CoCrFeNi je dobre preštudovaná tvárne centrovaná kubická (fcc) zliatina s vysokou entropiou (HEA) s vynikajúcou ťažnosťou, ale obmedzenou pevnosťou.Táto štúdia sa zameriava na zlepšenie rovnováhy pevnosti a ťažnosti takýchto HEA pridaním rôznych množstiev SiC pomocou metódy oblúkového tavenia.Zistilo sa, že prítomnosť chrómu v zásade HEA spôsobuje rozklad SiC počas tavenia.Interakcia voľného uhlíka s chrómom teda vedie k in situ tvorbe karbidov chrómu, zatiaľ čo voľný kremík zostáva v roztoku v zásade HEA a/alebo interaguje s prvkami, ktoré tvoria základnú HEA, za vzniku silicídov.Keď sa obsah SiC zvyšuje, fáza mikroštruktúry sa mení v nasledujúcom poradí: fcc → fcc + eutektické → fcc + vločky karbidu chrómu → fcc + vločky karbidu chrómu + silicid → fcc + vločky karbidu chrómu + silicid + grafitové guľôčky / grafitové vločky.Výsledné kompozity vykazujú veľmi široký rozsah mechanických vlastností (medza klzu v rozmedzí od 277 MPa pri predĺžení nad 60 % do 2522 MPa pri predĺžení 6 %) v porovnaní s konvenčnými zliatinami a zliatinami s vysokou entropiou.Niektoré vyvinuté vysoko entropické kompozity vykazujú vynikajúcu kombináciu mechanických vlastností (medza klzu 1200 MPa, predĺženie 37 %) a zaberajú predtým nedosiahnuteľné oblasti na diagrame medza klzu-predĺženie.Okrem pozoruhodného predĺženia je tvrdosť a medza klzu HEA kompozitov v rovnakom rozsahu ako objemové kovové sklá.Preto sa predpokladá, že vývoj vysokoentropických kompozitov môže pomôcť dosiahnuť vynikajúcu kombináciu mechanických vlastností pre pokročilé konštrukčné aplikácie.
Vývoj vysokoentropických zliatin je sľubnou novou koncepciou v metalurgii1,2.Zliatiny s vysokou entropiou (HEA) preukázali v mnohých prípadoch vynikajúcu kombináciu fyzikálnych a mechanických vlastností vrátane vysokej tepelnej stability3,4 superplastické predĺženie5,6 odolnosť proti únave7,8 odolnosť proti korózii9,10,11, vynikajúca odolnosť proti opotrebovaniu12,13,14 ,15 a tribologické vlastnosti15 ,16,17 aj pri vysokých teplotách18,19,20,21,22 a mechanické vlastnosti pri nízkych teplotách23,24,25.Vynikajúca kombinácia mechanických vlastností v HEA sa zvyčajne pripisuje štyrom hlavným efektom, a to vysokej konfiguračnej entropii26, silnému skresleniu mriežky27, pomalej difúzii28 a koktejlovému efektu29.HEA sa zvyčajne klasifikujú ako typy FCC, BCC a HCP.FCC HEA typicky obsahuje prechodné prvky ako Co, Cr, Fe, Ni a Mn a vykazuje vynikajúcu ťažnosť (dokonca aj pri nízkej teplote25), ale nízku pevnosť.BCC HEA sa zvyčajne skladá z prvkov s vysokou hustotou, ako sú W, Mo, Nb, Ta, Ti a V a má veľmi vysokú pevnosť, ale nízku ťažnosť a nízku špecifickú pevnosť30.
