CoCrFeNi és un aliatge cúbic (fcc) d'alta entropia (HEA) ben estudiat amb una ductilitat excel·lent però una resistència limitada.L'objectiu d'aquest estudi és millorar l'equilibri de força i ductilitat d'aquests HEA afegint diferents quantitats de SiC mitjançant el mètode de fusió d'arc.S'ha establert que la presència de crom a la base HEA provoca la descomposició de SiC durant la fusió.Així, la interacció del carboni lliure amb el crom condueix a la formació in situ de carburs de crom, mentre que el silici lliure roman en solució a la base HEA i/o interacciona amb els elements que formen la base HEA per formar siliciurs.A mesura que augmenta el contingut de SiC, la fase de la microestructura canvia en la següent seqüència: fcc → fcc + eutèctic → fcc + flocs de carbur de crom → fcc + flocs de carbur de crom + siliciur → fcc + flocs de carbur de crom + siliciur + boles de grafit / flocs de grafit.Els compostos resultants presenten una gamma molt àmplia de propietats mecàniques (resistència de fluència que va des de 277 MPa amb un allargament superior al 60% fins a 2522 MPa amb un allargament del 6%) en comparació amb els aliatges convencionals i els aliatges d'alta entropia.Alguns dels compostos d'alta entropia desenvolupats mostren una excel·lent combinació de propietats mecàniques (resistència elàstica 1200 MPa, allargament 37%) i ocupen regions prèviament inabastables al diagrama de tensió de fluència-allargament.A més d'un allargament notable, la duresa i la resistència a la fluència dels compostos HEA es troben en el mateix rang que els vidres metàl·lics a granel.Per tant, es creu que el desenvolupament de compostos d'alta entropia pot ajudar a aconseguir una excel·lent combinació de propietats mecàniques per a aplicacions estructurals avançades.
El desenvolupament d'aliatges d'alta entropia és un nou concepte prometedor en la metal·lúrgia1,2.Els aliatges d'alta entropia (HEA) han demostrat en diversos casos una excel·lent combinació de propietats físiques i mecàniques, inclosa una alta estabilitat tèrmica3,4 elongació superplàstica5,6 resistència a la fatiga7,8 resistència a la corrosió9,10,11, excel·lent resistència al desgast12,13,14 ,15 i propietats tribològiques15 ,16,17 fins i tot a altes temperatures18,19,20,21,22 i propietats mecàniques a baixes temperatures23,24,25.L'excel·lent combinació de propietats mecàniques de l'HEA s'atribueix generalment a quatre efectes principals, a saber, l'alta entropia configuracional26, la forta distorsió de la gelosia27, la difusió lenta28 i l'efecte còctel29.Els HEA solen classificar-se com a tipus FCC, BCC i HCP.FCC HEA conté normalment elements de transició com ara Co, Cr, Fe, Ni i Mn i presenta una ductilitat excel·lent (fins i tot a baixa temperatura25) però una resistència baixa.BCC HEA normalment es compon d'elements d'alta densitat com W, Mo, Nb, Ta, Ti i V i té una resistència molt alta però una ductilitat baixa i una resistència específica baixa30.
S'ha investigat la modificació microestructural d'HEA basada en el mecanitzat, el processament termomecànic i l'addició d'elements per obtenir la millor combinació de propietats mecàniques.CoCrFeMnNi FCC HEA està sotmès a una deformació plàstica severa per torsió a alta pressió, que comporta un augment significatiu de la duresa (520 HV) i la resistència (1950 MPa), però el desenvolupament d'una microestructura nanocristal·lina (~ 50 nm) fa que l'aliatge sigui trencadís31. .S'ha trobat que la incorporació de la ductilitat d'agermanament (TWIP) i la plasticitat induïda per transformació (TRIP) als CoCrFeMnNi HEA confereix una bona enduriment al treball que resulta en una alta ductilitat a la tracció, encara que a costa dels valors reals de resistència a la tracció.A sota (1124 MPa) 32. La formació d'una microestructura en capes (constituïda per una capa fina deformada i un nucli no deformat) al CoCrFeMnNi HEA mitjançant granallat va donar lloc a un augment de la resistència, però aquesta millora es va limitar a uns 700 MPa33.A la recerca de materials amb la millor combinació de resistència i ductilitat, també s'ha investigat el desenvolupament de HEA multifàsiques i HEA eutèctics mitjançant addicions d'elements no isoatòmics34,35,36,37,38,39,40,41.De fet, s'ha trobat que una distribució més fina de les fases dures i toves en aliatges eutèctics d'alta entropia pot conduir a una combinació relativament millor de resistència i ductilitat35,38,42,43.
