CoCrFeNi er en velundersøgt ansigtscentreret kubisk (fcc) højentropilegering (HEA) med fremragende duktilitet, men begrænset styrke.Fokus for denne undersøgelse er at forbedre balancen mellem styrke og duktilitet af sådanne HEA'er ved at tilføje forskellige mængder SiC ved hjælp af buesmeltemetoden.Det er blevet fastslået, at tilstedeværelsen af chrom i basen HEA forårsager nedbrydning af SiC under smeltning.Interaktionen af frit kulstof med krom fører således til in situ dannelse af kromcarbider, mens frit silicium forbliver i opløsning i basis-HEA og/eller interagerer med de grundstoffer, der udgør basis-HEA, til silicider.Når SiC-indholdet stiger, ændres mikrostrukturfasen i følgende rækkefølge: fcc → fcc + eutektisk → fcc + kromcarbidflager → fcc + kromcarbidflager + silicid → fcc + kromcarbidflager + silicid + grafitkugler / grafitflager.De resulterende kompositmaterialer udviser en meget bred vifte af mekaniske egenskaber (flydespænding fra 277 MPa ved over 60% forlængelse til 2522 MPa ved 6% forlængelse) sammenlignet med konventionelle legeringer og højentropilegeringer.Nogle af de udviklede højentropikompositter viser en fremragende kombination af mekaniske egenskaber (flydespænding 1200 MPa, forlængelse 37%) og optager tidligere uopnåelige områder på flydespændingsforlængelsediagrammet.Ud over den bemærkelsesværdige forlængelse er hårdheden og flydespændingen af HEA-kompositter i samme område som bulkmetalliske glas.Derfor menes det, at udviklingen af højentropi-kompositter kan hjælpe med at opnå en fremragende kombination af mekaniske egenskaber til avancerede strukturelle applikationer.
Udviklingen af højentropi-legeringer er et lovende nyt koncept inden for metallurgi1,2.Højentropilegeringer (HEA) har i en række tilfælde vist en fremragende kombination af fysiske og mekaniske egenskaber, herunder høj termisk stabilitet3,4 superplastisk forlængelse5,6 træthedsbestandighed7,8 korrosionsbestandighed9,10,11, fremragende slidstyrke12,13,14 ,15 og tribologiske egenskaber15 ,16,17 selv ved høje temperaturer18,19,20,21,22 og mekaniske egenskaber ved lave temperaturer23,24,25.Den fremragende kombination af mekaniske egenskaber i HEA tilskrives normalt fire hovedeffekter, nemlig høj konfigurationsentropi26, stærk gitterforvrængning27, langsom diffusion28 og cocktaileffekt29.HEA'er klassificeres normalt som FCC-, BCC- og HCP-typer.FCC HEA indeholder typisk overgangselementer som Co, Cr, Fe, Ni og Mn og udviser fremragende duktilitet (selv ved lav temperatur25) men lav styrke.BCC HEA er normalt sammensat af højdensitetselementer som W, Mo, Nb, Ta, Ti og V og har meget høj styrke, men lav duktilitet og lav specifik styrke30.
Den mikrostrukturelle modifikation af HEA baseret på bearbejdning, termomekanisk bearbejdning og tilføjelse af elementer er blevet undersøgt for at opnå den bedste kombination af mekaniske egenskaber.CoCrFeMnNi FCC HEA udsættes for alvorlig plastisk deformation ved højtrykstorsion, hvilket fører til en betydelig stigning i hårdhed (520 HV) og styrke (1950 MPa), men udviklingen af en nanokrystallinsk mikrostruktur (~50 nm) gør legeringen skør31 .Det har vist sig, at inkorporering af twinning-duktilitet (TWIP) og transformationsinduceret plasticitet (TRIP) i CoCrFeMnNi HEA'er giver god arbejdshærdning, hvilket resulterer i høj trækstyrke-duktilitet, omend på bekostning af faktiske trækstyrkeværdier.Under (1124 MPa) 32. Dannelsen af en lagdelt mikrostruktur (bestående af et tyndt deformeret lag og en udeformeret kerne) i CoCrFeMnNi HEA ved brug af shot peening resulterede i en stigning i styrke, men denne forbedring var begrænset til omkring 700 MPa33.I jagten på materialer med den bedste kombination af styrke og duktilitet er udviklingen af flerfasede HEA'er og eutektiske HEA'er ved hjælp af tilsætninger af ikke-isoatomiske elementer også blevet undersøgt34,35,36,37,38,39,40,41.Det har faktisk vist sig, at en finere fordeling af hårde og bløde faser i eutektiske højentropi legeringer kan føre til en relativt bedre kombination af styrke og duktilitet35,38,42,43.
