementi, sono stati effettuati su un microscopio elettronico a scansione (JEOL JSM-6490LA) dotato di un sistema di analisi della spettroscopia a dispersione di energia (EDS). La caratterizzazione della struttura cristallina del composito HEA è stata eseguita utilizzando un sistema di diffrazione di raggi X (Bruker D2 sfasatore) utilizzando una sorgente CuKα con un passo di 0,04°. L'effetto dei cambiamenti microstrutturali sulle proprietà meccaniche dei compositi HEA è stato studiato utilizzando test di microdurezza Vickers e test di compressione. Per la prova di durezza, viene applicato un carico di 500 N per 15 s utilizzando almeno 10 impronte per provino. I test di compressione dei compositi HEA a temperatura ambiente sono stati eseguiti su provini rettangolari (7 mm × 3 mm × 3 mm) su una macchina di prova universale Shimadzu 50KN (UTM) a una velocità di deformazione iniziale di 0,001/s.
I compositi ad alta entropia, di seguito denominati campioni da S-1 a S-6, sono stati preparati aggiungendo 3%, 6%, 9%, 12%, 15% e 17% SiC (tutto in peso%) a una matrice CoCrFeNi . rispettivamente. Il campione di riferimento a cui non è stato aggiunto SiC sarà di seguito denominato campione S-0. Le micrografie ottiche dei compositi HEA sviluppati sono mostrate nelle Figg. 1, dove, a causa dell'aggiunta di vari additivi, la microstruttura monofase del CoCrFeNi HEA è stata trasformata in una microstruttura costituita da molte fasi con diversa morfologia, dimensione e distribuzione. La quantità di SiC nella composizione. La quantità di ciascuna fase è stata determinata dall'analisi delle immagini utilizzando il software LAS Phase Expert. L'inserto nella Figura 1 (in alto a destra) mostra un'area di esempio per questa analisi, nonché la frazione di area per ciascun componente di fase.
Micrografie ottiche dei compositi ad alta entropia sviluppati: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 e (f) C- 6. L'inserto mostra un esempio di risultati dell'analisi di fase dell'immagine basata sul contrasto utilizzando il software LAS Phase Expert.
Come mostrato in fig. 1a, una microstruttura eutettica formata tra i volumi della matrice del composito C-1, dove la quantità della matrice e delle fasi eutettiche è stimata rispettivamente in 87,9 ± 0,47% e 12,1% ± 0,51%. Nel composito (C-2) mostrato in Fig. 1b non si notano segni di reazione eutettica durante la solidificazione e si osserva una microstruttura completamente diversa da quella del composito C-1. La microstruttura del composito C-2 è relativamente fine ed è costituita da lamelle sottili (carburi) uniformemente distribuite nella fase di matrice (fcc). Le frazioni volumetriche della matrice e del carburo sono stimate rispettivamente a 72 ± 1,69% e 28 ± 1,69%. Oltre alla matrice e al carburo, è stata trovata una nuova fase (siliciuro) nel composito C-3, come mostrato in Fig. 1c, dove le frazioni volumetriche di tali fasi di siliciuro, carburo e matrice sono stimate a circa il 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 e 47,6 ± 0,34, rispettivamente. Un'altra nuova fase (grafite) è stata osservata anche nella microstruttura del composito C-4; sono state identificate complessivamente quattro fasi. La fase di grafite ha una forma globulare distinta con contrasto scuro nelle immagini ottiche ed è presente solo in piccole quantità (la frazione volumetrica stimata è solo circa 0,6 ± 0,30%). Nei compositi C-5 e C-6 sono state identificate solo tre fasi e la fase di grafite scura e contrastante in questi compositi appare sotto forma di scaglie. Rispetto alle scaglie di grafite del Composite S-5, le scaglie di grafite del Composite S-6 sono più larghe, più corte e più regolari. È stato osservato anche un corrispondente aumento del contenuto di grafite dal 14,9 ± 0,85% nel composito C-5 a circa 17,4 ± 0,55% nel composito C-6.
