CoCrFeNi is een goed bestudeerde, vlakgecentreerde kubieke (fcc) legering met hoge entropie (HEA) met uitstekende ductiliteit maar beperkte sterkte. De focus van deze studie ligt op het verbeteren van de balans tussen sterkte en ductiliteit van dergelijke HEA's door verschillende hoeveelheden SiC toe te voegen met behulp van de boogsmeltmethode. Er is vastgesteld dat de aanwezigheid van chroom in de basis-HEA de ontleding van SiC tijdens het smelten veroorzaakt. De interactie van vrije koolstof met chroom leidt dus tot de in situ vorming van chroomcarbiden, terwijl vrij silicium in oplossing blijft in de basis-HEA en/of interageert met de elementen waaruit de basis-HEA bestaat om siliciden te vormen. Naarmate het SiC-gehalte toeneemt, verandert de microstructuurfase in de volgende volgorde: fcc → fcc + eutectisch → fcc + chroomcarbidevlokken → fcc + chroomcarbidevlokken + silicide → fcc + chroomcarbidevlokken + silicide + grafietballen / grafietvlokken. De resulterende composieten vertonen een zeer breed scala aan mechanische eigenschappen (vloeisterkte variërend van 277 MPa bij meer dan 60% rek tot 2522 MPa bij 6% rek) vergeleken met conventionele legeringen en legeringen met een hoge entropie. Sommige van de ontwikkelde composieten met hoge entropie vertonen een uitstekende combinatie van mechanische eigenschappen (vloeigrens 1200 MPa, rek 37%) en bezetten voorheen onbereikbare gebieden in het vloeispanning-rekdiagram. Naast de opmerkelijke rek liggen de hardheid en vloeigrens van HEA-composieten in hetzelfde bereik als die van bulkmetaalglas. Daarom wordt aangenomen dat de ontwikkeling van composieten met een hoge entropie kan bijdragen aan het bereiken van een uitstekende combinatie van mechanische eigenschappen voor geavanceerde structurele toepassingen.
De ontwikkeling van legeringen met een hoge entropie is een veelbelovend nieuw concept in de metallurgie1,2. Hoge entropielegeringen (HEA) hebben in een aantal gevallen een uitstekende combinatie van fysische en mechanische eigenschappen laten zien, waaronder hoge thermische stabiliteit3,4 superplastische rek5,6 weerstand tegen vermoeiing7,8 corrosieweerstand9,10,11, uitstekende slijtvastheid12,13,14 ,15 en tribologische eigenschappen15 ,16,17 zelfs bij hoge temperaturen18,19,20,21,22 en mechanische eigenschappen bij lage temperaturen23,24,25. De uitstekende combinatie van mechanische eigenschappen in HEA wordt gewoonlijk toegeschreven aan vier hoofdeffecten, namelijk hoge configuratie-entropie, sterke roostervervorming, langzame diffusie en cocktaileffect. HEA's worden meestal geclassificeerd als FCC-, BCC- en HCP-typen. FCC HEA bevat doorgaans overgangselementen zoals Co, Cr, Fe, Ni en Mn en vertoont een uitstekende ductiliteit (zelfs bij lage temperaturen25) maar een lage sterkte. BCC HEA is gewoonlijk samengesteld uit elementen met een hoge dichtheid, zoals W, Mo, Nb, Ta, Ti en V, en heeft een zeer hoge sterkte, maar een lage ductiliteit en een lage specifieke sterkte30.
