CoCrFeNi to dobrze zbadany stop o wysokiej entropii (HEA) z centrowaną powierzchnią sześcienną (fcc) o doskonałej ciągliwości, ale ograniczonej wytrzymałości. Celem tego badania jest poprawa równowagi wytrzymałości i ciągliwości takich HEA poprzez dodanie różnych ilości SiC przy użyciu metody topienia łukowego. Ustalono, że obecność chromu w bazie HEA powoduje rozkład SiC podczas topienia. Zatem oddziaływanie wolnego węgla z chromem prowadzi do tworzenia in situ węglików chromu, podczas gdy wolny krzem pozostaje w roztworze w bazowym HEA i/lub oddziałuje z pierwiastkami tworzącymi bazowy HEA, tworząc krzemki. Wraz ze wzrostem zawartości SiC faza mikrostruktury zmienia się w następującej kolejności: fcc → fcc + eutektyka → fcc + płatki węglika chromu → fcc + płatki węglika chromu + krzemek → fcc + płatki węglika chromu + krzemek + kulki grafitowe / płatki grafitu. Otrzymane kompozyty wykazują bardzo szeroki zakres właściwości mechanicznych (granica plastyczności w zakresie od 277 MPa przy wydłużeniu ponad 60% do 2522 MPa przy wydłużeniu 6%) w porównaniu do stopów konwencjonalnych i stopów o wysokiej entropii. Niektóre z opracowanych kompozytów o wysokiej entropii wykazują doskonałą kombinację właściwości mechanicznych (granica plastyczności 1200 MPa, wydłużenie 37%) i zajmują wcześniej nieosiągalne obszary na wykresie granicy plastyczności-wydłużenia. Oprócz niezwykłego wydłużenia, twardość i granica plastyczności kompozytów HEA mieszczą się w tym samym zakresie, co w przypadku masowych szkieł metalicznych. Dlatego uważa się, że rozwój kompozytów o wysokiej entropii może pomóc w uzyskaniu doskonałej kombinacji właściwości mechanicznych dla zaawansowanych zastosowań konstrukcyjnych.
Rozwój stopów o wysokiej entropii jest obiecującą nową koncepcją w metalurgii1,2. Stopy o wysokiej entropii (HEA) wykazały w wielu przypadkach doskonałe połączenie właściwości fizycznych i mechanicznych, w tym wysoką stabilność termiczną3,4 wydłużenie superplastyczne5,6 odporność zmęczeniową7,8 odporność na korozję9,10,11, doskonałą odporność na zużycie12,13,14 ,15 i właściwości tribologiczne15,16,17 nawet w wysokich temperaturach18,19,20,21,22 oraz właściwości mechaniczne w niskich temperaturach23,24,25. Doskonałe połączenie właściwości mechanicznych HEA zwykle przypisuje się czterem głównym efektom, a mianowicie wysokiej entropii konfiguracyjnej26, silnemu zniekształceniu sieci27, powolnej dyfuzji28 i efektowi koktajlu29. HEA są zwykle klasyfikowane jako typy FCC, BCC i HCP. FCC HEA zazwyczaj zawiera pierwiastki przejściowe, takie jak Co, Cr, Fe, Ni i Mn i wykazuje doskonałą ciągliwość (nawet w niskiej temperaturze25), ale niską wytrzymałość. BCC HEA składa się zwykle z pierwiastków o dużej gęstości, takich jak W, Mo, Nb, Ta, Ti i V, i ma bardzo wysoką wytrzymałość, ale niską ciągliwość i niską wytrzymałość właściwą30.
