CoCrFeNi ist eine gut untersuchte kubisch-flächenzentrierte (fcc) Hochentropielegierung (HEA) mit ausgezeichneter Duktilität, aber begrenzter Festigkeit.Der Schwerpunkt dieser Studie liegt auf der Verbesserung des Gleichgewichts zwischen Festigkeit und Duktilität solcher HEAs durch Zugabe unterschiedlicher Mengen an SiC mithilfe der Lichtbogenschmelzmethode.Es wurde festgestellt, dass die Anwesenheit von Chrom im Basis-HEA die Zersetzung von SiC beim Schmelzen verursacht.Somit führt die Wechselwirkung von freiem Kohlenstoff mit Chrom zur In-situ-Bildung von Chromkarbiden, während freies Silizium im Basis-HEA in Lösung bleibt und/oder mit den Elementen, aus denen das Basis-HEA besteht, interagiert, um Silizide zu bilden.Mit zunehmendem SiC-Gehalt ändert sich die Mikrostrukturphase in der folgenden Reihenfolge: fcc → fcc + Eutektikum → fcc + Chromkarbidflocken → fcc + Chromkarbidflocken + Silizid → fcc + Chromkarbidflocken + Silizid + Graphitkugeln/Graphitflocken.Die resultierenden Verbundwerkstoffe weisen im Vergleich zu herkömmlichen Legierungen und Legierungen mit hoher Entropie ein sehr breites Spektrum an mechanischen Eigenschaften auf (Streckgrenze reicht von 277 MPa bei über 60 % Dehnung bis 2522 MPa bei 6 % Dehnung).Einige der entwickelten Verbundwerkstoffe mit hoher Entropie weisen eine hervorragende Kombination mechanischer Eigenschaften auf (Streckgrenze 1200 MPa, Dehnung 37 %) und besetzen im Streckspannungs-Dehnungsdiagramm bisher unerreichbare Bereiche.Zusätzlich zur bemerkenswerten Dehnung liegen die Härte und Streckgrenze von HEA-Verbundwerkstoffen im gleichen Bereich wie massives Metallglas.Daher wird davon ausgegangen, dass die Entwicklung von Verbundwerkstoffen mit hoher Entropie dazu beitragen kann, eine hervorragende Kombination mechanischer Eigenschaften für fortgeschrittene Strukturanwendungen zu erreichen.
Die Entwicklung von Legierungen mit hoher Entropie ist ein vielversprechendes neues Konzept in der Metallurgie1,2.Legierungen mit hoher Entropie (HEA) haben in einer Reihe von Fällen eine hervorragende Kombination physikalischer und mechanischer Eigenschaften gezeigt, einschließlich hoher thermischer Stabilität3,4 superplastischer Dehnung5,6 Ermüdungsbeständigkeit7,8 Korrosionsbeständigkeit9,10,11 und ausgezeichneter Verschleißfestigkeit12,13,14 ,15 und tribologische Eigenschaften15 ,16,17 auch bei hohen Temperaturen18,19,20,21,22 und mechanische Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen23,24,25.Die hervorragende Kombination mechanischer Eigenschaften in HEA wird normalerweise auf vier Haupteffekte zurückgeführt, nämlich hohe Konfigurationsentropie26, starke Gitterverzerrung27, langsame Diffusion28 und Cocktaileffekt29.HEAs werden normalerweise in die Typen FCC, BCC und HCP eingeteilt.FCC HEA enthält typischerweise Übergangselemente wie Co, Cr, Fe, Ni und Mn und weist eine ausgezeichnete Duktilität (auch bei niedrigen Temperaturen25), aber eine geringe Festigkeit auf.BCC HEA besteht normalerweise aus hochdichten Elementen wie W, Mo, Nb, Ta, Ti und V und weist eine sehr hohe Festigkeit, aber geringe Duktilität und niedrige spezifische Festigkeit auf30.