De microstructurele modificatie van HEA op basis van machinale bewerking, thermomechanische verwerking en de toevoeging van elementen is onderzocht om de beste combinatie van mechanische eigenschappen te verkrijgen. CoCrFeMnNi FCC HEA wordt onderworpen aan ernstige plastische vervorming door torsie onder hoge druk, wat leidt tot een aanzienlijke toename in hardheid (520 HV) en sterkte (1950 MPa), maar de ontwikkeling van een nanokristallijne microstructuur (~50 nm) maakt de legering bros31 . Er is gevonden dat de integratie van twinning ductiliteit (TWIP) en door transformatie geïnduceerde plasticiteit (TRIP) in CoCrFeMnNi HEA's een goede werkhardbaarheid oplevert, resulterend in ductiliteit met hoge treksterkte, zij het ten koste van de werkelijke treksterktewaarden. Beneden (1124 MPa) 32. De vorming van een gelaagde microstructuur (bestaande uit een dunne vervormde laag en een onvervormde kern) in het CoCrFeMnNi HEA met behulp van kogelstralen resulteerde in een toename in sterkte, maar deze verbetering bleef beperkt tot ongeveer 700 MPa33. Op zoek naar materialen met de beste combinatie van sterkte en ductiliteit is ook de ontwikkeling van meerfasige HEA's en eutectische HEA's met toevoegingen van niet-isoatomische elementen onderzocht34,35,36,37,38,39,40,41. Er is inderdaad gevonden dat een fijnere verdeling van harde en zachte fasen in eutectische legeringen met een hoge entropie kan leiden tot een relatief betere combinatie van sterkte en ductiliteit35,38,42,43.
Het CoCrFeNi-systeem is een veel bestudeerde enkelfasige FCC-legering met hoge entropie. Dit systeem vertoont snelle hardingseigenschappen44 en uitstekende ductiliteit45,46 bij zowel lage als hoge temperaturen. Er zijn verschillende pogingen gedaan om de relatief lage sterkte (~300 MPa) te verbeteren, waaronder korrelverfijning , heterogene microstructuur , precipitatie en transformatie-geïnduceerde plasticiteit (TRIP) . Korrelverfijning van gegoten vlakgecentreerde kubieke HEA CoCrFeNi door koudtrekken onder zware omstandigheden verhoogt de sterkte van ongeveer 300 MPa47,48 naar 1,2 GPa25, maar vermindert het verlies aan ductiliteit van meer dan 60% naar 12,6%. De toevoeging van Al aan de HEA van CoCrFeNi resulteerde in de vorming van een heterogene microstructuur, die de vloeigrens verhoogde tot 786 MPa en de relatieve rek tot ongeveer 22%49. CoCrFeNi HEA werd toegevoegd met Ti en Al om precipitaten te vormen, waardoor de precipitatie werd versterkt, waardoor de vloeigrens werd verhoogd tot 645 MPa en de rek tot 39%51. Het TRIP-mechanisme (vlak-gecentreerde kubieke → hexahedrale martensitische transformatie) en twinning verhoogden de treksterkte van CoCrFeNi HEA tot 841 MPa en de rek bij breuk tot 76%53.
Er zijn ook pogingen ondernomen om keramische versterking toe te voegen aan de HEA-vlakgecentreerde kubieke matrix om composieten met een hoge entropie te ontwikkelen die een betere combinatie van sterkte en ductiliteit kunnen vertonen. Composieten met een hoge entropie zijn verwerkt door vacuümboogsmelten44, mechanisch legeren45,46,47,48,52,53, vonkplasmasinteren46,51,52, vacuümheetpersen45, heet isostatisch persen47,48 en de ontwikkeling van additieve productieprocessen43, 50. Carbiden, oxiden en nitriden zoals WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 en Y2O351 zijn gebruikt als keramische versterking bij de ontwikkeling van HEA-composieten. Het kiezen van de juiste HEA-matrix en keramiek is vooral belangrijk bij het ontwerpen en ontwikkelen van een sterk en duurzaam HEA-composiet. In dit werk werd CoCrFeNi gekozen als matrixmateriaal. Er werden verschillende hoeveelheden SiC aan het CoCrFeNi HEA toegevoegd en hun effect op de microstructuur, fasesamenstelling en mechanische eigenschappen werd bestudeerd.
