CoCrFeNi estas bone studita vizaĝ-centrita kuba (fcc) alt-entropia alojo (HEA) kun bonega ductileco sed limigita forto.La fokuso de ĉi tiu studo estas pri plibonigado de la ekvilibro de forto kaj muldebleco de tiaj HEAoj aldonante malsamajn kvantojn de SiC uzante la arkfandan metodon.Estis konstatite ke la ĉeesto de kromo en la bazo HEA kaŭzas la putriĝon de SiC dum fandado.Tiel, la interagado de libera karbono kun kromo kaŭzas la surloke formadon de kromkarbidoj, dum libera silicio restas en solvaĵo en la baza HEA kaj/aŭ interagas kun la elementoj kiuj konsistigas la bazon HEA por formi silicidojn.Ĉar la SiC-enhavo pliiĝas, la mikrostruktura fazo ŝanĝiĝas en la sekva sinsekvo: fcc → fcc + eŭtektika → fcc + kromkarburaj flokoj → fcc + kromkarbidflokoj + silicido → fcc + kromikarbidflokoj + silicido + grafitpilkoj / grafitflokoj.La rezultaj kunmetaĵoj elmontras tre larĝan gamon de mekanikaj trajtoj (rendimentorezisto intervalanta de 277 MPa ĉe pli ol 60% plilongigo ĝis 2522 MPa ĉe 6% plilongigo) komparite kun konvenciaj alojoj kaj altaj entropiaj alojoj.Kelkaj el la altaj entropiaj kunmetaĵoj evoluigitaj montras bonegan kombinaĵon de mekanikaj trajtoj (rendimento-forto 1200 MPa, plilongigo 37%) kaj okupas antaŭe neatingeblajn regionojn sur la rendimentstreso-plilongiga diagramo.Aldone al rimarkinda plilongiĝo, la malmoleco kaj cedebleco de HEA-kunmetaĵoj estas en la sama gamo kiel grocaj metalaj glasoj.Tial oni kredas, ke la disvolviĝo de alt-entropiaj kunmetaĵoj povas helpi atingi bonegan kombinaĵon de mekanikaj propraĵoj por altnivelaj strukturaj aplikoj.
La evoluo de altaj entropiaj alojoj estas promesplena nova koncepto en metalurgio1,2.Altaj entropiaj alojoj (HEA) montris en kelkaj kazoj bonegan kombinaĵon de fizikaj kaj mekanikaj propraĵoj, inkluzive de alta termika stabileco3,4 superplasta plilongiĝo5,6 lacecrezisto7,8 korodrezisto9,10,11, bonega eluziĝorezisto12,13,14 ,15 kaj tribologiaj propraĵoj15 ,16,17 eĉ ĉe altaj temperaturoj18,19,20,21,22 kaj mekanikaj ecoj ĉe malaltaj temperaturoj23,24,25.La bonega kombinaĵo de mekanikaj propraĵoj en HEA estas kutime atribuita al kvar ĉefaj efikoj, nome alta agorda entropio26, forta krada misprezento27, malrapida difuzo28 kaj koktefekto29.HEAoj estas kutime klasifikitaj kiel FCC, BCC kaj HCP-tipoj.FCC HEA tipe enhavas transirajn elementojn kiel Co, Cr, Fe, Ni kaj Mn kaj elmontras bonegan ductilecon (eĉ ĉe malalta temperaturo25) sed malaltan forton.BCC HEA estas kutime kunmetita de altdensecaj elementoj kiel W, Mo, Nb, Ta, Ti kaj V kaj havas tre altan forton sed malaltan muldeblecon kaj malaltan specifan forton30.
