CoCrFeNi je dobro raziskana kubična (fcc) visokoentropijska zlitina (HEA) z odlično duktilnostjo, vendar omejeno trdnostjo. Poudarek te študije je na izboljšanju ravnotežja med trdnostjo in duktilnostjo takih HEA z dodajanjem različnih količin SiC z uporabo metode taljenja obloka. Ugotovljeno je bilo, da prisotnost kroma v osnovni HEA povzroči razgradnjo SiC med taljenjem. Tako interakcija prostega ogljika s kromom vodi do tvorbe kromovih karbidov in situ, medtem ko prosti silicij ostane v raztopini v osnovni HEA in/ali sodeluje z elementi, ki sestavljajo osnovno HEA, da tvori silicide. Z naraščanjem vsebnosti SiC se faza mikrostrukture spreminja v naslednjem zaporedju: fcc → fcc + evtektik → fcc + kosmiči kromovega karbida → fcc + kosmiči kromovega karbida + silicid → fcc + kosmiči kromovega karbida + silicid + grafitne kroglice / grafitne kosmiče. Nastali kompoziti imajo zelo širok razpon mehanskih lastnosti (meja tečenja v razponu od 277 MPa pri več kot 60 % raztezku do 2522 MPa pri 6 % raztezku) v primerjavi s konvencionalnimi zlitinami in zlitinami z visoko entropijo. Nekateri razviti visokoentropijski kompoziti kažejo odlično kombinacijo mehanskih lastnosti (meja tečenja 1200 MPa, raztezek 37 %) in zasedajo prej nedosegljiva področja na diagramu napetost tečenja-raztezek. Poleg izjemnega raztezka sta trdota in meja tečenja HEA kompozitov v istem razponu kot kovinska stekla v razsutem stanju. Zato se verjame, da lahko razvoj visokoentropijskih kompozitov pomaga doseči odlično kombinacijo mehanskih lastnosti za napredne strukturne aplikacije.
Razvoj visokoentropijskih zlitin je obetaven nov koncept v metalurgiji1,2. Zlitine z visoko entropijo (HEA) so v številnih primerih pokazale odlično kombinacijo fizikalnih in mehanskih lastnosti, vključno z visoko toplotno stabilnostjo3,4 superplastičnim raztezkom5,6 odpornostjo proti utrujenosti7,8 odpornostjo proti koroziji9,10,11, odlično odpornostjo proti obrabi12,13,14 ,15 in tribološke lastnosti15,16,17 tudi pri visokih temperaturah18,19,20,21,22 in mehanske lastnosti pri nizkih temperature23,24,25. Odlična kombinacija mehanskih lastnosti v HEA se običajno pripisuje štirim glavnim učinkom, in sicer visoki konfiguracijski entropiji 26, močnemu popačenju mreže 27, počasni difuziji 28 in učinku koktajla 29. HEA so običajno razvrščeni kot tipi FCC, BCC in HCP. FCC HEA običajno vsebuje prehodne elemente, kot so Co, Cr, Fe, Ni in Mn, in kaže odlično duktilnost (tudi pri nizki temperaturi25), vendar nizko trdnost. BCC HEA je običajno sestavljen iz elementov z visoko gostoto, kot so W, Mo, Nb, Ta, Ti in V, in ima zelo visoko trdnost, vendar nizko duktilnost in nizko specifično trdnost30.