Badano modyfikację mikrostrukturalną HEA w oparciu o obróbkę skrawaniem, obróbkę termomechaniczną i dodatek pierwiastków w celu uzyskania najlepszej kombinacji właściwości mechanicznych. CoCrFeMnNi FCC HEA ulega silnemu odkształceniu plastycznemu w wyniku skręcania pod wysokim ciśnieniem, co prowadzi do znacznego wzrostu twardości (520 HV) i wytrzymałości (1950 MPa), jednak rozwój mikrostruktury nanokrystalicznej (~50 nm) powoduje, że stop staje się kruchy31 . Stwierdzono, że włączenie plastyczności bliźniaczej (TWIP) i plastyczności indukowanej transformacją (TRIP) do CoCrFeMnNi HEA zapewnia dobrą hartowność przez zgniot, co skutkuje wysoką ciągliwością przy rozciąganiu, aczkolwiek kosztem rzeczywistych wartości wytrzymałości na rozciąganie. Poniżej (1124 MPa) 32. Utworzenie warstwowej mikrostruktury (składającej się z cienkiej odkształconej warstwy i nieodkształconego rdzenia) w CoCrFeMnNi HEA za pomocą śrutowania spowodowało wzrost wytrzymałości, ale poprawa ta była ograniczona do około 700 MPa33. W poszukiwaniu materiałów o najlepszej kombinacji wytrzymałości i ciągliwości badano również rozwój wielofazowych HEA i eutektycznych HEA z dodatkami pierwiastków nieizoatomowych34,35,36,37,38,39,40,41. Rzeczywiście stwierdzono, że drobniejszy rozkład faz twardych i miękkich w stopach eutektycznych o wysokiej entropii może prowadzić do stosunkowo lepszej kombinacji wytrzymałości i plastyczności35,38,42,43.
Układ CoCrFeNi jest szeroko badanym jednofazowym stopem o wysokiej entropii FCC. System ten wykazuje właściwości szybkiego utwardzania44 i doskonałą ciągliwość45,46 zarówno w niskich, jak i wysokich temperaturach. Podejmowano różne próby poprawy jego stosunkowo niskiej wytrzymałości (~300 MPa)47,48, w tym rozdrobnienie ziarna25, heterogeniczną mikrostrukturę49, wytrącanie50,51,52 i plastyczność wywołaną transformacją (TRIP)53. Rozdrobnienie ziarna odlewanego sześciennego CoCrFeNi HEA o centrowanej powierzchni czołowej poprzez ciągnienie na zimno w trudnych warunkach zwiększa wytrzymałość z około 300 MPa47,48 do 1,2 GPa25, ale zmniejsza utratę plastyczności z ponad 60% do 12,6%. Dodatek Al do HEA CoCrFeNi spowodował powstanie heterogenicznej mikrostruktury, co zwiększyło jej granicę plastyczności do 786 MPa i wydłużenie względne do około 22%49. Dodano CoCrFeNi HEA z Ti i Al w celu wydzielenia osadu, tworząc w ten sposób wzmocnienie wydzieleniowe, zwiększając jego granicę plastyczności do 645 MPa i wydłużenie do 39%51. Mechanizm TRIP (centryczna sześcienna → heksaedryczna transformacja martenzytyczna) i twinning zwiększyły wytrzymałość na rozciąganie CoCrFeNi HEA do 841 MPa i wydłużenie przy zerwaniu do 76%53.
Podejmowano także próby dodania zbrojenia ceramicznego do matrycy sześciennej HEA wycentrowanej na powierzchni czołowej, w celu opracowania kompozytów o wysokiej entropii, które mogą wykazywać lepszą kombinację wytrzymałości i plastyczności. Kompozyty o wysokiej entropii poddano obróbce poprzez topienie łukiem próżniowym44, mechaniczne stapianie45,46,47,48,52,53, iskrowe spiekanie plazmowe46,51,52, próżniowe prasowanie na gorąco45, prasowanie izostatyczne na gorąco47,48 oraz rozwój procesów wytwarzania przyrostowego43, 50. Węgliki, tlenki i azotki, takie jak WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 i Y2O351, zastosowano jako wzmocnienie ceramiczne przy opracowywaniu kompozytów HEA. Wybór odpowiedniej matrycy HEA i ceramiki jest szczególnie ważny przy projektowaniu i opracowywaniu mocnego i trwałego kompozytu HEA. W tej pracy jako materiał osnowy wybrano CoCrFeNi. Do CoCrFeNi HEA dodano różne ilości SiC i zbadano ich wpływ na mikrostrukturę, skład fazowy i właściwości mechaniczne.
