CoCrFeNi je dobře prozkoumaná kubická (fcc) vysoce entropická slitina (HEA) s vynikající tažností, ale omezenou pevností.Tato studie se zaměřuje na zlepšení rovnováhy pevnosti a tažnosti takových HEA přidáním různých množství SiC pomocí metody obloukového tavení.Bylo zjištěno, že přítomnost chrómu v základní HEA způsobuje rozklad SiC během tavení.Interakce volného uhlíku s chrómem tedy vede k in situ tvorbě karbidů chrómu, zatímco volný křemík zůstává v roztoku v základní HEA a/nebo interaguje s prvky, které tvoří základní HEA za vzniku silicidů.S rostoucím obsahem SiC se fáze mikrostruktury mění v následujícím pořadí: fcc → fcc + eutektické → fcc + vločky karbidu chrómu → fcc + vločky karbidu chrómu + silicid → fcc + vločky karbidu chrómu + silicid + grafitové kuličky / vločky grafitu.Výsledné kompozity vykazují ve srovnání s konvenčními slitinami a slitinami s vysokou entropií velmi široký rozsah mechanických vlastností (mez kluzu v rozmezí od 277 MPa při prodloužení přes 60 % do 2522 MPa při protažení 6 %).Některé z vyvinutých vysoce entropických kompozitů vykazují vynikající kombinaci mechanických vlastností (mez kluzu 1200 MPa, tažnost 37 %) a zabírají dříve nedosažitelné oblasti na diagramu napětí-protažení.Kromě pozoruhodného prodloužení je tvrdost a mez kluzu HEA kompozitů ve stejném rozsahu jako objemová kovová skla.Proto se předpokládá, že vývoj vysoce entropických kompozitů může pomoci dosáhnout vynikající kombinace mechanických vlastností pro pokročilé konstrukční aplikace.
Vývoj vysokoentropických slitin je slibnou novou koncepcí v metalurgii1,2.Slitiny s vysokou entropií (HEA) prokázaly v řadě případů vynikající kombinaci fyzikálních a mechanických vlastností, včetně vysoké tepelné stability3,4 superplastické prodloužení5,6 odolnost proti únavě7,8 odolnost proti korozi9,10,11, vynikající odolnost proti opotřebení12,13,14 ,15 a tribologické vlastnosti15 ,16,17 i při vysokých teplotách18,19,20,21,22 a mechanické vlastnosti při nízkých teplotách23,24,25.Vynikající kombinace mechanických vlastností v HEA je obvykle připisována čtyřem hlavním efektům, a to vysoké konfigurační entropii26, silnému zkreslení mřížky27, pomalé difúzi28 a koktejlovému efektu29.HEA jsou obvykle klasifikovány jako typy FCC, BCC a HCP.FCC HEA typicky obsahuje přechodné prvky jako Co, Cr, Fe, Ni a Mn a vykazuje vynikající tažnost (i při nízké teplotě25), ale nízkou pevnost.BCC HEA se obvykle skládá z prvků s vysokou hustotou, jako je W, Mo, Nb, Ta, Ti a V a má velmi vysokou pevnost, ale nízkou tažnost a nízkou měrnou pevnost30.
Pro získání nejlepší kombinace mechanických vlastností byla zkoumána mikrostrukturální modifikace HEA založená na obrábění, termomechanickém zpracování a přidání prvků.CoCrFeMnNi FCC HEA je vystaven silné plastické deformaci vysokotlakou torzí, což vede k výraznému zvýšení tvrdosti (520 HV) a pevnosti (1950 MPa), ale vývoj nanokrystalické mikrostruktury (~50 nm) činí slitinu křehkou31 .Bylo zjištěno, že začlenění dvojčatné tažnosti (TWIP) a transformací indukované plasticity (TRIP) do CoCrFeMnNi HEA poskytuje dobrou mechanickou kalitelnost vedoucí k vysoké tažnosti v tahu, i když na úkor skutečných hodnot pevnosti v tahu.Níže (1124 MPa) 32. Vytvoření vrstvené mikrostruktury (skládající se z tenké deformované vrstvy a nedeformovaného jádra) v CoCrFeMnNi HEA pomocí brokování mělo za následek zvýšení pevnosti, ale toto zlepšení bylo omezeno na cca 700 MPa33.Při hledání materiálů s nejlepší kombinací pevnosti a tažnosti byl také zkoumán vývoj vícefázových HEA a eutektických HEA využívajících přísady neizoatomických prvků34,35,36,37,38,39,40,41.Skutečně bylo zjištěno, že jemnější distribuce tvrdých a měkkých fází v eutektických vysoce entropických slitinách může vést k relativně lepší kombinaci pevnosti a tažnosti35,38,42,43.