Hoogzuivere metalen Co, Cr, Fe en Ni (99,95 gew.%) en SiC-poeder (zuiverheid 99%, grootte -400 mesh) in de vorm van elementaire deeltjes werden gebruikt als grondstoffen voor de creatie van HEA-composieten. De isoatomische samenstelling van het CoCrFeNi HEA werd eerst in een halfbolvormige, watergekoelde koperen mal geplaatst en vervolgens werd de kamer geëvacueerd tot 3,10-5 mbar. Er wordt zeer zuiver argongas geïntroduceerd om het vacuüm te bereiken dat nodig is voor het boogsmelten met niet-afsmeltende wolfraamelektroden. De resulterende blokken worden vijf keer omgekeerd en opnieuw gesmolten om een goede homogeniteit te garanderen. Composieten met een hoge entropie van verschillende samenstellingen werden bereid door een bepaalde hoeveelheid SiC toe te voegen aan de resulterende equiatomaire CoCrFeNi-knopen, die opnieuw werden gehomogeniseerd door vijfvoudige inversie en telkens opnieuw smelten. De gevormde knoop uit het resulterende composiet werd gesneden met behulp van EDM voor verder testen en karakteriseren. Monsters voor microstructureel onderzoek werden bereid volgens standaard metallografische methoden. Eerst werden de monsters onderzocht met behulp van een lichtmicroscoop (Leica Microscope DM6M) met de software Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) voor kwantitatieve faseanalyse. Voor faseanalyse werden drie beelden geselecteerd die in verschillende gebieden waren genomen met een totale oppervlakte van ongeveer 27.000 µm2. Verdere gedetailleerde microstructurele onderzoeken, waaronder analyse van de chemische samenstelling en analyse van de elementverdeling, werden uitgevoerd op een scanning-elektronenmicroscoop (JEOL JSM-6490LA) uitgerust met een analysesysteem voor energiedispersieve spectroscopie (EDS). De karakterisering van de kristalstructuur van het HEA-composiet werd uitgevoerd met behulp van een röntgendiffractiesysteem (Bruker D2 faseverschuiver) met behulp van een CuKa-bron met een stapgrootte van 0,04°. Het effect van microstructurele veranderingen op de mechanische eigenschappen van HEA-composieten werd bestudeerd met behulp van Vickers microhardheidstests en compressietests. Voor de hardheidstest wordt gedurende 15 s een belasting van 500 N uitgeoefend met minimaal 10 inkepingen per monster. Compressietests van HEA-composieten bij kamertemperatuur werden uitgevoerd op rechthoekige monsters (7 mm x 3 mm x 3 mm) op een Shimadzu 50KN universele testmachine (UTM) met een initiële reksnelheid van 0,001/s.
Composieten met hoge entropie, hierna monsters S-1 tot S-6 genoemd, werden bereid door 3%, 6%, 9%, 12%, 15% en 17% SiC (allemaal op gewichtsbasis) toe te voegen aan een CoCrFeNi-matrix . respectievelijk. Het referentiemonster waaraan geen SiC is toegevoegd, wordt hierna monster S-0 genoemd. Optische microfoto's van de ontwikkelde HEA-composieten worden getoond in Fig. 1, waar, als gevolg van de toevoeging van verschillende additieven, de eenfasige microstructuur van de CoCrFeNi HEA werd getransformeerd in een microstructuur bestaande uit vele fasen met verschillende morfologie, groottes en distributie. De hoeveelheid SiC in de samenstelling. De hoeveelheid van elke fase werd bepaald op basis van beeldanalyse met behulp van LAS Phase Expert-software. De inzet bij Figuur 1 (rechtsboven) toont een voorbeeldgebied voor deze analyse, evenals de oppervlaktefractie voor elke fasecomponent.
Optische microfoto's van de ontwikkelde composieten met hoge entropie: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 en (f) C- 6. De inzet toont een voorbeeld van op contrast gebaseerde beeldfaseanalyseresultaten met behulp van de LAS Phase Expert-software.