Bola skúmaná mikroštrukturálna modifikácia HEA založená na obrábaní, termomechanickom spracovaní a pridávaní prvkov, aby sa získala najlepšia kombinácia mechanických vlastností.CoCrFeMnNi FCC HEA je vystavený silnej plastickej deformácii vysokotlakovým krútením, čo vedie k výraznému zvýšeniu tvrdosti (520 HV) a pevnosti (1950 MPa), ale vývoj nanokryštalickej mikroštruktúry (~50 nm) robí zliatinu krehkou31 .Zistilo sa, že začlenenie dvojitej ťažnosti (TWIP) a plasticity vyvolanej transformáciou (TRIP) do CoCrFeMnNi HEA poskytuje dobrú tvárnosť, čo vedie k vysokej ťažnosti v ťahu, aj keď na úkor skutočných hodnôt pevnosti v ťahu.Nižšie (1124 MPa) 32. Vytvorenie vrstvenej mikroštruktúry (pozostávajúcej z tenkej deformovanej vrstvy a nedeformovaného jadra) v CoCrFeMnNi HEA pomocou brokovania viedlo k zvýšeniu pevnosti, ale toto zlepšenie bolo obmedzené na približne 700 MPa33.Pri hľadaní materiálov s najlepšou kombináciou pevnosti a ťažnosti sa skúmal aj vývoj viacfázových HEA a eutektických HEA s pridaním neizoatomických prvkov34,35,36,37,38,39,40,41.Skutočne sa zistilo, že jemnejšia distribúcia tvrdých a mäkkých fáz v eutektických zliatinách s vysokou entropiou môže viesť k relatívne lepšej kombinácii pevnosti a ťažnosti35,38,42,43.
Systém CoCrFeNi je široko študovaná jednofázová FCC zliatina s vysokou entropiou.Tento systém vykazuje vlastnosti rýchleho vytvrdzovania44 a vynikajúcu ťažnosť45,46 pri nízkych aj vysokých teplotách.Boli urobené rôzne pokusy na zlepšenie jeho relatívne nízkej pevnosti (~300 MPa)47,48 vrátane zjemnenia zrna25, heterogénnej mikroštruktúry49, precipitácie50,51,52 a plasticity vyvolanej transformáciou (TRIP)53.Zjemnenie zrna liateho plošne centrovaného kubického HEA CoCrFeNi ťahaním za studena v náročných podmienkach zvyšuje pevnosť z približne 300 MPa47,48 na 1,2 GPa25, ale znižuje stratu ťažnosti z viac ako 60 % na 12,6 %.Pridanie Al k HEA CoCrFeNi viedlo k vytvoreniu heterogénnej mikroštruktúry, ktorá zvýšila jej medzu klzu na 786 MPa a jej relatívne predĺženie na približne 22 %49.CoCrFeNi HEA bol pridaný s Ti a Al, aby sa vytvorili precipitáty, čím sa vytvorilo precipitačné spevnenie, čím sa zvýšila jeho medza klzu na 645 MPa a predĺženie na 39 %51.Mechanizmus TRIP (kubická → hexaedrálna martenzitická transformácia sústredená na tvár) a twinning zvýšili pevnosť v ťahu CoCrFeNi HEA na 841 MPa a predĺženie pri pretrhnutí na 76 %53.
Boli tiež urobené pokusy pridať keramickú výstuž do plošne centrovanej kubickej matrice HEA, aby sa vyvinuli vysoko entropické kompozity, ktoré môžu vykazovať lepšiu kombináciu pevnosti a ťažnosti.Kompozity s vysokou entropiou boli spracované vákuovým oblúkovým tavením44, mechanickým legovaním45,46,47,48,52,53, iskrovým plazmovým spekaním46,51,52, vákuovým lisovaním za tepla45, izostatickým lisovaním za tepla47,48 a vývojom aditívnych výrobných procesov43, 50.Karbidy, oxidy a nitridy ako WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 a Y2O351 boli použité ako keramická výstuž pri vývoji HEA kompozitov.Výber správnej matrice HEA a keramiky je obzvlášť dôležitý pri navrhovaní a vývoji pevného a odolného kompozitu HEA.V tejto práci bol ako matricový materiál zvolený CoCrFeNi.Do CoCrFeNi HEA sa pridali rôzne množstvá SiC a študoval sa ich vplyv na mikroštruktúru, fázové zloženie a mechanické vlastnosti.
