CoCrFeNi er en godt studert ansiktssentrert kubisk (fcc) høyentropilegering (HEA) med utmerket duktilitet, men begrenset styrke.Fokuset for denne studien er å forbedre balansen mellom styrke og duktilitet til slike HEA-er ved å tilsette forskjellige mengder SiC ved bruk av buesmeltemetoden.Det er fastslått at tilstedeværelsen av krom i basen HEA forårsaker dekomponering av SiC under smelting.Dermed fører interaksjonen av fritt karbon med krom til in situ dannelse av kromkarbider, mens fritt silisium forblir i løsning i basis-HEA og/eller interagerer med grunnstoffene som utgjør basis-HEA for å danne silicider.Når SiC-innholdet øker, endres mikrostrukturfasen i følgende rekkefølge: fcc → fcc + eutektisk → fcc + kromkarbidflak → fcc + kromkarbidflak + silicid → fcc + kromkarbidflak + silicid + grafittkuler / grafittflak.De resulterende komposittene viser et meget bredt spekter av mekaniske egenskaper (flytestyrke som strekker seg fra 277 MPa ved over 60 % forlengelse til 2522 MPa ved 6 % forlengelse) sammenlignet med konvensjonelle legeringer og legeringer med høy entropi.Noen av komposittene med høy entropi som er utviklet viser en utmerket kombinasjon av mekaniske egenskaper (flytegrense 1200 MPa, forlengelse 37%) og okkuperer tidligere uoppnåelige områder på flytespennings-forlengelsesdiagrammet.I tillegg til bemerkelsesverdig forlengelse, er hardheten og flytegrensen til HEA-kompositter i samme område som bulkmetallglass.Derfor antas det at utviklingen av høyentropi-kompositter kan bidra til å oppnå en utmerket kombinasjon av mekaniske egenskaper for avanserte strukturelle applikasjoner.
Utviklingen av legeringer med høy entropi er et lovende nytt konsept innen metallurgi1,2.Høyentropilegeringer (HEA) har i en rekke tilfeller vist en utmerket kombinasjon av fysiske og mekaniske egenskaper, inkludert høy termisk stabilitet3,4 superplastisk forlengelse5,6 utmattingsbestandighet7,8 korrosjonsbestandighet9,10,11, utmerket slitestyrke12,13,14 ,15 og tribologiske egenskaper15 ,16,17 selv ved høye temperaturer18,19,20,21,22 og mekaniske egenskaper ved lave temperaturer23,24,25.Den utmerkede kombinasjonen av mekaniske egenskaper i HEA tilskrives vanligvis fire hovedeffekter, nemlig høy konfigurasjonsentropi26, sterk gitterforvrengning27, langsom diffusjon28 og cocktaileffekt29.HEA-er er vanligvis klassifisert som FCC-, BCC- og HCP-typer.FCC HEA inneholder vanligvis overgangselementer som Co, Cr, Fe, Ni og Mn og viser utmerket duktilitet (selv ved lav temperatur25) men lav styrke.BCC HEA er vanligvis sammensatt av høydensitetselementer som W, Mo, Nb, Ta, Ti og V og har svært høy styrke, men lav duktilitet og lav spesifikk styrke30.
Den mikrostrukturelle modifikasjonen av HEA basert på maskinering, termomekanisk prosessering og tilsetning av elementer har blitt undersøkt for å oppnå den beste kombinasjonen av mekaniske egenskaper.CoCrFeMnNi FCC HEA utsettes for alvorlig plastisk deformasjon ved høytrykks torsjon, noe som fører til en betydelig økning i hardhet (520 HV) og styrke (1950 MPa), men utviklingen av en nanokrystallinsk mikrostruktur (~50 nm) gjør legeringen sprø31 .Det har blitt funnet at inkorporering av tvillingduktilitet (TWIP) og transformasjonsindusert plastisitet (TRIP) i CoCrFeMnNi HEAs gir god arbeidsherdbarhet som resulterer i høy strekkduktilitet, om enn på bekostning av faktiske strekkfasthetsverdier.Under (1124 MPa) 32. Dannelsen av en lagdelt mikrostruktur (bestående av et tynt deformert lag og en udeformert kjerne) i CoCrFeMnNi HEA ved bruk av shot peening resulterte i en økning i styrke, men denne forbedringen var begrenset til ca. 700 MPa33.På jakt etter materialer med den beste kombinasjonen av styrke og duktilitet, har utviklingen av flerfase-HEA-er og eutektiske HEA-er ved bruk av tilsetninger av ikke-isoatomiske elementer også blitt undersøkt34,35,36,37,38,39,40,41.Det er faktisk funnet at en finere fordeling av harde og myke faser i eutektiske høyentropi-legeringer kan føre til en relativt bedre kombinasjon av styrke og duktilitet35,38,42,43.