Mikrostrukturna modifikacija HEA, ki temelji na strojni obdelavi, termomehanski obdelavi in dodajanju elementov, je bila raziskana, da bi dobili najboljšo kombinacijo mehanskih lastnosti. CoCrFeMnNi FCC HEA je podvržen hudi plastični deformaciji z visokotlačno torzijo, kar povzroči znatno povečanje trdote (520 HV) in trdnosti (1950 MPa), vendar razvoj nanokristalne mikrostrukture (~50 nm) naredi zlitino krhko31 . Ugotovljeno je bilo, da vključitev dvojne duktilnosti (TWIP) in transformacijske inducirane plastičnosti (TRIP) v CoCrFeMnNi HEAs daje dobro delovno kaljivost, kar ima za posledico visoko natezno duktilnost, čeprav na račun dejanskih vrednosti natezne trdnosti. Spodaj (1124 MPa) 32. Tvorba večplastne mikrostrukture (sestavljene iz tanke deformirane plasti in nedeformiranega jedra) v CoCrFeMnNi HEA z uporabo shot peening je povzročila povečanje trdnosti, vendar je bilo to izboljšanje omejeno na približno 700 MPa33. V iskanju materialov z najboljšo kombinacijo trdnosti in duktilnosti je bil raziskan tudi razvoj večfaznih HEA in evtektičnih HEA z dodatki neizoatomskih elementov34,35,36,37,38,39,40,41. Dejansko je bilo ugotovljeno, da lahko bolj fina porazdelitev trde in mehke faze v evtektičnih zlitinah z visoko entropijo vodi do relativno boljše kombinacije trdnosti in duktilnosti35,38,42,43.
Sistem CoCrFeNi je široko raziskana enofazna FCC zlitina z visoko entropijo. Ta sistem kaže lastnosti hitrega utrjevanja44 in odlično duktilnost45,46 pri nizkih in visokih temperaturah. Izvedeni so bili različni poskusi izboljšanja njegove relativno nizke trdnosti (~300 MPa) 47, 48, vključno s prečiščevanjem zrn 25, heterogeno mikrostrukturo 49, padavinami 50, 51, 52 in plastičnostjo, povzročeno s transformacijo (TRIP) 53. Rafinacija zrna litega čelno centriranega kubičnega HEA CoCrFeNi s hladnim vlečenjem v težkih pogojih poveča trdnost s približno 300 MPa47,48 na 1,2 GPa25, vendar zmanjša izgubo duktilnosti z več kot 60 % na 12,6 %. Dodatek Al HEA CoCrFeNi je povzročil nastanek heterogene mikrostrukture, ki je povečala njeno mejo tečenja na 786 MPa in njen relativni raztezek na približno 22 %49. CoCrFeNi HEA je bil dodan s Ti in Al, da se tvorijo oborine, s čimer se oblikuje padavinska ojačitev, poveča njegova meja tečenja na 645 MPa in raztezek na 39 %51. Mehanizem TRIP (kubična → heksaedrična martenzitna transformacija s središčem na ploskvi) in twinning sta povečala natezno trdnost CoCrFeNi HEA na 841 MPa in raztezek ob pretrgu na 76 %53.
Poskusili so tudi dodati keramično ojačitev kubični matrici HEA s središčem na obrazu, da bi razvili kompozite z visoko entropijo, ki lahko kažejo boljšo kombinacijo trdnosti in duktilnosti. Kompoziti z visoko entropijo so bili obdelani z vakuumskim obločnim taljenjem44, mehanskim legiranjem45,46,47,48,52,53, sintranjem s plazemsko iskro46,51,52, vakuumskim vročim stiskanjem45, vročim izostatičnim stiskanjem47,48 in razvojem aditivnih proizvodnih postopkov43, 50. Karbidi, oksidi in nitridi, kot so WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 in Y2O351, so bili uporabljeni kot keramična ojačitev pri razvoju HEA kompozitov. Izbira prave HEA matrice in keramike je še posebej pomembna pri načrtovanju in razvoju močnega in vzdržljivega HEA kompozita. V tem delu je bil kot matrični material izbran CoCrFeNi. V CoCrFeNi HEA smo dodali različne količine SiC in proučevali njihov vpliv na mikrostrukturo, fazno sestavo in mehanske lastnosti.