Per studiare ulteriormente la microstruttura dettagliata e la composizione chimica di ciascuna fase del composito HEA, i campioni sono stati esaminati utilizzando il SEM e sono state eseguite anche l'analisi dei punti EMF e la mappatura chimica. I risultati per il composito C-1 sono mostrati in fig. 2, dove si vede chiaramente la presenza di miscele eutettiche che separano le regioni della fase della matrice principale. La mappa chimica del composito C-1 è mostrata in Fig. 2c, dove si può vedere che Co, Fe, Ni e Si sono distribuiti uniformemente nella fase di matrice. Tuttavia, nella fase della matrice è stata trovata una piccola quantità di Cr rispetto ad altri elementi della base HEA, suggerendo che il Cr si diffondeva fuori dalla matrice. La composizione della fase eutettica bianca nell'immagine SEM è ricca di cromo e carbonio, indicando che si tratta di carburo di cromo. L'assenza di particelle discrete di SiC nella microstruttura, combinata con il basso contenuto osservato di cromo nella matrice e la presenza di miscele eutettiche contenenti fasi ricche di cromo, indica la completa decomposizione del SiC durante la fusione. Come risultato della decomposizione del SiC, il silicio si dissolve nella fase della matrice e il carbonio libero interagisce con il cromo per formare carburi di cromo. Come si può vedere, solo il carbonio è stato determinato qualitativamente mediante il metodo EMF e la formazione di fase è stata confermata dall'identificazione dei caratteristici picchi di carburo nei modelli di diffrazione dei raggi X.
(a) Immagine SEM del campione S-1, (b) immagine ingrandita, (c) mappa degli elementi, (d) risultati EMF nelle posizioni indicate.
L'analisi del composito C-2 è mostrata in fig. 3. Simile all'aspetto al microscopio ottico, l'esame SEM ha rivelato una struttura fine composta da sole due fasi, con la presenza di una sottile fase lamellare distribuita uniformemente in tutta la struttura. fase di matrice e non esiste una fase eutettica. La distribuzione degli elementi e l'analisi puntuale dei campi elettromagnetici della fase lamellare hanno rivelato un contenuto relativamente elevato di Cr (giallo) e C (verde) in questa fase, che indica ancora una volta la decomposizione del SiC durante la fusione e l'interazione del carbonio rilasciato con l'effetto cromo . La matrice VEA forma una fase di carburo lamellare. La distribuzione degli elementi e l'analisi puntuale della fase matrice hanno mostrato che la maggior parte del cobalto, ferro, nichel e silicio sono presenti nella fase matrice.
(a) Immagine SEM del campione S-2, (b) immagine ingrandita, (c) mappa degli elementi, (d) risultati EMF nelle posizioni indicate.
Gli studi al SEM dei compositi C-3 hanno rivelato la presenza di nuove fasi oltre alle fasi di carburo e matrice. La mappa elementare (Fig. 4c) e l'analisi dei punti EMF (Fig. 4d) mostrano che la nuova fase è ricca di nichel, cobalto e silicio.
(a) Immagine SEM del campione S-3, (b) immagine ingrandita, (c) mappa degli elementi, (d) risultati EMF nelle posizioni indicate.
I risultati dell'analisi SEM ed EMF del composito C-4 sono mostrati nelle Figg. 5. Oltre alle tre fasi osservate nel composito C-3, è stata riscontrata anche la presenza di noduli di grafite. Anche la frazione volumetrica della fase ricca di silicio è superiore a quella del composito C-3.
(a) Immagine SEM del campione S-4, (b) immagine ingrandita, (c) mappa degli elementi, (d) risultati EMF nelle posizioni indicate.
I risultati degli spettri SEM e EMF dei compositi S-5 e S-6 sono mostrati nelle Figure 1 e 2. 6 e 7, rispettivamente. Oltre ad un piccolo numero di sfere è stata osservata anche la presenza di scaglie di grafite. Sia il numero di scaglie di grafite che la frazione volumetrica della fase contenente silicio nel composito C-6 sono maggiori che nel composito C-5.
(a) Immagine SEM del campione C-5, (b) vista ingrandita, (c) mappa elementare, (d) risultati EMF nelle posizioni indicate.
(a) Immagine SEM del campione S-6, (b) immagine ingrandita, (c) mappa degli elementi, (d) risultati EMF nelle posizioni indicate.
Anche la caratterizzazione della struttura cristallina dei compositi HEA è stata eseguita utilizzando misurazioni XRD. Il risultato è mostrato nella Figura 8. Nel modello di diffrazione della base WEA (S-0), sono visibili solo i picchi corrispondenti alla fase fcc. I modelli di diffrazione dei raggi X dei compositi C-1, C-2 e C-3 hanno rivelato la presenza di picchi aggiuntivi corrispondenti al carburo di cromo (Cr7C3) e la loro intensità era inferiore per i campioni C-3 e C-4, il che indicava quello anche con i dati EMF per questi campioni. Sono stati osservati picchi corrispondenti ai siliciuri di Co/Ni per i campioni S-3 e S-4, ancora una volta coerenti con i risultati della mappatura EDS mostrati nelle Figure 2 e 3. Come mostrato nella Figura 3 e nella Figura 4. Sono stati osservati i picchi 5 e S-6 corrispondente alla grafite.