CoCrFeNi-systemet er en mye studert enfase FCC høyentropi-legering.Dette systemet viser raske arbeidsherdeegenskaper44 og utmerket duktilitet45,46 ved både lave og høye temperaturer.Ulike forsøk har blitt gjort for å forbedre dens relativt lave styrke (~300 MPa)47,48 inkludert kornforfining25, heterogen mikrostruktur49, nedbør50,51,52 og transformasjonsindusert plastisitet (TRIP)53.Kornforfining av støpt flatesentrert kubisk HEA CoCrFeNi ved kaldtrekking under strenge forhold øker styrken fra ca. 300 MPa47,48 til 1,2 GPa25, men reduserer tapet av duktilitet fra mer enn 60 % til 12,6 %.Tilsetningen av Al til HEA av CoCrFeNi resulterte i dannelsen av en heterogen mikrostruktur, som økte dens flytestyrke til 786 MPa og dens relative forlengelse til omtrent 22 %49.CoCrFeNi HEA ble tilsatt med Ti og Al for å danne utfellinger, og derved dannet nedbørsforsterkning, øke flytegrensen til 645 MPa og forlengelsen til 39 %51.TRIP-mekanismen (ansiktssentrert kubisk → heksaedrisk martensittisk transformasjon) og tvilling økte strekkstyrken til CoCrFeNi HEA til 841 MPa og forlengelse ved brudd til 76 %53.
Det er også gjort forsøk på å legge til keramisk forsterkning til den HEA-flatesentrerte kubiske matrisen for å utvikle kompositter med høy entropi som kan vise en bedre kombinasjon av styrke og duktilitet.Kompositter med høy entropi har blitt behandlet ved vakuumbuesmelting44, mekanisk legering45,46,47,48,52,53, gnistplasmasintring46,51,52, vakuum varmpressing45, varm isostatisk pressing47,48 og utvikling av additive produksjonsprosesser43, 50.Karbider, oksider og nitrider som WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 og Y2O351 har blitt brukt som keramisk armering i utviklingen av HEA-kompositter.Å velge riktig HEA-matrise og keramikk er spesielt viktig når man designer og utvikler en sterk og holdbar HEA-kompositt.I dette arbeidet ble CoCrFeNi valgt som matrisemateriale.Ulike mengder SiC ble tilsatt til CoCrFeNi HEA og deres effekt på mikrostruktur, fasesammensetning og mekaniske egenskaper ble studert.
Høyrente metaller Co, Cr, Fe og Ni (99,95 vekt%) og SiC-pulver (renhet 99%, størrelse -400 mesh) i form av elementære partikler ble brukt som råmateriale for å lage HEA-kompositter.Den isoatomiske sammensetningen av CoCrFeNi HEA ble først plassert i en halvkuleformet vannkjølt kobberform, og deretter ble kammeret evakuert til 3·10-5 mbar.Argongass med høy renhet introduseres for å oppnå vakuumet som kreves for lysbuesmelting med ikke-forbrukbare wolframelektroder.De resulterende blokkene vendes og omsmeltes fem ganger for å sikre god homogenitet.Høyentropi-kompositter av forskjellige sammensetninger ble fremstilt ved å tilsette en viss mengde SiC til de resulterende ekviatomiske CoCrFeNi-knappene, som ble re-homogenisert ved fem ganger inversjon og omsmelting i hvert tilfelle.Den støpte knappen fra den resulterende kompositten ble kuttet ved hjelp av EDM for videre testing og karakterisering.Prøver for mikrostrukturstudier ble fremstilt i henhold til standard metallografiske metoder.Først ble prøvene undersøkt ved bruk av et lysmikroskop (Leica Microscope DM6M) med programvaren Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) for kvantitativ faseanalyse.Tre bilder tatt i forskjellige områder med et samlet areal på ca. 27 000 µm2 ble valgt ut for faseanalyse.Ytterligere detaljerte mikrostrukturstudier, inkludert analyse av kjemisk sammensetning og elementfordelingsanalyse, ble utført på et skanningselektronmikroskop (JEOL JSM-6490LA) utstyrt med et energidispersiv spektroskopi (EDS) analysesystem.Karakteriseringen av krystallstrukturen til HEA-kompositten ble utført ved bruk av et røntgendiffraksjonssystem (Bruker D2-faseskifter) ved bruk av en CuKa-kilde med en trinnstørrelse på 0,04°.Effekten av mikrostrukturelle endringer på de mekaniske egenskapene til HEA-kompositter ble studert ved å bruke Vickers mikrohardhetstester og kompresjonstester.For hardhetstesten påføres en belastning på 500 N i 15 s med minst 10 fordypninger per prøve.Kompresjonstester av HEA-kompositter ved romtemperatur ble utført på rektangulære prøver (7 mm × 3 mm × 3 mm) på en Shimadzu 50KN universell testmaskin (UTM) ved en initial tøyningshastighet på 0,001/s.