Systém CoCrFeNi je široce studovaná jednofázová FCC slitina s vysokou entropií.Tento systém vykazuje vlastnosti rychlého zpevnění44 a vynikající tažnost45,46 při nízkých i vysokých teplotách.Byly učiněny různé pokusy zlepšit jeho relativně nízkou pevnost (~300 MPa)47,48 včetně zjemnění zrna25, heterogenní mikrostruktury49, precipitace50,51,52 a transformací indukované plasticity (TRIP)53.Zjemnění zrna litého plošně centrovaného kubického HEA CoCrFeNi tažením za studena za náročných podmínek zvyšuje pevnost z asi 300 MPa47,48 na 1,2 GPa25, ale snižuje ztrátu tažnosti z více než 60 % na 12,6 %.Přidání Al k HEA CoCrFeNi vedlo k vytvoření heterogenní mikrostruktury, která zvýšila její mez kluzu na 786 MPa a její relativní prodloužení na přibližně 22 %49.CoCrFeNi HEA byl přidán s Ti a Al za vzniku precipitátů, čímž se vytvořilo precipitační zpevnění, zvýšení jeho meze kluzu na 645 MPa a prodloužení na 39 %51.Mechanismus TRIP (obličejově centrovaná kubická → hexaedrální martenzitická transformace) a twinning zvýšily pevnost v tahu CoCrFeNi HEA na 841 MPa a prodloužení při přetržení na 76 %53.
Byly také učiněny pokusy přidat keramickou výztuž do plošně centrované kubické matrice HEA za účelem vývoje vysoce entropických kompozitů, které mohou vykazovat lepší kombinaci pevnosti a tažnosti.Kompozity s vysokou entropií byly zpracovány vakuovým obloukovým tavením44, mechanickým legováním45,46,47,48,52,53, jiskrovým plazmovým slinováním46,51,52, vakuovým lisováním za tepla45, izostatickým lisováním za tepla47,48 a vývojem aditivních výrobních procesů43, 50.Karbidy, oxidy a nitridy jako WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 a Y2O351 byly použity jako keramická výztuž při vývoji HEA kompozitů.Výběr správné matrice HEA a keramiky je zvláště důležitý při navrhování a vývoji pevného a odolného kompozitu HEA.V této práci byl jako matricový materiál zvolen CoCrFeNi.K CoCrFeNi HEA byla přidána různá množství SiC a byl studován jejich vliv na mikrostrukturu, fázové složení a mechanické vlastnosti.
Jako suroviny pro tvorbu HEA kompozitů byly použity vysoce čisté kovy Co, Cr, Fe a Ni (99,95 hm. %) a SiC prášek (čistota 99 %, velikost -400 mesh) ve formě elementárních částic.Izoatomové složení CoCrFeNi HEA bylo nejprve umístěno do polokulovité vodou chlazené měděné formy a poté byla komora evakuována na 3,10-5 mbar.Zavádí se vysoce čistý argon, aby se dosáhlo vakua potřebného pro obloukové tavení s nekonzumovatelnými wolframovými elektrodami.Výsledné ingoty jsou pětkrát obráceny a přetaveny, aby byla zajištěna dobrá homogenita.Vysoce entropické kompozity různého složení byly připraveny přidáním určitého množství SiC k výsledným ekviatomickým knoflíkům CoCrFeNi, které byly v každém případě znovu homogenizovány pětinásobnou inverzí a přetavením.Lisovaný knoflík z výsledného kompozitu byl vyříznut pomocí EDM pro další testování a charakterizaci.Vzorky pro mikrostrukturální studie byly připraveny podle standardních metalografických metod.Nejprve byly vzorky zkoumány pomocí světelného mikroskopu (Leica Microscope DM6M) se softwarem Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) pro kvantitativní fázovou analýzu.Pro fázovou analýzu byly vybrány tři snímky pořízené v různých oblastech o celkové ploše asi 27 000 µm2.Další podrobné mikrostrukturální studie, včetně analýzy chemického složení a analýzy distribuce prvků, byly provedeny na rastrovacím elektronovém mikroskopu (JEOL JSM-6490LA) vybaveném systémem pro analýzu energeticky disperzní spektroskopie (EDS).Charakterizace krystalové struktury HEA kompozitu byla provedena pomocí rentgenového difrakčního systému (Bruker D2 phase shifter) za použití zdroje CuKa s velikostí kroku 0,04°.Vliv mikrostrukturálních změn na mechanické vlastnosti HEA kompozitů byl studován pomocí Vickersových testů mikrotvrdosti a kompresních testů.Pro zkoušku tvrdosti je aplikováno zatížení 500 N po dobu 15 s s použitím nejméně 10 vtlačení na vzorek.Kompresní testy kompozitů HEA při pokojové teplotě byly provedeny na pravoúhlých vzorcích (7 mm × 3 mm × 3 mm) na univerzálním testovacím stroji Shimadzu 50KN (UTM) při počáteční rychlosti deformace 0,001/s.