Jako surowce do wytworzenia kompozytów HEA wykorzystano metale o wysokiej czystości Co, Cr, Fe i Ni (99,95% wag.) oraz proszek SiC (czystość 99%, wielkość oczek -400 mesh) w postaci cząstek elementarnych. Skład izoatomowy CoCrFeNi HEA umieszczono najpierw w półkulistej formie miedzianej chłodzonej wodą, a następnie w komorze zmniejszono ciśnienie do 3,10-5 mbar. Wprowadza się gazowy argon o wysokiej czystości, aby uzyskać próżnię wymaganą do topienia łukowego za pomocą nietopliwych elektrod wolframowych. Powstałe wlewki są odwracane i przetapiane pięciokrotnie, aby zapewnić dobrą jednorodność. Przygotowano kompozyty o wysokiej entropii o różnym składzie, dodając pewną ilość SiC do otrzymanych równoatomowych guzików CoCrFeNi, które w każdym przypadku ponownie homogenizowano poprzez pięciokrotną inwersję i przetapianie. Uformowany guzik z powstałego kompozytu wycięto za pomocą obróbki elektroerozyjnej w celu dalszych testów i charakteryzacji. Próbki do badań mikrostrukturalnych przygotowano według standardowych metod metalograficznych. Najpierw próbki zbadano za pomocą mikroskopu świetlnego (Leica Microscope DM6M) z oprogramowaniem Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) w celu ilościowej analizy fazowej. Do analizy fazowej wybrano trzy zdjęcia wykonane w różnych obszarach o łącznej powierzchni około 27 000 µm2. Dalsze szczegółowe badania mikrostrukturalne, obejmujące analizę składu chemicznego i analizę rozkładu pierwiastków, przeprowadzono na skaningowym mikroskopie elektronowym (JEOL JSM-6490LA) wyposażonym w system analizy spektroskopii dyspersyjnej energii (EDS). Charakterystykę struktury krystalicznej kompozytu HEA przeprowadzono za pomocą systemu dyfrakcji promieni rentgenowskich (przesuwacz fazowy Bruker D2) przy użyciu źródła CuKα o wielkości kroku 0,04°. Wpływ zmian mikrostrukturalnych na właściwości mechaniczne kompozytów HEA badano za pomocą testów mikrotwardości Vickersa i testów ściskania. Do badania twardości przykłada się obciążenie 500 N przez 15 s, wykonując co najmniej 10 wgłębień na próbkę. Badania ściskania kompozytów HEA w temperaturze pokojowej przeprowadzono na prostokątnych próbkach (7 mm × 3 mm × 3 mm) na uniwersalnej maszynie wytrzymałościowej Shimadzu 50KN (UTM) przy początkowej szybkości odkształcania 0,001/s.
Kompozyty o wysokiej entropii, zwane dalej próbkami S-1 do S-6, przygotowano przez dodanie 3%, 6%, 9%, 12%, 15% i 17% SiC (wszystkie procenty wagowe) do matrycy CoCrFeNi . odpowiednio. Próbka referencyjna, do której nie dodano SiC, jest dalej nazywana próbką S-0. Mikrografie optyczne opracowanych kompozytów HEA przedstawiono na ryc. 1, gdzie w wyniku dodatku różnych dodatków jednofazowa mikrostruktura CoCrFeNi HEA została przekształcona w mikrostrukturę składającą się z wielu faz o różnej morfologii, rozmiarach i rozmieszczeniu. Ilość SiC w kompozycji. Ilość każdej fazy określono na podstawie analizy obrazu przy użyciu oprogramowania LAS Phase Expert. Wstawka do rysunku 1 (prawy górny róg) pokazuje przykładowy obszar do tej analizy, a także udział powierzchni dla każdego składnika fazy.
Mikrografie optyczne opracowanych kompozytów wysokoentropowych: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 i (f) C- 6. Wstawka przedstawia przykład wyników analizy fazowej obrazu opartej na kontraście przy użyciu oprogramowania LAS Phase Expert.
