CoCrFeNi este un aliaj cubic (fcc) de înaltă entropie (HEA) bine studiat, cu ductilitate excelentă, dar rezistență limitată. Accentul acestui studiu este pe îmbunătățirea echilibrului rezistenței și ductilității unor astfel de HEA prin adăugarea de cantități diferite de SiC folosind metoda de topire cu arc. S-a stabilit că prezența cromului în baza HEA determină descompunerea SiC în timpul topirii. Astfel, interacțiunea carbonului liber cu cromul duce la formarea in situ a carburilor de crom, în timp ce siliciul liber rămâne în soluție în HEA de bază și/sau interacționează cu elementele care alcătuiesc HEA de bază pentru a forma siliciuri. Pe măsură ce conținutul de SiC crește, faza microstructurii se modifică în următoarea succesiune: fcc → fcc + eutectic → fcc + fulgi de carbură de crom → fcc + fulgi de carbură de crom + siliciu → fcc + fulgi de carbură de crom + siliciu + bile de grafit / fulgi de grafit. Compozitele rezultate prezintă o gamă foarte largă de proprietăți mecanice (rezistența de curgere variind de la 277 MPa la o alungire de peste 60% până la 2522 MPa la o alungire de 6%) în comparație cu aliajele convenționale și aliajele cu entropie ridicată. Unele dintre compozitele cu entropie ridicată dezvoltate prezintă o combinație excelentă de proprietăți mecanice (rezistență de curgere 1200 MPa, alungire 37%) și ocupă regiuni de neatins anterior pe diagrama de curgere-alungire. În plus față de alungirea remarcabilă, duritatea și limita de curgere a compozitelor HEA sunt în același interval ca și sticlele metalice în vrac. Prin urmare, se crede că dezvoltarea compozitelor cu entropie ridicată poate ajuta la obținerea unei combinații excelente de proprietăți mecanice pentru aplicații structurale avansate.
Dezvoltarea aliajelor cu entropie mare este un concept nou promițător în metalurgie1,2. Aliajele cu entropie ridicată (HEA) au demonstrat într-un număr de cazuri o combinație excelentă de proprietăți fizice și mecanice, inclusiv stabilitate termică ridicată3,4 alungirea superplastică5,6 rezistență la oboseală7,8 rezistență la coroziune9,10,11, rezistență excelentă la uzură12,13,14 ,15 și proprietăți tribologice15 ,16,17 chiar și la temperaturi ridicate18,19,20,21,22 și proprietăți mecanice la temperaturi scăzute23,24,25. Combinația excelentă de proprietăți mecanice în HEA este de obicei atribuită celor patru efecte principale, și anume entropia configurațională ridicată26, distorsiunea puternică a rețelei27, difuzia lentă28 și efectul de cocktail29. HEA sunt de obicei clasificate ca tipuri FCC, BCC și HCP. FCC HEA conține în mod obișnuit elemente de tranziție precum Co, Cr, Fe, Ni și Mn și prezintă o ductilitate excelentă (chiar și la temperatură scăzută25) dar rezistență scăzută. BCC HEA este de obicei compus din elemente de densitate mare, cum ar fi W, Mo, Nb, Ta, Ti și V și are o rezistență foarte mare, dar ductilitate scăzută și rezistență specifică scăzută30.