Ako suroviny na tvorbu HEA kompozitov boli použité vysokočisté kovy Co, Cr, Fe a Ni (99,95 hm. %) a SiC prášok (čistota 99 %, veľkosť -400 mesh) vo forme elementárnych častíc.Izoatomické zloženie CoCrFeNi HEA sa najskôr umiestnilo do pologuľovej vodou chladenej medenej formy a potom sa komora evakuovala na 3,10-5 mbar.Na dosiahnutie vákua potrebného na oblúkové tavenie s nespotrebovateľnými volfrámovými elektródami sa zavádza vysoko čistý argónový plyn.Výsledné ingoty sa päťkrát obrátia a pretavia, aby sa zabezpečila dobrá homogenita.Vysokoentropické kompozity rôzneho zloženia boli pripravené pridaním určitého množstva SiC k výsledným ekviatómovým CoCrFeNi gombíkom, ktoré boli v každom prípade znovu homogenizované päťnásobnou inverziou a pretavením.Lisovaný gombík z výsledného kompozitu bol vyrezaný pomocou EDM na ďalšie testovanie a charakterizáciu.Vzorky pre mikroštrukturálne štúdie boli pripravené podľa štandardných metalografických metód.Najprv sa vzorky skúmali pomocou svetelného mikroskopu (Leica Microscope DM6M) so softvérom Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) na kvantitatívnu fázovú analýzu.Na fázovú analýzu boli vybrané tri snímky nasnímané v rôznych oblastiach s celkovou plochou približne 27 000 µm2.Ďalšie podrobné mikroštrukturálne štúdie, vrátane analýzy chemického zloženia a analýzy distribúcie prvkov, sa uskutočnili na skenovacom elektrónovom mikroskope (JEOL JSM-6490LA) vybavenom analytickým systémom energeticky disperznej spektroskopie (EDS).Charakterizácia kryštálovej štruktúry HEA kompozitu sa uskutočnila pomocou rôntgenového difrakčného systému (Bruker D2 fázový posunovač) s použitím zdroja CuKa s veľkosťou kroku 0,04°.Vplyv mikroštrukturálnych zmien na mechanické vlastnosti HEA kompozitov bol študovaný pomocou Vickersových skúšok mikrotvrdosti a tlakových skúšok.Pri skúške tvrdosti sa aplikuje zaťaženie 500 N počas 15 s s použitím najmenej 10 vtlačení na vzorku.Kompresné testy HEA kompozitov pri izbovej teplote sa uskutočňovali na pravouhlých vzorkách (7 mm × 3 mm × 3 mm) na univerzálnom testovacom stroji Shimadzu 50KN (UTM) pri počiatočnej deformačnej rýchlosti 0,001/s.
Kompozity s vysokou entropiou, ďalej označované ako vzorky S-1 až S-6, boli pripravené pridaním 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % a 17 % SiC (všetky hmotnostné %) do matrice CoCrFeNi. .resp.Referenčná vzorka, ku ktorej nebol pridaný SiC, je ďalej označovaná ako vzorka S-0.Optické mikrofotografie vyvinutých HEA kompozitov sú znázornené na obr.1, kde sa v dôsledku pridania rôznych prísad jednofázová mikroštruktúra CoCrFeNi HEA premenila na mikroštruktúru pozostávajúcu z mnohých fáz s rôznou morfológiou, veľkosťou a distribúciou.Množstvo SiC v kompozícii.Množstvo každej fázy sa určilo z analýzy obrazu pomocou softvéru LAS Phase Expert.Vložka na obrázku 1 (vpravo hore) zobrazuje príklad oblasti pre túto analýzu, ako aj podiel plochy pre každú fázovú zložku.
Optické mikrofotografie vyvinutých vysokoentropických kompozitov: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 a (f) C- 6.Vložka zobrazuje príklad výsledkov fázovej analýzy obrazu založenej na kontraste pomocou softvéru LAS Phase Expert.