Zoals weergegeven in afb. La, een eutectische microstructuur gevormd tussen de matrixvolumes van het C-1-composiet, waarbij de hoeveelheid matrix- en eutectische fasen wordt geschat op respectievelijk 87,9 ± 0,47% en 12,1% ± 0,51%. In de composiet (C-2) getoond in figuur 1b zijn er geen tekenen van een eutectische reactie tijdens het stollen, en wordt een microstructuur waargenomen die volledig verschilt van die van de C-1 composiet. De microstructuur van het C-2-composiet is relatief fijn en bestaat uit dunne platen (carbiden) die gelijkmatig verdeeld zijn in de matrixfase (fcc). De volumefracties van de matrix en het carbide worden geschat op respectievelijk 72 ± 1,69% en 28 ± 1,69%. Naast de matrix en het carbide werd een nieuwe fase (silicide) gevonden in het C-3-composiet, zoals weergegeven in figuur 1c, waar de volumefracties van dergelijke silicide-, carbide- en matrixfasen worden geschat op ongeveer 26,5% ± respectievelijk 0,41%, 25,9 ± 0,53 en 47,6 ± 0,34. Een andere nieuwe fase (grafiet) werd ook waargenomen in de microstructuur van het C-4-composiet; in totaal werden vier fasen geïdentificeerd. De grafietfase heeft een duidelijke bolvorm met donker contrast in optische beelden en is slechts in kleine hoeveelheden aanwezig (geschatte volumefractie is slechts ongeveer 0,6 ± 0,30%). In composieten C-5 en C-6 werden slechts drie fasen geïdentificeerd, en de donkere contrasterende grafietfase in deze composieten verschijnt in de vorm van vlokken. Vergeleken met de grafietvlokken in Composite S-5 zijn de grafietvlokken in Composite S-6 breder, korter en regelmatiger. Er werd ook een overeenkomstige toename van het grafietgehalte waargenomen van 14,9 ± 0,85% in het C-5-composiet tot ongeveer 17,4 ± 0,55% in het C-6-composiet.
Om de gedetailleerde microstructuur en chemische samenstelling van elke fase in het HEA-composiet verder te onderzoeken, werden monsters onderzocht met behulp van SEM, en werden ook EMF-puntanalyse en chemische mapping uitgevoerd. De resultaten voor composiet C-1 worden getoond in Fig. 2, waar de aanwezigheid van eutectische mengsels die de gebieden van de hoofdmatrixfase scheiden duidelijk te zien is. De chemische kaart van composiet C-1 wordt getoond in figuur 2c, waar te zien is dat Co, Fe, Ni en Si uniform verdeeld zijn in de matrixfase. Er werd echter een kleine hoeveelheid Cr gevonden in de matrixfase vergeleken met andere elementen van de basis-HEA, wat erop wijst dat Cr uit de matrix diffundeerde. De samenstelling van de witte eutectische fase in het SEM-beeld is rijk aan chroom en koolstof, wat aangeeft dat het chroomcarbide is. De afwezigheid van afzonderlijke SiC-deeltjes in de microstructuur, gecombineerd met het waargenomen lage chroomgehalte in de matrix en de aanwezigheid van eutectische mengsels die chroomrijke fasen bevatten, duidt op de volledige ontleding van SiC tijdens het smelten. Als gevolg van de ontleding van SiC lost silicium op in de matrixfase en reageert vrije koolstof met chroom om chroomcarbiden te vormen. Zoals te zien is, werd alleen koolstof kwalitatief bepaald met de EMF-methode, en werd de fasevorming bevestigd door de identificatie van karakteristieke carbidepieken in de röntgendiffractiepatronen.
(a) SEM-afbeelding van monster S-1, (b) vergrote afbeelding, (c) elementkaart, (d) EMF-resultaten op aangegeven locaties.
De analyse van composiet C-2 wordt getoond in Fig. 3. Net als bij optische microscopie onthulde SEM-onderzoek een fijne structuur die uit slechts twee fasen bestond, met de aanwezigheid van een dunne lamellaire fase die gelijkmatig door de structuur was verdeeld. matrixfase, en er is geen eutectische fase. De elementenverdeling en EMF-puntanalyse van de lamellaire fase brachten een relatief hoog gehalte aan Cr (geel) en C (groen) in deze fase aan het licht, wat opnieuw duidt op de ontleding van SiC tijdens het smelten en de interactie van de vrijgekomen koolstof met het chroomeffect . De VEA-matrix vormt een lamellaire carbidefase. De verdeling van elementen en puntanalyse van de matrixfase toonde aan dat het grootste deel van het kobalt, ijzer, nikkel en silicium aanwezig is in de matrixfase.
