CoCrFeNi është një aliazh kub (fcc) me entropi të lartë (HEA) i studiuar mirë, me duktilitet të shkëlqyeshëm, por me forcë të kufizuar. Fokusi i këtij studimi është në përmirësimin e ekuilibrit të forcës dhe duktilitetit të HEA-ve të tillë duke shtuar sasi të ndryshme të SiC duke përdorur metodën e shkrirjes me hark. Është vërtetuar se prania e kromit në bazën HEA shkakton zbërthimin e SiC gjatë shkrirjes. Kështu, bashkëveprimi i karbonit të lirë me kromin çon në formimin in situ të karbiteve të kromit, ndërsa silici i lirë mbetet në tretësirë në bazën HEA dhe/ose ndërvepron me elementët që përbëjnë HEA bazë për të formuar silicide. Me rritjen e përmbajtjes së SiC, faza e mikrostrukturës ndryshon në sekuencën vijuese: fcc → fcc + eutektik → fcc + thekon karabit kromi → fcc + thekon karabit kromi + silicid → fcc + thekon karabit kromi + silicid + topa grafiti / thekon grafiti. Kompozitat që rezultojnë shfaqin një gamë shumë të gjerë të vetive mekanike (forca e rendimentit që varion nga 277 MPa në zgjatim mbi 60% deri në 2522 MPa në zgjatim 6%) krahasuar me lidhjet konvencionale dhe lidhjet me entropi të lartë. Disa nga kompozitat me entropi të lartë të zhvilluara tregojnë një kombinim të shkëlqyeshëm të vetive mekanike (forca e rendimentit 1200 MPa, zgjatja 37%) dhe zënë zona të paarritshme më parë në diagramin tension-zgjatje të rendimentit. Përveç zgjatimit të jashtëzakonshëm, fortësia dhe forca e rendimentit të përbërjeve HEA janë në të njëjtin gamë me gotat metalike me shumicë. Prandaj, besohet se zhvillimi i kompoziteve me entropi të lartë mund të ndihmojë në arritjen e një kombinimi të shkëlqyer të vetive mekanike për aplikime të avancuara strukturore.
Zhvillimi i lidhjeve me entropi të lartë është një koncept i ri premtues në metalurgji1,2. Lidhjet me entropi të lartë (HEA) kanë treguar në një numër rastesh një kombinim të shkëlqyer të vetive fizike dhe mekanike, duke përfshirë qëndrueshmëri të lartë termike3,4 zgjatim superplastik5,6 rezistencë ndaj lodhjes7,8 rezistencë ndaj korrozionit9,10,11, rezistencë të shkëlqyer ndaj konsumit12,13,14 ,15 dhe vetitë tribologjike15 ,16,17 edhe në temperatura të larta18,19,20,21,22 dhe mekanike vetitë në temperatura të ulëta23,24,25. Kombinimi i shkëlqyer i vetive mekanike në HEA zakonisht i atribuohet katër efekteve kryesore, përkatësisht entropisë së lartë konfiguruese26, shtrembërimit të fortë të rrjetës27, difuzionit të ngadaltë28 dhe efektit të koktejit29. HEA-të zakonisht klasifikohen si lloje FCC, BCC dhe HCP. FCC HEA zakonisht përmban elementë të tranzicionit si Co, Cr, Fe, Ni dhe Mn dhe shfaq duktilitet të shkëlqyeshëm (edhe në temperaturë të ulët25) por forcë të ulët. BCC HEA zakonisht përbëhet nga elementë me densitet të lartë si W, Mo, Nb, Ta, Ti dhe V dhe ka forcë shumë të lartë, por duktilitet të ulët dhe forcë specifike të ulët30.