Kompozity s vysokou entropií, dále označované jako vzorky S-1 až S-6, byly připraveny přidáním 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % a 17 % SiC (všech hmotnostních %) do matrice CoCrFeNi. .respektive.Referenční vzorek, ke kterému nebyl přidán žádný SiC, je dále označován jako vzorek S-0.Optické mikrofotografie vyvinutých HEA kompozitů jsou uvedeny na Obr.1, kde se přidáním různých přísad jednofázová mikrostruktura CoCrFeNi HEA přeměnila na mikrostrukturu skládající se z mnoha fází s různou morfologií, velikostí a distribucí.Množství SiC ve složení.Množství každé fáze bylo stanoveno z analýzy obrazu pomocí softwaru LAS Phase Expert.Vložka na obrázku 1 (vpravo nahoře) ukazuje příklad oblasti pro tuto analýzu a také podíl plochy pro každou fázovou složku.
Optické mikrofotografie vyvinutých vysoce entropických kompozitů: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 a (f) C- 6.Vložka ukazuje příklad výsledků fázové analýzy obrazu založené na kontrastu pomocí softwaru LAS Phase Expert.
Jak je znázorněno na Obr.1a, eutektická mikrostruktura vytvořená mezi objemy matrice kompozitu C-1, kde množství matrice a eutektických fází je odhadováno na 87,9 ± 0,47 % a 12,1 % ± 0,51 %, v daném pořadí.V kompozitu (C-2) zobrazeném na obr. 1b nejsou během tuhnutí žádné známky eutektické reakce a je pozorována mikrostruktura zcela odlišná od struktury kompozitu C-1.Mikrostruktura kompozitu C-2 je poměrně jemná a skládá se z tenkých desek (karbidů) rovnoměrně rozložených ve fázi matrice (fcc).Objemové podíly matrice a karbidu jsou odhadovány na 72 ± 1,69 % a 28 ± 1,69 %, v daném pořadí.Kromě matrice a karbidu byla v kompozitu C-3 nalezena nová fáze (silicid), jak je znázorněno na obr. 1c, kde objemové podíly takových silicidových, karbidových a matricových fází jsou odhadovány na cca 26,5 % ± 0,41 %, 25,9 ± 0,53, respektive 47,6 ± 0,34.Další nová fáze (grafit) byla také pozorována v mikrostruktuře kompozitu C-4;byly identifikovány celkem čtyři fáze.Grafitová fáze má zřetelný kulovitý tvar s tmavým kontrastem na optických snímcích a je přítomna pouze v malých množstvích (odhadovaný objemový zlomek je pouze asi 0,6 ± 0,30 %).V kompozitech C-5 a C-6 byly identifikovány pouze tři fáze a tmavá kontrastní grafitová fáze se v těchto kompozitech objevuje ve formě vloček.Ve srovnání s grafitovými vločkami v kompozitu S-5 jsou grafitové vločky v kompozitu S-6 širší, kratší a pravidelnější.Odpovídající zvýšení obsahu grafitu bylo také pozorováno ze 14,9 ± 0,85 % v kompozitu C-5 na přibližně 17,4 ± 0,55 % v kompozitu C-6.