Modificarea microstructurală a HEA bazată pe prelucrare, prelucrare termomecanică și adăugare de elemente a fost investigată pentru a obține cea mai bună combinație de proprietăți mecanice. CoCrFeMnNi FCC HEA este supus unei deformări plastice severe prin torsiune la presiune înaltă, ceea ce duce la o creștere semnificativă a durității (520 HV) și rezistenței (1950 MPa), dar dezvoltarea unei microstructuri nanocristaline (~50 nm) face ca aliajul să fie fragil31 . S-a constatat că încorporarea ductilității de înfrățire (TWIP) și a plasticității induse de transformare (TRIP) în CoCrFeMnNi HEA conferă o întărire bună, rezultând o ductilitate ridicată la întindere, deși în detrimentul valorilor reale ale rezistenței la tracțiune. Mai jos (1124 MPa) 32. Formarea unei microstructuri stratificate (constând dintr-un strat subțire deformat și un miez neformat) în CoCrFeMnNi HEA utilizând shot peening a dus la o creștere a rezistenței, dar această îmbunătățire a fost limitată la aproximativ 700 MPa33. În căutarea materialelor cu cea mai bună combinație de rezistență și ductilitate, a fost investigată și dezvoltarea HEA-urilor multifazice și a HEA-urilor eutectice folosind adaosuri de elemente neizoatomice34,35,36,37,38,39,40,41. Într-adevăr, s-a constatat că o distribuție mai fină a fazelor dure și moi în aliajele eutectice cu entropie mare poate duce la o combinație relativ mai bună de rezistență și ductilitate35,38,42,43.
Sistemul CoCrFeNi este un aliaj FCC monofazat cu entropie mare. Acest sistem prezintă proprietăți de întărire rapidă44 și o ductilitate excelentă45,46 atât la temperaturi scăzute, cât și la temperaturi ridicate. Au fost făcute diferite încercări de îmbunătățire a rezistenței sale relativ scăzute (~300 MPa)47,48, inclusiv rafinarea granulelor25, microstructura eterogenă49, precipitarea50,51,52 și plasticitatea indusă de transformare (TRIP)53. Rafinarea granulației HEA CoCrFeNi cubică centrată pe față turnată prin tragere la rece în condiții severe crește rezistența de la aproximativ 300 MPa47,48 la 1,2 GPa25, dar reduce pierderea de ductilitate de la mai mult de 60% la 12,6%. Adăugarea de Al la HEA de CoCrFeNi a dus la formarea unei microstructuri eterogene, care a crescut puterea sa de curgere la 786 MPa și alungirea sa relativă la aproximativ 22%49. CoCrFeNi HEA a fost adăugat cu Ti și Al pentru a forma precipitate, formând astfel o întărire prin precipitare, crescând limita de curgere la 645 MPa și alungirea la 39%51. Mecanismul TRIP (cubică centrată pe față → transformare martensitică hexaedrică) și înfrățirea au crescut rezistența la tracțiune a CoCrFeNi HEA la 841 MPa și alungirea la rupere la 76%53.
De asemenea, s-au făcut încercări de a adăuga armătură ceramică la matricea cubică centrată pe fața HEA pentru a dezvolta compozite cu entropie ridicată care pot prezenta o combinație mai bună de rezistență și ductilitate. Compozitele cu entropie mare au fost prelucrate prin topire cu arc în vid44, aliere mecanică45,46,47,48,52,53, sinterizare cu plasmă scânteie46,51,52, presare la cald în vid45, presare izostatică la cald47,48 și dezvoltarea proceselor de fabricație aditivă43, 50. Carburele, oxizii și nitrururile precum WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 și Y2O351 au fost utilizate ca armături ceramice în dezvoltarea compozitelor HEA. Alegerea matricei și a ceramicii HEA potrivite este deosebit de importantă atunci când proiectați și dezvoltați un compozit HEA puternic și durabil. În această lucrare, CoCrFeNi a fost ales ca material de matrice. S-au adăugat diferite cantități de SiC la CoCrFeNi HEA și a fost studiat efectul acestora asupra microstructurii, compoziției fazei și proprietăților mecanice.