La mikrostruktura modifo de HEA bazita sur maŝinado, termomekanika pretigo kaj aldono de elementoj estis esplorita por akiri la plej bonan kombinaĵon de mekanikaj propraĵoj.CoCrFeMnNi FCC HEA estas submetita al severa plasta deformado per altprema tordo, kio kondukas al signifa pliiĝo de malmoleco (520 HV) kaj forto (1950 MPa), sed la evoluo de nanokristalina mikrostrukturo (~50 nm) igas la alojon fragila31 .Estis trovite ke la enkadrigo de ĝemelduktileco (TWIP) kaj transformo-induktita plastikeco (TRIP) en CoCrFeMnNi HEAs transigas bonan labormalmolecon rezultigantan altan tirstreĉan muldeblecon, kvankam koste de faktaj tirstreĉaj valoroj.Malsupre (1124 MPa) 32. La formado de tavoligita mikrostrukturo (konsistanta el maldika misformita tavolo kaj nedeformita kerno) en la CoCrFeMnNi HEA uzanta pafbrulon rezultigis pliiĝon en forto, sed tiu plibonigo estis limigita al proksimume 700 MPa33.Serĉante materialojn kun la plej bona kombinaĵo de forto kaj ductileco, la evoluo de plurfazaj HEA-oj kaj eŭtektikaj HEA-oj uzante aldonojn de ne-izoatomaj elementoj ankaŭ estis esplorita34,35,36,37,38,39,40,41.Efektive, oni trovis, ke pli fajna distribuado de malmolaj kaj molaj fazoj en eŭtektikaj alt-entropiaj alojoj povas konduki al relative pli bona kombinaĵo de forto kaj ductileco35,38,42,43.
La CoCrFeNi-sistemo estas vaste studita unufaza FCC alt-entropia alojo.Ĉi tiu sistemo elmontras rapidajn labor-hardigajn ecojn44 kaj bonegan ductilecon45,46 ĉe malaltaj kaj altaj temperaturoj.Diversaj provoj estis faritaj por plibonigi ĝian relative malaltan forton (~300 MPa)47,48 inkluzive de grenrafinado25, heterogena mikrostrukturo49, precipitaĵo50,51,52 kaj transform-induktita plastikeco (TRIP)53.Grajna rafinado de gisita vizaĝ-centrigita kuba HEA CoCrFeNi per malvarma tirado sub severaj kondiĉoj pliigas la forton de ĉirkaŭ 300 MPa47,48 ĝis 1,2 GPa25, sed reduktas la perdon de muldebleco de pli ol 60% ĝis 12,6%.La aldono de Al al la HEA de CoCrFeNi rezultigis la formadon de heterogena mikrostrukturo, kiu pliigis ĝian rendimentforton al 786 MPa kaj ĝian relativan plilongiĝon al proksimume 22%49.CoCrFeNi HEA estis aldonita kun Ti kaj Al por formi precipitaĵojn, tiel formante precipitaĵfortigon, pliigante ĝian rendimentforton al 645 MPa kaj plilongigon al 39%51.La TRIP-mekanismo (vizaĝ-centrigita kuba → seshedra martensita transformo) kaj ĝemeliĝo pliigis la tirforton de CoCrFeNi HEA al 841 MPa kaj plilongiĝon ĉe paŭzo al 76%53.
Provoj ankaŭ estis faritaj por aldoni ceramikan plifortikigon al la HEA-vizaĝo centrita kuba matrico por evoluigi altajn entropiajn kunmetaĵojn kiuj povas elmontri pli bonan kombinaĵon de forto kaj muldebleco.Kunmetaĵoj kun alta entropio estis prilaboritaj per vakua arkfandado44, mekanika alojo45,46,47,48,52,53, sparkplasma sinterizado46,51,52, vakua varma premado45, varma izostatika premado47,48 kaj la evoluo de aldonaĵproduktadprocezoj43, 50.Karbidoj, oksidoj kaj nitruroj kiel ekzemple WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 kaj Y2O351 estis utiligitaj kiel ceramika plifortikigo en la evoluo de HEA-kunmetaĵoj.Elekti la ĝustan HEA-matricon kaj ceramikaĵon estas precipe grava dum desegnado kaj disvolvado de forta kaj daŭrema HEA-kunmetaĵo.En ĉi tiu laboro, CoCrFeNi estis elektita kiel la matrica materialo.Diversaj kvantoj de SiC estis aldonitaj al la CoCrFeNi HEA kaj ilia efiko al la mikrostrukturo, fazkonsisto, kaj mekanikaj trajtoj estis studitaj.