Høyentropi-kompositter, heretter referert til som prøvene S-1 til S-6, ble fremstilt ved å tilsette 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % og 17 % SiC (alt etter vekt%) til en CoCrFeNi-matrise .hhv.Referanseprøven som ikke ble tilsatt SiC, blir heretter referert til som prøve S-0.Optiske mikrofotografier av de utviklede HEA-komposittene er vist i fig.1, hvor den enfasede mikrostrukturen til CoCrFeNi HEA på grunn av tilsetningen av forskjellige tilsetningsstoffer ble transformert til en mikrostruktur bestående av mange faser med forskjellig morfologi, størrelser og distribusjon.Mengden SiC i sammensetningen.Mengden av hver fase ble bestemt fra bildeanalyse ved bruk av LAS Phase Expert-programvare.Innskuddet til figur 1 (øverst til høyre) viser et eksempelområde for denne analysen, samt arealbrøken for hver fasekomponent.
Optiske mikrofotografier av de utviklede høyentropi-komposittene: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 og (f) C- 6.Innsatsen viser et eksempel på kontrastbaserte bildefaseanalyseresultater ved bruk av LAS Phase Expert-programvaren.
Som vist i fig.1a, en eutektisk mikrostruktur dannet mellom matrisevolumene til C-1-kompositten, hvor mengden av matrisen og eutektisk fase er estimert til henholdsvis 87,9 ± 0,47 % og 12,1 % ± 0,51 %.I kompositten (C-2) vist i fig. 1b er det ingen tegn til en eutektisk reaksjon under størkning, og en mikrostruktur som er helt forskjellig fra den til C-1 kompositten er observert.Mikrostrukturen til C-2-kompositten er relativt fin og består av tynne plater (karbider) jevnt fordelt i matrisefasen (fcc).Volumfraksjonene av matrisen og karbiden er estimert til henholdsvis 72 ± 1,69 % og 28 ± 1,69 %.I tillegg til matrisen og karbid ble det funnet en ny fase (silicid) i C-3-kompositten, som vist i fig. 1c, hvor volumfraksjonene av slike silisid-, karbid- og matrisefaser er estimert til ca. 26,5 % ± henholdsvis 0,41 %, 25,9 ± 0,53 og 47,6 ± 0,34.En annen ny fase (grafitt) ble også observert i mikrostrukturen til C-4-kompositten;totalt fire faser ble identifisert.Grafittfasen har en distinkt kuleform med mørk kontrast i optiske bilder og er kun til stede i små mengder (estimert volumfraksjon er bare ca. 0,6 ± 0,30%).I komposittene C-5 og C-6 ble bare tre faser identifisert, og den mørke kontrasterende grafittfasen i disse komposittene vises i form av flak.Sammenlignet med grafittflakene i Composite S-5, er grafittflakene i Composite S-6 bredere, kortere og mer regelmessige.En tilsvarende økning i grafittinnhold ble også observert fra 14,9 ± 0,85 % i C-5-kompositten til ca. 17,4 ± 0,55 % i C-6-kompositten.