Modifikimi mikrostrukturor i HEA bazuar në përpunimin, përpunimin termomekanik dhe shtimin e elementeve është hetuar për të marrë kombinimin më të mirë të vetive mekanike. CoCrFeMnNi FCC HEA i nënshtrohet deformimit të rëndë plastik nga rrotullimi me presion të lartë, i cili çon në një rritje të konsiderueshme të fortësisë (520 HV) dhe forcës (1950 MPa), por zhvillimi i një mikrostrukture nanokristaline (~ 50 nm) e bën lidhjen të brishtë31 . Është zbuluar se inkorporimi i duktilitetit të binjakëzimit (TWIP) dhe plasticitetit të shkaktuar nga transformimi (TRIP) në CoCrFeMnNi HEA jep fortueshmëri të mirë të punës duke rezultuar në duktilitet të lartë tërheqës, megjithëse në kurriz të vlerave aktuale të forcës në tërheqje. Më poshtë (1124 MPa) 32. Formimi i një mikrostrukture shtresore (e përbërë nga një shtresë e hollë e deformuar dhe një bërthamë e padeformuar) në CoCrFeMnNi HEA duke përdorur peening me goditje rezultoi në një rritje të forcës, por ky përmirësim u kufizua në rreth 700 MPa33. Në kërkim të materialeve me kombinimin më të mirë të forcës dhe duktilitetit, është hetuar edhe zhvillimi i HEA-ve shumëfazore dhe HEA-ve eutektike duke përdorur shtesa të elementeve joizoatomike34,35,36,37,38,39,40,41. Në të vërtetë, është zbuluar se një shpërndarje më e imët e fazave të forta dhe të buta në lidhjet eutektike me entropi të lartë mund të çojë në një kombinim relativisht më të mirë të forcës dhe duktilitetit35,38,42,43.
Sistemi CoCrFeNi është një aliazh njëfazor FCC i studiuar gjerësisht me entropi të lartë. Ky sistem shfaq veti të shpejta forcuese në punë44 dhe duktilitet të shkëlqyer45,46 si në temperatura të ulëta ashtu edhe në temperatura të larta. Janë bërë përpjekje të ndryshme për të përmirësuar forcën e tij relativisht të ulët (~ 300 MPa)47,48 duke përfshirë rafinimin e kokrrave25, mikrostrukturën heterogjene49, reshjet50,51,52 dhe plasticitetin e shkaktuar nga transformimi (TRIP)53. Përsosja e kokrrizave të HEA CoCrFeNi kubike të hedhur në qendër të fytyrës me tërheqje të ftohtë në kushte të rënda rrit forcën nga rreth 300 MPa47,48 në 1,2 GPa25, por redukton humbjen e duktilitetit nga më shumë se 60% në 12,6%. Shtimi i Al në HEA të CoCrFeNi rezultoi në formimin e një mikrostrukture heterogjene, e cila rriti forcën e saj të rrjedhjes në 786 MPa dhe zgjatjen e saj relative në rreth 22%49. CoCrFeNi HEA u shtua me Ti dhe Al për të formuar precipitate, duke formuar kështu forcimin e reshjeve, duke rritur forcën e tij të rendimentit në 645 MPa dhe zgjatjen në 39%51. Mekanizmi TRIP (transformimi martensitik kub → heksaedral i përqendruar në fytyrë) dhe binjakëzimi rritën forcën në tërheqje të CoCrFeNi HEA në 841 MPa dhe zgjatjen në thyerje në 76%53.
Janë bërë gjithashtu përpjekje për të shtuar përforcim qeramik në matricën kubike me qendër HEA për të zhvilluar kompozita me entropi të lartë që mund të shfaqin një kombinim më të mirë të forcës dhe duktilitetit. Kompozitat me entropi të lartë janë përpunuar me shkrirje me hark me vakum44, aliazh mekanik45,46,47,48,52,53, sinterim me plazmë me shkëndijë46,51,52, presim të nxehtë me vakum45, presim izostatik i nxehtë47,48 dhe zhvillimi i prodhimit të proceseve shtesë43, 50. Karbidet, oksidet dhe nitridet si WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 dhe Y2O351 janë përdorur si përforcues qeramik në zhvillimin e kompozitave HEA. Zgjedhja e matricës dhe qeramikës së duhur HEA është veçanërisht e rëndësishme kur dizajnoni dhe zhvilloni një përbërje të fortë dhe të qëndrueshme HEA. Në këtë punim, CoCrFeNi u zgjodh si material matricë. Sasi të ndryshme të SiC iu shtuan CoCrFeNi HEA dhe u studiuan efekti i tyre në mikrostrukturën, përbërjen e fazës dhe vetitë mekanike.