Altpuraj metaloj Co, Cr, Fe, kaj Ni (99.95 wt%) kaj SiC-pulvoro (pureco 99%, grandeco -400 mesh) en la formo de elementaj partikloj estis utiligitaj kiel krudmaterialoj por la kreado de HEA-kunmetaĵoj.La izoatoma konsisto de la CoCrFeNi HEA unue estis metita en duonsferan akvomalvarmigitan kupran ŝimon, kaj tiam la kamero estis evakuita al 3·10-5 mbar.Altpura argongaso estas lanĉita por atingi la vakuon necesan por arkfandado per nekonsumeblaj volframaj elektrodoj.La rezultaj ingotoj estas renversitaj kaj refanditaj kvin fojojn por certigi bonan homogenecon.Alt-entropiaj kunmetaĵoj de diversaj kunmetaĵoj estis preparitaj aldonante certan kvanton de SiC al la rezultaj ekvatomaj CoCrFeNi-butonoj, kiuj estis rehomogeneigitaj per kvinobla inversio kaj refandado en ĉiu kazo.La muldita butono de la rezulta kunmetaĵo estis tranĉita uzante EDM por plia testado kaj karakterizado.Specimenoj por mikrostrukturaj studoj estis preparitaj laŭ normaj metalografiaj metodoj.Unue, la specimenoj estis ekzamenitaj per lummikroskopo (Leica Microscope DM6M) kun la programaro Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) por kvanta faza analizo.Tri bildoj prenitaj en malsamaj areoj kun totala areo de ĉirkaŭ 27,000 µm2 estis elektitaj por faza analizo.Pliaj detalaj mikrostrukturaj studoj, inkluzive de analizo de kemia kunmetaĵo kaj analizo de distribuo de elementoj, estis faritaj per skananta elektrona mikroskopo (JEOL JSM-6490LA) ekipita per analiza sistemo de energidisva spektroskopio (EDS).La karakterizado de la kristalstrukturo de la HEA-kunmetaĵo estis farita uzante Rentgenfotan difraktosistemon (Bruker D2-fazŝanĝilo) uzante CuKα fonton kun paŝograndeco de 0.04°.La efiko de mikrostrukturaj ŝanĝoj sur la mekanikaj trajtoj de HEA-kunmetaĵoj estis studita uzante mikromalmolectestojn kaj kunpremadtestojn de Vickers.Por la malmolectesto, ŝarĝo de 500 N estas aplikata dum 15 s uzante almenaŭ 10 indentaĵojn per specimeno.Kunpremaj provoj de HEA-kunmetaĵoj ĉe ĉambra temperaturo estis efektivigitaj sur rektangulaj specimenoj (7 mm × 3 mm × 3 mm) sur Shimadzu 50KN universala testa maŝino (UTM) kun komenca streĉiĝorapideco de 0.001/s.
Altaj entropiaj kunmetaĵoj, ĉi-poste referitaj kiel provaĵoj S-1 ĝis S-6, estis preparitaj aldonante 3%, 6%, 9%, 12%, 15% kaj 17% SiC (ĉio laŭ pezo%) al CoCrFeNi-matrico. .respektive.La referencprovaĵo al kiu neniu SiC estis aldonita estas ĉi-poste referita kiel specimeno S-0.Optikaj mikrografioj de la evoluintaj HEA-kunmetaĵoj estas montritaj en Figoj.1, kie, pro la aldono de diversaj aldonaĵoj, la unufaza mikrostrukturo de la CoCrFeNi HEA estis transformita en mikrostrukturon konsistantan el multaj fazoj kun malsamaj morfologio, grandecoj kaj distribuo.La kvanto de SiC en la kunmetaĵo.La kvanto de ĉiu fazo estis determinita de bildanalizo per LAS Phase Expert-softvaro.La enigaĵo al Figuro 1 (supra dekstre) montras ekzemplareon por ĉi tiu analizo, same kiel la arean frakcion por ĉiu faza komponento.