Metalele de înaltă puritate Co, Cr, Fe și Ni (99,95 % în greutate) și pulbere de SiC (puritate 99%, dimensiunea -400 ochiuri) sub formă de particule elementare au fost utilizate ca materii prime pentru crearea compozitelor HEA. Compoziția izoatomică a CoCrFeNi HEA a fost plasată mai întâi într-o matriță emisferică de cupru răcită cu apă, iar apoi camera a fost evacuată la 3,10-5 mbar. Gazul argon de înaltă puritate este introdus pentru a obține vidul necesar pentru topirea arcului cu electrozi de tungsten neconsumabil. Lingourile rezultate sunt răsturnate și retopite de cinci ori pentru a asigura o omogenitate bună. Compozitele cu entropie ridicată din diferite compoziții au fost preparate prin adăugarea unei anumite cantități de SiC la butoanele echiatomice CoCrFeNi rezultate, care au fost rea-omogenizate prin inversare de cinci ori și retopire în fiecare caz. Butonul turnat din compozitul rezultat a fost tăiat folosind EDM pentru testare și caracterizare ulterioară. Probele pentru studii microstructurale au fost preparate conform metodelor metalografice standard. Mai întâi, probele au fost examinate folosind un microscop cu lumină (Leica Microscope DM6M) cu software-ul Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) pentru analiza cantitativă de fază. Trei imagini realizate în zone diferite cu o suprafață totală de aproximativ 27.000 µm2 au fost selectate pentru analiza de fază. Studii microstructurale detaliate suplimentare, inclusiv analiza compoziției chimice și analiza distribuției elementelor, au fost efectuate pe un microscop electronic cu scanare (JEOL JSM-6490LA) echipat cu un sistem de analiză prin spectroscopie cu dispersie energetică (EDS). Caracterizarea structurii cristaline a compozitului HEA a fost realizată utilizând un sistem de difracție de raze X (defazator Bruker D2) folosind o sursă CuKα cu o dimensiune a pasului de 0,04°. Efectul modificărilor microstructurale asupra proprietăților mecanice ale compozitelor HEA a fost studiat folosind testele de microduritate Vickers și testele de compresie. Pentru testul de duritate, se aplică o sarcină de 500 N timp de 15 s folosind cel puțin 10 adâncituri pe eșantion. Testele de compresie ale compozitelor HEA la temperatura camerei au fost efectuate pe specimene dreptunghiulare (7 mm × 3 mm × 3 mm) pe o mașină de testare universală Shimadzu 50KN (UTM) la o rată inițială de deformare de 0,001/s.
Compozitele cu entropie ridicată, denumite în continuare probe S-1 până la S-6, au fost preparate prin adăugarea a 3%, 6%, 9%, 12%, 15% și 17% SiC (toate în greutate%) la o matrice CoCrFeNi . respectiv. Proba de referinţă la care nu a fost adăugat SiC este denumită în continuare proba S-0. Micrografiile optice ale compozitelor HEA dezvoltate sunt prezentate în Fig. 1, unde, datorită adăugării diverșilor aditivi, microstructura monofazată a CoCrFeNi HEA a fost transformată într-o microstructură constând din mai multe faze cu morfologie, dimensiuni și distribuție diferite. Cantitatea de SiC din compoziție. Cantitatea fiecărei faze a fost determinată din analiza imaginii folosind software-ul LAS Phase Expert. Partea din figura 1 (dreapta sus) arată un exemplu de zonă pentru această analiză, precum și fracția de zonă pentru fiecare componentă de fază.
Micrografii optice ale compozitelor dezvoltate cu entropie mare: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 și (f) C- 6. În insertul prezintă un exemplu de rezultate ale analizei de fază a imaginii bazate pe contrast, folosind software-ul LAS Phase Expert.