For ytterligere å undersøke den detaljerte mikrostrukturen og kjemiske sammensetningen av hver fase i HEA-kompositten, ble prøver undersøkt ved bruk av SEM, og EMF-punktanalyse og kjemisk kartlegging ble også utført.Resultatene for kompositt C-1 er vist i fig.2, hvor tilstedeværelsen av eutektiske blandinger som separerer områdene av hovedmatrisefasen er tydelig sett.Det kjemiske kartet over kompositt C-1 er vist i fig. 2c, hvor det kan sees at Co, Fe, Ni og Si er jevnt fordelt i matrisefasen.Imidlertid ble det funnet en liten mengde Cr i matrisefasen sammenlignet med andre elementer i basis-HEA, noe som tyder på at Cr diffunderte ut av matrisen.Sammensetningen av den hvite eutektiske fasen i SEM-bildet er rik på krom og karbon, noe som indikerer at det er kromkarbid.Fraværet av diskrete SiC-partikler i mikrostrukturen, kombinert med det observerte lave innholdet av krom i matrisen og tilstedeværelsen av eutektiske blandinger som inneholder kromrike faser, indikerer fullstendig dekomponering av SiC under smelting.Som et resultat av nedbrytningen av SiC oppløses silisium i matrisefasen, og fritt karbon interagerer med krom for å danne kromkarbider.Som man kan se, ble kun karbon kvalitativt bestemt ved EMF-metoden, og fasedannelsen ble bekreftet ved identifisering av karakteristiske karbidtopper i røntgendiffraksjonsmønstrene.
(a) SEM-bilde av prøve S-1, (b) forstørret bilde, (c) elementkart, (d) EMF-resultater på angitte steder.
Analysen av kompositt C-2 er vist i fig.3. I likhet med utseendet i optisk mikroskopi, avslørte SEM-undersøkelse en fin struktur bestående av bare to faser, med tilstedeværelsen av en tynn lamellær fase jevnt fordelt gjennom strukturen.matrisefase, og det er ingen eutektisk fase.Grunnstofffordelingen og EMF-punktanalysen av lamellfasen avslørte et relativt høyt innhold av Cr (gul) og C (grønn) i denne fasen, noe som igjen indikerer dekomponering av SiC under smelting og interaksjonen av det frigjorte karbonet med kromeffekten .VEA-matrisen danner en lamellær karbidfase.Fordelingen av grunnstoffer og punktanalyse av matrisefasen viste at det meste av kobolt, jern, nikkel og silisium er tilstede i matrisefasen.
(a) SEM-bilde av prøve S-2, (b) forstørret bilde, (c) elementkart, (d) EMF-resultater på angitte steder.
SEM-studier av C-3-kompositter avslørte tilstedeværelsen av nye faser i tillegg til karbid- og matrisefasene.Elementkartet (fig. 4c) og EMF-punktanalyse (fig. 4d) viser at den nye fasen er rik på nikkel, kobolt og silisium.
(a) SEM-bilde av prøve S-3, (b) forstørret bilde, (c) elementkart, (d) EMF-resultater på angitte steder.
Resultatene av SEM- og EMF-analysen av C-4-kompositten er vist i fig.5. I tillegg til de tre fasene observert i kompositt C-3, ble det også funnet tilstedeværelse av grafittknuter.Volumfraksjonen av den silisiumrike fasen er også høyere enn for C-3-kompositten.
(a) SEM-bilde av prøve S-4, (b) forstørret bilde, (c) elementkart, (d) EMF-resultater på angitte steder.
Resultatene av SEM- og EMF-spektrene til komposittene S-5 og S-6 er vist i henholdsvis figur 1 og 2. 6 og 7.I tillegg til et lite antall kuler ble det også observert tilstedeværelse av grafittflak.Både antallet grafittflak og volumfraksjonen av den silisiumholdige fasen i C-6-kompositten er større enn i C-5-kompositten.
(a) SEM-bilde av prøve C-5, (b) forstørret visning, (c) elementkart, (d) EMF-resultater på angitte steder.
(a) SEM-bilde av prøve S-6, (b) forstørret bilde, (c) elementkart, (d) EMF-resultater på angitte steder.
Krystallstrukturkarakterisering av HEA-kompositter ble også utført ved bruk av XRD-målinger.Resultatet er vist i figur 8. I diffraksjonsmønsteret til basen WEA (S-0) er kun toppene som tilsvarer fcc-fasen synlige.Røntgendiffraksjonsmønstre for kompositter C-1, C-2 og C-3 avslørte tilstedeværelsen av ytterligere topper tilsvarende kromkarbid (Cr7C3), og deres intensitet var lavere for prøvene C-3 og C-4, noe som indikerte det også med data EMF for disse prøvene.Topper tilsvarende Co/Ni silicider ble observert for prøvene S-3 og S-4, igjen i samsvar med EDS-kartleggingsresultatene vist i figur 2 og 3. Som vist i figur 3 og figur 4. ble 5 og S-6 topper observert tilsvarende grafitt.