Metalet me pastërti të lartë Co, Cr, Fe dhe Ni (99,95 wt %) dhe pluhur SiC (pastërti 99%, madhësi -400 rrjetë) në formën e grimcave elementare u përdorën si lëndë të para për krijimin e kompozitave HEA. Përbërja izoatomike e CoCrFeNi HEA fillimisht u vendos në një kallëp bakri gjysmësferik të ftohur me ujë dhe më pas dhoma u evakuua në 3·10-5 mbar. Gazi argon me pastërti të lartë futet për të arritur vakumin e nevojshëm për shkrirjen e harkut me elektroda tungsteni jo të konsumueshme. Shufrat që rezultojnë përmbysen dhe shkrihen përsëri pesë herë për të siguruar homogjenitet të mirë. Kompozita me entropi të lartë të përbërjeve të ndryshme u përgatitën duke shtuar një sasi të caktuar të SiC në butonat ekuiatomikë të CoCrFeNi që rezultuan, të cilët u rihomogjenizuan me përmbysje pesëfish dhe rishkrirje në secilin rast. Butoni i derdhur nga përbërja që rezulton është prerë duke përdorur EDM për testim dhe karakterizim të mëtejshëm. Mostrat për studime mikrostrukturore janë përgatitur sipas metodave standarde metalografike. Së pari, mostrat u ekzaminuan duke përdorur një mikroskop drite (Leica Microscope DM6M) me softuerin Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) për analizën sasiore të fazës. Për analizën fazore u zgjodhën tre imazhe të marra në zona të ndryshme me një sipërfaqe totale prej rreth 27,000 μm2. Studime të tjera të detajuara mikrostrukturore, duke përfshirë analizën e përbërjes kimike dhe analizën e shpërndarjes së elementeve, u kryen në një mikroskop elektronik skanues (JEOL JSM-6490LA) i pajisur me një sistem analize të spektroskopisë shpërndarëse të energjisë (EDS). Karakterizimi i strukturës kristalore të kompozitit HEA u krye duke përdorur një sistem difraksioni me rreze X (Bruker D2 Faza Shifter) duke përdorur një burim CuKα me një madhësi hapi 0.04°. Efekti i ndryshimeve mikrostrukturore në vetitë mekanike të përbërjeve HEA u studiua duke përdorur testet e mikrofortësisë Vickers dhe testet e kompresimit. Për testin e fortësisë, një ngarkesë prej 500 N aplikohet për 15 s duke përdorur të paktën 10 dhëmbëza për mostër. Testet e kompresimit të përbërjeve HEA në temperaturën e dhomës u kryen në ekzemplarë drejtkëndëshe (7 mm × 3 mm × 3 mm) në një makinë testimi universal Shimadzu 50KN (UTM) me një shkallë tendosje fillestare prej 0,001/s.
Kompozitat me entropi të lartë, të referuara në vijim si mostrat S-1 në S-6, u përgatitën duke shtuar 3%, 6%, 9%, 12%, 15% dhe 17% SiC (të gjitha sipas peshës%) në një matricë CoCrFeNi . përkatësisht. Mostra e referencës së cilës nuk i është shtuar SiC do të referohet më tej si mostra S-0. Mikrografitë optike të përbërjeve të zhvilluara HEA janë paraqitur në Fig. 1, ku, për shkak të shtimit të aditivëve të ndryshëm, mikrostruktura njëfazore e CoCrFeNi HEA u shndërrua në një mikrostrukturë të përbërë nga shumë faza me morfologji, madhësi dhe shpërndarje të ndryshme. Sasia e SiC në përbërje. Sasia e secilës fazë u përcaktua nga analiza e imazhit duke përdorur softuerin LAS Phase Expert. Futja në Figurën 1 (djathtas lart) tregon një zonë shembull për këtë analizë, si dhe fraksionin e sipërfaqes për çdo komponent fazor.