CoCrFeNi-systemet er en bredt undersøgt enfaset FCC højentropi-legering.Dette system udviser hurtige arbejdshærdende egenskaber44 og fremragende duktilitet45,46 ved både lave og høje temperaturer.Der er gjort forskellige forsøg på at forbedre dens relativt lave styrke (~300 MPa)47,48, herunder kornforfining25, heterogen mikrostruktur49, udfældning50,51,52 og transformationsinduceret plasticitet (TRIP)53.Kornforfining af støbt fladecentreret kubisk HEA CoCrFeNi ved koldtrækning under svære forhold øger styrken fra ca. 300 MPa47,48 til 1,2 GPa25, men reducerer tabet af duktilitet fra mere end 60% til 12,6%.Tilsætningen af Al til HEA af CoCrFeNi resulterede i dannelsen af en heterogen mikrostruktur, som øgede dens flydestyrke til 786 MPa og dens relative forlængelse til omkring 22 %49.CoCrFeNi HEA blev tilsat Ti og Al for at danne præcipitater, hvorved der dannedes præcipitationsstyrkelse, hvilket øgede dets flydespænding til 645 MPa og forlængelse til 39%51.TRIP-mekanismen (ansigtscentreret kubisk → hexahedral martensitisk transformation) og twinning øgede trækstyrken af CoCrFeNi HEA til 841 MPa og forlængelse ved brud til 76%53.
Der er også blevet gjort forsøg på at tilføje keramisk forstærkning til den HEA-fladecentrerede kubiske matrix for at udvikle højentropi-kompositter, der kan udvise en bedre kombination af styrke og duktilitet.Kompositmaterialer med høj entropi er blevet behandlet ved vakuumbuesmeltning44, mekanisk legering45,46,47,48,52,53, gnistplasmasintring46,51,52, vakuum varmpresning45, varm isostatisk presning47,48 og udvikling af additive fremstillingsprocesser43, 50.Carbider, oxider og nitrider såsom WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 og Y2O351 er blevet brugt som keramisk forstærkning i udviklingen af HEA-kompositter.At vælge den rigtige HEA-matrix og keramik er især vigtigt, når man designer og udvikler en stærk og holdbar HEA-komposit.I dette arbejde blev CoCrFeNi valgt som matrixmateriale.Forskellige mængder SiC blev tilsat til CoCrFeNi HEA, og deres effekt på mikrostrukturen, fasesammensætningen og mekaniske egenskaber blev undersøgt.
Højrente metaller Co, Cr, Fe og Ni (99,95 vægt%) og SiC-pulver (renhed 99%, størrelse -400 mesh) i form af elementære partikler blev brugt som råmaterialer til fremstilling af HEA-kompositter.Den isoatomiske sammensætning af CoCrFeNi HEA blev først anbragt i en halvkugleformet vandkølet kobberform, og derefter blev kammeret evakueret til 3·10-5 mbar.Argongas med høj renhed indføres for at opnå det vakuum, der kræves til lysbuesmeltning med ikke-forbrugelige wolframelektroder.De resulterende barrer vendes og omsmeltes fem gange for at sikre god homogenitet.Højentropi-kompositter af forskellige sammensætninger blev fremstillet ved at tilsætte en vis mængde SiC til de resulterende ækviatomiske CoCrFeNi-knapper, som blev re-homogeniseret ved fem gange inversion og omsmeltning i hvert tilfælde.Den støbte knap fra den resulterende komposit blev skåret ved hjælp af EDM til yderligere test og karakterisering.Prøver til mikrostrukturelle undersøgelser blev fremstillet ifølge standard metallografiske metoder.Først blev prøverne undersøgt ved hjælp af et lysmikroskop (Leica Microscope DM6M) med softwaren Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) til kvantitativ faseanalyse.Tre billeder taget i forskellige områder med et samlet areal på omkring 27.000 µm2 blev udvalgt til faseanalyse.Yderligere detaljerede mikrostrukturelle undersøgelser, herunder kemisk sammensætningsanalyse og elementfordelingsanalyse, blev udført på et scanningelektronmikroskop (JEOL JSM-6490LA) udstyret med et energidispersiv spektroskopi (EDS) analysesystem.Karakteriseringen af krystalstrukturen af HEA-kompositten blev udført under anvendelse af et røntgendiffraktionssystem (Bruker D2-faseskifter) under anvendelse af en CuKa-kilde med en trinstørrelse på 0,04°.Virkningen af mikrostrukturelle ændringer på de mekaniske egenskaber af HEA-kompositter blev undersøgt ved hjælp af Vickers mikrohårdhedstest og kompressionstest.Til hårdhedstesten påføres en belastning på 500 N i 15 s med mindst 10 fordybninger pr. prøve.Kompressionstest af HEA-kompositter ved stuetemperatur blev udført på rektangulære prøver (7 mm × 3 mm × 3 mm) på en Shimadzu 50KN universal testmaskine (UTM) ved en indledende belastningshastighed på 0,001/s.