După cum se arată în fig. 1a, o microstructură eutectică formată între volumele de matrice ale compozitului C-1, în care cantitatea de matrice și fazele eutectice este estimată la 87,9 ± 0,47% și, respectiv, 12,1% ± 0,51%. În compozitul (C-2) prezentat în Fig. 1b, nu există semne ale unei reacții eutectice în timpul solidificării și se observă o microstructură complet diferită de cea a compozitului C-1. Microstructura compozitului C-2 este relativ fină și constă din plăci subțiri (carburi) distribuite uniform în faza matricei (fcc). Fracțiile de volum ale matricei și ale carburii sunt estimate la 72 ± 1,69% și, respectiv, 28 ± 1,69%. Pe lângă matrice și carbură, a fost găsită o nouă fază (silicid) în compozitul C-3, așa cum se arată în Fig. 1c, unde fracțiile de volum ale unor astfel de faze de siliciu, carbură și matrice sunt estimate la aproximativ 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53, respectiv 47,6 ± 0,34. O altă fază nouă (grafit) a fost de asemenea observată în microstructura compozitului C-4; au fost identificate în total patru faze. Faza de grafit are o formă globulară distinctă cu contrast întunecat în imaginile optice și este prezentă doar în cantități mici (fracția de volum estimată este de numai aproximativ 0,6 ± 0,30%). În compozitele C-5 și C-6 au fost identificate doar trei faze, iar faza de grafit contrastant întunecat din aceste compozite apare sub formă de fulgi. În comparație cu fulgii de grafit din compozitul S-5, fulgii de grafit din compozitul S-6 sunt mai lați, mai scurti și mai regulați. O creștere corespunzătoare a conținutului de grafit a fost de asemenea observată de la 14,9 ± 0,85% în compozitul C-5 la aproximativ 17,4 ± 0,55% în compozitul C-6.
Pentru a investiga în continuare microstructura detaliată și compoziția chimică a fiecărei faze din compozitul HEA, probele au fost examinate folosind SEM și au fost efectuate, de asemenea, analiza punctului EMF și cartografierea chimică. Rezultatele pentru compozitul C-1 sunt prezentate în fig. 2, unde se observă clar prezența amestecurilor eutectice care separă regiunile fazei principale a matricei. Harta chimică a compozitului C-1 este prezentată în Fig. 2c, unde se poate observa că Co, Fe, Ni și Si sunt distribuite uniform în faza matricei. Cu toate acestea, o cantitate mică de Cr a fost găsită în faza matricei în comparație cu alte elemente ale HEA de bază, ceea ce sugerează că Cr a difuzat în afara matricei. Compoziția fazei eutectice albe din imaginea SEM este bogată în crom și carbon, ceea ce indică faptul că este carbură de crom. Absența particulelor discrete de SiC în microstructură, combinată cu conținutul scăzut de crom observat în matrice și prezența amestecurilor eutectice care conțin faze bogate în crom, indică descompunerea completă a SiC în timpul topirii. Ca urmare a descompunerii SiC, siliciul se dizolvă în faza matricei, iar carbonul liber interacționează cu cromul pentru a forma carburi de crom. După cum se poate observa, numai carbonul a fost determinat calitativ prin metoda EMF, iar formarea fazei a fost confirmată prin identificarea vârfurilor caracteristice de carbură în modelele de difracție de raze X.
(a) Imagine SEM a eșantionului S-1, (b) imagine mărită, (c) harta elementului, (d) EMF rezultate în locațiile indicate.
Analiza compozitului C-2 este prezentată în fig. 3. Similar aspectului în microscopia optică, examinarea SEM a evidențiat o structură fină compusă din doar două faze, cu prezența unei faze lamelare subțiri distribuite uniform în întreaga structură. faza matriceală și nu există fază eutectică. Distribuția elementelor și analiza punctului EMF a fazei lamelare a relevat un conținut relativ ridicat de Cr (galben) și C (verde) în această fază, ceea ce indică din nou descompunerea SiC în timpul topirii și interacțiunea carbonului eliberat cu efectul de crom. . Matricea VEA formează o fază de carbură lamelară. Distribuția elementelor și analiza punctuală a fazei de matrice a arătat că majoritatea cobaltului, fierului, nichelului și siliciului sunt prezente în faza matricei.
(a) Imagine SEM a eșantionului S-2, (b) imagine mărită, (c) harta elementului, (d) EMF rezultate în locațiile indicate.