Pro další zkoumání podrobné mikrostruktury a chemického složení každé fáze v kompozitu HEA byly vzorky zkoumány pomocí SEM a byla také provedena bodová analýza EMF a chemické mapování.Výsledky pro kompozit C-1 jsou uvedeny na Obr.2, kde je jasně vidět přítomnost eutektických směsí oddělujících oblasti fáze hlavní matrice.Chemická mapa kompozitu C-1 je znázorněna na obr. 2c, kde je vidět, že Co, Fe, Ni a Si jsou rovnoměrně distribuovány ve fázi matrice.Ve fázi matrice však bylo nalezeno malé množství Cr ve srovnání s jinými prvky báze HEA, což naznačuje, že Cr difundoval z matrice.Složení bílé eutektické fáze na snímku SEM je bohaté na chrom a uhlík, což naznačuje, že se jedná o karbid chrómu.Absence diskrétních částic SiC v mikrostruktuře v kombinaci s pozorovaným nízkým obsahem chrómu v matrici a přítomností eutektických směsí obsahujících fáze bohaté na chrom svědčí o úplném rozkladu SiC během tavení.V důsledku rozkladu SiC se křemík rozpouští ve fázi matrice a volný uhlík interaguje s chromem za vzniku karbidů chrómu.Jak je vidět, pouze uhlík byl kvalitativně stanoven metodou EMF a tvorba fáze byla potvrzena identifikací charakteristických karbidových píku v rentgenových difrakčních obrazcích.
(a) SEM snímek vzorku S-1, (b) zvětšený snímek, (c) mapa prvků, (d) výsledky EMF v uvedených místech.
Analýza kompozitu C-2 je znázorněna na Obr.3. Podobně jako v optické mikroskopii, SEM vyšetření odhalilo jemnou strukturu složenou pouze ze dvou fází s přítomností tenké lamelární fáze rovnoměrně rozložené po celé struktuře.fáze matrice a neexistuje žádná eutektická fáze.Rozložení prvků a EMF bodová analýza lamelární fáze odhalila relativně vysoký obsah Cr (žlutá) a C (zelená) v této fázi, což opět ukazuje na rozklad SiC při tavení a interakci uvolněného uhlíku s efektem chrómu .Matrice VEA tvoří lamelární karbidovou fázi.Rozložení prvků a bodová analýza fáze matrice ukázala, že většina kobaltu, železa, niklu a křemíku je přítomna ve fázi matrice.
(a) SEM snímek vzorku S-2, (b) zvětšený snímek, (c) mapa prvků, (d) výsledky EMF v uvedených místech.
SEM studie kompozitů C-3 odhalily přítomnost nových fází kromě karbidové a matricové fáze.Elementární mapa (obr. 4c) a analýza EMF bodů (obr. 4d) ukazují, že nová fáze je bohatá na nikl, kobalt a křemík.
(a) SEM snímek vzorku S-3, (b) zvětšený snímek, (c) mapa prvků, (d) výsledky EMF v uvedených místech.
Výsledky analýzy SEM a EMF kompozitu C-4 jsou uvedeny na Obr.5. Kromě tří fází pozorovaných u kompozitu C-3 byla také zjištěna přítomnost grafitových nodulů.Objemový podíl fáze bohaté na křemík je také vyšší než u kompozitu C-3.
(a) SEM snímek vzorku S-4, (b) zvětšený snímek, (c) mapa prvků, (d) výsledky EMF v uvedených místech.
Výsledky SEM a EMF spekter kompozitů S-5 a S-6 jsou uvedeny na obrázcích 1 a 2. 6 a 7, v tomto pořadí.Kromě malého počtu kuliček byla pozorována i přítomnost grafitových vloček.Jak počet grafitových vloček, tak objemový podíl fáze obsahující křemík v kompozitu C-6 jsou větší než v kompozitu C-5.
(a) SEM snímek vzorku C-5, (b) zvětšený pohled, (c) elementární mapa, (d) výsledky EMF v uvedených místech.
(a) SEM snímek vzorku S-6, (b) zvětšený snímek, (c) mapa prvků, (d) výsledky EMF v uvedených místech.
Charakterizace krystalové struktury HEA kompozitů byla také provedena pomocí XRD měření.Výsledek je znázorněn na obrázku 8. V difrakčním obrazci báze WEA (S-0) jsou viditelné pouze píky odpovídající fázi fcc.Rentgenové difrakční obrazce kompozitů C-1, C-2 a C-3 odhalily přítomnost dalších píku odpovídajících karbidu chrómu (Cr7C3) a jejich intenzita byla nižší u vzorků C-3 a C-4, což indikovalo že také s daty EMF pro tyto vzorky.U vzorků S-3 a S-4 byly pozorovány píky odpovídající silicidům Co/Ni, opět v souladu s výsledky mapování EDS ukázanými na obrázcích 2 a 3. Jak je znázorněno na obrázku 3 a obrázku 4. Byly pozorovány píky 5 a S-6 odpovídající grafitu.