Die mikrostrukturelle Modifikation von HEA basierend auf maschineller Bearbeitung, thermomechanischer Verarbeitung und der Zugabe von Elementen wurde untersucht, um die beste Kombination mechanischer Eigenschaften zu erhalten.CoCrFeMnNi FCC HEA unterliegt durch Hochdrucktorsion einer starken plastischen Verformung, die zu einer deutlichen Erhöhung der Härte (520 HV) und Festigkeit (1950 MPa) führt, die Entwicklung einer nanokristallinen Mikrostruktur (~50 nm) macht die Legierung jedoch spröde31 .Es wurde festgestellt, dass die Einbeziehung von Zwillingsduktilität (TWIP) und transformationsinduzierter Plastizität (TRIP) in CoCrFeMnNi-HEAs eine gute Kalthärtbarkeit verleiht, was zu einer hohen Zugduktilität führt, allerdings auf Kosten der tatsächlichen Zugfestigkeitswerte.Unterhalb (1124 MPa) 32. Die Bildung einer geschichteten Mikrostruktur (bestehend aus einer dünnen verformten Schicht und einem unverformten Kern) im CoCrFeMnNi-HEA mittels Kugelstrahlen führte zu einer Erhöhung der Festigkeit, diese Verbesserung war jedoch auf etwa 700 MPa begrenzt33.Auf der Suche nach Materialien mit der besten Kombination aus Festigkeit und Duktilität wurde auch die Entwicklung mehrphasiger HEAs und eutektischer HEAs unter Verwendung von Zusätzen nicht-isoatomarer Elemente untersucht34,35,36,37,38,39,40,41.Tatsächlich wurde festgestellt, dass eine feinere Verteilung der harten und weichen Phasen in eutektischen Legierungen mit hoher Entropie zu einer relativ besseren Kombination aus Festigkeit und Duktilität führen kann35,38,42,43.
Das CoCrFeNi-System ist eine umfassend untersuchte einphasige FCC-Legierung mit hoher Entropie.Dieses System weist schnelle Kaltverfestigungseigenschaften44 und eine ausgezeichnete Duktilität45,46 sowohl bei niedrigen als auch bei hohen Temperaturen auf.Es wurden verschiedene Versuche unternommen, die relativ geringe Festigkeit (~300 MPa)47,48 zu verbessern, darunter Kornverfeinerung25, heterogene Mikrostruktur49, Ausfällung50,51,52 und transformationsinduzierte Plastizität (TRIP)53.Die Kornverfeinerung von gegossenem kubisch-flächenzentriertem HEA-CoCrFeNi durch Kaltziehen unter erschwerten Bedingungen erhöht die Festigkeit von etwa 300 MPa47,48 auf 1,2 GPa25, verringert jedoch den Duktilitätsverlust von mehr als 60 % auf 12,6 %.Die Zugabe von Al zum HEA von CoCrFeNi führte zur Bildung einer heterogenen Mikrostruktur, die ihre Streckgrenze auf 786 MPa und ihre relative Dehnung auf etwa 22 % erhöhte49.CoCrFeNi HEA wurde mit Ti und Al zugesetzt, um Ausscheidungen zu bilden, wodurch eine Ausscheidungsverstärkung entstand und die Streckgrenze auf 645 MPa und die Dehnung auf 39 % anstiegen51.Der TRIP-Mechanismus (flächenzentrierte kubische → hexaedrische martensitische Umwandlung) und Zwillingsbildung erhöhten die Zugfestigkeit von CoCrFeNi HEA auf 841 MPa und die Bruchdehnung auf 76 %53.
Es wurden auch Versuche unternommen, der flächenzentrierten kubischen HEA-Matrix eine Keramikverstärkung hinzuzufügen, um Verbundwerkstoffe mit hoher Entropie zu entwickeln, die eine bessere Kombination aus Festigkeit und Duktilität aufweisen können.Verbundwerkstoffe mit hoher Entropie wurden durch Vakuumlichtbogenschmelzen44, mechanisches Legieren45,46,47,48,52,53, Funkenplasmasintern46,51,52, Vakuumheißpressen45, heißisostatisches Pressen47,48 und die Entwicklung additiver Fertigungsverfahren43 verarbeitet. 50.Karbide, Oxide und Nitride wie WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 und Y2O351 wurden als keramische Verstärkung bei der Entwicklung von HEA-Verbundwerkstoffen verwendet.Die Auswahl der richtigen HEA-Matrix und Keramik ist besonders wichtig bei der Gestaltung und Entwicklung eines starken und langlebigen HEA-Verbundwerkstoffs.Als Matrixmaterial wurde in dieser Arbeit CoCrFeNi gewählt.Dem CoCrFeNi HEA wurden verschiedene Mengen SiC zugesetzt und deren Einfluss auf die Mikrostruktur, Phasenzusammensetzung und mechanischen Eigenschaften untersucht.