Ako je znázornené na obr.1a, eutektická mikroštruktúra vytvorená medzi objemami matrice kompozitu C-1, kde množstvo matrice a eutektických fáz sa odhaduje na 87,9 ± 0,47 % a 12,1 % ± 0,51 %, v tomto poradí.V kompozite (C-2) zobrazenom na obr. 1b nie sú žiadne známky eutektickej reakcie počas tuhnutia a je pozorovaná mikroštruktúra úplne odlišná od mikroštruktúry C-1 kompozitu.Mikroštruktúra kompozitu C-2 je relatívne jemná a pozostáva z tenkých platní (karbidov) rovnomerne rozložených vo fáze matrice (fcc).Objemové frakcie matrice a karbidu sa odhadujú na 72 ± 1,69 % a 28 ± 1,69 %.Okrem matrice a karbidu bola v kompozite C-3 nájdená nová fáza (silicid), ako je znázornené na obr. 1c, kde objemové frakcie takýchto silicidových, karbidových a matricových fáz sa odhadujú na približne 26,5 % ± 0,41 %, 25,9 ± 0,53 a 47,6 ± 0,34, v tomto poradí.Ďalšia nová fáza (grafit) bola tiež pozorovaná v mikroštruktúre kompozitu C-4;celkovo boli identifikované štyri fázy.Grafitová fáza má zreteľný guľovitý tvar s tmavým kontrastom na optických obrazoch a je prítomná len v malých množstvách (odhadovaný objemový podiel je len asi 0,6 ± 0,30 %).V kompozitoch C-5 a C-6 boli identifikované iba tri fázy a tmavá kontrastná grafitová fáza sa v týchto kompozitoch objavuje vo forme vločiek.V porovnaní s grafitovými vločkami v kompozite S-5 sú grafitové vločky v kompozite S-6 širšie, kratšie a pravidelnejšie.Zodpovedajúce zvýšenie obsahu grafitu bolo tiež pozorované zo 14,9 ± 0,85 % v kompozite C-5 na približne 17,4 ± 0,55 % v kompozite C-6.
Na ďalšie skúmanie podrobnej mikroštruktúry a chemického zloženia každej fázy v kompozite HEA sa vzorky skúmali pomocou SEM a vykonala sa aj bodová analýza EMF a chemické mapovanie.Výsledky pre kompozit C-1 sú znázornené na obr.2, kde je jasne vidieť prítomnosť eutektických zmesí oddeľujúcich oblasti hlavnej matricovej fázy.Chemická mapa kompozitu C-1 je znázornená na obr. 2c, kde je možné vidieť, že Co, Fe, Ni a Si sú rovnomerne rozdelené vo fáze matrice.Vo fáze matrice sa však našlo malé množstvo Cr v porovnaní s inými prvkami základného HEA, čo naznačuje, že Cr difundoval z matrice.Zloženie bielej eutektickej fázy na obrázku SEM je bohaté na chróm a uhlík, čo naznačuje, že ide o karbid chrómu.Neprítomnosť diskrétnych častíc SiC v mikroštruktúre v kombinácii s pozorovaným nízkym obsahom chrómu v matrici a prítomnosťou eutektických zmesí obsahujúcich fázy bohaté na chróm naznačuje úplný rozklad SiC počas tavenia.V dôsledku rozkladu SiC sa kremík rozpúšťa vo fáze matrice a voľný uhlík interaguje s chrómom za vzniku karbidov chrómu.Ako je možné vidieť, len uhlík bol kvalitatívne stanovený metódou EMF a tvorba fázy bola potvrdená identifikáciou charakteristických karbidových píkov v rôntgenových difrakčných obrazcoch.
(a) SEM snímka vzorky S-1, (b) zväčšená snímka, (c) mapa prvkov, (d) výsledky EMF na uvedených miestach.
Analýza kompozitu C-2 je znázornená na obr.3. Podobne ako v optickej mikroskopii, SEM vyšetrenie odhalilo jemnú štruktúru zloženú len z dvoch fáz, s prítomnosťou tenkej lamelárnej fázy rovnomerne rozloženej v celej štruktúre.matricová fáza a neexistuje žiadna eutektická fáza.Rozloženie prvkov a EMF bodová analýza lamelárnej fázy odhalila relatívne vysoký obsah Cr (žltá) a C (zelená) v tejto fáze, čo opäť poukazuje na rozklad SiC pri tavení a interakciu uvoľneného uhlíka s chrómovým efektom. .Matrica VEA tvorí lamelárnu karbidovú fázu.Distribúcia prvkov a bodová analýza fázy matrice ukázala, že väčšina kobaltu, železa, niklu a kremíka je prítomná vo fáze matrice.