Mikrografitë optike të kompozitave të zhvilluara me entropi të lartë: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 dhe (f) C- 6. Futja tregon një shembull të rezultateve të analizës së fazës së imazhit të bazuar në kontrast duke përdorur softuerin LAS Phase Expert.
Siç tregohet në fig. 1a, një mikrostrukturë eutektike e formuar midis vëllimeve të matricës së përbërjes C-1, ku sasia e fazave të matricës dhe eutektike vlerësohet përkatësisht si 87,9 ± 0,47% dhe 12,1% ± 0,51%. Në përbërjen (C-2) të paraqitur në figurën 1b, nuk ka shenja të një reaksioni eutektik gjatë ngurtësimit dhe vërehet një mikrostrukturë krejtësisht e ndryshme nga ajo e përbërjes C-1. Mikrostruktura e kompozitit C-2 është relativisht e imët dhe përbëhet nga pllaka të holla (karbide) të shpërndara në mënyrë uniforme në fazën e matricës (fcc). Fraksionet e vëllimit të matricës dhe karabit vlerësohen përkatësisht në 72 ± 1,69% dhe 28 ± 1,69%. Përveç matricës dhe karbitit, një fazë e re (silicidi) u gjet në përbërjen C-3, siç tregohet në figurën 1c, ku fraksionet vëllimore të këtyre fazave të silicit, karbitit dhe matricës vlerësohen në rreth 26.5% ± 0,41%, përkatësisht 25,9 ± 0,53 dhe 47,6 ± 0,34. Një fazë tjetër e re (grafiti) u vu re gjithashtu në mikrostrukturën e kompozitit C-4; janë identifikuar gjithsej katër faza. Faza e grafitit ka një formë globulare të dallueshme me kontrast të errët në imazhet optike dhe është e pranishme vetëm në sasi të vogla (fraksioni i vëllimit të vlerësuar është vetëm rreth 0,6 ± 0,30%). Në përbërjet C-5 dhe C-6, u identifikuan vetëm tre faza, dhe faza e grafitit me kontrast të errët në këto kompozita shfaqet në formën e thekoneve. Krahasuar me thekonet e grafitit në Përbërjen S-5, thekonet e grafitit në Përbërjen S-6 janë më të gjera, më të shkurtra dhe më të rregullta. Një rritje përkatëse në përmbajtjen e grafitit u vu re gjithashtu nga 14,9 ± 0,85% në përbërjen C-5 në rreth 17,4 ± 0,55% në përbërjen C-6.
Për të hulumtuar më tej mikrostrukturën e detajuar dhe përbërjen kimike të secilës fazë në përbërjen HEA, mostrat u ekzaminuan duke përdorur SEM dhe u kryen gjithashtu analiza të pikës EMF dhe harta kimike. Rezultatet për përbërjen C-1 janë paraqitur në fig. 2, ku shihet qartë prania e përzierjeve eutektike që ndajnë rajonet e fazës kryesore të matricës. Harta kimike e kompozitit C-1 është paraqitur në figurën 2c, ku mund të shihet se Co, Fe, Ni dhe Si janë të shpërndara në mënyrë uniforme në fazën e matricës. Megjithatë, një sasi e vogël e Cr u gjet në fazën e matricës në krahasim me elementët e tjerë të HEA bazë, duke sugjeruar që Cr u shpërnda jashtë matricës. Përbërja e fazës eutektike të bardhë në imazhin SEM është e pasur me krom dhe karbon, gjë që tregon se është karabit kromi. Mungesa e grimcave diskrete të SiC në mikrostrukturë, e kombinuar me përmbajtjen e ulët të vëzhguar të kromit në matricë dhe praninë e përzierjeve eutektike që përmbajnë faza të pasura me krom, tregon dekompozimin e plotë të SiC gjatë shkrirjes. Si rezultat i dekompozimit të SiC, silici shpërndahet në fazën e matricës dhe karboni i lirë ndërvepron me kromin për të formuar karbide të kromit. Siç mund të shihet, vetëm karboni u përcaktua cilësisht me metodën EMF, dhe formimi i fazës u konfirmua nga identifikimi i majave karakteristike të karbitit në modelet e difraksionit me rreze X.