Højentropikompositter, i det følgende benævnt prøverne S-1 til S-6, blev fremstillet ved at tilsætte 3%, 6%, 9%, 12%, 15% og 17% SiC (alt efter vægt%) til en CoCrFeNi matrix .henholdsvis.Referenceprøven, hvortil der ikke blev tilsat SiC, omtales i det følgende som prøve S-0.Optiske mikrofotografier af de udviklede HEA-kompositter er vist i fig.1, hvor den enfasede mikrostruktur af CoCrFeNi HEA på grund af tilsætningen af forskellige additiver blev transformeret til en mikrostruktur bestående af mange faser med forskellig morfologi, størrelser og fordeling.Mængden af SiC i sammensætningen.Mængden af hver fase blev bestemt ud fra billedanalyse under anvendelse af LAS Phase Expert-software.Indsatsen til figur 1 (øverst til højre) viser et eksempelområde for denne analyse, såvel som arealfraktionen for hver fasekomponent.
Optiske mikrofotografier af de udviklede højentropi-kompositter: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 og (f) C- 6.Indsatsen viser et eksempel på kontrastbaserede billedfaseanalyseresultater ved brug af LAS Phase Expert-softwaren.
Som vist i fig.1a, en eutektisk mikrostruktur dannet mellem matrixvolumenerne af C-1-kompositten, hvor mængden af matrixen og den eutektiske fase er estimeret til henholdsvis 87,9 ± 0,47 % og 12,1 % ± 0,51 %.I kompositten (C-2) vist i fig. 1b er der ingen tegn på en eutektisk reaktion under størkning, og der observeres en mikrostruktur, der er fuldstændig forskellig fra den for C-1 kompositten.Mikrostrukturen af C-2-kompositten er relativt fin og består af tynde plader (carbider) ensartet fordelt i matrixfasen (fcc).Volumenfraktionerne af matrix og karbid er estimeret til henholdsvis 72 ± 1,69 % og 28 ± 1,69 %.Ud over matrix og carbid blev der fundet en ny fase (silicid) i C-3-kompositten, som vist i fig. 1c, hvor volumenfraktionerne af sådanne silicid-, carbid- og matrixfaser er estimeret til ca. 26,5 % ± henholdsvis 0,41 %, 25,9 ± 0,53 og 47,6 ± 0,34.En anden ny fase (grafit) blev også observeret i mikrostrukturen af C-4-kompositten;i alt fire faser blev identificeret.Grafitfasen har en tydelig kugleform med mørk kontrast i optiske billeder og er kun til stede i små mængder (estimeret volumenfraktion er kun ca. 0,6 ± 0,30%).I kompositmaterialerne C-5 og C-6 blev der kun identificeret tre faser, og den mørke kontrasterende grafitfase i disse kompositter optræder i form af flager.Sammenlignet med grafitflagerne i Composite S-5, er grafitflagerne i Composite S-6 bredere, kortere og mere regelmæssige.En tilsvarende stigning i grafitindholdet blev også observeret fra 14,9 ± 0,85 % i C-5-kompositten til ca. 17,4 ± 0,55 % i C-6-kompositten.