Kot surovine za izdelavo HEA kompozitov so bile uporabljene kovine visoke čistosti Co, Cr, Fe in Ni (99,95 mas. %) ter prah SiC (čistost 99 %, velikost -400 mesh) v obliki elementarnih delcev. Izoatomsko sestavo CoCrFeNi HEA smo najprej dali v hemisferičen vodno hlajen bakren kalup, nato pa smo komoro izpraznili na 3·10-5 mbar. Uveden je plin argon visoke čistosti, da se doseže vakuum, potreben za taljenje obloka z volframovimi elektrodami, ki niso potrošni. Nastali ingoti se petkrat obrnejo in pretalijo, da se zagotovi dobra homogenost. Visokoentropijski kompoziti različnih sestav so bili pripravljeni z dodajanjem določene količine SiC nastalim ekviatomskim gumbom CoCrFeNi, ki so bili v vsakem primeru ponovno homogenizirani s petkratno inverzijo in pretaljevanjem. Oblikovan gumb iz nastalega kompozita je bil izrezan z EDM za nadaljnje testiranje in karakterizacijo. Vzorci za mikrostrukturne študije so bili pripravljeni po standardnih metalografskih metodah. Najprej smo vzorce pregledali s svetlobnim mikroskopom (Leica Microscope DM6M) s programsko opremo Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) za kvantitativno fazno analizo. Za fazno analizo so bile izbrane tri slike, posnete na različnih območjih s skupno površino približno 27.000 µm2. Nadaljnje podrobne mikrostrukturne študije, vključno z analizo kemijske sestave in analizo porazdelitve elementov, so bile izvedene na vrstičnem elektronskem mikroskopu (JEOL JSM-6490LA), opremljenem s sistemom za analizo energijsko disperzivne spektroskopije (EDS). Karakterizacija kristalne strukture kompozita HEA je bila izvedena z uporabo sistema za rentgensko difrakcijo (fazni premik Bruker D2) z uporabo vira CuKα z velikostjo koraka 0,04°. Vpliv mikrostrukturnih sprememb na mehanske lastnosti HEA kompozitov smo proučevali s testi mikrotrdote po Vickersu in kompresijskimi testi. Za preskus trdote se za 15 s uporablja obremenitev 500 N z uporabo najmanj 10 vdolbin na vzorec. Kompresijski testi kompozitov HEA pri sobni temperaturi so bili izvedeni na pravokotnih vzorcih (7 mm × 3 mm × 3 mm) na univerzalnem testnem stroju Shimadzu 50KN (UTM) pri začetni hitrosti deformacije 0,001/s.
Kompoziti z visoko entropijo, v nadaljevanju imenovani vzorci S-1 do S-6, so bili pripravljeni z dodajanjem 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % in 17 % SiC (vsi glede na maso %) v CoCrFeNi matriko . oz. Referenčni vzorec, ki mu ni bil dodan SiC, je v nadaljevanju vzorec S-0. Optični mikrofotografi razvitih kompozitov HEA so prikazani na sl. 1, kjer se je zaradi dodajanja različnih aditivov enofazna mikrostruktura CoCrFeNi HEA spremenila v mikrostrukturo, sestavljeno iz številnih faz z različno morfologijo, velikostjo in porazdelitvijo. Količina SiC v sestavi. Količina vsake faze je bila določena iz analize slike z uporabo programske opreme LAS Phase Expert. Vstavek k sliki 1 (zgoraj desno) prikazuje primer območja za to analizo, kot tudi delež površine za vsako fazno komponento.
Optične mikrofotografije razvitih visokoentropijskih kompozitov: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 in (f) C- 6. Vložek prikazuje primer rezultatov fazne analize slike na podlagi kontrasta z uporabo programske opreme LAS Phase Expert.