Als Rohstoffe für die Herstellung von HEA-Verbundwerkstoffen wurden hochreine Metalle Co, Cr, Fe und Ni (99,95 Gew.-%) sowie SiC-Pulver (Reinheit 99 %, Größe -400 Mesh) in Form von Elementarpartikeln verwendet.Die isoatomare Zusammensetzung des CoCrFeNi HEA wurde zunächst in eine halbkugelförmige wassergekühlte Kupferform gegeben und dann wurde die Kammer auf 3·10-5 mbar evakuiert.Um das für das Lichtbogenschmelzen mit nicht verbrauchbaren Wolframelektroden erforderliche Vakuum zu erreichen, wird hochreines Argongas eingeleitet.Die resultierenden Barren werden fünfmal umgedreht und erneut eingeschmolzen, um eine gute Homogenität sicherzustellen.Durch Zugabe einer bestimmten Menge SiC zu den resultierenden äquiatomaren CoCrFeNi-Knöpfen wurden hochentropische Verbundwerkstoffe unterschiedlicher Zusammensetzung hergestellt, die jeweils durch fünffache Inversion und Umschmelzen wieder homogenisiert wurden.Der geformte Knopf aus dem resultierenden Verbundwerkstoff wurde zur weiteren Prüfung und Charakterisierung mittels EDM geschnitten.Proben für mikrostrukturelle Untersuchungen wurden nach standardmäßigen metallografischen Methoden hergestellt.Zunächst wurden die Proben mit einem Lichtmikroskop (Leica Microscope DM6M) mit der Software Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) zur quantitativen Phasenanalyse untersucht.Für die Phasenanalyse wurden drei Bilder ausgewählt, die in verschiedenen Bereichen mit einer Gesamtfläche von etwa 27.000 µm2 aufgenommen wurden.Weitere detaillierte Mikrostrukturstudien, einschließlich der Analyse der chemischen Zusammensetzung und der Elementverteilung, wurden mit einem Rasterelektronenmikroskop (JEOL JSM-6490LA) durchgeführt, das mit einem Analysesystem für energiedispersive Spektroskopie (EDS) ausgestattet war.Die Charakterisierung der Kristallstruktur des HEA-Komposits wurde mit einem Röntgenbeugungssystem (Bruker D2-Phasenschieber) unter Verwendung einer CuKα-Quelle mit einer Schrittweite von 0,04° durchgeführt.Die Auswirkung mikrostruktureller Veränderungen auf die mechanischen Eigenschaften von HEA-Verbundwerkstoffen wurde mithilfe von Vickers-Mikrohärtetests und Kompressionstests untersucht.Für die Härteprüfung wird eine Belastung von 500 N für 15 s mit mindestens 10 Eindrücken pro Probe aufgebracht.Kompressionstests von HEA-Verbundwerkstoffen wurden bei Raumtemperatur an rechteckigen Proben (7 mm × 3 mm × 3 mm) auf einer Shimadzu 50KN-Universalprüfmaschine (UTM) mit einer anfänglichen Dehnungsrate von 0,001/s durchgeführt.
Verbundwerkstoffe mit hoher Entropie, im Folgenden als Proben S-1 bis S-6 bezeichnet, wurden durch Zugabe von 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % und 17 % SiC (alle Gewichtsprozent) zu einer CoCrFeNi-Matrix hergestellt .jeweils.Die Referenzprobe, der kein SiC zugesetzt wurde, wird im Folgenden als Probe S-0 bezeichnet.Optische Mikroaufnahmen der entwickelten HEA-Verbundwerkstoffe sind in den Abbildungen dargestellt.1, wo durch die Zugabe verschiedener Additive die einphasige Mikrostruktur des CoCrFeNi HEA in eine Mikrostruktur umgewandelt wurde, die aus vielen Phasen mit unterschiedlicher Morphologie, Größe und Verteilung besteht.Die Menge an SiC in der Zusammensetzung.Die Menge jeder Phase wurde durch Bildanalyse mit der LAS Phase Expert-Software bestimmt.Der Einschub in Abbildung 1 (oben rechts) zeigt eine Beispielfläche für diese Analyse sowie den Flächenanteil für jede Phasenkomponente.