Jak pokazano na ryc. 1a przedstawiono mikrostrukturę eutektyczną utworzoną pomiędzy objętościami osnowy kompozytu C-1, gdzie ilość fazy osnowy i eutektyki oszacowano na odpowiednio 87,9 ± 0,47% i 12,1% ± 0,51%. W kompozycie (C-2) pokazanym na rys. 1b nie widać śladów reakcji eutektycznej podczas krzepnięcia, a obserwuje się mikrostrukturę zupełnie odmienną od kompozytu C-1. Mikrostruktura kompozytu C-2 jest stosunkowo drobna i składa się z cienkich płytek (węglików) równomiernie rozmieszczonych w fazie osnowy (fcc). Udziały objętościowe osnowy i węglika szacuje się odpowiednio na 72 ± 1,69% i 28 ± 1,69%. Oprócz osnowy i węglika w kompozycie C-3 stwierdzono nową fazę (krzemek), co pokazano na rys. 1c, gdzie udziały objętościowe takich faz krzemku, węglika i osnowy szacuje się na około 26,5% ± Odpowiednio 0,41%, 25,9 ± 0,53 i 47,6 ± 0,34. W mikrostrukturze kompozytu C-4 zaobserwowano także kolejną nową fazę (grafit); w sumie zidentyfikowano cztery fazy. Faza grafitowa ma wyraźny kulisty kształt z ciemnym kontrastem na obrazach optycznych i występuje tylko w niewielkich ilościach (szacowany udział objętościowy wynosi tylko około 0,6 ± 0,30%). W kompozytach C-5 i C-6 zidentyfikowano tylko trzy fazy, a ciemna, kontrastująca faza grafitowa w tych kompozytach występuje w postaci płatków. W porównaniu do płatków grafitu w Composite S-5, płatki grafitu w Composite S-6 są szersze, krótsze i bardziej regularne. Zaobserwowano także odpowiedni wzrost zawartości grafitu z 14,9 ± 0,85% w kompozycie C-5 do około 17,4 ± 0,55% w kompozycie C-6.
Aby dokładniej zbadać szczegółową mikrostrukturę i skład chemiczny każdej fazy w kompozycie HEA, próbki zbadano za pomocą SEM, przeprowadzono także analizę punktową pola elektromagnetycznego i mapowanie chemiczne. Wyniki dla kompozytu C-1 przedstawiono na rys. 2. 2, gdzie wyraźnie widać obecność mieszanin eutektycznych oddzielających obszary głównej fazy osnowy. Mapę chemiczną kompozytu C-1 pokazano na rys. 2c, gdzie widać, że Co, Fe, Ni i Si są równomiernie rozmieszczone w fazie matrycy. Jednakże w fazie matrycy stwierdzono niewielką ilość Cr w porównaniu z innymi elementami bazowego HEA, co sugeruje, że Cr dyfundował z matrycy. Skład białej fazy eutektycznej na obrazie SEM jest bogaty w chrom i węgiel, co wskazuje, że jest to węglik chromu. Brak dyskretnych cząstek SiC w mikrostrukturze, w połączeniu z obserwowaną niską zawartością chromu w osnowie i obecnością mieszanin eutektycznych zawierających fazy bogate w chrom, wskazuje na całkowity rozkład SiC podczas topienia. W wyniku rozkładu SiC krzem rozpuszcza się w fazie osnowy, a wolny węgiel oddziałuje z chromem, tworząc węgliki chromu. Jak widać, metodą EMF jakościowo oznaczono jedynie węgiel, a powstawanie fazy potwierdzono identyfikując charakterystyczne piki węglików na dyfraktogramach rentgenowskich.
(a) obraz SEM próbki S-1, (b) obraz w powiększeniu, (c) mapa pierwiastków, (d) wyniki pola elektromagnetycznego we wskazanych lokalizacjach.
Analizę kompozytu C-2 przedstawiono na rys. 2. 3. Podobnie jak w mikroskopii optycznej, badanie SEM ujawniło drobną strukturę złożoną tylko z dwóch faz, z obecnością cienkiej fazy lamelarnej równomiernie rozmieszczonej w całej strukturze. faza matrycowa i nie ma fazy eutektycznej. Analiza rozkładu pierwiastków i analiza punktowa EMF fazy lamelarnej ujawniła stosunkowo wysoką zawartość Cr (żółty) i C (zielony) w tej fazie, co ponownie wskazuje na rozkład SiC podczas topienia i interakcję uwolnionego węgla z efektem chromu . Osnowa VEA tworzy lamelarną fazę węglikową. Rozkład pierwiastków i analiza punktowa fazy osnowy wykazały, że większość kobaltu, żelaza, niklu i krzemu występuje w fazie osnowy.