(a) Imazhi SEM i kampionit S-1, (b) imazhi i zmadhuar, (c) harta e elementit, (d) rezultatet EMF në vendndodhjet e treguara.
Analiza e kompozitit C-2 është paraqitur në fig. 3. Ngjashëm me pamjen në mikroskopin optik, ekzaminimi SEM zbuloi një strukturë të imët të përbërë nga vetëm dy faza, me praninë e një faze të hollë lamelare të shpërndarë në mënyrë të barabartë në të gjithë strukturën. faza e matricës, dhe nuk ka fazë eutektike. Shpërndarja e elementit dhe analiza e pikës EMF të fazës lamelare zbuloi një përmbajtje relativisht të lartë të Cr (e verdhë) dhe C (jeshile) në këtë fazë, gjë që tregon përsëri dekompozimin e SiC gjatë shkrirjes dhe ndërveprimin e karbonit të çliruar me efektin e kromit. . Matrica VEA formon një fazë karbide lamelare. Shpërndarja e elementeve dhe analiza pikësore e fazës së matricës tregoi se shumica e kobaltit, hekurit, nikelit dhe silikonit janë të pranishëm në fazën e matricës.
(a) Imazhi SEM i kampionit S-2, (b) imazhi i zmadhuar, (c) harta e elementit, (d) rezultatet EMF në vendndodhjet e treguara.
Studimet SEM të përbërjeve C-3 zbuluan praninë e fazave të reja përveç fazave të karbitit dhe matricës. Harta elementare (Fig. 4c) dhe analiza e pikës EMF (Fig. 4d) tregojnë se faza e re është e pasur me nikel, kobalt dhe silikon.
(a) Imazhi SEM i kampionit S-3, (b) imazhi i zmadhuar, (c) harta e elementit, (d) rezultatet EMF në vendndodhjet e treguara.
Rezultatet e analizës SEM dhe EMF të përbërjes C-4 janë paraqitur në Fig. 5. Krahas tre fazave të vëzhguara në kompozitin C-3, u konstatua edhe prania e nyjeve të grafitit. Pjesa vëllimore e fazës së pasur me silikon është gjithashtu më e lartë se ajo e kompozitit C-3.
(a) Imazhi SEM i kampionit S-4, (b) imazhi i zmadhuar, (c) harta e elementit, (d) rezultatet EMF në vendndodhjet e treguara.
Rezultatet e spektrave SEM dhe EMF të përbërjeve S-5 dhe S-6 janë paraqitur në figurat 1 dhe 2. 6 dhe 7, respektivisht. Përveç një numri të vogël sferash, u vu re edhe prania e thekoneve të grafitit. Si numri i thekoneve të grafitit ashtu edhe fraksioni vëllimor i fazës që përmban silikon në përbërjen C-6 janë më të mëdha se në përbërjen C-5.
(a) Imazhi SEM i kampionit C-5, (b) pamje e zmadhuar, (c) harta elementare, (d) rezultatet EMF në vendndodhjet e treguara.
(a) Imazhi SEM i kampionit S-6, (b) imazhi i zmadhuar, (c) harta e elementit, (d) rezultatet EMF në vendndodhjet e treguara.