Lichtmikroskopische Aufnahmen der entwickelten Hochentropie-Komposite: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 und (f) C- 6.Der Einschub zeigt ein Beispiel für kontrastbasierte Bildphasenanalyseergebnisse mit der LAS Phase Expert-Software.
Wie in Abb. gezeigt.1a, eine eutektische Mikrostruktur, die zwischen den Matrixvolumina des C-1-Verbundwerkstoffs gebildet wird, wobei die Menge der Matrix- und eutektischen Phasen auf 87,9 ± 0,47 % bzw. 12,1 % ± 0,51 % geschätzt wird.In dem in Abb. 1b gezeigten Verbundwerkstoff (C-2) gibt es keine Anzeichen einer eutektischen Reaktion während der Erstarrung, und es wird eine Mikrostruktur beobachtet, die sich völlig von der des Verbundwerkstoffs C-1 unterscheidet.Die Mikrostruktur des C-2-Verbundwerkstoffs ist relativ fein und besteht aus dünnen Platten (Karbiden), die gleichmäßig in der Matrixphase (fcc) verteilt sind.Die Volumenanteile der Matrix und des Karbids werden auf 72 ± 1,69 % bzw. 28 ± 1,69 % geschätzt.Zusätzlich zur Matrix und zum Karbid wurde im C-3-Verbundwerkstoff eine neue Phase (Silizid) gefunden, wie in Abb. 1c dargestellt, wobei die Volumenanteile dieser Silizid-, Karbid- und Matrixphasen auf etwa 26,5 % ± geschätzt werden 0,41 %, 25,9 ± 0,53 bzw. 47,6 ± 0,34.Eine weitere neue Phase (Graphit) wurde auch in der Mikrostruktur des C-4-Verbundwerkstoffs beobachtet;Insgesamt wurden vier Phasen identifiziert.Die Graphitphase hat eine ausgeprägte Kugelform mit dunklem Kontrast in optischen Bildern und ist nur in geringen Mengen vorhanden (der geschätzte Volumenanteil beträgt nur etwa 0,6 ± 0,30 %).In den Verbundwerkstoffen C-5 und C-6 wurden nur drei Phasen identifiziert, und die dunkle kontrastierende Graphitphase in diesen Verbundwerkstoffen erscheint in Form von Flocken.Im Vergleich zu den Graphitflocken in Composite S-5 sind die Graphitflocken in Composite S-6 breiter, kürzer und regelmäßiger.Ein entsprechender Anstieg des Graphitgehalts wurde ebenfalls von 14,9 ± 0,85 % im C-5-Verbundwerkstoff auf etwa 17,4 ± 0,55 % im C-6-Verbundwerkstoff beobachtet.