Studiile SEM ale compozitelor C-3 au relevat prezența unor noi faze în plus față de fazele de carbură și matrice. Harta elementară (Fig. 4c) și analiza punctului EMF (Fig. 4d) arată că noua fază este bogată în nichel, cobalt și siliciu.
(a) Imagine SEM a eșantionului S-3, (b) imagine mărită, (c) harta elementului, (d) EMF rezultate în locațiile indicate.
Rezultatele analizei SEM și EMF ale compozitului C-4 sunt prezentate în Fig. 5. Pe lângă cele trei faze observate în compozitul C-3, s-a constatat și prezența nodulilor de grafit. Fracția de volum a fazei bogate în siliciu este, de asemenea, mai mare decât cea a compozitului C-3.
(a) Imagine SEM a eșantionului S-4, (b) imagine mărită, (c) harta elementului, (d) Rezultate EMF în locațiile indicate.
Rezultatele spectrelor SEM și EMF ale compozitelor S-5 și S-6 sunt prezentate în figurile 1 și 2. 6 și, respectiv, 7. Pe lângă un număr mic de sfere, a fost observată și prezența fulgilor de grafit. Atât numărul de fulgi de grafit, cât și fracțiunea de volum a fazei care conține siliciu în compozitul C-6 sunt mai mari decât în compozitul C-5.
(a) Imagine SEM a eșantionului C-5, (b) vedere mărită, (c) hartă elementară, (d) rezultate EMF în locațiile indicate.
(a) Imagine SEM a eșantionului S-6, (b) imagine mărită, (c) harta elementului, (d) EMF rezultate în locațiile indicate.
Caracterizarea structurii cristaline a compozitelor HEA a fost de asemenea efectuată folosind măsurători XRD. Rezultatul este prezentat în Figura 8. În modelul de difracție al bazei WEA (S-0), sunt vizibile doar vârfurile corespunzătoare fazei fcc. Modelele de difracție de raze X ale compozitelor C-1, C-2 și C-3 au relevat prezența unor vârfuri suplimentare corespunzătoare carburii de crom (Cr7C3), iar intensitatea lor a fost mai mică pentru probele C-3 și C-4, ceea ce a indicat că și cu datele EMF pentru aceste probe. Au fost observate vârfuri corespunzătoare siliciurilor de Co/Ni pentru probele S-3 și S-4, din nou în concordanță cu rezultatele cartografierii EDS prezentate în figurile 2 și 3. După cum se arată în figura 3 și figura 4. Au fost observate vârfurile 5 și S-6 corespunzătoare grafitului.
Atât caracteristicile microstructurale, cât și cele cristalografice ale compozitelor dezvoltate au indicat descompunerea SiC adăugată. Acest lucru se datorează prezenței cromului în matricea VEA. Cromul are o afinitate foarte puternică pentru carbonul 54,55 și reacționează cu carbonul liber pentru a forma carburi, așa cum este indicat de scăderea observată a conținutului de crom al matricei. Si trece în faza fcc datorită disocierii SiC56. Astfel, o creștere a adaosului de SiC la baza HEA a condus la o creștere a cantității de faza de carbură și a cantității de Si liber din microstructură. S-a constatat că acest Si suplimentar se depune în matrice la concentrații scăzute (în compozitele S-1 și S-2), în timp ce la concentrații mai mari (compozitele S-3 la S-6) are ca rezultat depunerea suplimentară de cobalt/. siliciură de nichel. Entalpia standard de formare a siliciurilor de Co și Ni, obținută prin calorimetrie de sinteză directă la temperatură înaltă, este de -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 pentru Co2Si, CoSi și respectiv CoSi2, în timp ce acestea valorile sunt – 50,6 ± 1,7 și – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 pentru Ni2Si și, respectiv, Ni5Si2. Aceste valori sunt mai mici decât căldura de formare a SiC, ceea ce indică faptul că disocierea SiC care duce la formarea siliciurilor de Co/Ni este favorabilă energetic. În ambele compozite S-5 și S-6, a fost prezent suplimentar siliciu liber, care a fost absorbit dincolo de formarea siliciurului. S-a constatat că acest siliciu liber contribuie la grafitizarea observată în oțelurile convenționale58.