Karakterizimi i strukturës kristalore të përbërjeve HEA u krye gjithashtu duke përdorur matjet XRD. Rezultati tregohet në figurën 8. Në modelin e difraksionit të bazës WEA (S-0), janë të dukshme vetëm majat që korrespondojnë me fazën fcc. Modelet e difraksionit me rreze X të kompozitave C-1, C-2 dhe C-3 zbuluan praninë e majave shtesë që korrespondojnë me karbidin e kromit (Cr7C3) dhe intensiteti i tyre ishte më i ulët për mostrat C-3 dhe C-4, gjë që tregoi që edhe me të dhënat EMF për këto mostra. Majat që korrespondojnë me silicidet Co/Ni u vëzhguan për mostrat S-3 dhe S-4, përsëri në përputhje me rezultatet e hartës EDS të treguara në figurat 2 dhe 3. Siç tregohet në figurën 3 dhe figurën 4. U vëzhguan majat 5 dhe S-6 që korrespondon me grafitin.
Të dyja karakteristikat mikrostrukturore dhe kristalografike të përbërjeve të zhvilluara treguan dekompozimin e SiC të shtuar. Kjo është për shkak të pranisë së kromit në matricën VEA. Kromi ka një afinitet shumë të fortë për karbonin 54.55 dhe reagon me karbonin e lirë për të formuar karbide, siç tregohet nga rënia e vërejtur në përmbajtjen e kromit në matricë. Si kalon në fazën fcc për shkak të disociimit të SiC56. Kështu, një rritje në shtimin e SiC në HEA bazë çoi në një rritje të sasisë së fazës karabit dhe sasisë së Si të lirë në mikrostrukturë. Është konstatuar se ky Si shtesë depozitohet në matricë në përqendrime të ulëta (në përbërjet S-1 dhe S-2), ndërsa në përqendrime më të larta (përbërjet S-3 deri në S-6) rezulton në depozitim shtesë të kobaltit/. silicid nikeli. Entalpia standarde e formimit të silicideve të Co dhe Ni, e përftuar nga kalorimetria me sintezë direkte në temperaturë të lartë, është përkatësisht -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 për Co2Si, CoSi dhe CoSi2, ndërsa këto vlerat janë - 50,6 ± 1,7 dhe - 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 për Ni2Si dhe Ni5Si2, respektivisht. Këto vlera janë më të ulëta se nxehtësia e formimit të SiC, duke treguar se shpërbërja e SiC që çon në formimin e silicideve Co/Ni është energjikisht e favorshme. Në të dy përbërjet S-5 dhe S-6, ishte i pranishëm silic shtesë i lirë, i cili u përthit përtej formimit të silicit. Ky silikon i lirë është gjetur se kontribuon në grafitizimin e vërejtur në çeliqet konvencionale58.
Vetitë mekanike të përbërjeve të zhvilluara të përforcuara me qeramikë të bazuar në HEA hetohen nga testet e kompresimit dhe testet e fortësisë. Lakoret sforcim-deformim të përbërjeve të zhvilluara janë paraqitur në Fig. 9a, dhe në figurën 9b tregon një grafik shpërhapjeje ndërmjet forcës specifike të rrjedhshmërisë, forcës rrjedhëse, fortësisë dhe zgjatjes së përbërjeve të zhvilluara.
(a) Lakoret e sforcimit në shtypje dhe (b) grafikët e shpërndarjes që tregojnë sforcim specifik të rrjedhjes, forcën e rrjedhjes, fortësinë dhe zgjatjen. Vini re se janë paraqitur vetëm ekzemplarët S-0 deri në S-4, pasi ekzemplarët S-5 dhe S-6 përmbajnë defekte të rëndësishme të derdhjes.