Um die detaillierte Mikrostruktur und chemische Zusammensetzung jeder Phase im HEA-Verbundwerkstoff weiter zu untersuchen, wurden Proben mittels REM untersucht und außerdem wurden EMF-Punktanalysen und chemische Kartierungen durchgeführt.Die Ergebnisse für Komposit C-1 sind in Abb. dargestellt.2, wo das Vorhandensein eutektischer Mischungen, die die Bereiche der Hauptmatrixphase trennen, deutlich zu erkennen ist.Die chemische Karte des Verbundstoffs C-1 ist in Abb. 2c dargestellt, wo zu sehen ist, dass Co, Fe, Ni und Si gleichmäßig in der Matrixphase verteilt sind.Allerdings wurde in der Matrixphase im Vergleich zu anderen Elementen des Basis-HEA eine geringe Menge Cr gefunden, was darauf hindeutet, dass Cr aus der Matrix diffundierte.Die Zusammensetzung der weißen eutektischen Phase im REM-Bild ist reich an Chrom und Kohlenstoff, was darauf hindeutet, dass es sich um Chromcarbid handelt.Das Fehlen diskreter SiC-Partikel in der Mikrostruktur in Kombination mit dem beobachteten geringen Chromgehalt in der Matrix und dem Vorhandensein eutektischer Mischungen mit chromreichen Phasen weist auf die vollständige Zersetzung von SiC während des Schmelzens hin.Durch die Zersetzung von SiC löst sich Silizium in der Matrixphase auf und freier Kohlenstoff interagiert mit Chrom unter Bildung von Chromcarbiden.Wie zu sehen ist, wurde mit der EMF-Methode nur Kohlenstoff qualitativ bestimmt und die Phasenbildung wurde durch die Identifizierung charakteristischer Carbidpeaks in den Röntgenbeugungsmustern bestätigt.
(a) SEM-Bild der Probe S-1, (b) vergrößertes Bild, (c) Elementkarte, (d) EMF-Ergebnisse an den angegebenen Stellen.
Die Analyse des Verbundstoffs C-2 ist in Abb. dargestellt.3. Ähnlich wie bei der optischen Mikroskopie zeigte die REM-Untersuchung eine feine Struktur, die nur aus zwei Phasen bestand, wobei eine dünne lamellare Phase gleichmäßig über die Struktur verteilt war.Matrixphase, und es gibt keine eutektische Phase.Die Elementverteilung und EMF-Punktanalyse der lamellaren Phase ergaben einen relativ hohen Gehalt an Cr (gelb) und C (grün) in dieser Phase, was wiederum auf die Zersetzung von SiC beim Schmelzen und die Wechselwirkung des freigesetzten Kohlenstoffs mit dem Chromeffekt hinweist .Die VEA-Matrix bildet eine lamellare Karbidphase.Die Verteilung der Elemente und die Punktanalyse der Matrixphase zeigten, dass der Großteil des Kobalts, Eisens, Nickels und Siliziums in der Matrixphase vorhanden ist.
(a) SEM-Bild der Probe S-2, (b) vergrößertes Bild, (c) Elementkarte, (d) EMF-Ergebnisse an den angegebenen Stellen.
SEM-Untersuchungen von C-3-Verbundwerkstoffen zeigten das Vorhandensein neuer Phasen zusätzlich zu den Karbid- und Matrixphasen.Die Elementkarte (Abb. 4c) und die EMF-Punktanalyse (Abb. 4d) zeigen, dass die neue Phase reich an Nickel, Kobalt und Silizium ist.
(a) SEM-Bild der Probe S-3, (b) vergrößertes Bild, (c) Elementkarte, (d) EMF-Ergebnisse an den angegebenen Stellen.
Die Ergebnisse der REM- und EMF-Analyse des C-4-Komposits sind in den Abbildungen dargestellt.5. Zusätzlich zu den drei Phasen, die im Komposit C-3 beobachtet wurden, wurde auch das Vorhandensein von Graphitknötchen gefunden.Auch der Volumenanteil der siliziumreichen Phase ist höher als der des C-3-Komposits.
(a) SEM-Bild der Probe S-4, (b) vergrößertes Bild, (c) Elementkarte, (d) EMF-Ergebnisse an den angegebenen Stellen.
Die Ergebnisse der SEM- und EMF-Spektren der Verbundwerkstoffe S-5 und S-6 sind in den Abbildungen 1 und 2, 6 bzw. 7 dargestellt.Neben einer geringen Anzahl von Kugeln wurde auch das Vorhandensein von Graphitflocken beobachtet.Sowohl die Anzahl der Graphitflocken als auch der Volumenanteil der siliziumhaltigen Phase sind im C-6-Verbundwerkstoff größer als im C-5-Verbundwerkstoff.
(a) SEM-Bild der Probe C-5, (b) vergrößerte Ansicht, (c) Elementarkarte, (d) EMF-Ergebnisse an den angegebenen Stellen.
(a) SEM-Bild der Probe S-6, (b) vergrößertes Bild, (c) Elementkarte, (d) EMF-Ergebnisse an den angegebenen Stellen.