Optikaj mikrografioj de la evoluintaj alt-entropiaj kunmetaĵoj: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 kaj (f) C- 6.La enmetaĵo montras ekzemplon de kontrast-bazitaj bildaj fazaj analizrezultoj uzante la LAS Phase Expert-softvaron.
Kiel montrite en fig.1a, eŭtektika mikrostrukturo formiĝis inter la matricvolumoj de la C-1-kunmetaĵo, kie la kvanto de la matrico kaj eŭtektika fazoj estas taksitaj kiel 87.9 ± 0.47% kaj 12.1% ± 0.51%, respektive.En la kunmetaĵo (C-2) montrita en Fig. 1b, ekzistas neniuj signoj de eŭtektika reago dum solidiĝo, kaj mikrostrukturo tute malsama al tiu de la C-1-kunmetaĵo estas observita.La mikrostrukturo de la C-2-kunmetaĵo estas relative bona kaj konsistas el maldikaj platoj (karbidoj) unuforme distribuitaj en la matrica fazo (fcc).La volumenofrakcioj de la matrico kaj karbido estas taksitaj je 72 ± 1.69% kaj 28 ± 1.69%, respektive.Aldone al la matrico kaj karbido, nova fazo (silicido) estis trovita en la C-3-kunmetaĵo, kiel montrite en Fig. 1c, kie la volumenofrakcioj de tiaj silicido, karbido, kaj matrica fazoj estas taksitaj je proksimume 26.5% ±. 0.41%, 25.9 ± 0.53, kaj 47.6 ± 0.34, respektive.Alia nova fazo (grafito) ankaŭ estis observita en la mikrostrukturo de la C-4-kunmetaĵo;entute kvar fazoj estis identigitaj.La grafitfazo havas klaran globan formon kun malhela kontrasto en optikaj bildoj kaj ĉeestas nur en malgrandaj kvantoj (taksa volumenofrakcio estas nur proksimume 0.6 ± 0.30%).En kunmetaĵoj C-5 kaj C-6, nur tri fazoj estis identigitaj, kaj la malhela kontrasta grafitfazo en tiuj kunmetaĵoj aperas en la formo de flokoj.Kompare kun la grafitflokoj en Composite S-5, la grafitflokoj en Composite S-6 estas pli larĝaj, pli mallongaj, kaj pli regulaj.Ekvivalenta pliiĝo en grafitenhavo ankaŭ estis observita de 14.9 ± 0.85% en la C-5-kunmetaĵo ĝis proksimume 17.4 ± 0.55% en la C-6-kunmetaĵo.
Por plue esplori la detalan mikrostrukturon kaj kemian konsiston de ĉiu fazo en la HEA-kunmetaĵo, specimenoj estis ekzamenitaj uzante SEM, kaj EMF-punktanalizo kaj kemia mapado ankaŭ estis faritaj.La rezultoj por kunmetaĵo C-1 estas montritaj en fig.2, kie la ĉeesto de eŭtektikaj miksaĵoj apartigantaj la regionojn de la ĉefmatrica fazo estas klare vidita.La kemia mapo de kunmetaĵo C-1 estas montrita en Fig. 2c, kie oni povas vidi ke Co, Fe, Ni, kaj Si estas unuforme distribuitaj en la matrica fazo.Tamen, malgranda kvanto de Cr estis trovita en la matrica fazo komparite kun aliaj elementoj de la baza HEA, sugestante ke Cr disvastiĝis el la matrico.La kunmetaĵo de la blanka eŭtektika fazo en la SEM-bildo estas riĉa je kromo kaj karbono, indikante ke ĝi estas kromkarbido.La foresto de diskretaj SiC-partikloj en la mikrostrukturo, kombinita kun la observita malalta enhavo de kromo en la matrico kaj la ĉeesto de eŭtektikaj miksaĵoj enhavantaj krom-riĉajn fazojn, indikas la kompletan putriĝon de SiC dum fandado.Kiel rezulto de la putriĝo de SiC, silicio dissolviĝas en la matrica fazo, kaj libera karbono interagas kun kromo por formi kromkarbidojn.Kiel povas esti vidita, nur karbono estis kvalite determinita per la EMF-metodo, kaj la fazformacio estis konfirmita per la identigo de karakterizaj karbidpintoj en la Rentgenfotaj difraktopadronoj.