For yderligere at undersøge den detaljerede mikrostruktur og kemiske sammensætning af hver fase i HEA-kompositten blev prøver undersøgt ved hjælp af SEM, og EMF-punktanalyse og kemisk kortlægning blev også udført.Resultaterne for komposit C-1 er vist i fig.2, hvor tilstedeværelsen af eutektiske blandinger, der adskiller regionerne af hovedmatrixfasen, tydeligt ses.Det kemiske kort over komposit C-1 er vist i fig. 2c, hvor det kan ses, at Co, Fe, Ni og Si er ensartet fordelt i matrixfasen.Imidlertid blev der fundet en lille mængde Cr i matrixfasen sammenlignet med andre elementer i basis-HEA, hvilket tyder på, at Cr diffunderede ud af matrixen.Sammensætningen af den hvide eutektiske fase i SEM-billedet er rig på chrom og kulstof, hvilket indikerer, at det er chromcarbid.Fraværet af diskrete SiC-partikler i mikrostrukturen, kombineret med det observerede lave indhold af chrom i matrixen og tilstedeværelsen af eutektiske blandinger indeholdende chromrige faser, indikerer den fuldstændige nedbrydning af SiC under smeltning.Som et resultat af nedbrydningen af SiC opløses silicium i matrixfasen, og frit kul interagerer med chrom og danner chromcarbider.Som det kan ses, blev kun carbon kvalitativt bestemt ved EMF-metoden, og fasedannelsen blev bekræftet ved identifikation af karakteristiske carbidtoppe i røntgendiffraktionsmønstrene.
(a) SEM-billede af prøve S-1, (b) forstørret billede, (c) elementkort, (d) EMF-resultater på angivne steder.
Analysen af komposit C-2 er vist i fig.3. Svarende til udseendet i optisk mikroskopi afslørede SEM-undersøgelse en fin struktur bestående af kun to faser, med tilstedeværelsen af en tynd lamelfase jævnt fordelt gennem strukturen.matrixfase, og der er ingen eutektisk fase.Elementfordelingen og EMF-punktanalysen af lamelfasen afslørede et relativt højt indhold af Cr (gul) og C (grøn) i denne fase, hvilket igen indikerer nedbrydningen af SiC under smeltning og interaktionen af det frigivne kulstof med kromeffekten .VEA-matrixen danner en lamellær carbidfase.Fordelingen af grundstoffer og punktanalyse af matrixfasen viste, at det meste af kobolt, jern, nikkel og silicium er til stede i matrixfasen.
(a) SEM-billede af prøve S-2, (b) forstørret billede, (c) elementkort, (d) EMF-resultater på angivne steder.
SEM-undersøgelser af C-3-kompositter afslørede tilstedeværelsen af nye faser ud over carbid- og matrixfaserne.Elementærkortet (fig. 4c) og EMF-punktanalysen (fig. 4d) viser, at den nye fase er rig på nikkel, kobolt og silicium.
(a) SEM-billede af prøve S-3, (b) forstørret billede, (c) elementkort, (d) EMF-resultater på angivne steder.
Resultaterne af SEM- og EMF-analysen af C-4-kompositten er vist i fig.5. Ud over de tre faser observeret i komposit C-3, blev der også fundet tilstedeværelsen af grafitknuder.Volumenfraktionen af den siliciumrige fase er også højere end C-3-komposittens.
(a) SEM-billede af prøve S-4, (b) forstørret billede, (c) elementkort, (d) EMF-resultater på angivne steder.
Resultaterne af SEM- og EMF-spektrene for kompositmaterialerne S-5 og S-6 er vist i henholdsvis figur 1 og 2. 6 og 7.Ud over et lille antal kugler blev der også observeret tilstedeværelsen af grafitflager.Både antallet af grafitflager og volumenfraktionen af den siliciumholdige fase i C-6 kompositten er større end i C-5 kompositten.
(a) SEM-billede af prøve C-5, (b) forstørret billede, (c) elementkort, (d) EMF-resultater på angivne steder.
(a) SEM-billede af prøve S-6, (b) forstørret billede, (c) elementkort, (d) EMF-resultater på angivne steder.
Krystalstrukturkarakterisering af HEA-kompositter blev også udført ved hjælp af XRD-målinger.Resultatet er vist i figur 8. I diffraktionsmønsteret af basis-WEA (S-0) er kun de toppe, der svarer til fcc-fasen, synlige.Røntgendiffraktionsmønstre for komposit C-1, C-2 og C-3 afslørede tilstedeværelsen af yderligere toppe svarende til chromcarbid (Cr7C3), og deres intensitet var lavere for prøverne C-3 og C-4, hvilket indikerede det også med data-EMF for disse prøver.Toppe svarende til Co/Ni silicider blev observeret for prøverne S-3 og S-4, igen i overensstemmelse med EDS-kortlægningsresultaterne vist i figur 2 og 3. Som vist i figur 3 og figur 4. blev 5 og S-6 toppe observeret svarende til grafit.