Proprietățile mecanice ale compozitelor armate cu ceramică dezvoltate pe bază de HEA sunt investigate prin teste de compresie și teste de duritate. Curbele tensiune-deformare ale compozitelor dezvoltate sunt prezentate în Fig. 9a, iar în Fig. 9b prezintă o diagramă de dispersie între limita de curgere specifică, limita de curgere, duritatea și alungirea compozitelor dezvoltate.
(a) Curbele de deformare la compresiune și (b) diagrame de dispersie care arată efortul de curgere, rezistența la curgere, duritatea și alungirea specifică. Rețineți că sunt prezentate numai specimenele S-0 până la S-4, deoarece specimenele S-5 și S-6 conțin defecte semnificative de turnare.
După cum se vede în fig. 9, limita de curgere a crescut de la 136 MPa pentru VES de bază (C-0) la 2522 MPa pentru compozitul C-4. În comparație cu WPP de bază, compozitul S-2 a prezentat o alungire foarte bună până la rupere de aproximativ 37% și, de asemenea, a prezentat valori semnificativ mai mari ale limitei de curgere (1200 MPa). Combinația excelentă de rezistență și ductilitate a acestui compozit se datorează îmbunătățirii microstructurii generale, inclusiv distribuției uniforme a lamelelor fine de carbură în întreaga microstructură, care este de așteptat să inhibe mișcarea de dislocare. Limitele de curgere ale compozitelor C-3 și C-4 sunt 1925 MPa și, respectiv, 2522 MPa. Aceste limite ridicate de curgere pot fi explicate prin fracția de volum mare a fazelor de carbură cimentată și siliciură. Totuși, prezența acestor faze a dus și la o alungire la rupere de numai 7%. Curbele stres-deformare ale compozitelor de bază CoCrFeNi HEA (S-0) și S-1 sunt convexe, indicând activarea efectului de înfrățire sau TRIP59,60. În comparație cu proba S-1, curba efort-deformare a probei S-2 are o formă concavă la o deformare de aproximativ 10,20%, ceea ce înseamnă că alunecarea normală de dislocare este principalul mod de deformare al probei în această stare deformată60,61. . Cu toate acestea, rata de întărire în acest eșantion rămâne ridicată într-un interval mare de deformare, iar la deformari mai mari este vizibilă și o tranziție la convexitate (deși nu poate fi exclus că aceasta se datorează eșecului sarcinilor compresive lubrifiate). ). Compozitele C-3 și C-4 au doar plasticitate limitată datorită prezenței unor fracțiuni de volum mai mare de carburi și siliciuri în microstructură. Testele de compresie ale probelor de compozite C-5 și C-6 nu au fost efectuate din cauza unor defecte semnificative de turnare pe aceste probe de compozite (vezi Fig. 10).
Stereomicrografii ale defectelor de turnare (indicate prin săgeți roșii) în probe de compozite C-5 și C-6.
Rezultatele măsurării durității compozitelor VEA sunt prezentate în Fig. 9b. Baza WEA are o duritate de 130±5 HV, iar probele S-1, S-2, S-3 și S-4 au valori de duritate de 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV și 755±20 HV. Creșterea durității a fost în acord cu modificarea limitei de curgere obținută în urma testelor de compresie și a fost asociată cu o creștere a cantității de solide din compozit. Limita de curgere specifică calculată pe baza compoziției țintă a fiecărei probe este de asemenea prezentată în fig. 9b. În general, cea mai bună combinație de limită de curgere (1200 MPa), duritate (275 ± 10 HV) și alungirea relativă până la rupere (~37%) este observată pentru compozitul C-2.