Die Charakterisierung der Kristallstruktur von HEA-Verbundwerkstoffen wurde auch mithilfe von XRD-Messungen durchgeführt.Das Ergebnis ist in Abbildung 8 dargestellt. Im Beugungsmuster des Basis-WEA (S-0) sind nur die Peaks sichtbar, die der fcc-Phase entsprechen.Röntgenbeugungsmuster der Verbundwerkstoffe C-1, C-2 und C-3 zeigten das Vorhandensein zusätzlicher Peaks, die Chromcarbid (Cr7C3) entsprachen, und ihre Intensität war bei den Proben C-3 und C-4 geringer, was darauf hindeutete das auch mit den Daten EMF für diese Proben.Für die Proben S-3 und S-4 wurden Peaks beobachtet, die Co/Ni-Siliziden entsprachen, was wiederum mit den in den Abbildungen 2 und 3 gezeigten EDS-Kartierungsergebnissen übereinstimmt. Wie in Abbildung 3 und Abbildung 4 gezeigt, wurden die Peaks 5 und S-6 beobachtet entspricht Graphit.
Sowohl die mikrostrukturellen als auch die kristallographischen Eigenschaften der entwickelten Verbundwerkstoffe deuteten auf eine Zersetzung des zugesetzten SiC hin.Dies ist auf das Vorhandensein von Chrom in der VEA-Matrix zurückzuführen.Chrom hat eine sehr starke Affinität zu Kohlenstoff 54,55 und reagiert mit freiem Kohlenstoff unter Bildung von Karbiden, was durch die beobachtete Abnahme des Chromgehalts der Matrix angezeigt wird.Durch die Dissoziation von SiC56 geht Si in die fcc-Phase über.Somit führte eine Erhöhung der Zugabe von SiC zum Basis-HEA zu einer Erhöhung der Menge der Carbidphase und der Menge an freiem Si in der Mikrostruktur.Es wurde festgestellt, dass dieses zusätzliche Si bei niedrigen Konzentrationen (in den Verbundwerkstoffen S-1 und S-2) in der Matrix abgelagert wird, während es bei höheren Konzentrationen (Verbundwerkstoffe S-3 bis S-6) zu zusätzlicher Kobaltablagerung führt.Nickelsilizid.Die Standardbildungsenthalpie von Co- und Ni-Siliziden, die durch Direktsynthese-Hochtemperaturkalorimetrie erhalten wird, beträgt -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 für Co2Si, CoSi bzw. CoSi2 Die Werte betragen – 50,6 ± 1,7 und – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 für Ni2Si bzw. Ni5Si2.Diese Werte sind niedriger als die Bildungswärme von SiC, was darauf hindeutet, dass die Dissoziation von SiC, die zur Bildung von Co/Ni-Siliziden führt, energetisch günstig ist.Sowohl in S-5- als auch in S-6-Kompositen war zusätzliches freies Silizium vorhanden, das über die Bildung von Silizid hinaus absorbiert wurde.Es wurde festgestellt, dass dieses freie Silizium zur Graphitisierung beiträgt, die bei herkömmlichen Stählen beobachtet wird58.
Die mechanischen Eigenschaften der entwickelten keramisch verstärkten Verbundwerkstoffe auf HEA-Basis werden durch Druckversuche und Härtetests untersucht.Die Spannungs-Dehnungs-Kurven der entwickelten Verbundwerkstoffe sind in den Abbildungen dargestellt.9a und in Abb. 9b zeigt ein Streudiagramm zwischen spezifischer Streckgrenze, Streckgrenze, Härte und Dehnung der entwickelten Verbundwerkstoffe.
(a) Druckspannungskurven und (b) Streudiagramme, die die spezifische Streckgrenze, Streckgrenze, Härte und Dehnung zeigen.Beachten Sie, dass nur die Proben S-0 bis S-4 gezeigt werden, da die Proben S-5 und S-6 erhebliche Gussfehler aufweisen.