(a) SEM snímka vzorky S-2, (b) zväčšená snímka, (c) mapa prvkov, (d) výsledky EMF na uvedených miestach.
Štúdie SEM kompozitov C-3 odhalili prítomnosť nových fáz okrem karbidovej a matricovej fázy.Elementárna mapa (obr. 4c) a analýza EMF bodov (obr. 4d) ukazujú, že nová fáza je bohatá na nikel, kobalt a kremík.
(a) SEM snímka vzorky S-3, (b) zväčšená snímka, (c) mapa prvkov, (d) výsledky EMF na uvedených miestach.
Výsledky analýzy SEM a EMF kompozitu C-4 sú znázornené na obr.5. Okrem troch fáz pozorovaných v kompozite C-3 bola zistená aj prítomnosť grafitových nodulov.Objemový podiel fázy bohatej na kremík je tiež vyšší ako v prípade kompozitu C-3.
(a) SEM snímka vzorky S-4, (b) zväčšená snímka, (c) mapa prvkov, (d) výsledky EMF na uvedených miestach.
Výsledky SEM a EMF spektier kompozitov S-5 a S-6 sú znázornené na obrázkoch 1 a 2. 6 a 7, v tomto poradí.Okrem malého počtu guľôčok bola pozorovaná aj prítomnosť grafitových vločiek.Počet grafitových vločiek a objemový podiel fázy obsahujúcej kremík v kompozite C-6 sú väčšie ako v kompozite C-5.
(a) SEM snímka vzorky C-5, (b) zväčšený pohľad, (c) elementárna mapa, (d) výsledky EMF na uvedených miestach.
(a) SEM snímka vzorky S-6, (b) zväčšená snímka, (c) mapa prvkov, (d) výsledky EMF na uvedených miestach.
Charakterizácia kryštálovej štruktúry HEA kompozitov bola tiež uskutočnená pomocou XRD meraní.Výsledok je znázornený na obrázku 8. V difrakčnom obrazci bázy WEA (S-0) sú viditeľné iba píky zodpovedajúce fáze fcc.Röntgenové difraktogramy kompozitov C-1, C-2 a C-3 odhalili prítomnosť ďalších píkov zodpovedajúcich karbidu chrómu (Cr7C3) a ich intenzita bola nižšia pre vzorky C-3 a C-4, čo naznačovalo že aj s údajmi EMF pre tieto vzorky.Píky zodpovedajúce Co/Ni silicidom boli pozorované pre vzorky S-3 a S-4, opäť v súlade s výsledkami mapovania EDS znázornenými na obrázkoch 2 a 3. Ako je znázornené na obrázku 3 a obrázku 4. Boli pozorované píky 5 a S-6 zodpovedajúca grafitu.
Mikroštrukturálne aj kryštalografické charakteristiky vyvinutých kompozitov indikovali rozklad pridaného SiC.Je to spôsobené prítomnosťou chrómu v matrici VEA.Chróm má veľmi silnú afinitu k uhlíku 54,55 a reaguje s voľným uhlíkom za vzniku karbidov, čo naznačuje pozorovaný pokles obsahu chrómu v matrici.Si prechádza do fázy fcc v dôsledku disociácie SiC56.Zvýšenie prídavku SiC k základnej HEA teda viedlo k zvýšeniu množstva karbidovej fázy a množstva voľného Si v mikroštruktúre.Zistilo sa, že tento dodatočný Si sa ukladá v matrici pri nízkych koncentráciách (v kompozitoch S-1 a S-2), zatiaľ čo pri vyšších koncentráciách (kompozity S-3 až S-6) dochádza k dodatočnému ukladaniu kobaltu/.silicid niklu.Štandardná entalpia tvorby Co a Ni silicidov, získaná priamou syntézou vysokoteplotnou kalorimetriou, je -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 pre Co2Si, CoSi a CoSi2, v tomto poradí, pričom tieto hodnoty sú – 50,6 ± 1,7 a – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 pre Ni2Si a Ni5Si2.Tieto hodnoty sú nižšie ako teplo tvorby SiC, čo naznačuje, že disociácia SiC vedúca k tvorbe Co/Ni silicídov je energeticky priaznivá.V kompozitoch S-5 aj S-6 bol prítomný ďalší voľný kremík, ktorý sa absorboval nad rámec tvorby silicidu.Zistilo sa, že tento voľný kremík prispieva ku grafitizácii pozorovanej v konvenčných oceliach58.