Mikrostrukturní i krystalografické charakteristiky vyvinutých kompozitů naznačovaly rozklad přidaného SiC.To je způsobeno přítomností chrómu v matrici VEA.Chrom má velmi silnou afinitu k uhlíku 54,55 a reaguje s volným uhlíkem za vzniku karbidů, jak ukazuje pozorovaný pokles obsahu chrómu v matrici.Si přechází do fáze fcc v důsledku disociace SiC56.Zvýšení přídavku SiC k základní HEA tedy vedlo ke zvýšení množství karbidové fáze a množství volného Si v mikrostruktuře.Bylo zjištěno, že tento dodatečný Si se ukládá v matrici při nízkých koncentracích (v kompozitech S-1 a S-2), zatímco při vyšších koncentracích (kompozity S-3 až S-6) vede k dodatečnému ukládání kobaltu/.silicid niklu.Standardní entalpie tvorby Co a Ni silicidů, získaná přímou syntézou vysokoteplotní kalorimetrií, je -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 pro Co2Si, CoSi a CoSi2, resp. hodnoty jsou – 50,6 ± 1,7 a – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 pro Ni2Si a Ni5Si2.Tyto hodnoty jsou nižší než skupenské teplo tvorby SiC, což ukazuje, že disociace SiC vedoucí ke vzniku silicidů Co/Ni je energeticky příznivá.V kompozitech S-5 i S-6 byl přítomen další volný křemík, který byl absorbován za vytvořením silicidu.Bylo zjištěno, že tento volný křemík přispívá ke grafitizaci pozorované u konvenčních ocelí58.
Mechanické vlastnosti vyvinutých keramikou vyztužených kompozitů na bázi HEA jsou zkoumány tlakovými zkouškami a zkouškami tvrdosti.Křivky napětí-deformace vyvinutých kompozitů jsou znázorněny na Obr.9a a na obr. 9b ukazuje rozptylový graf mezi specifickou mezí kluzu, mezí kluzu, tvrdostí a prodloužením vyvinutých kompozitů.
(a) Křivky deformace v tlaku a (b) grafy rozptylu ukazující specifickou mez kluzu, mez kluzu, tvrdost a prodloužení.Všimněte si, že jsou zobrazeny pouze vzorky S-0 až S-4, protože vzorky S-5 a S-6 obsahují významné vady odlitku.
Jak je vidět na Obr.9, mez kluzu vzrostla ze 136 MPa pro základní VES (C-0) na 2522 MPa pro kompozit C-4.Kompozit S-2 vykazoval ve srovnání se základním WPP velmi dobrou tažnost do porušení cca 37 % a také výrazně vyšší hodnoty meze kluzu (1200 MPa).Vynikající kombinace pevnosti a tažnosti tohoto kompozitu je způsobena zlepšením celkové mikrostruktury, včetně rovnoměrné distribuce jemných karbidových lamel v celé mikrostruktuře, od které se očekává, že inhibuje dislokační pohyb.Meze kluzu kompozitů C-3 a C-4 jsou 1925 MPa a 2522 MPa.Tyto vysoké meze kluzu lze vysvětlit vysokým objemovým podílem slinutých karbidových a silicidových fází.Přítomnost těchto fází však také vedla k prodloužení při přetržení pouze 7 %.Křivky napětí-deformace základních kompozitů CoCrFeNi HEA (S-0) a S-1 jsou konvexní, což ukazuje na aktivaci twinning efektu neboli TRIP59,60.Ve srovnání se vzorkem S-1 má křivka napětí-deformace vzorku S-2 konkávní tvar při deformaci asi 10,20 %, což znamená, že normální dislokační skluz je hlavním deformačním módem vzorku v tomto deformovaném stavu60,61 .Rychlost tvrdnutí v tomto vzorku však zůstává vysoká ve velkém rozsahu deformací a při vyšších deformacích je také viditelný přechod do konvexity (ačkoli nelze vyloučit, že je to způsobeno selháním mazaných tlakových zatížení).).Kompozity C-3 a C-4 mají pouze omezenou plasticitu v důsledku přítomnosti vyšších objemových podílů karbidů a silicidů v mikrostruktuře.Tlakové zkoušky vzorků kompozitů C-5 a C-6 nebyly provedeny z důvodu výrazných vad odlitku na těchto vzorcích kompozitů (viz obr. 10).
Stereomikrografie defektů odlitku (označeno červenými šipkami) ve vzorcích kompozitů C-5 a C-6.