(a) SEM-bildo de provaĵo S-1, (b) pligrandigita bildo, (c) elementmapo, (d) EMF-rezultoj ĉe indikitaj lokoj.
La analizo de kunmetaĵo C-2 estas montrita en fig.3. Simile al la apero en optika mikroskopio, SEM-ekzameno malkaŝis fajnan strukturon kunmetitan de nur du fazoj, kun la ĉeesto de maldika lamellarfazo egale distribuita tra la strukturo.matrica fazo, kaj ekzistas neniu eŭtektika fazo.La elementa distribuo kaj EMF-punkta analizo de la lamella fazo rivelis relative altan enhavon de Cr (flava) kaj C (verda) en ĉi tiu fazo, kiu denove indikas la putriĝon de SiC dum fandado kaj la interagadon de la liberigita karbono kun la kroma efiko. .La VEA-matrico formas lamelan karbidfazon.La distribuado de elementoj kaj punkta analizo de la matrica fazo montris, ke la plej granda parto de la kobalto, fero, nikelo kaj silicio ĉeestas en la matrica fazo.
(a) SEM-bildo de provaĵo S-2, (b) pligrandigita bildo, (c) elementmapo, (d) EMF-rezultoj ĉe indikitaj lokoj.
SEM-studoj de C-3-kunmetaĵoj rivelis la ĉeeston de novaj fazoj aldone al la karbido- kaj matricfazoj.La elementa mapo (Fig. 4c) kaj EMF-punkta analizo (Fig. 4d) montras, ke la nova fazo estas riĉa je nikelo, kobalto kaj silicio.
(a) SEM-bildo de provaĵo S-3, (b) pligrandigita bildo, (c) elementmapo, (d) EMF-rezultoj ĉe indikitaj lokoj.
La rezultoj de la SEM kaj EMF-analizo de la C-4-kunmetaĵo estas montritaj en Figoj.5. Krom la tri fazoj observitaj en kunmetaĵo C-3, la ĉeesto de grafitaj nodoj ankaŭ estis trovita.La volumenofrakcio de la silici-riĉa fazo ankaŭ estas pli alta ol tiu de la C-3-kunmetaĵo.
(a) SEM-bildo de provaĵo S-4, (b) pligrandigita bildo, (c) elementmapo, (d) EMF-rezultoj ĉe indikitaj lokoj.
La rezultoj de la SEM kaj EMF-spektroj de kunmetaĵoj S-5 kaj S-6 estas montritaj en Figuroj 1 kaj 2. 6 kaj 7, respektive.Krom malgranda nombro da sferoj, la ĉeesto de grafitaj flokoj ankaŭ estis observita.Kaj la nombro da grafitflokoj kaj la volumenofrakcio de la silicio-enhava fazo en la C-6-kunmetaĵo estas pli grandaj ol en la C-5-kunmetaĵo.
(a) SEM-bildo de provaĵo C-5, (b) pligrandigita vido, (c) elementa mapo, (d) EMF-rezultoj ĉe indikitaj lokoj.
(a) SEM-bildo de provaĵo S-6, (b) pligrandigita bildo, (c) elementmapo, (d) EMF-rezultoj ĉe indikitaj lokoj.