Kot je prikazano na sl. 1a, evtektična mikrostruktura, oblikovana med volumni matriksa kompozita C-1, kjer je količina matrične in evtektične faze ocenjena na 87,9 ± 0,47 % oziroma 12,1 % ± 0,51 %. V kompozitu (C-2), prikazanem na sliki 1b, med strjevanjem ni znakov evtektične reakcije, opaziti pa je mikrostrukturo, ki se popolnoma razlikuje od mikrostrukture kompozita C-1. Mikrostruktura kompozita C-2 je relativno fina in je sestavljena iz tankih plošč (karbidov), enakomerno porazdeljenih v matrični fazi (fcc). Volumski deleži matrice in karbida so ocenjeni na 72 ± 1,69 % oziroma 28 ± 1,69 %. Poleg matriksa in karbida je bila v kompozitu C-3 najdena nova faza (silicid), kot je prikazano na sliki 1c, kjer so volumski deleži takih silicidnih, karbidnih in matričnih faz ocenjeni na približno 26,5 % ± 0,41 %, 25,9 ± 0,53 oziroma 47,6 ± 0,34. V mikrostrukturi kompozita C-4 smo opazili še eno novo fazo (grafit); skupaj so bile identificirane štiri faze. Grafitna faza ima izrazito kroglasto obliko s temnim kontrastom na optičnih slikah in je prisotna le v majhnih količinah (ocenjeni volumski delež je le približno 0,6 ± 0,30 %). V kompozitih C-5 in C-6 so bile identificirane le tri faze, temna kontrastna grafitna faza pa se v teh kompozitih pojavlja v obliki kosmičev. V primerjavi z grafitnimi kosmiči v kompozitu S-5 so grafitni kosmiči v kompozitu S-6 širši, krajši in pravilnejši. Opazili so tudi ustrezno povečanje vsebnosti grafita s 14,9 ± 0,85 % v kompozitu C-5 na približno 17,4 ± 0,55 % v kompozitu C-6.
Za nadaljnjo preiskavo podrobne mikrostrukture in kemične sestave vsake faze v kompozitu HEA so bili vzorci pregledani s pomočjo SEM, opravljeni pa sta bili tudi analiza EMF točk in kemijsko kartiranje. Rezultati za kompozit C-1 so prikazani na sl. 2, kjer je jasno vidna prisotnost evtektičnih mešanic, ki ločujejo območja glavne matrične faze. Kemijska karta kompozita C-1 je prikazana na sliki 2c, kjer je razvidno, da so Co, Fe, Ni in Si enakomerno porazdeljeni v matrični fazi. Vendar pa je bila v matrični fazi najdena majhna količina Cr v primerjavi z drugimi elementi osnovnega HEA, kar kaže, da je Cr difundiral iz matriksa. Sestava bele evtektične faze na sliki SEM je bogata s kromom in ogljikom, kar kaže, da gre za kromov karbid. Odsotnost diskretnih delcev SiC v mikrostrukturi v kombinaciji z opaženo nizko vsebnostjo kroma v matriksu in prisotnostjo evtektičnih mešanic, ki vsebujejo s kromom bogate faze, kaže na popolno razgradnjo SiC med taljenjem. Zaradi razgradnje SiC se silicij raztopi v matrični fazi, prosti ogljik pa medsebojno deluje s kromom, da nastanejo kromovi karbidi. Kot je razvidno, je bil samo ogljik kvalitativno določen z metodo EMF, nastanek faze pa je bil potrjen z identifikacijo značilnih karbidnih vrhov v rentgenskih difrakcijskih vzorcih.
(a) SEM slika vzorca S-1, (b) povečana slika, (c) zemljevid elementov, (d) rezultati EMF na označenih lokacijah.
Analiza kompozita C-2 je prikazana na sl. 3. Podobno kot pri optični mikroskopiji je preiskava SEM pokazala fino strukturo, sestavljeno samo iz dveh faz, s prisotnostjo tanke lamelarne faze, enakomerno porazdeljene po strukturi. matrične faze in ni evtektične faze. Porazdelitev elementov in analiza EMF točk lamelne faze je pokazala relativno visoko vsebnost Cr (rumeno) in C (zeleno) v tej fazi, kar ponovno kaže na razgradnjo SiC med taljenjem in interakcijo sproščenega ogljika s kromovim učinkom. . VEA matrica tvori lamelno karbidno fazo. Porazdelitev elementov in točkasta analiza matrične faze je pokazala, da je največ kobalta, železa, niklja in silicija prisotnih v matrični fazi.