(a) obraz SEM próbki S-2, (b) obraz w powiększeniu, (c) mapa pierwiastków, (d) wyniki pola elektromagnetycznego we wskazanych lokalizacjach.
Badania SEM kompozytów C-3 wykazały obecność nowych faz oprócz fazy węglikowej i osnowy. Mapa pierwiastkowa (ryc. 4c) i analiza punktowa pola elektromagnetycznego (ryc. 4d) pokazują, że nowa faza jest bogata w nikiel, kobalt i krzem.
(a) obraz SEM próbki S-3, (b) obraz w powiększeniu, (c) mapa pierwiastków, (d) wyniki pola elektromagnetycznego we wskazanych lokalizacjach.
Wyniki analizy SEM i EMF kompozytu C-4 przedstawiono na rys. 5. Oprócz trzech faz zaobserwowanych w kompozycie C-3, stwierdzono także obecność grudek grafitu. Udział objętościowy fazy bogatej w krzem jest również większy niż kompozytu C-3.
(a) obraz SEM próbki S-4, (b) obraz w powiększeniu, (c) mapa pierwiastków, (d) wyniki pola elektromagnetycznego we wskazanych lokalizacjach.
Wyniki widm SEM i EMF kompozytów S-5 i S-6 przedstawiono na rysunkach 1 i 2, odpowiednio 6 i 7. Oprócz niewielkiej liczby kulek zaobserwowano także obecność płatków grafitu. Zarówno liczba płatków grafitu, jak i udział objętościowy fazy zawierającej krzem w kompozycie C-6 są większe niż w kompozycie C-5.
(a) obraz SEM próbki C-5, (b) widok w powiększeniu, (c) mapa elementarna, (d) wyniki pola elektromagnetycznego we wskazanych lokalizacjach.
(a) obraz SEM próbki S-6, (b) obraz w powiększeniu, (c) mapa pierwiastków, (d) wyniki pola elektromagnetycznego we wskazanych lokalizacjach.
Charakterystykę struktury krystalicznej kompozytów HEA przeprowadzono również za pomocą pomiarów XRD. Wynik pokazano na rysunku 8. Na obrazie dyfrakcyjnym podstawowego WEA (S-0) widoczne są jedynie piki odpowiadające fazie fcc. Dyfraktogramy rentgenowskie kompozytów C-1, C-2 i C-3 wykazały obecność dodatkowych pików odpowiadających węglikowi chromu (Cr7C3), a ich intensywność była mniejsza dla próbek C-3 i C-4, co wskazywało to również z danymi EMF dla tych próbek. Piki odpowiadające krzemkom Co/Ni zaobserwowano dla próbek S-3 i S-4, ponownie zgodnie z wynikami mapowania EDS pokazanymi na rysunkach 2 i 3. Jak pokazano na rysunkach 3 i 4. Zaobserwowano piki 5 i S-6 odpowiadający grafitowi.
Zarówno charakterystyka mikrostrukturalna, jak i krystalograficzna opracowanych kompozytów wskazywała na rozkład dodanego SiC. Wynika to z obecności chromu w matrycy VEA. Chrom ma bardzo duże powinowactwo do węgla 54.55 i reaguje z wolnym węglem tworząc węgliki, na co wskazuje obserwowany spadek zawartości chromu w osnowie. Si przechodzi w fazę fcc w wyniku dysocjacji SiC56. Zatem zwiększenie dodatku SiC do bazowego HEA doprowadziło do wzrostu ilości fazy węglikowej i ilości wolnego Si w mikrostrukturze. Stwierdzono, że ten dodatkowy Si osadza się w osnowie w niskich stężeniach (w kompozytach S-1 i S-2), natomiast w wyższych stężeniach (kompozyty S-3 do S-6) powoduje dodatkowe osadzanie się kobaltu/. krzemek niklu. Standardowa entalpia tworzenia krzemków Co i Ni, otrzymana metodą kalorymetrii wysokotemperaturowej bezpośredniej syntezy, wynosi -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 odpowiednio dla Co2Si, CoSi i CoSi2, podczas gdy te wartości wynoszą – 50,6 ± 1,7 i – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 odpowiednio dla Ni2Si i Ni5Si2. Wartości te są niższe niż ciepło tworzenia SiC, co wskazuje, że dysocjacja SiC prowadząca do powstania krzemków Co/Ni jest energetycznie korzystna. Zarówno w kompozytach S-5, jak i S-6 występował dodatkowy wolny krzem, który został zaabsorbowany poza utworzeniem krzemku. Stwierdzono, że ten wolny krzem przyczynia się do grafityzacji obserwowanej w konwencjonalnych stalach58.