Sia le caratteristiche microstrutturali che cristallografiche dei compositi sviluppati indicavano la decomposizione del SiC aggiunto. Ciò è dovuto alla presenza di cromo nella matrice VEA. Il cromo ha un'affinità molto forte per il carbonio 54,55 e reagisce con il carbonio libero per formare carburi, come indicato dalla diminuzione osservata del contenuto di cromo della matrice. Il Si passa alla fase FCC a causa della dissociazione del SiC56. Pertanto, un aumento nell’aggiunta di SiC alla base HEA ha portato ad un aumento della quantità della fase di carburo e della quantità di Si libero nella microstruttura. È stato riscontrato che questo Si aggiuntivo viene depositato nella matrice a basse concentrazioni (nei compositi S-1 e S-2), mentre a concentrazioni più elevate (compositi da S-3 a S-6) determina un'ulteriore deposizione di cobalto/. siliciuro di nichel. L'entalpia standard di formazione dei siliciuri di Co e Ni, ottenuta mediante calorimetria ad alta temperatura per sintesi diretta, è -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 per Co2Si, CoSi e CoSi2, rispettivamente, mentre questi i valori sono – 50,6 ± 1,7 e – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 rispettivamente per Ni2Si e Ni5Si2. Questi valori sono inferiori al calore di formazione del SiC, indicando che la dissociazione del SiC che porta alla formazione di siliciuri di Co/Ni è energeticamente favorevole. In entrambi i compositi S-5 e S-6 era presente ulteriore silicio libero, che veniva assorbito oltre la formazione di siliciuro. È stato scoperto che questo silicio libero contribuisce alla grafitizzazione osservata negli acciai convenzionali58.
Le proprietà meccaniche dei compositi rinforzati con ceramica sviluppati basati su HEA vengono studiate mediante prove di compressione e prove di durezza. Le curve sforzo-deformazione dei compositi sviluppati sono mostrate nelle Figg. 9a, e in Fig. 9b mostra un grafico a dispersione tra carico di snervamento specifico, carico di snervamento, durezza e allungamento dei compositi sviluppati.
(a) Curve di deformazione di compressione e (b) grafici a dispersione che mostrano stress di snervamento specifico, carico di snervamento, durezza e allungamento. Si noti che vengono mostrati solo i campioni da S-0 a S-4, poiché i campioni S-5 e S-6 contengono difetti di fusione significativi.
Come si vede nella fig. 9, il limite di snervamento è aumentato da 136 MPa per la base VES (C-0) a 2522 MPa per il composito C-4. Rispetto al WPP di base, il composito S-2 ha mostrato un ottimo allungamento a rottura di circa il 37%, e ha mostrato anche valori di resistenza allo snervamento significativamente più elevati (1200 MPa). L'eccellente combinazione di resistenza e duttilità di questo composito è dovuta al miglioramento della microstruttura complessiva, inclusa la distribuzione uniforme di fini lamelle di carburo in tutta la microstruttura, che dovrebbe inibire il movimento della dislocazione. I limiti di snervamento dei compositi C-3 e C-4 sono rispettivamente 1925 MPa e 2522 MPa. Questi elevati limiti di snervamento possono essere spiegati dall'elevata frazione volumetrica di fasi di carburo cementato e siliciuro. Tuttavia la presenza di queste fasi ha comportato anche un allungamento a rottura pari soltanto al 7%. Le curve sforzo-deformazione dei compositi di base CoCrFeNi HEA (S-0) e S-1 sono convesse, indicando l'attivazione dell'effetto di gemellaggio o TRIP59,60. Rispetto al campione S-1, la curva sforzo-deformazione del campione S-2 ha una forma concava con una deformazione di circa il 10,20%, il che significa che il normale scorrimento della dislocazione è la principale modalità di deformazione del campione in questo stato deformato60,61 . Tuttavia, la velocità di indurimento in questo campione rimane elevata su un ampio intervallo di deformazioni, e a deformazioni più elevate è visibile anche una transizione alla convessità (sebbene non si possa escludere che ciò sia dovuto al cedimento dei carichi di compressione lubrificati). ). I compositi C-3 e C-4 hanno solo una plasticità limitata a causa della presenza di frazioni di volume più elevate di carburi e siliciuri nella microstruttura. I test di compressione dei campioni dei compositi C-5 e C-6 non sono stati eseguiti a causa di significativi difetti di fusione su questi campioni di compositi (vedere Fig. 10).
Stereomicrografie di difetti di fusione (indicati dalle frecce rosse) in campioni di compositi C-5 e C-6.