(a) SEM slika vzorca S-2, (b) povečana slika, (c) zemljevid elementov, (d) rezultati EMF na označenih lokacijah.
SEM študije kompozitov C-3 so pokazale prisotnost novih faz poleg karbidne in matrične faze. Elementna karta (slika 4c) in analiza EMF točk (slika 4d) kažeta, da je nova faza bogata z nikljem, kobaltom in silicijem.
(a) SEM slika vzorca S-3, (b) povečana slika, (c) zemljevid elementov, (d) rezultati EMF na označenih lokacijah.
Rezultati analize SEM in EMF kompozita C-4 so prikazani na sl. 5. Poleg treh faz, opaženih v kompozitu C-3, je bila ugotovljena tudi prisotnost grafitnih nodulov. Volumski delež faze, bogate s silicijem, je prav tako višji kot pri kompozitu C-3.
(a) SEM slika vzorca S-4, (b) povečana slika, (c) zemljevid elementov, (d) rezultati EMF na označenih lokacijah.
Rezultati SEM in EMF spektrov kompozitov S-5 in S-6 so prikazani na slikah 1 in 2. 6 oziroma 7. Poleg manjšega števila kroglic je bila opažena tudi prisotnost grafitnih kosmičev. Tako število grafitnih kosmičev kot volumski delež faze, ki vsebuje silicij, sta v kompozitu C-6 večja kot v kompozitu C-5.
(a) SEM slika vzorca C-5, (b) povečan pogled, (c) elementarna karta, (d) rezultati EMF na označenih lokacijah.
(a) SEM slika vzorca S-6, (b) povečana slika, (c) zemljevid elementov, (d) rezultati EMF na označenih lokacijah.
Karakterizacija kristalne strukture kompozitov HEA je bila izvedena tudi z meritvami XRD. Rezultat je prikazan na sliki 8. V uklonskem vzorcu osnovnega WEA (S-0) so vidni le vrhovi, ki ustrezajo fazi fcc. Rentgenski difrakcijski vzorci kompozitov C-1, C-2 in C-3 so pokazali prisotnost dodatnih vrhov, ki ustrezajo kromovemu karbidu (Cr7C3), njihova intenziteta pa je bila nižja pri vzorcih C-3 in C-4, kar je kazalo na to tudi s podatki EMF za te vzorce. Pri vzorcih S-3 in S-4 so bili opaženi vrhovi, ki ustrezajo silicidom Co/Ni, kar je spet skladno z rezultati kartiranja EDS, prikazanimi na slikah 2 in 3. Kot je prikazano na slikah 3 in sliki 4. Opaženi so bili vrhovi 5 in S-6 ustreza grafitu.
Tako mikrostrukturne kot kristalografske značilnosti razvitih kompozitov so pokazale razgradnjo dodanega SiC. To je posledica prisotnosti kroma v matrici VEA. Krom ima zelo močno afiniteto do ogljika 54,55 in reagira s prostim ogljikom, da tvori karbide, kot kaže opaženo zmanjšanje vsebnosti kroma v matrici. Si preide v fcc fazo zaradi disociacije SiC56. Tako je povečanje dodajanja SiC k osnovni HEA povzročilo povečanje količine karbidne faze in količine prostega Si v mikrostrukturi. Ugotovljeno je bilo, da se ta dodatni Si odlaga v matrico pri nizkih koncentracijah (v kompozitih S-1 in S-2), medtem ko pri višjih koncentracijah (kompoziti S-3 do S-6) povzroči dodatno odlaganje kobalta/. nikljev silicid. Standardna entalpija tvorbe silicidov Co in Ni, dobljena z direktno sintezno visokotemperaturno kalorimetrijo, je -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 za Co2Si, CoSi in CoSi2, medtem ko ti vrednosti so – 50,6 ± 1,7 in – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 za Ni2Si oziroma Ni5Si2. Te vrednosti so nižje od toplote tvorbe SiC, kar kaže, da je disociacija SiC, ki vodi do tvorbe Co/Ni silicidov, energijsko ugodna. V obeh kompozitih S-5 in S-6 je bil prisoten dodaten prosti silicij, ki se je absorbiral zunaj tvorbe silicida. Ugotovljeno je bilo, da ta prosti silicij prispeva k grafitizaciji, opaženi pri običajnih jeklih58.