Siç shihet në fig. 9, forca e rendimentit u rrit nga 136 MPa për bazën VES (C-0) në 2522 MPa për përbërjen C-4. Krahasuar me WPP bazë, kompozita S-2 tregoi një zgjatim shumë të mirë deri në dështim prej rreth 37%, dhe gjithashtu tregoi vlera dukshëm më të larta të forcës së rendimentit (1200 MPa). Kombinimi i shkëlqyer i forcës dhe duktilitetit të këtij përbërësi është për shkak të përmirësimit të mikrostrukturës së përgjithshme, duke përfshirë shpërndarjen uniforme të lamelave të imta karabit në të gjithë mikrostrukturën, e cila pritet të pengojë lëvizjen e dislokimit. Forcat e rendimentit të përbërjeve C-3 dhe C-4 janë përkatësisht 1925 MPa dhe 2522 MPa. Këto forca të rendimentit të lartë mund të shpjegohen nga fraksioni i vëllimit të lartë të fazave të karbitit të çimentuar dhe silicit. Megjithatë, prania e këtyre fazave rezultoi gjithashtu në një zgjatim në thyerje prej vetëm 7%. Lakoret sforcim-deformim të kompozitave bazë CoCrFeNi HEA (S-0) dhe S-1 janë konvekse, duke treguar aktivizimin e efektit të binjakëzimit ose TRIP59,60. Krahasuar me kampionin S-1, kurba sforcim-deformim i kampionit S-2 ka një formë konkave në një tendosje prej rreth 10.20%, që do të thotë se rrëshqitja normale e dislokimit është mënyra kryesore e deformimit të kampionit në këtë gjendje të deformuar60,61 . Megjithatë, shkalla e ngurtësimit në këtë ekzemplar mbetet e lartë në një gamë të madhe deformimi, dhe në sforcimet më të larta është gjithashtu i dukshëm një kalim në konveksitet (megjithëse nuk mund të përjashtohet që kjo të jetë për shkak të dështimit të ngarkesave kompresive të lubrifikuara). ). Kompozitat C-3 dhe C-4 kanë vetëm plasticitet të kufizuar për shkak të pranisë së fraksioneve të vëllimit më të lartë të karbiteve dhe silicideve në mikrostrukturë. Testet e kompresimit të mostrave të përbërjeve C-5 dhe C-6 nuk u kryen për shkak të defekteve të rëndësishme të derdhjes në këto mostra të përbërjeve (shih Fig. 10).
Stereomikrografi të defekteve të derdhjes (të treguara me shigjeta të kuqe) në mostrat e përbërjeve C-5 dhe C-6.
Rezultatet e matjes së fortësisë së përbërjeve VEA janë paraqitur në Fig. 9b. Baza WEA ka një fortësi prej 130±5 HV, dhe mostrat S-1, S-2, S-3 dhe S-4 kanë vlera fortësie prej 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV dhe 755±20 HV. Rritja e fortësisë ishte në përputhje të mirë me ndryshimin në forcën e rrjedhjes së marrë nga testet e ngjeshjes dhe u shoqërua me një rritje të sasisë së lëndëve të ngurta në përbërje. Forca specifike e llogaritur e rendimentit bazuar në përbërjen e synuar të çdo kampioni tregohet gjithashtu në fig. 9b. Në përgjithësi, kombinimi më i mirë i forcës rrjedhëse (1200 MPa), fortësisë (275 ± 10 HV) dhe zgjatjes relative deri në dështim (~ 37%) është vërejtur për përbërjen C-2.