Både mikrostrukturelle og krystallografiske karakteristika af de udviklede kompositter indikerede nedbrydning af den tilsatte SiC.Dette skyldes tilstedeværelsen af chrom i VEA-matrixen.Chrom har en meget stærk affinitet til kulstof 54,55 og reagerer med frit kulstof til dannelse af carbider, som indikeret af det observerede fald i chromindholdet i matrixen.Si går over i fcc-fasen på grund af dissociationen af SiC56.En stigning i tilsætningen af SiC til basis-HEA førte således til en stigning i mængden af carbidfasen og mængden af fri Si i mikrostrukturen.Det har vist sig, at dette yderligere Si aflejres i matrixen ved lave koncentrationer (i kompositmaterialerne S-1 og S-2), mens det ved højere koncentrationer (kompositterne S-3 til S-6) resulterer i yderligere koboltaflejring/.nikkel silicid.Standardentalpien for dannelse af Co- og Ni-silicider, opnået ved direkte syntese ved højtemperaturkalorimetri, er -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol-1 for henholdsvis Co2Si, CoSi og CoSi2, mens disse værdier er – 50,6 ± 1,7 og – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 for henholdsvis Ni2Si og Ni5Si2.Disse værdier er lavere end dannelsesvarmen af SiC, hvilket indikerer, at dissociationen af SiC, der fører til dannelsen af Co/Ni silicider, er energetisk gunstig.I både S-5 og S-6 kompositter var yderligere frit silicium til stede, som blev absorberet ud over dannelsen af silicid.Dette frie silicium har vist sig at bidrage til grafitiseringen observeret i konventionelle ståltyper58.
De mekaniske egenskaber af de udviklede keramisk forstærkede kompositter baseret på HEA undersøges ved kompressionstest og hårdhedstest.Spændings-tøjningskurverne for de udviklede kompositter er vist i fig.9a, og i fig. 9b viser et spredningsdiagram mellem specifik flydespænding, flydespænding, hårdhed og forlængelse af de udviklede kompositter.
(a) Trykspændingskurver og (b) spredningsplot, der viser specifik flydespænding, flydespænding, hårdhed og forlængelse.Bemærk, at kun prøverne S-0 til S-4 er vist, da prøverne S-5 og S-6 indeholder væsentlige støbedefekter.
Som det ses i fig.9 steg flydespændingen fra 136 MPa for basis-VES (C-0) til 2522 MPa for C-4-kompositten.Sammenlignet med den grundlæggende WPP viste S-2-kompositten en meget god svigtforlængelse på omkring 37% og viste også signifikant højere flydespændingsværdier (1200 MPa).Den fremragende kombination af styrke og duktilitet af denne komposit skyldes forbedringen i den overordnede mikrostruktur, herunder den ensartede fordeling af fine carbidlameller i hele mikrostrukturen, hvilket forventes at hæmme dislokationsbevægelser.Flydegrænserne for C-3 og C-4 kompositter er henholdsvis 1925 MPa og 2522 MPa.Disse høje flydegrænser kan forklares ved den høje volumenfraktion af hårdmetal og silicidfaser.Tilstedeværelsen af disse faser resulterede imidlertid også i en brudforlængelse på kun 7%.Stress-strain-kurverne for basiskompositterne CoCrFeNi HEA (S-0) og S-1 er konvekse, hvilket indikerer aktivering af twinning-effekten eller TRIP59,60.Sammenlignet med prøve S-1 har spændings-tøjningskurven for prøve S-2 en konkav form ved en tøjning på ca. 10,20 %, hvilket betyder, at den normale dislokationsglidning er prøvens hoveddeformationstilstand i denne deformerede tilstand60,61 .Hærdningshastigheden i dette præparat forbliver dog høj over et stort belastningsområde, og ved højere belastninger er en overgang til konveksitet også synlig (selvom det ikke kan udelukkes, at dette skyldes svigt af smurte trykbelastninger).).Composites C-3 og C-4 har kun begrænset plasticitet på grund af tilstedeværelsen af højere volumen fraktioner af carbider og silicider i mikrostrukturen.Kompressionstest af prøver af kompositmaterialer C-5 og C-6 blev ikke udført på grund af væsentlige støbedefekter på disse kompositprøver (se fig. 10).
Stereomikrografier af støbedefekter (angivet med røde pile) i prøver af kompositmaterialer C-5 og C-6.