Mehanske lastnosti razvitih s keramiko ojačanih kompozitov na osnovi HEA raziskujemo s kompresijskimi testi in testi trdote. Krivulje napetosti in deformacije razvitih kompozitov so prikazane na sl. 9a, na sliki 9b pa razpršeni diagram med specifično mejo tečenja, mejo tečenja, trdoto in raztezkom razvitih kompozitov.
(a) krivulje tlačne deformacije in (b) diagrami razpršitve, ki prikazujejo specifično mejo tečenja, mejo tečenja, trdoto in raztezek. Upoštevajte, da so prikazani samo vzorci od S-0 do S-4, saj vzorca S-5 in S-6 vsebujeta pomembne napake pri litju.
Kot je razvidno iz sl. 9 se je meja tečenja povečala s 136 MPa za osnovni VES (C-0) na 2522 MPa za kompozit C-4. V primerjavi z osnovnim WPP je kompozit S-2 pokazal zelo dober raztezek do porušitve okoli 37 %, pokazal pa je tudi znatno višje vrednosti meje tečenja (1200 MPa). Odlična kombinacija trdnosti in duktilnosti tega kompozita je posledica izboljšanja celotne mikrostrukture, vključno z enakomerno porazdelitvijo finih karbidnih lamel po celotni mikrostrukturi, za katere se pričakuje, da zavirajo gibanje dislokacij. Meja tečenja kompozitov C-3 in C-4 je 1925 MPa oziroma 2522 MPa. Te visoke meje tečenja je mogoče pojasniti z visokim volumskim deležem cementnega karbida in silicidne faze. Vendar pa je prisotnost teh faz povzročila tudi raztezek ob pretrgu le 7 %. Krivulji napetost-deformacija osnovnih kompozitov CoCrFeNi HEA (S-0) in S-1 sta konveksni, kar kaže na aktivacijo učinka dvojčkanja ali TRIP59,60. V primerjavi z vzorcem S-1 ima krivulja napetost-deformacija vzorca S-2 konkavno obliko pri deformaciji približno 10,20%, kar pomeni, da je normalni dislokacijski zdrs glavni način deformacije vzorca v tem deformiranem stanju60,61 . Vendar ostaja hitrost utrjevanja v tem vzorcu visoka v velikem območju deformacij, pri višjih deformacijah pa je viden tudi prehod v konveksnost (čeprav ni mogoče izključiti, da je to posledica porušitve mazanih tlačnih obremenitev). ). Kompozita C-3 in C-4 imata le omejeno plastičnost zaradi prisotnosti večjih volumskih deležev karbidov in silicidov v mikrostrukturi. Kompresijski testi vzorcev kompozitov C-5 in C-6 niso bili opravljeni zaradi bistvenih ulitkov na teh vzorcih kompozitov (glej sliko 10).
Stereomikrografi napak pri litju (označenih z rdečimi puščicami) v vzorcih kompozitov C-5 in C-6.
Rezultati merjenja trdote kompozitov VEA so prikazani na sl. 9b. Osnovni WEA ima trdoto 130±5 HV, vzorci S-1, S-2, S-3 in S-4 pa imajo vrednosti trdote 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV in 755±20 HV. Povečanje trdote se je dobro ujemalo s spremembo meje tečenja, pridobljeno s kompresijskimi preskusi, in je bilo povezano s povečanjem količine trdnih delcev v kompozitu. Izračunana specifična meja tečenja na podlagi ciljne sestave vsakega vzorca je prikazana tudi na sl. 9b. Na splošno je najboljša kombinacija meje tečenja (1200 MPa), trdote (275 ± 10 HV) in relativnega raztezka do porušitve (~37 %) opažena pri kompozitu C-2.