El sistema CoCrFeNi és un aliatge d'alta entropia FCC monofàsica àmpliament estudiat.Aquest sistema presenta propietats d'enduriment ràpid44 i una excel·lent ductilitat45,46 tant a baixes com a altes temperatures.S'han fet diversos intents per millorar la seva força relativament baixa (~300 MPa)47,48 incloent el refinament del gra25, la microestructura heterogènia49, la precipitació50,51,52 i la plasticitat induïda per transformació (TRIP)53.El refinament del gra de l'HEA CoCrFeNi cúbic centrat en la cara fosa mitjançant estirat en fred en condicions severes augmenta la resistència d'uns 300 MPa47,48 a 1,2 GPa25, però redueix la pèrdua de ductilitat de més del 60% al 12,6%.L'addició d'Al a l'HEA de CoCrFeNi va donar lloc a la formació d'una microestructura heterogènia, que va augmentar la seva resistència a 786 MPa i el seu allargament relatiu a uns 22%49.Es va afegir CoCrFeNi HEA amb Ti i Al per formar precipitats, formant així l'enfortiment de la precipitació, augmentant la seva resistència a 645 MPa i l'allargament al 39%51.El mecanisme TRIP (transformació martensítica cúbica → hexaèdrica centrada en la cara) i l'agermanament van augmentar la resistència a la tracció de CoCrFeNi HEA a 841 MPa i l'allargament a la ruptura fins al 76%53.
També s'ha intentat afegir un reforç ceràmic a la matriu cúbica centrada en la cara HEA per desenvolupar compostos d'alta entropia que puguin mostrar una millor combinació de resistència i ductilitat.Els compostos amb alta entropia s'han processat mitjançant la fusió d'arc al buit44, l'aliatge mecànic45,46,47,48,52,53, la sinterització per plasma d'espurna46,51,52, el premsat en calent al buit45, el premsat isostàtic en calent47,48 i el desenvolupament de processos de fabricació additiva43, 50.Els carburs, òxids i nitrurs com WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 i Y2O351 s'han utilitzat com a reforç ceràmic en el desenvolupament de compostos HEA.L'elecció de la matriu i la ceràmica HEA adequades és especialment important a l'hora de dissenyar i desenvolupar un compost HEA fort i durador.En aquest treball, es va escollir CoCrFeNi com a material de la matriu.Es van afegir diverses quantitats de SiC al CoCrFeNi HEA i es va estudiar el seu efecte sobre la microestructura, la composició de fase i les propietats mecàniques.
Com a matèries primeres per a la creació de compostos HEA es van utilitzar metalls d'alta puresa Co, Cr, Fe i Ni (99,95 %) i pols de SiC (puresa 99%, mida -400 malla) en forma de partícules elementals.La composició isoatòmica del CoCrFeNi HEA es va col·locar primer en un motlle hemisfèric de coure refrigerat per aigua, i després la cambra es va evacuar a 3·10-5 mbar.S'introdueix gas argó d'alta puresa per aconseguir el buit necessari per a la fusió de l'arc amb elèctrodes de tungstè no consumibles.Els lingots resultants s'inverteixen i es tornen a fondre cinc vegades per garantir una bona homogeneïtat.Es van preparar compostos d'alta entropia de diverses composicions afegint una certa quantitat de SiC als botons equiatòmics de CoCrFeNi resultants, que es van tornar a homogeneïtzar mitjançant una inversió de cinc vegades i la refusió en cada cas.El botó modelat del compost resultant es va tallar mitjançant EDM per a més proves i caracterització.Les mostres per a estudis microestructurals es van preparar segons mètodes metal·logràfics estàndard.En primer lloc, les mostres es van examinar mitjançant un microscopi de llum (Leica Microscope DM6M) amb el programari Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) per a l'anàlisi de fase quantitativa.Es van seleccionar tres imatges preses en diferents àrees amb una superfície total d'uns 27.000 µm2 per a l'anàlisi de fase.Es van realitzar estudis microestructurals més detallats, inclosa l'anàlisi de la composició química i l'anàlisi de la distribució d'elements, en un microscopi electrònic d'escaneig (JEOL JSM-6490LA) equipat amb un sistema d'anàlisi d'espectroscòpia dispersiva d'energia (EDS).La caracterització de l'estructura cristal·lina del compost HEA es va realitzar mitjançant un sistema de difracció de raigs X (desplaçador de fase Bruker D2) mitjançant una font CuKα amb una mida de pas de 0,04 °.L'efecte dels canvis microestructurals sobre les propietats mecàniques dels compostos HEA es va estudiar mitjançant proves de microduresa i proves de compressió de Vickers.Per a la prova de duresa, s'aplica una càrrega de 500 N durant 15 s utilitzant almenys 10 sagnats per mostra.Les proves de compressió de compostos HEA a temperatura ambient es van dur a terme en mostres rectangulars (7 mm × 3 mm × 3 mm) en una màquina de prova universal Shimadzu 50KN (UTM) a una velocitat de tensió inicial de 0,001/s.