Både mikrostrukturelle og krystallografiske egenskaper til de utviklede komposittene indikerte dekomponering av tilsatt SiC.Dette skyldes tilstedeværelsen av krom i VEA-matrisen.Krom har en meget sterk affinitet for karbon 54,55 og reagerer med fritt karbon for å danne karbider, som indikert av den observerte reduksjonen i krominnholdet i matrisen.Si går over i fcc-fasen på grunn av dissosiasjonen av SiC56.En økning i tilsetningen av SiC til basis-HEA førte således til en økning i mengden av karbidfasen og mengden fritt Si i mikrostrukturen.Det er funnet at dette ekstra Si avsettes i matrisen ved lave konsentrasjoner (i kompositter S-1 og S-2), mens det ved høyere konsentrasjoner (kompositter S-3 til S-6) resulterer i ytterligere koboltavsetning/.nikkel silicid.Standardentalpien for dannelse av Co- og Ni-silicider, oppnådd ved direkte syntese ved høytemperaturkalorimetri, er -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol-1 for henholdsvis Co2Si, CoSi og CoSi2, mens disse verdiene er – 50,6 ± 1,7 og – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 for henholdsvis Ni2Si og Ni5Si2.Disse verdiene er lavere enn dannelsesvarmen av SiC, noe som indikerer at dissosiasjonen av SiC som fører til dannelsen av Co/Ni-silicider er energetisk gunstig.I både S-5 og S-6 kompositter var ytterligere fritt silisium tilstede, som ble absorbert utover dannelsen av silicid.Dette frie silisiumet har vist seg å bidra til grafittiseringen observert i konvensjonelle stål58.
De mekaniske egenskapene til de utviklede keramikkforsterkede komposittene basert på HEA undersøkes ved hjelp av kompresjonstester og hardhetstester.Spennings-tøyningskurvene til de utviklede komposittene er vist i fig.9a, og i fig. 9b viser et spredningsdiagram mellom spesifikk flytegrense, flytegrense, hardhet og forlengelse av de utviklede komposittene.
(a) Trykktøyningskurver og (b) spredningsplott som viser spesifikk flytespenning, flytestyrke, hardhet og forlengelse.Merk at bare prøvene S-0 til S-4 vises, siden prøvene S-5 og S-6 inneholder betydelige støpefeil.
Som vist i fig.9, økte flytegrensen fra 136 MPa for basis-VES (C-0) til 2522 MPa for C-4-kompositten.Sammenlignet med den grunnleggende WPP, viste S-2-kompositten en meget god bruddforlengelse på ca. 37 %, og viste også betydelig høyere flytegrenseverdier (1200 MPa).Den utmerkede kombinasjonen av styrke og duktilitet til denne kompositten skyldes forbedringen i den generelle mikrostrukturen, inkludert den jevne fordelingen av fine karbidlameller gjennom mikrostrukturen, som forventes å hemme dislokasjonsbevegelser.Flytegrensene til C-3 og C-4 kompositter er henholdsvis 1925 MPa og 2522 MPa.Disse høye flytegrensene kan forklares med den høye volumfraksjonen av sementert karbid og silisidfaser.Tilstedeværelsen av disse fasene resulterte imidlertid også i en bruddforlengelse på bare 7%.Spennings-tøyningskurvene til basiskomposittene CoCrFeNi HEA (S-0) og S-1 er konvekse, noe som indikerer aktivering av tvillingeffekten eller TRIP59,60.Sammenlignet med prøve S-1, har spennings-tøyningskurven til prøve S-2 en konkav form ved en tøyning på ca. 10,20 %, noe som betyr at normal dislokasjonsglidning er hoveddeformasjonsmodusen til prøven i denne deformerte tilstanden60,61 .Imidlertid forblir herdehastigheten i denne prøven høy over et stort tøyningsområde, og ved høyere tøyninger er også en overgang til konveksitet synlig (selv om det ikke kan utelukkes at dette skyldes svikt i smurte trykklaster).).Kompositter C-3 og C-4 har bare begrenset plastisitet på grunn av tilstedeværelsen av høyere volumfraksjoner av karbider og silicider i mikrostrukturen.Kompresjonstester av komposittprøver C-5 og C-6 ble ikke utført på grunn av betydelige støpefeil på disse komposittprøvene (se fig. 10).
Stereomikrografier av støpefeil (angitt med røde piler) i prøver av kompositter C-5 og C-6.