Mechanické vlastnosti vyvinutých keramikou vystužených kompozitov na báze HEA sa skúmajú kompresnými skúškami a skúškami tvrdosti.Krivky napätie-deformácia vyvinutých kompozitov sú znázornené na obr.9a a na obr. 9b znázorňuje graf rozptylu medzi špecifickou medzou klzu, medzou klzu, tvrdosťou a predĺžením vyvinutých kompozitov.
(a) Krivky deformácie v tlaku a (b) grafy rozptylu zobrazujúce špecifickú medzu klzu, medzu klzu, tvrdosť a predĺženie.Všimnite si, že sú zobrazené iba vzorky S-0 až S-4, pretože vzorky S-5 a S-6 obsahujú významné chyby odliatku.
Ako je vidieť na obr.9 sa medza klzu zvýšila z 136 MPa pre základnú VES (C-0) na 2522 MPa pre kompozit C-4.V porovnaní so základným WPP kompozit S-2 vykazoval veľmi dobré predĺženie do porušenia okolo 37% a tiež výrazne vyššie hodnoty medze klzu (1200 MPa).Vynikajúca kombinácia pevnosti a ťažnosti tohto kompozitu je spôsobená zlepšením celkovej mikroštruktúry, vrátane rovnomernej distribúcie jemných karbidových lamiel v celej mikroštruktúre, od ktorej sa očakáva, že inhibuje pohyb dislokácie.Medze klzu kompozitov C-3 a C-4 sú 1925 MPa a 2522 MPa.Tieto vysoké medze klzu možno vysvetliť vysokým objemovým podielom slinutých karbidových a silicidových fáz.Prítomnosť týchto fáz však tiež viedla k predĺženiu pri pretrhnutí iba 7 %.Krivky napätia a deformácie základných kompozitov CoCrFeNi HEA (S-0) a S-1 sú konvexné, čo naznačuje aktiváciu twinningového efektu alebo TRIP59,60.V porovnaní so vzorkou S-1 má krivka napätie-deformácia vzorky S-2 konkávny tvar pri deformácii asi 10,20 %, čo znamená, že normálny sklz dislokácie je hlavným deformačným režimom vzorky v tomto deformovanom stave60,61 .Rýchlosť tvrdnutia v tejto vzorke však zostáva vysoká vo veľkom rozsahu deformácií a pri vyšších deformáciách je tiež viditeľný prechod do konvexnosti (aj keď nemožno vylúčiť, že je to spôsobené poruchou mazaných tlakových zaťažení).).Kompozity C-3 a C-4 majú len obmedzenú plasticitu v dôsledku prítomnosti vyšších objemových frakcií karbidov a silicídov v mikroštruktúre.Tlakové skúšky vzoriek kompozitov C-5 a C-6 sa neuskutočnili z dôvodu výrazných chýb odliatku na týchto vzorkách kompozitov (pozri obr. 10).
Stereomikrografy defektov odliatku (označené červenými šípkami) vo vzorkách kompozitov C-5 a C-6.
Výsledky merania tvrdosti VEA kompozitov sú znázornené na obr.9b.Základ WEA má tvrdosť 130±5 HV a vzorky S-1, S-2, S-3 a S-4 majú hodnoty tvrdosti 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV a 755±20 HV.Zvýšenie tvrdosti bolo v dobrej zhode so zmenou medze klzu získanou z tlakových skúšok a bolo spojené so zvýšením množstva pevných látok v kompozite.Vypočítaná špecifická medza klzu na základe cieľového zloženia každej vzorky je tiež znázornená na obr.9b.Vo všeobecnosti sa najlepšia kombinácia medze klzu (1200 MPa), tvrdosti (275 ± 10 HV) a relatívneho predĺženia do porušenia (~37 %) pozoruje pre kompozit C-2.