Els compostos d'alta entropia, d'ara endavant denominats mostres S-1 a S-6, es van preparar afegint 3%, 6%, 9%, 12%, 15% i 17% de SiC (tot en pes%) a una matriu de CoCrFeNi. .respectivament.La mostra de referència a la qual no s'ha afegit SiC s'anomena a continuació mostra S-0.Les micrografies òptiques dels compostos HEA desenvolupats es mostren a les Figs.1, on, a causa de l'addició de diversos additius, la microestructura monofàsica del CoCrFeNi HEA es va transformar en una microestructura formada per moltes fases amb diferents morfologia, mides i distribució.La quantitat de SiC en la composició.La quantitat de cada fase es va determinar a partir de l'anàlisi d'imatges mitjançant el programari LAS Phase Expert.El requadre de la figura 1 (a dalt a la dreta) mostra un exemple d'àrea per a aquesta anàlisi, així com la fracció d'àrea per a cada component de fase.
Micrografies òptiques dels compostos d'alta entropia desenvolupats: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 i (f) C- 6.L'insert mostra un exemple de resultats d'anàlisi de fase d'imatge basats en contrast mitjançant el programari LAS Phase Expert.
Com es mostra a la fig.1a, una microestructura eutèctica formada entre els volums de la matriu del compost C-1, on la quantitat de la matriu i les fases eutèctiques s'estima en 87, 9 ± 0, 47% i 12, 1% ± 0, 51%, respectivament.En el compost (C-2) que es mostra a la figura 1b, no hi ha signes de reacció eutèctica durant la solidificació, i s'observa una microestructura completament diferent de la del compost C-1.La microestructura del compost C-2 és relativament fina i consta de plaques primes (carburs) uniformement distribuïdes en la fase matricial (fcc).Les fraccions de volum de la matriu i el carbur s'estimen en 72 ± 1,69% i 28 ± 1,69%, respectivament.A més de la matriu i el carbur, es va trobar una nova fase (silicide) al compost C-3, tal com es mostra a la figura 1c, on les fraccions de volum d'aquestes fases de siliciur, carbur i matriu s'estimen en un 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 i 47,6 ± 0,34, respectivament.També es va observar una altra nova fase (grafit) a la microestructura del compost C-4;es van identificar un total de quatre fases.La fase de grafit té una forma globular diferent amb contrast fosc a les imatges òptiques i només està present en petites quantitats (la fracció de volum estimada és només d'uns 0,6 ± 0,30%).En els compostos C-5 i C-6, només es van identificar tres fases, i la fase de grafit contrastant fosc d'aquests compostos apareix en forma de flocs.En comparació amb els flocs de grafit del compost S-5, els flocs de grafit del compost S-6 són més amples, curts i regulars.També es va observar un augment corresponent del contingut de grafit del 14,9 ± 0,85% al compost C-5 a uns 17,4 ± 0,55% al compost C-6.