Resultatene av måling av hardheten til VEA-kompositter er vist i fig.9b.Basen WEA har en hardhet på 130±5 HV, og prøvene S-1, S-2, S-3 og S-4 har hardhetsverdier på 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV og 755±20 HV.Økningen i hardhet stemte godt overens med endringen i flytegrense oppnådd fra kompresjonstester og var assosiert med en økning i mengden faststoffer i kompositten.Den beregnede spesifikke flytegrensen basert på målsammensetningen til hver prøve er også vist i fig.9b.Generelt er den beste kombinasjonen av flytegrense (1200 MPa), hardhet (275 ± 10 HV) og relativ forlengelse til brudd (~37 %) observert for kompositt C-2.
Sammenligning av flytegrensen og relativ forlengelse av den utviklede kompositten med materialer av forskjellige klasser er vist i fig. 11a.Kompositter basert på CoCrFeNi i denne studien viste høy forlengelse ved et gitt spenningsnivå62.Det kan også ses at egenskapene til HEA-komposittene utviklet i denne studien ligger i den tidligere ubesatte regionen av plottet av flytegrense versus forlengelse.I tillegg har de utviklede komposittene et bredt spekter av kombinasjoner av styrke (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa og 2522 MPa) og forlengelse (>60 %, 37 %, 7,3 % og 6,19 %).Flytestyrke er også en viktig faktor i valg av materialer for avanserte ingeniørapplikasjoner63,64.I denne forbindelse oppviser HEA-komposittene ifølge den foreliggende oppfinnelse en utmerket kombinasjon av flytegrense og forlengelse.Dette er fordi tilsetning av SiC med lav tetthet resulterer i kompositter med høy spesifikk flytegrense.Den spesifikke flytegrensen og forlengelsen til HEA-kompositter er i samme område som HEA FCC og ildfast HEA, som vist i fig. 11b.Hardheten og flytegrensen til de utviklede komposittene er i samme område som for massive metallglass65 (fig. 11c).Massive metalliske glass (BMS) er preget av høy hardhet og flytegrense, men deres forlengelse er begrenset66,67.Imidlertid viste hardheten og flytestyrken til noen av HEA-komposittene utviklet i denne studien også betydelig forlengelse.Dermed ble det konkludert med at komposittene utviklet av VEA har en unik og ettertraktet kombinasjon av mekaniske egenskaper for ulike strukturelle bruksområder.Denne unike kombinasjonen av mekaniske egenskaper kan forklares av den jevne spredningen av harde karbider dannet in situ i FCC HEA-matrisen.Men som en del av målet om å oppnå en bedre kombinasjon av styrke, må mikrostrukturelle endringer som følge av tilsetning av keramiske faser studeres nøye og kontrolleres for å unngå støpefeil, slik som de som finnes i S-5 og S-6 kompositter, og duktilitet.kjønn.
Resultatene av denne studien ble sammenlignet med ulike konstruksjonsmaterialer og HEA-er: (a) forlengelse versus flytegrense62, (b) spesifikk flytespenning versus duktilitet63 og (c) flytegrense versus hardhet65.
Mikrostrukturen og de mekaniske egenskapene til en serie HEA-keramiske kompositter basert på HEA CoCrFeNi-systemet med tilsetning av SiC er studert og følgende konklusjoner er trukket:
Høyentropilegeringskompositter kan utvikles med suksess ved å tilsette SiC til CoCrFeNi HEA ved å bruke buesmeltemetoden.
SiC dekomponerer under lysbuesmelting, noe som fører til dannelse in situ av karbid-, silisid- og grafittfaser, hvis tilstedeværelse og volumfraksjon avhenger av mengden SiC tilsatt til basis-HEA.
HEA-kompositter viser mange utmerkede mekaniske egenskaper, med egenskaper som faller inn i tidligere ubebodde områder på flytegrense versus forlengelse.Flytegrensen til HEA-kompositten laget ved bruk av 6 vekt% SiC var mer enn åtte ganger høyere enn for basis-HEA mens den opprettholder 37% duktilitet.
Hardheten og flytestyrken til HEA-kompositter er i utvalget av bulkmetallglass (BMG).
Funnene tyder på at høyentropi legeringskompositter representerer en lovende tilnærming for å oppnå en utmerket kombinasjon av metallmekaniske egenskaper for avanserte strukturelle applikasjoner.
Innleggstid: 12-jul-2023