Kristalstruktura karakterizado de HEA-kunmetaĵoj ankaŭ estis farita per XRD-mezuradoj.La rezulto estas montrita en Figuro 8. En la difraktopadrono de la bazo WEA (S-0), nur la pintoj egalrilatantaj al la fcc-fazo estas videblaj.Rentgenfotaj difraktopadronoj de kunmetaĵoj C-1, C-2, kaj C-3 rivelis la ĉeeston de kromaj pintoj egalrilatantaj al kromkarbido (Cr7C3), kaj ilia intenseco estis pli malalta por provaĵoj C-3 kaj C-4, kiuj indikis. tio ankaŭ kun la datumoj EMF por ĉi tiuj specimenoj.Pintoj respondaj al Co/Ni-silicidoj estis observitaj por specimenoj S-3 kaj S-4, denove kongruaj kun la EDS-mapaj rezultoj montritaj en Figuroj 2 kaj 3. Kiel montrite en Figuro 3 kaj Figuro 4. 5 kaj S-6-pintoj estis observitaj. responda al grafito.
Kaj mikrostrukturaj kaj kristalografiaj trajtoj de la evoluintaj kunmetaĵoj indikis putriĝon de la aldonita SiC.Ĉi tio estas pro la ĉeesto de kromo en la VEA-matrico.Kromo havas tre fortan afinecon por karbono 54.55 kaj reagas kun libera karbono por formi karbidojn, kiel indikite per la observita malkresko en la kromenhavo de la matrico.Si pasas en la fcc-fazon pro la distanciĝo de SiC56.Tiel, pliiĝo en la aldono de SiC al la baza HEA kaŭzis pliiĝon en la kvanto de la karbidfazo kaj la kvanto de libera Si en la mikrostrukturo.Estis trovite ke tiu aldona Si estas deponita en la matrico ĉe malaltaj koncentriĝoj (en kunmetaĵoj S-1 kaj S-2), dum ĉe pli altaj koncentriĝoj (kunmetaĵoj S-3 ĝis S-6) ĝi rezultigas plian kobaltan deponaĵon/.nikelsilicido.La norma entalpio de formado de Co kaj Ni-silicidoj, akiritaj per rekta sinteza alt-temperatura kalorimetrio, estas -37.9 ± 2.0, -49.3 ± 1.3, -34.9 ± 1.1 kJ mol -1 por Co2Si, CoSi kaj CoSi2, respektive, dum tiuj ĉi valoroj estas – 50,6 ± 1,7 kaj – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 por Ni2Si kaj Ni5Si2, respektive.Ĉi tiuj valoroj estas pli malaltaj ol la varmo de formado de SiC, indikante, ke la disociiĝo de SiC kondukanta al la formado de Co/Ni-silicidoj estas energie favora.En kaj S-5 kaj S-6-kunmetaĵoj, kroma libera silicio ĉeestis, kiu estis absorbita preter la formado de silicido.Oni trovis, ke tiu libera silicio kontribuas al la grafitiĝo observita en konvenciaj ŝtaloj58.
La mekanikaj trajtoj de la evoluintaj ceramik-plifortikigitaj kunmetaĵoj bazitaj sur HEA estas esploritaj per kunpremtestoj kaj malmolectestoj.La stres-streĉiĝkurboj de la evoluintaj kunmetaĵoj estas montritaj en Figoj.9a, kaj en Fig. 9b montras disvastigon inter specifa rendimento-forto, cedebleco, malmoleco kaj plilongigo de la evoluintaj kunmetaĵoj.
(a) Kunpremaj streĉaj kurboj kaj (b) disvastigoj montrantaj specifan rendimentostreson, rendimentoforton, malmolecon kaj plilongigon.Notu ke nur specimenoj S-0 ĝis S-4 estas montritaj, ĉar specimenoj S-5 kaj S-6 enhavas signifajn gisaddifektojn.