(a) SEM-afbeelding van monster S-2, (b) vergrote afbeelding, (c) elementkaart, (d) EMF-resultaten op aangegeven locaties.
SEM-onderzoeken van C-3-composieten onthulden de aanwezigheid van nieuwe fasen naast de carbide- en matrixfasen. De elementaire kaart (Fig. 4c) en EMF-puntanalyse (Fig. 4d) laten zien dat de nieuwe fase rijk is aan nikkel, kobalt en silicium.
(a) SEM-afbeelding van monster S-3, (b) vergrote afbeelding, (c) elementkaart, (d) EMF-resultaten op aangegeven locaties.
De resultaten van de SEM- en EMF-analyse van het C-4-composiet worden getoond in Fig. 5. Naast de drie fasen waargenomen in composiet C-3 werd ook de aanwezigheid van grafietknobbeltjes gevonden. Ook de volumefractie van de siliciumrijke fase is hoger dan die van het C-3 composiet.
(a) SEM-afbeelding van monster S-4, (b) vergrote afbeelding, (c) elementkaart, (d) EMF-resultaten op aangegeven locaties.
De resultaten van de SEM- en EMF-spectra van composieten S-5 en S-6 worden respectievelijk weergegeven in figuren 1 en 2, 6 en 7. Naast een klein aantal bolletjes werd ook de aanwezigheid van grafietvlokken waargenomen. Zowel het aantal grafietvlokken als de volumefractie van de siliciumhoudende fase in het C-6 composiet zijn groter dan in het C-5 composiet.
(a) SEM-afbeelding van monster C-5, (b) vergrote weergave, (c) elementaire kaart, (d) EMF-resultaten op aangegeven locaties.
(a) SEM-afbeelding van monster S-6, (b) vergrote afbeelding, (c) elementkaart, (d) EMF-resultaten op aangegeven locaties.
Karakterisering van de kristalstructuur van HEA-composieten werd ook uitgevoerd met behulp van XRD-metingen. Het resultaat wordt getoond in Figuur 8. In het diffractiepatroon van de basis WEA (S-0) zijn alleen de pieken die overeenkomen met de fcc-fase zichtbaar. Röntgendiffractiepatronen van composieten C-1, C-2 en C-3 onthulden de aanwezigheid van extra pieken die overeenkomen met chroomcarbide (Cr7C3), en hun intensiteit was lager voor monsters C-3 en C-4, wat aangaf dat ook met de gegevens EMF voor deze monsters. Er werden pieken waargenomen die overeenkomen met Co/Ni-siliciden voor de monsters S-3 en S-4, opnieuw consistent met de EDS-karteringsresultaten weergegeven in Figuren 2 en 3. Zoals weergegeven in Figuur 3 en Figuur 4. Er werden 5- en S-6-pieken waargenomen. overeenkomend met grafiet.
Zowel de microstructurele als de kristallografische kenmerken van de ontwikkelde composieten duidden op de ontbinding van het toegevoegde SiC. Dit komt door de aanwezigheid van chroom in de VEA-matrix. Chroom heeft een zeer sterke affiniteit voor koolstof 54,55 en reageert met vrije koolstof om carbiden te vormen, zoals blijkt uit de waargenomen afname van het chroomgehalte van de matrix. Si gaat over in de fcc-fase als gevolg van de dissociatie van SiC56. Een toename van de toevoeging van SiC aan de basis-HEA leidde dus tot een toename van de hoeveelheid carbidefase en de hoeveelheid vrij Si in de microstructuur. Gebleken is dat dit extra Si bij lage concentraties (in composieten S-1 en S-2) in de matrix wordt afgezet, terwijl het bij hogere concentraties (composieten S-3 t/m S-6) tot extra kobaltafzetting leidt. nikkelsilicide. De standaardvormingsenthalpie van Co- en Ni-siliciden, verkregen door directe synthese bij hoge temperatuurcalorimetrie, is -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol-1 voor respectievelijk Co2Si, CoSi en CoSi2, terwijl deze waarden zijn – 50,6 ± 1,7 en – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 voor Ni2Si en Ni5Si2 respectievelijk. Deze waarden zijn lager dan de vormingswarmte van SiC, wat aangeeft dat de dissociatie van SiC die leidt tot de vorming van Co/Ni-siliciden energetisch gunstig is. In zowel S-5- als S-6-composieten was extra vrij silicium aanwezig, dat werd geabsorbeerd na de vorming van silicide. Er is gevonden dat dit vrije silicium bijdraagt aan de grafitisering die wordt waargenomen in conventionele staalsoorten58.