Wie in Abb. zu sehen ist.9 stieg die Streckgrenze von 136 MPa für das Basis-VES (C-0) auf 2522 MPa für den C-4-Verbundwerkstoff.Im Vergleich zum Basis-WPP zeigte der S-2-Verbundwerkstoff eine sehr gute Bruchdehnung von etwa 37 % und zeigte zudem deutlich höhere Streckgrenzenwerte (1200 MPa).Die hervorragende Kombination aus Festigkeit und Duktilität dieses Verbundwerkstoffs ist auf die Verbesserung der Gesamtmikrostruktur zurückzuführen, einschließlich der gleichmäßigen Verteilung feiner Karbidlamellen in der gesamten Mikrostruktur, die voraussichtlich die Versetzungsbewegung hemmt.Die Streckgrenzen von C-3- und C-4-Verbundwerkstoffen betragen 1925 MPa bzw. 2522 MPa.Diese hohen Streckgrenzen lassen sich durch den hohen Volumenanteil an Hartmetall- und Silizidphasen erklären.Das Vorhandensein dieser Phasen führte jedoch auch zu einer Bruchdehnung von nur 7 %.Die Spannungs-Dehnungs-Kurven der Basiskomposite CoCrFeNi HEA (S-0) und S-1 sind konvex, was auf die Aktivierung des Zwillingseffekts oder TRIP59,60 hinweist.Im Vergleich zur Probe S-1 weist die Spannungs-Dehnungs-Kurve der Probe S-2 bei einer Dehnung von etwa 10,20 % eine konkave Form auf, was bedeutet, dass der normale Versetzungsschlupf der Hauptverformungsmodus der Probe in diesem deformierten Zustand ist60,61 .Allerdings bleibt die Verfestigungsgeschwindigkeit bei dieser Probe über einen großen Dehnungsbereich hoch, und bei höheren Dehnungen ist auch ein Übergang zur Konvexität sichtbar (obwohl nicht ausgeschlossen werden kann, dass dies auf das Versagen geschmierter Druckbelastungen zurückzuführen ist).).Die Verbundwerkstoffe C-3 und C-4 weisen aufgrund der Anwesenheit höherer Volumenanteile an Karbiden und Siliziden in der Mikrostruktur nur eine begrenzte Plastizität auf.Drucktests der Verbundwerkstoffproben C-5 und C-6 wurden aufgrund erheblicher Gussfehler an diesen Verbundwerkstoffproben nicht durchgeführt (siehe Abb. 10).
Stereomikroskopische Aufnahmen von Gussfehlern (durch rote Pfeile gekennzeichnet) in Proben der Verbundwerkstoffe C-5 und C-6.
Die Ergebnisse der Messung der Härte von VEA-Verbundwerkstoffen sind in den Abbildungen dargestellt.9b.Das Basis-WEA hat eine Härte von 130 ± 5 HV und die Proben S-1, S-2, S-3 und S-4 haben Härtewerte von 250 ± 10 HV, 275 ± 10 HV, 570 ± 20 HV und 755±20 HV.Der Anstieg der Härte stimmte gut mit der Änderung der Streckgrenze aus Kompressionstests überein und war mit einem Anstieg der Feststoffmenge im Verbundwerkstoff verbunden.Die berechnete spezifische Streckgrenze basierend auf der Zielzusammensetzung jeder Probe ist ebenfalls in Abb. dargestellt.9b.Im Allgemeinen wird für den Verbundstoff C-2 die beste Kombination aus Streckgrenze (1200 MPa), Härte (275 ± 10 HV) und relativer Bruchdehnung (~37 %) beobachtet.