Krahasimi i forcës rrjedhëse dhe zgjatjes relative të përbërjes së zhvilluar me materiale të klasave të ndryshme është paraqitur në figurën 11a. Kompozitat e bazuara në CoCrFeNi në këtë studim treguan zgjatje të lartë në çdo nivel të caktuar stresi62. Mund të shihet gjithashtu se vetitë e përbërjeve HEA të zhvilluara në këtë studim qëndrojnë në rajonin e papushtuar më parë të parcelës së forcës rrjedhëse kundrejt zgjatimit. Përveç kësaj, kompozitat e zhvilluara kanë një gamë të gjerë kombinimesh të forcës (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa dhe 2522 MPa) dhe zgjatjes (>60%, 37%, 7.3% dhe 6.19%). Forca e rendimentit është gjithashtu një faktor i rëndësishëm në përzgjedhjen e materialeve për aplikime të avancuara inxhinierike63,64. Në këtë drejtim, përbërjet HEA të shpikjes aktuale shfaqin një kombinim të shkëlqyer të forcës së rrjedhshmërisë dhe zgjatjes. Kjo është për shkak se shtimi i SiC me densitet të ulët rezulton në përbërje me forcë të lartë rendimenti specifik. Forca specifike e rendimentit dhe zgjatja e përbërjeve HEA janë në të njëjtin gamë me HEA FCC dhe HEA zjarrduruese, siç tregohet në Fig. 11b. Fortësia dhe forca e rendimentit të përbërjeve të zhvilluara janë në të njëjtin diapazon si për gotat metalike masive65 (Fig. 11c). Xhamat masivë metalikë (BMS) karakterizohen nga fortësi e lartë dhe forca rrjedhëse, por zgjatja e tyre është e kufizuar66,67. Megjithatë, fortësia dhe forca e rendimentit të disa prej përbërjeve HEA të zhvilluara në këtë studim treguan gjithashtu zgjatje të konsiderueshme. Kështu, u arrit në përfundimin se kompozitat e zhvilluara nga VEA kanë një kombinim unik dhe të kërkuar të vetive mekanike për aplikime të ndryshme strukturore. Ky kombinim unik i vetive mekanike mund të shpjegohet me shpërndarjen uniforme të karbiteve të forta të formuara in situ në matricën FCC HEA. Megjithatë, si pjesë e qëllimit për të arritur një kombinim më të mirë të forcës, ndryshimet mikrostrukturore që rezultojnë nga shtimi i fazave qeramike duhet të studiohen dhe kontrollohen me kujdes për të shmangur defektet e derdhjes, të tilla si ato të gjetura në përbërjet S-5 dhe S-6, dhe duktiliteti. gjinore.
Rezultatet e këtij studimi u krahasuan me materiale të ndryshme strukturore dhe HEA: (a) zgjatimi kundrejt forcës rrjedhëse62, (b) sforcimi specifik i rrjedhjes kundrejt duktilitetit63 dhe (c) forca e rrjedhjes kundrejt fortësisë65.
Mikrostruktura dhe vetitë mekanike të një sërë përbërjesh HEA-qeramike të bazuara në sistemin HEA CoCrFeNi me shtimin e SiC janë studiuar dhe janë nxjerrë përfundimet e mëposhtme:
Kompozitat e aliazhit me entropi të lartë mund të zhvillohen me sukses duke shtuar SiC në CoCrFeNi HEA duke përdorur metodën e shkrirjes me hark.
SiC zbërthehet gjatë shkrirjes së harkut, duke çuar në formimin in situ të fazave të karbitit, silicit dhe grafitit, prania dhe fraksioni vëllimor i të cilave varet nga sasia e SiC e shtuar në HEA bazë.
Kompozitat HEA shfaqin shumë veti të shkëlqyera mekanike, me veti që bien në zona të pabanuara më parë në forcën e rrjedhjes kundrejt grafikut të zgjatjes. Forca e rendimentit të përbërjes HEA të bërë duke përdorur 6 wt% SiC ishte më shumë se tetë herë ajo e HEA bazë duke ruajtur duktilitetin 37%.
Fortësia dhe forca e rendimentit të përbërjeve HEA janë në rangun e gotave metalike me shumicë (BMG).
Gjetjet sugjerojnë se kompozitat e aliazhit me entropi të lartë përfaqësojnë një qasje premtuese për arritjen e një kombinimi të shkëlqyer të vetive metalo-mekanike për aplikime të avancuara strukturore.
Koha e postimit: Korrik-12-2023