De mechanische eigenschappen van de ontwikkelde keramisch versterkte composieten op basis van HEA worden onderzocht door middel van compressietests en hardheidstests. De spanning-rek-curven van de ontwikkelde composieten worden getoond in Fig. 9a, en in Fig. 9b toont een spreidingsdiagram tussen specifieke vloeigrens, vloeigrens, hardheid en rek van de ontwikkelde composieten.
(a) Drukrekcurven en (b) spreidingsdiagrammen die specifieke vloeispanning, vloeigrens, hardheid en rek tonen. Merk op dat alleen de exemplaren S-0 tot S-4 worden getoond, aangezien de exemplaren S-5 en S-6 aanzienlijke gietfouten bevatten.
Zoals te zien is in afb. 9 nam de vloeigrens toe van 136 MPa voor de basis VES (C-0) tot 2522 MPa voor het C-4 composiet. Vergeleken met het basis-WPP vertoonde het S-2-composiet een zeer goede rek tot bezwijken van ongeveer 37%, en vertoonde ook aanzienlijk hogere vloeigrenswaarden (1200 MPa). De uitstekende combinatie van sterkte en ductiliteit van dit composiet is te danken aan de verbetering van de algehele microstructuur, inclusief de uniforme verdeling van fijne carbidelamellen door de microstructuur, die naar verwachting de dislocatiebeweging zal remmen. De vloeigrens van C-3- en C-4-composieten zijn respectievelijk 1925 MPa en 2522 MPa. Deze hoge vloeisterktes kunnen worden verklaard door de hoge volumefractie van gecementeerde carbide- en silicidefasen. De aanwezigheid van deze fasen resulteerde echter ook in een rek bij breuk van slechts 7%. De spanning-rekcurven van de basiscomposieten CoCrFeNi HEA (S-0) en S-1 zijn convex, wat duidt op activering van het twinning-effect of TRIP59,60. Vergeleken met monster S-1 heeft de spanning-rekcurve van monster S-2 een concave vorm bij een rek van ongeveer 10,20%, wat betekent dat de normale dislocatieslip de belangrijkste vervormingsmodus van het monster in deze vervormde toestand is60,61 . De verhardingssnelheid bij dit monster blijft echter hoog over een groot rekbereik, en bij hogere rek is ook een overgang naar convexiteit zichtbaar (hoewel niet kan worden uitgesloten dat dit te wijten is aan het falen van gesmeerde drukbelastingen). ). Composieten C-3 en C-4 hebben slechts een beperkte plasticiteit vanwege de aanwezigheid van hogere volumefracties van carbiden en siliciden in de microstructuur. Compressietests van monsters van composieten C-5 en C-6 werden niet uitgevoerd vanwege significante gietfouten op deze monsters van composieten (zie figuur 10).
Stereomicrofoto's van gietfouten (aangegeven door rode pijlen) in monsters van composieten C-5 en C-6.
De resultaten van het meten van de hardheid van VEA-composieten worden getoond in Fig. 9b. De basis WEA heeft een hardheid van 130±5 HV, en monsters S-1, S-2, S-3 en S-4 hebben hardheidswaarden van 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV en 755 ± 20 hoogspanning. De toename in hardheid kwam goed overeen met de verandering in vloeigrens verkregen uit compressietests en ging gepaard met een toename van de hoeveelheid vaste stoffen in het composiet. De berekende specifieke vloeigrens op basis van de doelsamenstelling van elk monster wordt ook getoond in Fig. 9b. Over het algemeen wordt de beste combinatie van vloeigrens (1200 MPa), hardheid (275 ± 10 HV) en relatieve rek tot bezwijken (~37%) waargenomen voor composiet C-2.