I risultati della misurazione della durezza dei compositi VEA sono mostrati nelle Figg. 9b. La WEA base ha una durezza di 130±5 HV, mentre i campioni S-1, S-2, S-3 e S-4 hanno valori di durezza di 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV e 755±20 alta tensione. L'aumento della durezza era in buon accordo con la variazione della resistenza allo snervamento ottenuta dalle prove di compressione ed era associato ad un aumento della quantità di solidi nel composito. Il carico di snervamento specifico calcolato in base alla composizione target di ciascun campione è mostrato anche in fig. 9b. In generale, per il composito C-2 si osserva la migliore combinazione di carico di snervamento (1200 MPa), durezza (275 ± 10 HV) e allungamento relativo a rottura (~37%).
Il confronto tra la resistenza allo snervamento e l'allungamento relativo del composito sviluppato con materiali di diverse classi è mostrato in Fig. 11a. I compositi basati su CoCrFeNi in questo studio hanno mostrato un elevato allungamento a qualsiasi livello di stress62. Si può anche vedere che le proprietà dei compositi HEA sviluppati in questo studio si trovano nella regione precedentemente non occupata del grafico del carico di snervamento rispetto all'allungamento. Inoltre, i compositi sviluppati presentano un'ampia gamma di combinazioni di resistenza (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa e 2522 MPa) e allungamento (>60%, 37%, 7,3% e 6,19%). Il carico di snervamento è anche un fattore importante nella selezione dei materiali per applicazioni di ingegneria avanzata63,64. A questo proposito, i compositi HEA della presente invenzione presentano un'eccellente combinazione di carico di snervamento e allungamento. Questo perché l'aggiunta di SiC a bassa densità si traduce in compositi con elevato carico di snervamento specifico. Il carico di snervamento specifico e l'allungamento dei compositi HEA rientrano nello stesso intervallo dell'HEA FCC e dell'HEA refrattario, come mostrato in Fig. 11b. La durezza e la resistenza allo snervamento dei compositi sviluppati rientrano nello stesso intervallo dei vetri metallici massicci65 (Fig. 11c). I vetri metallici massicci (BMS) sono caratterizzati da elevata durezza e carico di snervamento, ma il loro allungamento è limitato66,67. Tuttavia, anche la durezza e la resistenza allo snervamento di alcuni dei compositi HEA sviluppati in questo studio hanno mostrato un allungamento significativo. Si è pertanto concluso che i compositi sviluppati da VEA presentano una combinazione unica e ricercata di proprietà meccaniche per varie applicazioni strutturali. Questa combinazione unica di proprietà meccaniche può essere spiegata dalla dispersione uniforme dei carburi duri formati in situ nella matrice FCC HEA. Tuttavia, come parte dell'obiettivo di ottenere una migliore combinazione di resistenza, i cambiamenti microstrutturali derivanti dall'aggiunta di fasi ceramiche devono essere attentamente studiati e controllati per evitare difetti di colata, come quelli riscontrati nei compositi S-5 e S-6, e duttilità. genere.
I risultati di questo studio sono stati confrontati con vari materiali strutturali e HEA: (a) allungamento rispetto al limite di snervamento62, (b) limite di snervamento specifico rispetto alla duttilità63 e (c) limite di snervamento rispetto alla durezza65.
Sono state studiate la microstruttura e le proprietà meccaniche di una serie di compositi ceramici HEA basati sul sistema HEA CoCrFeNi con l'aggiunta di SiC e sono state tratte le seguenti conclusioni:
I compositi in leghe ad alta entropia possono essere sviluppati con successo aggiungendo SiC a CoCrFeNi HEA utilizzando il metodo di fusione ad arco.
Il SiC si decompone durante la fusione ad arco, portando alla formazione in situ di fasi di carburo, siliciuro e grafite, la cui presenza e frazione volumetrica dipendono dalla quantità di SiC aggiunta alla base HEA.
I compositi HEA presentano molte eccellenti proprietà meccaniche, con proprietà che ricadono in aree precedentemente non occupate nel grafico del carico di snervamento rispetto all'allungamento. La resistenza allo snervamento del composito HEA realizzato utilizzando il 6% in peso di SiC era più di otto volte quella dell'HEA base pur mantenendo una duttilità del 37%.
La durezza e la resistenza allo snervamento dei compositi HEA rientrano nell'intervallo dei vetri metallici sfusi (BMG).
I risultati suggeriscono che i compositi in lega ad alta entropia rappresentano un approccio promettente per ottenere un'eccellente combinazione di proprietà metallo-meccaniche per applicazioni strutturali avanzate.
Orario di pubblicazione: 12 luglio 2023