Per investigar més a fons la microestructura detallada i la composició química de cada fase del compost HEA, es van examinar mostres mitjançant SEM i també es van realitzar anàlisis de punts EMF i mapes químics.Els resultats per al compost C-1 es mostren a la fig.2, on es veu clarament la presència de mescles eutèctiques que separen les regions de la fase principal de la matriu.El mapa químic del compost C-1 es mostra a la figura 2c, on es pot veure que Co, Fe, Ni i Si es distribueixen uniformement en la fase matricial.Tanmateix, es va trobar una petita quantitat de Cr a la fase de la matriu en comparació amb altres elements de la base HEA, cosa que suggereix que el Cr es va difondre fora de la matriu.La composició de la fase eutèctica blanca a la imatge SEM és rica en crom i carboni, cosa que indica que és carbur de crom.L'absència de partícules discretes de SiC a la microestructura, combinada amb el baix contingut de crom observat a la matriu i la presència de mescles eutèctiques que contenen fases riques en crom, indica la descomposició completa de SiC durant la fusió.Com a resultat de la descomposició del SiC, el silici es dissol a la fase de la matriu i el carboni lliure interacciona amb el crom per formar carburs de crom.Com es pot veure, només el carboni es va determinar qualitativament pel mètode EMF, i la formació de fases es va confirmar mitjançant la identificació de pics de carbur característics en els patrons de difracció de raigs X.
(a) Imatge SEM de la mostra S-1, (b) imatge ampliada, (c) mapa d'elements, (d) resultats EMF a les ubicacions indicades.
L'anàlisi del compost C-2 es mostra a la fig.3. De manera semblant a l'aparició de la microscòpia òptica, l'examen SEM va revelar una estructura fina composta només per dues fases, amb la presència d'una fase lamel·lar fina distribuïda uniformement per tota l'estructura.fase matricial i no hi ha fase eutèctica.La distribució d'elements i l'anàlisi del punt EMF de la fase lamel·lar van revelar un contingut relativament elevat de Cr (groc) i C (verd) en aquesta fase, cosa que indica novament la descomposició de SiC durant la fusió i la interacció del carboni alliberat amb l'efecte crom. .La matriu VEA forma una fase de carbur lamel·lar.La distribució d'elements i l'anàlisi puntual de la fase matricial va mostrar que la major part del cobalt, ferro, níquel i silici estan presents a la fase matricial.
(a) Imatge SEM de la mostra S-2, (b) imatge ampliada, (c) mapa d'elements, (d) resultats EMF a les ubicacions indicades.
Els estudis SEM de compostos C-3 van revelar la presència de noves fases a més de les fases de carbur i matriu.El mapa elemental (Fig. 4c) i l'anàlisi del punt EMF (Fig. 4d) mostren que la nova fase és rica en níquel, cobalt i silici.
( a ) Imatge SEM de la mostra S-3, (b) imatge ampliada, (c) mapa d'elements, (d) resultats EMF a les ubicacions indicades.
Els resultats de l'anàlisi SEM i EMF del compost C-4 es mostren a les Figs.5. A més de les tres fases observades en el compost C-3, també es va trobar la presència de nòduls de grafit.La fracció de volum de la fase rica en silici també és superior a la del compost C-3.
(a) Imatge SEM de la mostra S-4, (b) imatge ampliada, (c) mapa d'elements, (d) resultats EMF a les ubicacions indicades.
Els resultats dels espectres SEM i EMF dels compostos S-5 i S-6 es mostren a les figures 1 i 2. 6 i 7, respectivament.A més d'un nombre reduït d'esferes, també es va observar la presència de flocs de grafit.Tant el nombre de flocs de grafit com la fracció de volum de la fase que conté silici en el compost C-6 són més grans que en el compost C-5.
(a) Imatge SEM de la mostra C-5, (b) vista ampliada, (c) mapa elemental, (d) resultats EMF als llocs indicats.
(a) Imatge SEM de la mostra S-6, (b) imatge ampliada, (c) mapa d'elements, (d) resultats EMF a les ubicacions indicades.
La caracterització de l'estructura cristal·lina dels compostos HEA també es va realitzar mitjançant mesures XRD.El resultat es mostra a la figura 8. En el patró de difracció de la base WEA (S-0), només són visibles els pics corresponents a la fase fcc.Els patrons de difracció de raigs X dels compostos C-1, C-2 i C-3 van revelar la presència de pics addicionals corresponents al carbur de crom (Cr7C3), i la seva intensitat va ser menor per a les mostres C-3 i C-4, cosa que va indicar que també amb les dades EMF per a aquestes mostres.Es van observar pics corresponents als siliciurs de Co/Ni per a les mostres S-3 i S-4, de nou coherents amb els resultats del mapeig EDS que es mostren a les figures 2 i 3. Com es mostra a la figura 3 i la figura 4. Es van observar pics 5 i S-6. corresponent al grafit.