Der Vergleich der Streckgrenze und relativen Dehnung des entwickelten Verbundwerkstoffs mit Materialien verschiedener Klassen ist in Abb. 11a dargestellt.Verbundwerkstoffe auf der Basis von CoCrFeNi zeigten in dieser Studie bei jedem gegebenen Spannungsniveau eine hohe Dehnung62.Es ist auch zu erkennen, dass die Eigenschaften der in dieser Studie entwickelten HEA-Verbundwerkstoffe im bisher unbesetzten Bereich der Darstellung der Streckgrenze über der Dehnung liegen.Darüber hinaus verfügen die entwickelten Verbundwerkstoffe über ein breites Spektrum an Kombinationen von Festigkeit (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa und 2522 MPa) und Dehnung (>60 %, 37 %, 7,3 % und 6,19 %).Die Streckgrenze ist auch ein wichtiger Faktor bei der Auswahl von Materialien für anspruchsvolle technische Anwendungen63,64.In dieser Hinsicht weisen die HEA-Verbundwerkstoffe der vorliegenden Erfindung eine hervorragende Kombination aus Streckgrenze und Dehnung auf.Dies liegt daran, dass die Zugabe von SiC niedriger Dichte zu Verbundwerkstoffen mit hoher spezifischer Streckgrenze führt.Die spezifische Streckgrenze und Dehnung von HEA-Verbundwerkstoffen liegen im gleichen Bereich wie HEA FCC und feuerfestes HEA, wie in Abb. 11b dargestellt.Die Härte und Streckgrenze der entwickelten Verbundwerkstoffe liegen im gleichen Bereich wie für massive metallische Gläser65 (Abb. 11c).Massive metallische Gläser (BMS) zeichnen sich durch eine hohe Härte und Streckgrenze aus, ihre Dehnung ist jedoch begrenzt66,67.Allerdings zeigten die Härte und Streckgrenze einiger der in dieser Studie entwickelten HEA-Verbundwerkstoffe auch eine signifikante Dehnung.Daraus wurde geschlossen, dass die von VEA entwickelten Verbundwerkstoffe eine einzigartige und begehrte Kombination mechanischer Eigenschaften für verschiedene strukturelle Anwendungen aufweisen.Diese einzigartige Kombination mechanischer Eigenschaften lässt sich durch die gleichmäßige Verteilung harter Karbide erklären, die in situ in der FCC-HEA-Matrix gebildet werden.Im Rahmen des Ziels, eine bessere Festigkeitskombination zu erreichen, müssen jedoch mikrostrukturelle Veränderungen, die sich aus der Zugabe von Keramikphasen ergeben, sorgfältig untersucht und kontrolliert werden, um Gussfehler zu vermeiden, wie sie beispielsweise bei S-5- und S-6-Verbundwerkstoffen auftreten Duktilität.Geschlecht.
Die Ergebnisse dieser Studie wurden mit verschiedenen Strukturmaterialien und HEAs verglichen: (a) Dehnung vs. Streckgrenze62, (b) spezifische Streckgrenze vs. Duktilität63 und (c) Streckgrenze vs. Härte65.
Die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften einer Reihe von HEA-Keramik-Verbundwerkstoffen auf Basis des HEA-CoCrFeNi-Systems mit Zusatz von SiC wurden untersucht und folgende Schlussfolgerungen gezogen:
Durch die Zugabe von SiC zu CoCrFeNi HEA im Lichtbogenschmelzverfahren können Legierungsverbundwerkstoffe mit hoher Entropie erfolgreich entwickelt werden.
SiC zersetzt sich während des Lichtbogenschmelzens und führt zur Bildung von Karbid-, Silizid- und Graphitphasen vor Ort, deren Vorhandensein und Volumenanteil von der Menge an SiC abhängen, die dem Basis-HEA zugesetzt wird.
HEA-Verbundwerkstoffe weisen viele hervorragende mechanische Eigenschaften auf, wobei Eigenschaften in der Darstellung der Streckgrenze im Vergleich zur Dehnung in bisher unbesetzte Bereiche fallen.Die Streckgrenze des HEA-Verbundwerkstoffs, der mit 6 Gew.-% SiC hergestellt wurde, war mehr als achtmal so hoch wie die des Basis-HEA, während die Duktilität 37 % beibehielt.
Die Härte und Streckgrenze von HEA-Verbundwerkstoffen liegen im Bereich von Bulk Metallic Glass (BMG).
Die Ergebnisse legen nahe, dass hochentropische Legierungsverbundwerkstoffe einen vielversprechenden Ansatz zur Erzielung einer hervorragenden Kombination metallmechanischer Eigenschaften für fortschrittliche Strukturanwendungen darstellen.
Zeitpunkt der Veröffentlichung: 12. Juli 2023