Vergelijking van de vloeigrens en relatieve rek van het ontwikkelde composiet met materialen van verschillende klassen wordt getoond in figuur 11a. Composieten op basis van CoCrFeNi vertoonden in dit onderzoek een hoge rek bij elk gegeven spanningsniveau62. Ook is te zien dat de eigenschappen van de HEA-composieten die in dit onderzoek zijn ontwikkeld, in het voorheen onbezette gebied van de grafiek van vloeisterkte versus rek liggen. Daarnaast hebben de ontwikkelde composieten een breed scala aan combinaties van sterkte (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa en 2522 MPa) en rek (>60%, 37%, 7,3% en 6,19%). De vloeisterkte is ook een belangrijke factor bij de selectie van materialen voor geavanceerde technische toepassingen63,64. In dit opzicht vertonen de HEA-composieten van de onderhavige uitvinding een uitstekende combinatie van vloeisterkte en rek. Dit komt omdat de toevoeging van SiC met lage dichtheid resulteert in composieten met een hoge specifieke vloeigrens. De specifieke vloeigrens en rek van HEA-composieten liggen in hetzelfde bereik als HEA FCC en vuurvaste HEA, zoals weergegeven in figuur 11b. De hardheid en vloeigrens van de ontwikkelde composieten liggen in hetzelfde bereik als die van massief metaalglas65 (Fig. 11c). Massieve metalen glazen (BMS) worden gekenmerkt door een hoge hardheid en vloeigrens, maar hun rek is beperkt66,67. De hardheid en vloeigrens van sommige van de HEA-composieten die in dit onderzoek zijn ontwikkeld, vertoonden echter ook een aanzienlijke rek. Zo werd geconcludeerd dat de door VEA ontwikkelde composieten een unieke en gewilde combinatie van mechanische eigenschappen hebben voor verschillende structurele toepassingen. Deze unieke combinatie van mechanische eigenschappen kan worden verklaard door de uniforme dispersie van harde carbiden die in situ worden gevormd in de FCC HEA-matrix. Als onderdeel van het doel om een betere combinatie van sterkte te bereiken, moeten microstructurele veranderingen als gevolg van de toevoeging van keramische fasen echter zorgvuldig worden bestudeerd en gecontroleerd om gietfouten te voorkomen, zoals die aangetroffen in S-5- en S-6-composieten, en ductiliteit. geslacht.
De resultaten van dit onderzoek werden vergeleken met verschillende structurele materialen en HEA's: (a) rek versus vloeigrens62, (b) specifieke vloeispanning versus ductiliteit63 en (c) vloeigrens versus hardheid65.
De microstructuur en mechanische eigenschappen van een reeks HEA-keramische composieten op basis van het HEA CoCrFeNi-systeem met toevoeging van SiC zijn bestudeerd en de volgende conclusies zijn getrokken:
Composieten van legeringen met een hoge entropie kunnen met succes worden ontwikkeld door SiC toe te voegen aan CoCrFeNi HEA met behulp van de boogsmeltmethode.
SiC ontleedt tijdens het boogsmelten, wat leidt tot de vorming in situ van carbide-, silicide- en grafietfasen, waarvan de aanwezigheid en de volumefractie afhangen van de hoeveelheid SiC die aan de basis-HEA wordt toegevoegd.
HEA-composieten vertonen veel uitstekende mechanische eigenschappen, met eigenschappen die in voorheen onbezette gebieden vallen op de grafiek van de vloeigrens versus rek. De vloeigrens van het HEA-composiet gemaakt met behulp van 6 gew.% SiC was meer dan acht maal die van basis-HEA, terwijl de ductiliteit 37% handhaafde.
De hardheid en vloeigrens van HEA-composieten liggen in het bereik van bulkmetaalglas (BMG).
De bevindingen suggereren dat composieten van legeringen met een hoge entropie een veelbelovende aanpak vertegenwoordigen voor het bereiken van een uitstekende combinatie van metaal-mechanische eigenschappen voor geavanceerde structurele toepassingen.
Posttijd: 12 juli 2023