Výsledky měření tvrdosti kompozitů VEA jsou uvedeny na Obr.9b.Základ WEA má tvrdost 130±5 HV a vzorky S-1, S-2, S-3 a S-4 mají hodnoty tvrdosti 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV a 755±20 HV.Zvýšení tvrdosti bylo v dobré shodě se změnou meze kluzu získané z tlakových zkoušek a bylo spojeno se zvýšením množství pevných látek v kompozitu.Vypočtená specifická mez kluzu na základě cílového složení každého vzorku je také znázorněna na obr.9b.Obecně platí, že nejlepší kombinace meze kluzu (1200 MPa), tvrdosti (275 ± 10 HV) a relativního prodloužení do porušení (~37 %) je pozorována u kompozitu C-2.
Porovnání meze kluzu a relativního prodloužení vyvinutého kompozitu s materiály různých tříd je na obr. 11a.Kompozity na bázi CoCrFeNi v této studii vykazovaly vysoké prodloužení při jakékoli dané úrovni napětí62.Je také vidět, že vlastnosti HEA kompozitů vyvinutých v této studii leží v dříve neobsazené oblasti grafu meze kluzu versus prodloužení.Kromě toho mají vyvinuté kompozity širokou škálu kombinací pevnosti (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa a 2522 MPa) a tažnosti (>60 %, 37 %, 7,3 % a 6,19 %).Mez kluzu je také důležitým faktorem při výběru materiálů pro pokročilé inženýrské aplikace63,64.V tomto ohledu HEA kompozity podle předkládaného vynálezu vykazují vynikající kombinaci meze kluzu a prodloužení.Důvodem je to, že přidání SiC o nízké hustotě vede ke kompozitům s vysokou specifickou mezí kluzu.Specifická mez kluzu a prodloužení HEA kompozitů jsou ve stejném rozsahu jako HEA FCC a žáruvzdorné HEA, jak je znázorněno na obr. 11b.Tvrdost a mez kluzu vyvinutých kompozitů jsou ve stejném rozmezí jako u masivních kovových skel65 (obr. 11c).Masivní kovová skla (BMS) se vyznačují vysokou tvrdostí a mezí kluzu, ale jejich tažnost je omezená66,67.Tvrdost a mez kluzu některých kompozitů HEA vyvinutých v této studii však také vykazovaly významné prodloužení.Došlo se tedy k závěru, že kompozity vyvinuté VEA mají jedinečnou a vyhledávanou kombinaci mechanických vlastností pro různé konstrukční aplikace.Tuto jedinečnou kombinaci mechanických vlastností lze vysvětlit rovnoměrnou disperzí tvrdých karbidů vytvořených in situ v matrici FCC HEA.V rámci cíle dosáhnout lepší kombinace pevnosti však musí být mikrostrukturální změny vyplývající z přidání keramických fází pečlivě studovány a kontrolovány, aby se předešlo defektům odlévání, jako jsou ty, které se nacházejí v kompozitech S-5 a S-6, a kujnost.Rod.
Výsledky této studie byly porovnány s různými konstrukčními materiály a HEA: (a) tažnost versus mez kluzu62, (b) specifická mez kluzu versus tažnost63 a (c) mez kluzu versus tvrdost65.
Byla studována mikrostruktura a mechanické vlastnosti řady HEA-keramických kompozitů založených na systému HEA CoCrFeNi s přídavkem SiC a byly vyvozeny následující závěry:
Vysoce entropické slitinové kompozity lze úspěšně vyvinout přidáním SiC do CoCrFeNi HEA pomocí metody obloukového tavení.
SiC se při obloukovém tavení rozkládá, což vede k tvorbě in situ karbidové, silicidové a grafitové fáze, jejichž přítomnost a objemový podíl závisí na množství SiC přidaného k základní HEA.
HEA kompozity vykazují mnoho vynikajících mechanických vlastností, s vlastnostmi, které spadají do dříve neobsazených oblastí na grafu meze kluzu versus prodloužení.Mez kluzu kompozitu HEA vyrobeného za použití 6 % hmotn. SiC byla více než osmkrát vyšší než u základního HEA při zachování 37 % tažnosti.
Tvrdost a mez kluzu HEA kompozitů jsou v rozmezí objemových kovových skel (BMG).
Zjištění naznačují, že vysoce entropické slitinové kompozity představují slibný přístup k dosažení vynikající kombinace kovo-mechanických vlastností pro pokročilé konstrukční aplikace.
Čas odeslání: 12. července 2023