Resultaterne af måling af hårdheden af VEA-kompositter er vist i fig.9b.Basis WEA har en hårdhed på 130±5 HV, og prøverne S-1, S-2, S-3 og S-4 har hårdhedsværdier på 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV og 755±20 HV.Stigningen i hårdhed var i god overensstemmelse med ændringen i flydespænding opnået fra kompressionstest og var forbundet med en stigning i mængden af faststoffer i kompositten.Den beregnede specifikke flydespænding baseret på målsammensætningen af hver prøve er også vist i fig.9b.Generelt observeres den bedste kombination af flydespænding (1200 MPa), hårdhed (275 ± 10 HV) og relativ forlængelse til svigt (~37%) for komposit C-2.
Sammenligning af flydespændingen og den relative forlængelse af den udviklede komposit med materialer af forskellige klasser er vist i fig. 11a.Kompositter baseret på CoCrFeNi i denne undersøgelse viste høj forlængelse ved et givet stressniveau62.Det kan også ses, at egenskaberne af de HEA-kompositter, der er udviklet i denne undersøgelse, ligger i det tidligere ubesatte område af plottet af flydestyrke versus forlængelse.Derudover har de udviklede kompositter en bred vifte af kombinationer af styrke (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa og 2522 MPa) og forlængelse (>60%, 37%, 7,3% og 6,19%).Flydestyrke er også en vigtig faktor i udvælgelsen af materialer til avancerede tekniske applikationer63,64.I denne henseende udviser HEA-kompositterne ifølge den foreliggende opfindelse en fremragende kombination af flydespænding og forlængelse.Dette skyldes, at tilsætning af SiC med lav densitet resulterer i kompositter med høj specifik flydespænding.Den specifikke flydestyrke og forlængelse af HEA-kompositter er i samme område som HEA FCC og ildfast HEA, som vist i fig. 11b.De udviklede kompositmaterialers hårdhed og flydespænding er i samme område som for massive metalliske glas65 (fig. 11c).Massive metalliske glas (BMS) er karakteriseret ved høj hårdhed og flydespænding, men deres forlængelse er begrænset66,67.Hårdheden og flydespændingen af nogle af de HEA-kompositter, der blev udviklet i denne undersøgelse, viste dog også betydelig forlængelse.Det blev således konkluderet, at de af VEA udviklede kompositter har en unik og efterspurgt kombination af mekaniske egenskaber til forskellige strukturelle anvendelser.Denne unikke kombination af mekaniske egenskaber kan forklares med den ensartede spredning af hårde carbider dannet in situ i FCC HEA-matrixen.Men som en del af målet om at opnå en bedre kombination af styrke, skal mikrostrukturelle ændringer som følge af tilføjelse af keramiske faser undersøges omhyggeligt og kontrolleres for at undgå støbefejl, såsom dem, der findes i S-5 og S-6 kompositter, og duktilitet.køn.
Resultaterne af denne undersøgelse blev sammenlignet med forskellige strukturelle materialer og HEA'er: (a) forlængelse versus flydespænding62, (b) specifik flydespænding versus duktilitet63 og (c) flydespænding versus hårdhed65.
Mikrostrukturen og de mekaniske egenskaber af en serie af HEA-keramiske kompositter baseret på HEA CoCrFeNi-systemet med tilsætning af SiC er blevet undersøgt, og følgende konklusioner er blevet draget:
Højentropi legeringskompositter kan med succes udvikles ved at tilføje SiC til CoCrFeNi HEA ved hjælp af buesmeltemetoden.
SiC nedbrydes under lysbuesmeltning, hvilket fører til dannelsen in situ af carbid-, silicid- og grafitfaser, hvis tilstedeværelse og volumenfraktion afhænger af mængden af SiC, der tilsættes til basis-HEA.
HEA-kompositter udviser mange fremragende mekaniske egenskaber, med egenskaber, der falder ind i tidligere ubesatte områder på flydegrænsen versus forlængelsesplottet.Flydegrænsen af HEA-kompositten fremstillet ved anvendelse af 6 vægt% SiC var mere end otte gange den for basis-HEA, mens den bibeholdt 37% duktilitet.
Hårdheden og flydespændingen af HEA-kompositter er inden for rækken af bulk metalliske glas (BMG).
Resultaterne tyder på, at højentropi legeringskompositter repræsenterer en lovende tilgang til at opnå en fremragende kombination af metalmekaniske egenskaber til avancerede strukturelle applikationer.
Indlægstid: 12-jul-2023