Comparația limitei de curgere și a alungirii relative a compozitului dezvoltat cu materiale de diferite clase este prezentată în Fig. 11a. Compozitele bazate pe CoCrFeNi din acest studiu au arătat o alungire mare la orice nivel de tensiune dat62. Se poate observa, de asemenea, că proprietățile compozitelor HEA dezvoltate în acest studiu se află în regiunea neocupată anterior a diagramei curgerii în funcție de alungire. În plus, compozitele dezvoltate au o gamă largă de combinații de rezistență (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa și 2522 MPa) și alungire (>60%, 37%, 7,3% și 6,19%). Limita de curgere este, de asemenea, un factor important în selecția materialelor pentru aplicații avansate de inginerie63,64. În acest sens, compozitele HEA din prezenta invenţie prezintă o combinaţie excelentă de limită de curgere şi alungire. Acest lucru se datorează faptului că adăugarea de SiC cu densitate scăzută are ca rezultat compozite cu limită de curgere specifică ridicată. Limita de curgere specifică și alungirea compozitelor HEA sunt în același interval ca HEA FCC și HEA refractar, așa cum se arată în Fig. 11b. Duritatea și limita de curgere a compozitelor dezvoltate sunt în același interval ca și pentru sticlele metalice masive65 (Fig. 11c). Sticlale metalice masive (BMS) se caracterizează prin duritate ridicată și limită de curgere, dar alungirea lor este limitată66,67. Cu toate acestea, duritatea și limita de curgere a unora dintre compozitele HEA dezvoltate în acest studiu au arătat, de asemenea, o alungire semnificativă. Astfel, s-a ajuns la concluzia că compozitele dezvoltate de VEA au o combinație unică și căutată de proprietăți mecanice pentru diverse aplicații structurale. Această combinație unică de proprietăți mecanice poate fi explicată prin dispersia uniformă a carburilor dure formate in situ în matricea FCC HEA. Cu toate acestea, ca parte a obiectivului de a obține o combinație mai bună de rezistență, modificările microstructurale rezultate din adăugarea fazelor ceramice trebuie să fie atent studiate și controlate pentru a evita defectele de turnare, cum ar fi cele găsite în compozitele S-5 și S-6 și ductilitate. gen.
Rezultatele acestui studiu au fost comparate cu diferite materiale structurale și HEA: (a) alungire versus rezistența la curgere62, (b) efortul specific de curgere versus ductilitate63 și (c) rezistența la curgere versus duritate65.
Au fost studiate microstructura și proprietățile mecanice ale unei serii de compozite HEA-ceramice bazate pe sistemul HEA CoCrFeNi cu adaos de SiC și s-au tras următoarele concluzii:
Compozitele de aliaje cu entropie ridicată pot fi dezvoltate cu succes prin adăugarea de SiC la CoCrFeNi HEA folosind metoda de topire cu arc.
SiC se descompune în timpul topirii cu arc, ducând la formarea in situ a fazelor de carbură, siliciu și grafit, a căror prezență și fracțiunea de volum depind de cantitatea de SiC adăugată la HEA de bază.
Compozitele HEA prezintă multe proprietăți mecanice excelente, cu proprietăți care se încadrează în zonele neocupate anterior pe diagrama de curgere versus alungire. Limita de curgere a compozitului HEA realizat folosind 6% în greutate SiC a fost de peste opt ori mai mare decât a HEA de bază, menținând în același timp o ductilitate de 37%.
Duritatea și limita de curgere a compozitelor HEA se află în gama sticlelor metalice în vrac (BMG).
Descoperirile sugerează că compozitele de aliaje cu entropie ridicată reprezintă o abordare promițătoare pentru a obține o combinație excelentă de proprietăți metal-mecanice pentru aplicații structurale avansate.
Ora postării: Iul-12-2023