Primerjava meje tečenja in relativnega raztezka razvitega kompozita z materiali različnih razredov je prikazana na sliki 11a. Kompoziti na osnovi CoCrFeNi v tej študiji so pokazali velik raztezek pri kateri koli ravni napetosti62. Vidimo lahko tudi, da lastnosti kompozitov HEA, razvitih v tej študiji, ležijo v prej nezasedenem območju krivulje meje tečenja v primerjavi z raztezkom. Poleg tega imajo razviti kompoziti širok razpon kombinacij trdnosti (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa in 2522 MPa) in raztezkov (>60 %, 37 %, 7,3 % in 6,19 %). Meja tečenja je tudi pomemben dejavnik pri izbiri materialov za napredne inženirske aplikacije63,64. V zvezi s tem izkazujejo HEA kompoziti predloženega izuma odlično kombinacijo meje tečenja in raztezka. Razlog za to je, da dodatek SiC z nizko gostoto povzroči kompozite z visoko specifično mejo tečenja. Specifična meja tečenja in raztezek kompozitov HEA sta v istem območju kot HEA FCC in ognjevzdržni HEA, kot je prikazano na sliki 11b. Trdota in meja tečenja razvitih kompozitov sta v istem območju kot pri masivnih kovinskih steklih65 (slika 11c). Za masivna kovinska stekla (BMS) je značilna visoka trdota in meja tečenja, vendar je njihov raztezek omejen66,67. Vendar pa sta trdota in meja tečenja nekaterih kompozitov HEA, razvitih v tej študiji, prav tako pokazala znaten raztezek. Tako je bilo ugotovljeno, da imajo kompoziti, ki jih je razvil VEA, edinstveno in iskano kombinacijo mehanskih lastnosti za različne strukturne aplikacije. To edinstveno kombinacijo mehanskih lastnosti je mogoče razložiti z enotno disperzijo trdih karbidov, ki nastanejo in situ v matrici FCC HEA. Vendar pa je treba kot del cilja doseganja boljše kombinacije trdnosti mikrostrukturne spremembe, ki so posledica dodajanja keramičnih faz, skrbno proučiti in nadzorovati, da se izognemo napakam pri litju, kot so tiste, ki jih najdemo v kompozitih S-5 in S-6, in duktilnost. spol.
Rezultati te študije so bili primerjani z različnimi konstrukcijskimi materiali in HEA: (a) raztezek proti meji tečenja62, (b) specifična meja tečenja proti duktilnosti63 in (c) meja tečenja proti trdoti65.
Proučevali smo mikrostrukturo in mehanske lastnosti serije HEA-keramičnih kompozitov na osnovi sistema HEA CoCrFeNi z dodatkom SiC in prišli do naslednjih zaključkov:
Zlitine z visoko entropijo se lahko uspešno razvijejo z dodajanjem SiC v CoCrFeNi HEA z uporabo metode taljenja obloka.
SiC razpade med obločnim taljenjem, kar povzroči nastanek karbidnih, silicidnih in grafitnih faz in situ, katerih prisotnost in prostorninski delež sta odvisna od količine SiC, dodanega osnovnemu HEA.
Kompoziti HEA izkazujejo številne odlične mehanske lastnosti, z lastnostmi, ki spadajo v prej nezasedena območja na krivulji meja tečenja v primerjavi z raztezkom. Meja tečenja kompozita HEA, izdelanega s 6 mas. % SiC, je bila več kot osemkrat večja od osnovnega HEA, medtem ko je ohranila 37 % duktilnost.
Trdota in meja tečenja HEA kompozitov sta v območju kovinskih stekel (BMG).
Ugotovitve kažejo, da kompoziti zlitin z visoko entropijo predstavljajo obetaven pristop k doseganju odlične kombinacije kovinsko-mehanskih lastnosti za napredne strukturne aplikacije.
Čas objave: 12. julij 2023