Tant les característiques microestructurals com cristal·logràfiques dels compostos desenvolupats van indicar la descomposició del SiC afegit.Això es deu a la presència de crom a la matriu VEA.El crom té una afinitat molt forta pel carboni 54,55 i reacciona amb el carboni lliure per formar carburs, tal com indica la disminució observada del contingut de crom de la matriu.Si passa a la fase fcc a causa de la dissociació de SiC56.Així, un augment de l'addició de SiC a la base HEA va provocar un augment de la quantitat de fase de carbur i la quantitat de Si lliure a la microestructura.S'ha trobat que aquest Si addicional es diposita a la matriu a concentracions baixes (en els compostos S-1 i S-2), mentre que a concentracions més altes (els compostos S-3 a S-6) dóna lloc a una deposició addicional de cobalt/.siliciur de níquel.L'entalpia estàndard de formació de siliciurs de Co i Ni, obtinguda per calorimetria de síntesi directa a alta temperatura, és de -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 per a Co2Si, CoSi i CoSi2, respectivament, mentre que aquests els valors són – 50,6 ± 1,7 i – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 per a Ni2Si i Ni5Si2, respectivament.Aquests valors són inferiors a la calor de formació de SiC, cosa que indica que la dissociació de SiC que condueix a la formació de siliciurs de Co/Ni és energèticament favorable.Tant en els compostos S-5 com en S-6, hi havia silici lliure addicional, que es va absorbir més enllà de la formació de siliciur.S'ha trobat que aquest silici lliure contribueix a la grafitització observada en els acers convencionals58.
Les propietats mecàniques dels compostos reforçats amb ceràmica desenvolupats basats en HEA s'investiguen mitjançant proves de compressió i proves de duresa.Les corbes tensió-deformació dels compostos desenvolupats es mostren a les Figs.9a, i a la figura 9b es mostra un diagrama de dispersió entre el límit elàstic específic, el límit elàstic, la duresa i l'allargament dels compostos desenvolupats.
(a) Corbes de deformació compressiva i (b) gràfics de dispersió que mostren la tensió de fluència, la resistència a la fluència, la duresa i l'allargament específics.Tingueu en compte que només es mostren els exemplars S-0 a S-4, ja que els exemplars S-5 i S-6 contenen defectes de colada importants.
Com es veu a la fig.A la figura 9, el límit elàstic va augmentar de 136 MPa per al VES base (C-0) a 2522 MPa per al compost C-4.En comparació amb el WPP bàsic, el compost S-2 va mostrar un molt bon allargament fins a la fallada d'un 37%, i també va mostrar valors de límit elàstic significativament més elevats (1200 MPa).L'excel·lent combinació de resistència i ductilitat d'aquest compost es deu a la millora de la microestructura global, inclosa la distribució uniforme de les làmines fines de carbur a tota la microestructura, que s'espera que inhibeix el moviment de dislocació.Els límits de fluència dels compostos C-3 i C-4 són de 1925 MPa i 2522 MPa, respectivament.Aquests elevats límits de fluència es poden explicar per la fracció de gran volum de les fases de carbur cimentat i siliciur.Tanmateix, la presència d'aquestes fases també va provocar un allargament a la ruptura de només un 7%.Les corbes tensió-deformació dels compostos base CoCrFeNi HEA (S-0) i S-1 són convexes, cosa que indica l'activació de l'efecte d'agermanament o TRIP59,60.En comparació amb la mostra S-1, la corba tensió-deformació de la mostra S-2 té una forma còncava amb una tensió d'uns 10,20%, el que significa que el lliscament de dislocació normal és el principal mode de deformació de la mostra en aquest estat deformat60,61. .No obstant això, la velocitat d'enduriment d'aquesta mostra continua sent alta en un gran rang de tensió, i amb deformacions més altes també és visible una transició a la convexitat (tot i que no es pot descartar que això sigui degut a la fallada de les càrregues de compressió lubricades).).Els compostos C-3 i C-4 només tenen una plasticitat limitada a causa de la presència de fraccions de major volum de carburs i siliciurs a la microestructura.Les proves de compressió de mostres de compostos C-5 i C-6 no es van dur a terme a causa de defectes significatius de colada en aquestes mostres de compostos (vegeu la figura 10).
Estereomicrografies de defectes de colada (indicats per fletxes vermelles) en mostres de compostos C-5 i C-6.