Porovnanie medze klzu a pomerného predĺženia vyvinutého kompozitu s materiálmi rôznych tried je na obr. 11a.Kompozity založené na CoCrFeNi v tejto štúdii vykazovali vysoké predĺženie pri akejkoľvek danej úrovni napätia62.Je tiež možné vidieť, že vlastnosti HEA kompozitov vyvinutých v tejto štúdii ležia v predtým neobsadenej oblasti grafu medze klzu versus predĺženie.Okrem toho majú vyvinuté kompozity širokú škálu kombinácií pevnosti (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa a 2522 MPa) a ťažnosti (>60 %, 37 %, 7,3 % a 6,19 %).Medza klzu je tiež dôležitým faktorom pri výbere materiálov pre pokročilé inžinierske aplikácie63,64.V tomto ohľade vykazujú HEA kompozity podľa tohto vynálezu vynikajúcu kombináciu medze klzu a predĺženia.Je to preto, že pridanie SiC s nízkou hustotou vedie k kompozitom s vysokou špecifickou medzou klzu.Špecifická medza klzu a predĺženie HEA kompozitov sú v rovnakom rozsahu ako HEA FCC a žiaruvzdorné HEA, ako je znázornené na obr. 11b.Tvrdosť a medza klzu vyvinutých kompozitov sú v rovnakom rozsahu ako u masívnych kovových skiel65 (obr. 11c).Masívne kovové sklá (BMS) sa vyznačujú vysokou tvrdosťou a medzou klzu, ale ich ťažnosť je obmedzená66,67.Avšak tvrdosť a medza klzu niektorých kompozitov HEA vyvinutých v tejto štúdii tiež vykazovali významné predĺženie.Dospelo sa teda k záveru, že kompozity vyvinuté spoločnosťou VEA majú jedinečnú a vyhľadávanú kombináciu mechanických vlastností pre rôzne konštrukčné aplikácie.Táto jedinečná kombinácia mechanických vlastností môže byť vysvetlená rovnomernou disperziou tvrdých karbidov vytvorených in situ v FCC HEA matrici.Avšak ako súčasť cieľa dosiahnuť lepšiu kombináciu pevnosti musia byť mikroštrukturálne zmeny vyplývajúce z pridávania keramických fáz starostlivo študované a kontrolované, aby sa predišlo chybám odlievania, ako sú tie, ktoré sa nachádzajú v kompozitoch S-5 a S-6, a ťažnosť.rod.
Výsledky tejto štúdie sa porovnávali s rôznymi konštrukčnými materiálmi a HEA: (a) predĺženie verzus medza klzu62, (b) špecifická medza klzu verzus ťažnosť63 a (c) medza klzu verzus tvrdosť65.
Bola študovaná mikroštruktúra a mechanické vlastnosti série HEA-keramických kompozitov založených na systéme HEA CoCrFeNi s prídavkom SiC a boli vyvodené nasledujúce závery:
Vysoko entropické zliatinové kompozity možno úspešne vyvinúť pridaním SiC do CoCrFeNi HEA pomocou metódy oblúkového tavenia.
SiC sa rozkladá počas oblúkového tavenia, čo vedie k vytvoreniu in situ karbidových, silicidových a grafitových fáz, ktorých prítomnosť a objemový zlomok závisí od množstva SiC pridaného k základnému HEA.
Kompozity HEA vykazujú mnoho vynikajúcich mechanických vlastností s vlastnosťami, ktoré spadajú do predtým neobsadených oblastí na grafe medze klzu verzus predĺženie.Medza klzu kompozitu HEA vyrobeného s použitím 6 % hmotn. SiC bola viac ako osemkrát vyššia ako medza klzu základného HEA pri zachovaní 37 % ťažnosti.
Tvrdosť a medza klzu HEA kompozitov sú v rozsahu objemových kovových skiel (BMG).
Zistenia naznačujú, že vysokoentropické zliatinové kompozity predstavujú sľubný prístup k dosiahnutiu vynikajúcej kombinácie kovo-mechanických vlastností pre pokročilé konštrukčné aplikácie.
Čas odoslania: 12. júla 2023