Kiel vidite en fig.9, la rendimentoforto pliiĝis de 136 MPa por la baza VES (C-0) ĝis 2522 MPa por la C-4-kunmetaĵo.Kompare kun la baza WPP, la S-2-komponaĵo montris tre bonan plilongiĝon al fiasko de ĉirkaŭ 37%, kaj ankaŭ montris signife pli altajn rendimentajn fortajn valorojn (1200 MPa).La bonega kombinaĵo de forto kaj muldebleco de ĉi tiu kunmetaĵo ŝuldiĝas al la plibonigo en la ĝenerala mikrostrukturo, inkluzive de la unuforma distribuado de fajnaj karbidlameloj tra la mikrostrukturo, kiu estas atendita malhelpi dislokigan movadon.La rendimentfortoj de C-3 kaj C-4-kunmetaĵoj estas 1925 MPa kaj 2522 MPa, respektive.Tiuj altaj rendimentfortoj povas esti klarigitaj per la alta volumena frakcio de cementita karbido kaj silicida fazoj.Tamen, la ĉeesto de tiuj fazoj ankaŭ rezultigis plilongigon ĉe rompo de nur 7%.La stres-streĉiĝkurboj de la bazkunmetaĵoj CoCrFeNi HEA (S-0) kaj S-1 estas konveksaj, indikante aktivigon de la spegula efiko aŭ TRIP59,60.Kompare kun specimeno S-1, la streĉa-streĉa kurbo de specimeno S-2 havas konkavan formon ĉe streĉo de ĉirkaŭ 10,20%, kio signifas, ke la normala dislokiĝoglito estas la ĉefa deforma reĝimo de la specimeno en ĉi tiu misformita stato60,61. .Tamen, la malmolrapideco en tiu specimeno restas alta super granda streĉiĝo, kaj ĉe pli altaj trostreĉoj transiro al konvekseco ankaŭ estas videbla (kvankam ne povas esti ekskludite ke tio ŝuldiĝas al la fiasko de lubrikitaj kunpremaj ŝarĝoj).).Kunmetaĵoj C-3 kaj C-4 havas nur limigitan plastikecon pro la ĉeesto de pli altaj volumenofrakcioj de karbidoj kaj silicidoj en la mikrostrukturo.Kunpremaj provoj de specimenoj de kunmetaĵoj C-5 kaj C-6 ne estis faritaj pro signifaj ĵetdifektoj sur ĉi tiuj specimenoj de kunmetaĵoj (vidu Fig. 10).
Stereomikrografoj de ĵetdifektoj (indikitaj per ruĝaj sagoj) en provaĵoj de kunmetaĵoj C-5 kaj C-6.
La rezultoj de mezurado de la malmoleco de VEA-kunmetaĵoj estas montritaj en Figoj.9b.La bazo WEA havas malmolecon de 130±5 HV, kaj specimenoj S-1, S-2, S-3 kaj S-4 havas malmoleco-valorojn de 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV kaj 755±20 HV.La pliiĝo en malmoleco estis en bona akordo kun la ŝanĝo en rendimento forto akirita de kunpremadtestoj kaj estis asociita kun pliiĝo en la kvanto de solidoj en la kunmetaĵo.La kalkulita specifa rendimento-forto bazita sur la celkonsisto de ĉiu specimeno ankaŭ estas montrita en fig.9b.Ĝenerale, la plej bona kombinaĵo de rendimentforto (1200 MPa), malmoleco (275 ± 10 HV), kaj relativa plilongiĝo al fiasko (~37%) estas observita por kunmetaĵo C-2.