Els resultats de mesurar la duresa dels compostos VEA es mostren a les Figs.9b.La base WEA té una duresa de 130±5 HV, i les mostres S-1, S-2, S-3 i S-4 tenen valors de duresa de 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV i 755±20 HV.L'augment de la duresa va estar d'acord amb el canvi en el límit elàstic obtingut a partir de les proves de compressió i es va associar amb un augment de la quantitat de sòlids en el compost.També es mostra a la fig.9b.En general, s'observa la millor combinació de resistència a la fluència (1200 MPa), duresa (275 ± 10 HV) i allargament relatiu fins a la fallada (~37%) per al compost C-2.
A la figura 11a es mostra la comparació del límit elàstic i l'allargament relatiu del compost desenvolupat amb materials de diferents classes.Els compostos basats en CoCrFeNi en aquest estudi van mostrar un alt allargament a qualsevol nivell de tensió donat62.També es pot veure que les propietats dels compostos HEA desenvolupats en aquest estudi es troben a la regió prèviament desocupada de la trama de límit elàstic versus elongació.A més, els compostos desenvolupats tenen una àmplia gamma de combinacions de resistència (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa i 2522 MPa) i allargament (>60%, 37%, 7,3% i 6,19%).La resistència a la fluència també és un factor important en la selecció de materials per a aplicacions d'enginyeria avançada63,64.En aquest sentit, els compostos HEA de la present invenció presenten una excel·lent combinació de resistència a la fluència i allargament.Això es deu al fet que l'addició de SiC de baixa densitat dóna com a resultat compostos amb un alt límit de rendiment específic.El límit elàstic i l'allargament específics dels compostos HEA es troben en el mateix rang que l'HEA FCC i l'HEA refractari, tal com es mostra a la figura 11b.La duresa i el límit elàstic dels compostos desenvolupats es troben en el mateix rang que els vidres metàl·lics massius65 (Fig. 11c).Els vidres metàl·lics massius (BMS) es caracteritzen per una gran duresa i resistència a la fluència, però el seu allargament és limitat66,67.Tanmateix, la duresa i la resistència a la fluència d'alguns dels compostos HEA desenvolupats en aquest estudi també van mostrar un allargament significatiu.Així, es va concloure que els compostos desenvolupats per VEA tenen una combinació única i buscada de propietats mecàniques per a diverses aplicacions estructurals.Aquesta combinació única de propietats mecàniques es pot explicar per la dispersió uniforme de carburs durs formats in situ a la matriu FCC HEA.Tanmateix, com a part de l'objectiu d'aconseguir una millor combinació de resistència, els canvis microestructurals derivats de l'addició de fases ceràmiques s'han d'estudiar i controlar acuradament per evitar defectes de colada, com els que es troben en els compostos S-5 i S-6, i ductilitat.gènere.
Els resultats d'aquest estudi es van comparar amb diversos materials estructurals i HEA: (a) allargament versus resistència a la fluència62, (b) esforç de fluència específic versus ductilitat63 i (c) resistència a la fluència versus duresa65.
S'ha estudiat la microestructura i les propietats mecàniques d'una sèrie de compostos ceràmics HEA basats en el sistema HEA CoCrFeNi amb l'addició de SiC i s'han extret les següents conclusions:
Els compostos d'aliatge d'alta entropia es poden desenvolupar amb èxit afegint SiC a CoCrFeNi HEA mitjançant el mètode de fusió d'arc.
El SiC es descompon durant la fusió de l'arc, donant lloc a la formació in situ de fases de carbur, siliciur i grafit, la presència i la fracció de volum depenen de la quantitat de SiC afegit a l'HEA base.
Els compostos HEA presenten moltes propietats mecàniques excel·lents, amb propietats que cauen en zones prèviament desocupades en la trama de límit elàstic en funció de l'allargament.La resistència a la fluència del compost HEA fet amb un 6% en pes de SiC va ser més de vuit vegades la de la base HEA tot mantenint una ductilitat del 37%.
La duresa i el límit elàstic dels compostos HEA es troben en la gamma de vidres metàl·lics a granel (BMG).
Les troballes suggereixen que els compostos d'aliatge d'alta entropia representen un enfocament prometedor per aconseguir una excel·lent combinació de propietats metal-mecàniques per a aplicacions estructurals avançades.
Hora de publicació: 12-jul-2023