Właściwości mechaniczne opracowanych kompozytów wzmocnionych ceramiką na bazie HEA badane są za pomocą testów ściskania i testów twardości. Krzywe naprężenia i odkształcenia opracowanych kompozytów pokazano na rys. 9a, a na rys. 9b przedstawiono wykres rozrzutu pomiędzy określoną granicą plastyczności, granicą plastyczności, twardością i wydłużeniem opracowanych kompozytów.
(a) Krzywe odkształcenia ściskającego oraz (b) wykresy rozrzutu pokazujące konkretną granicę plastyczności, granicę plastyczności, twardość i wydłużenie. Należy zauważyć, że pokazane są tylko próbki S-0 do S-4, ponieważ próbki S-5 i S-6 zawierają znaczne wady odlewnicze.
Jak widać na rys. 9 granica plastyczności wzrosła od 136 MPa dla bazowego VES (C-0) do 2522 MPa dla kompozytu C-4. W porównaniu do podstawowego WPP kompozyt S-2 wykazywał bardzo dobre wydłużenie do zniszczenia rzędu 37%, a także wykazywał znacząco wyższe wartości granicy plastyczności (1200 MPa). Doskonałe połączenie wytrzymałości i plastyczności tego kompozytu wynika z poprawy ogólnej mikrostruktury, w tym równomiernego rozmieszczenia drobnych płytek węglikowych w całej mikrostrukturze, co ma hamować ruch dyslokacyjny. Granice plastyczności kompozytów C-3 i C-4 wynoszą odpowiednio 1925 MPa i 2522 MPa. Te wysokie granice plastyczności można wytłumaczyć dużym udziałem objętościowym faz węglika spiekanego i krzemku. Jednakże obecność tych faz powodowała również wydłużenie przy zerwaniu wynoszące jedynie 7%. Krzywe naprężenia-odkształcenia bazowych kompozytów CoCrFeNi HEA (S-0) i S-1 są wypukłe, co wskazuje na aktywację efektu bliźniaczego lub TRIP59,60. W porównaniu do próbki S-1 krzywa naprężenia-odkształcenia próbki S-2 przy odkształceniu około 10,20% ma kształt wklęsły, co oznacza, że głównym rodzajem odkształcenia próbki w tym stanie odkształconym jest poślizg dyslokacji normalnej60,61 . Jednakże szybkość utwardzania w tej próbce pozostaje wysoka w dużym zakresie odkształceń, a przy większych odkształceniach widoczne jest także przejście w wypukłość (choć nie można wykluczyć, że jest to spowodowane uszkodzeniem smarowanych obciążeń ściskających). ). Kompozyty C-3 i C-4 charakteryzują się jedynie ograniczoną plastycznością ze względu na obecność w mikrostrukturze większych udziałów objętościowych węglików i krzemków. Prób ściskania próbek kompozytów C-5 i C-6 nie przeprowadzono ze względu na istotne wady odlewnicze tych próbek kompozytów (patrz rys. 10).
Stereomikrografie wad odlewów (oznaczonych czerwonymi strzałkami) w próbkach kompozytów C-5 i C-6.
Wyniki pomiarów twardości kompozytów VEA przedstawiono na rys. 9b. Bazowy WEA ma twardość 130±5 HV, a próbki S-1, S-2, S-3 i S-4 mają wartości twardości 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV i 755±20 HV. Wzrost twardości był zgodny ze zmianą granicy plastyczności uzyskaną w próbach ściskania i wiązał się ze wzrostem zawartości części stałych w kompozycie. Obliczoną właściwą granicę plastyczności w oparciu o docelowy skład każdej próbki pokazano również na ryc. 9b. Ogólnie najlepszą kombinację granicy plastyczności (1200 MPa), twardości (275 ± 10 HV) i względnego wydłużenia do zniszczenia (~37%) obserwuje się dla kompozytu C-2.