Komparo de la cedebleco kaj relativa plilongigo de la evoluinta kunmetaĵo kun materialoj de malsamaj klasoj estas montrita en Fig. 11a.Kunmetaĵoj bazitaj sur CoCrFeNi en tiu studo montris altan plilongiĝon ĉe iu antaŭfiksita stresnivelo62.Oni povas ankaŭ vidi, ke la propraĵoj de la HEA-kunmetaĵoj evoluigitaj en ĉi tiu studo kuŝas en la antaŭe neokupata regiono de la intrigo de cedebleco kontraŭ plilongiĝo.Krome, la evoluintaj kunmetaĵoj havas larĝan gamon de kombinaĵoj de forto (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa kaj 2522 MPa) kaj plilongiĝo (>60%, 37%, 7.3% kaj 6.19%).Rendimento-forto ankaŭ estas grava faktoro en la elekto de materialoj por altnivelaj inĝenieraj aplikoj63,64.Ĉi-rilate, la HEA-kunmetaĵoj de la nuna invento elmontras bonegan kombinaĵon de rendimentforto kaj plilongiĝo.Tio estas ĉar la aldono de malalta denseca SiC rezultigas kunmetaĵojn kun alta specifa rezignforto.La specifa rendimento kaj plilongiĝo de HEA-kunmetaĵoj estas en la sama gamo kiel HEA FCC kaj obstina HEA, kiel montrite en Fig. 11b.La malmoleco kaj cedebleco de la evoluintaj kunmetaĵoj estas en la sama gamo kiel por masivaj metalaj vitroj65 (Fig. 11c).Masivaj metalaj glasoj (BMS) estas karakterizitaj per alta malmoleco kaj cedebleco, sed ilia plilongiĝo estas limigita66,67.Tamen, la malmoleco kaj rendimento-forto de kelkaj el la HEA-kunmetaĵoj evoluigitaj en tiu studo ankaŭ montris signifan plilongiĝon.Tiel, oni konkludis, ke la kunmetaĵoj evoluigitaj de VEA havas unikan kaj serĉatan kombinaĵon de mekanikaj propraĵoj por diversaj strukturaj aplikoj.Tiu unika kombinaĵo de mekanikaj trajtoj povas esti klarigita per la unuforma disvastigo de malmolaj karbidoj formitaj surloke en la FCC HEA-matrico.Tamen, kiel parto de la celo atingi pli bonan kombinaĵon de forto, mikrostrukturaj ŝanĝoj rezultiĝantaj el la aldono de ceramikaj fazoj devas esti singarde studitaj kaj kontrolitaj por eviti gisaddifektojn, kiel tiuj trovitaj en S-5 kaj S-6-kunmetaĵoj, kaj duktileco.sekso.
La rezultoj de ĉi tiu studo estis komparitaj kun diversaj strukturaj materialoj kaj HEA-oj: (a) plilongiĝo kontraŭ rendimento-forto62, (b) specifa rendimentostreso kontraŭ ductility63 kaj (c) rendimentorezisto kontraŭ malmoleco65.
La mikrostrukturo kaj mekanikaj trajtoj de serio de HEA-ceramikaj kunmetaĵoj bazitaj sur la HEA CoCrFeNi-sistemo kun aldono de SiC estis studitaj kaj la sekvaj konkludoj estis desegnitaj:
Altaj entropiaj alojkunmetaĵoj povas esti sukcese evoluigitaj aldonante SiC al CoCrFeNi HEA uzante la arkfandan metodon.
SiC putriĝas dum arkfandado, kondukante al la formado surloke de karbido, silicido kaj grafitfazoj, kies ĉeesto kaj volumenofrakcio dependas de la kvanto de SiC aldonita al la baza HEA.
HEA-kunmetaĵoj elmontras multajn bonegajn mekanikajn trajtojn, kun trajtoj kiuj falas en antaŭe neokupitajn areojn sur la cedebleco kontraŭ plilongigo-intrigo.La cedebleco de la HEA-kunmetaĵo farita uzante 6 pez% SiC estis pli ol ok fojojn tiu de baza HEA konservante 37% muldeblecon.
La malmoleco kaj rendimento-forto de HEA-kunmetaĵoj estas en la gamo de grocaj metalaj vitroj (BMG).
La trovoj sugestas, ke alt-entropiaj alojaj kunmetaĵoj reprezentas esperigan aliron por atingi bonegan kombinaĵon de metal-mekanikaj trajtoj por progresintaj strukturaj aplikoj.
Afiŝtempo: Jul-12-2023