Porównanie granicy plastyczności i wydłużenia względnego opracowanego kompozytu z materiałami różnych klas przedstawiono na rys. 11a. W tym badaniu kompozyty na bazie CoCrFeNi wykazały wysokie wydłużenie przy dowolnym poziomie naprężenia62. Można również zauważyć, że właściwości kompozytów HEA opracowanych w tym badaniu leżą w niezajętym wcześniej obszarze wykresu granicy plastyczności w funkcji wydłużenia. Ponadto opracowane kompozyty charakteryzują się szerokim zakresem kombinacji wytrzymałości (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa i 2522 MPa) i wydłużenia (>60%, 37%, 7,3% i 6,19%). Granica plastyczności jest również ważnym czynnikiem przy wyborze materiałów do zaawansowanych zastosowań inżynieryjnych63,64. Pod tym względem kompozyty HEA według niniejszego wynalazku wykazują doskonałą kombinację granicy plastyczności i wydłużenia. Dzieje się tak, ponieważ dodatek SiC o małej gęstości daje kompozyty o wysokiej granicy plastyczności właściwej. Specyficzna granica plastyczności i wydłużenie kompozytów HEA mieszczą się w tym samym zakresie, co HEA FCC i ogniotrwałe HEA, jak pokazano na ryc. 11b. Twardość i granica plastyczności opracowanych kompozytów mieszczą się w tym samym zakresie, co w przypadku masywnych szkieł metalicznych65 (rys. 11c). Masywne szkła metaliczne (BMS) charakteryzują się dużą twardością i granicą plastyczności, lecz ich wydłużenie jest ograniczone66,67. Jednakże twardość i granica plastyczności niektórych kompozytów HEA opracowanych w tym badaniu również wykazały znaczne wydłużenie. Stwierdzono zatem, że kompozyty opracowane przez VEA charakteryzują się unikalną i poszukiwaną kombinacją właściwości mechanicznych do różnych zastosowań konstrukcyjnych. Tę unikalną kombinację właściwości mechanicznych można wytłumaczyć równomierną dyspersją twardych węglików powstających in situ w osnowie FCC HEA. Jednakże, aby osiągnąć lepszą kombinację wytrzymałości, zmiany mikrostrukturalne wynikające z dodatku faz ceramicznych muszą być dokładnie zbadane i kontrolowane, aby uniknąć wad odlewniczych, takich jak te występujące w kompozytach S-5 i S-6, oraz plastyczność. płeć.
Wyniki tego badania porównano z różnymi materiałami konstrukcyjnymi i HEA: (a) wydłużenie w funkcji granicy plastyczności62, (b) właściwa granica plastyczności w funkcji ciągliwości63 oraz (c) granica plastyczności w funkcji twardości65.
Zbadano mikrostrukturę i właściwości mechaniczne serii kompozytów HEA-ceramika na bazie układu HEA CoCrFeNi z dodatkiem SiC i wyciągnięto następujące wnioski:
Kompozyty stopowe o wysokiej entropii można z powodzeniem opracowywać poprzez dodanie SiC do CoCrFeNi HEA metodą topienia łukowego.
SiC rozkłada się podczas topienia łukowego, prowadząc do powstania in situ faz węglika, krzemku i grafitu, których obecność i udział objętościowy zależą od ilości SiC dodanego do bazowego HEA.
Kompozyty HEA wykazują wiele doskonałych właściwości mechanicznych, których właściwości mieszczą się w wcześniej niezajętych obszarach na wykresie granicy plastyczności w funkcji wydłużenia. Granica plastyczności kompozytu HEA wykonanego przy użyciu 6% wag. SiC była ponad ośmiokrotnie większa niż w przypadku bazowego HEA, przy jednoczesnym zachowaniu ciągliwości na poziomie 37%.
Twardość i granica plastyczności kompozytów HEA mieszczą się w zakresie masowych szkieł metalicznych (BMG).
Odkrycia sugerują, że kompozyty stopowe o wysokiej entropii stanowią obiecujące podejście do osiągnięcia doskonałej kombinacji właściwości metalowo-mechanicznych na potrzeby zaawansowanych zastosowań konstrukcyjnych.
Czas publikacji: 12 lipca 2023 r