CoCrFeNi es una aleación de alta entropía (HEA) cúbica centrada en las caras (fcc) bien estudiada con excelente ductilidad pero resistencia limitada.El objetivo de este estudio es mejorar el equilibrio entre resistencia y ductilidad de dichos HEA añadiendo diferentes cantidades de SiC mediante el método de fusión por arco.Se ha establecido que la presencia de cromo en la base HEA provoca la descomposición del SiC durante la fusión.Así, la interacción del carbono libre con el cromo conduce a la formación in situ de carburos de cromo, mientras que el silicio libre permanece en solución en la base HEA y/o interactúa con los elementos que componen la base HEA para formar siliciuros.A medida que aumenta el contenido de SiC, la fase de la microestructura cambia en la siguiente secuencia: fcc → fcc + eutéctico → fcc + escamas de carburo de cromo → fcc + escamas de carburo de cromo + siliciuro → fcc + escamas de carburo de cromo + siliciuro + bolas de grafito/escamas de grafito.Los compuestos resultantes exhiben una gama muy amplia de propiedades mecánicas (límite elástico que oscila entre 277 MPa con más del 60 % de alargamiento y 2522 MPa con un 6 % de alargamiento) en comparación con las aleaciones convencionales y las aleaciones de alta entropía.Algunos de los compuestos de alta entropía desarrollados muestran una excelente combinación de propiedades mecánicas (límite elástico 1200 MPa, alargamiento 37%) y ocupan regiones previamente inalcanzables en el diagrama límite elástico-alargamiento.Además de un alargamiento notable, la dureza y el límite elástico de los compuestos HEA están en el mismo rango que los vidrios metálicos a granel.Por lo tanto, se cree que el desarrollo de compuestos de alta entropía puede ayudar a lograr una excelente combinación de propiedades mecánicas para aplicaciones estructurales avanzadas.
El desarrollo de aleaciones de alta entropía es un nuevo concepto prometedor en metalurgia1,2.Las aleaciones de alta entropía (HEA) han demostrado en varios casos una excelente combinación de propiedades físicas y mecánicas, incluida una alta estabilidad térmica3,4 elongación superplástica5,6 resistencia a la fatiga7,8 resistencia a la corrosión9,10,11 y excelente resistencia al desgaste12,13,14 ,15 y propiedades tribológicas15,16,17 incluso a altas temperaturas18,19,20,21,22 y propiedades mecánicas a bajas temperaturas23,24,25.La excelente combinación de propiedades mecánicas en HEA generalmente se atribuye a cuatro efectos principales, a saber, alta entropía configuracional26, fuerte distorsión de la red27, difusión lenta28 y efecto cóctel29.Los HEA suelen clasificarse como tipos FCC, BCC y HCP.FCC HEA normalmente contiene elementos de transición como Co, Cr, Fe, Ni y Mn y exhibe una excelente ductilidad (incluso a bajas temperaturas25) pero baja resistencia.BCC HEA suele estar compuesto por elementos de alta densidad como W, Mo, Nb, Ta, Ti y V y tiene una resistencia muy alta pero baja ductilidad y baja resistencia específica30.
Se ha investigado la modificación microestructural del HEA basada en mecanizado, procesamiento termomecánico y adición de elementos para obtener la mejor combinación de propiedades mecánicas.CoCrFeMnNi FCC HEA está sujeto a una severa deformación plástica por torsión a alta presión, lo que conduce a un aumento significativo en la dureza (520 HV) y la resistencia (1950 MPa), pero el desarrollo de una microestructura nanocristalina (~50 nm) hace que la aleación sea frágil31 .Se ha descubierto que la incorporación de ductilidad de macla (TWIP) y plasticidad inducida por transformación (TRIP) en CoCrFeMnNi HEA confiere una buena templabilidad por trabajo que da como resultado una alta ductilidad a la tracción, aunque a expensas de los valores reales de resistencia a la tracción.Abajo (1124 MPa) 32. La formación de una microestructura en capas (que consiste en una capa delgada deformada y un núcleo no deformado) en el CoCrFeMnNi HEA usando granallado dio como resultado un aumento en la resistencia, pero esta mejora se limitó a aproximadamente 700 MPa33.En busca de materiales con la mejor combinación de resistencia y ductilidad, también se ha investigado el desarrollo de HEA multifásicos y HEA eutécticos utilizando adiciones de elementos no isoatómicos34,35,36,37,38,39,40,41.De hecho, se ha descubierto que una distribución más fina de las fases duras y blandas en aleaciones eutécticas de alta entropía puede conducir a una combinación relativamente mejor de resistencia y ductilidad35,38,42,43.
El sistema CoCrFeNi es una aleación monofásica de alta entropía de FCC ampliamente estudiada.Este sistema exhibe propiedades de rápido endurecimiento por trabajo44 y excelente ductilidad45,46 tanto a bajas como a altas temperaturas.Se han realizado varios intentos para mejorar su resistencia relativamente baja (~300 MPa)47,48, incluido el refinamiento del grano25, la microestructura heterogénea49, la precipitación50,51,52 y la plasticidad inducida por transformación (TRIP)53.El refinamiento del grano de HEA CoCrFeNi cúbico centrado en la cara fundido mediante estirado en frío en condiciones severas aumenta la resistencia de aproximadamente 300 MPa47,48 a 1,2 GPa25, pero reduce la pérdida de ductilidad de más del 60% al 12,6%.La adición de Al al HEA de CoCrFeNi dio como resultado la formación de una microestructura heterogénea, que aumentó su límite elástico a 786 MPa y su alargamiento relativo a aproximadamente el 22%49.Se añadió CoCrFeNi HEA con Ti y Al para formar precipitados, formando así un refuerzo por precipitación, aumentando su límite elástico a 645 MPa y el alargamiento al 39%51.El mecanismo TRIP (transformación martensítica cúbica → hexaédrica centrada en las caras) y la macla aumentaron la resistencia a la tracción de CoCrFeNi HEA a 841 MPa y el alargamiento de rotura al 76%53.
También se han realizado intentos de agregar refuerzo cerámico a la matriz cúbica centrada en la cara de HEA para desarrollar compuestos de alta entropía que puedan exhibir una mejor combinación de resistencia y ductilidad.Se han procesado compuestos con alta entropía mediante fusión por arco al vacío44, aleación mecánica45,46,47,48,52,53, sinterización por plasma por chispa46,51,52, prensado en caliente al vacío45, prensado isostático en caliente47,48 y el desarrollo de procesos de fabricación aditiva43. 50.Carburos, óxidos y nitruros como WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 e Y2O351 se han utilizado como refuerzo cerámico en el desarrollo de composites HEA.Elegir la matriz y la cerámica de HEA adecuadas es especialmente importante al diseñar y desarrollar un compuesto de HEA resistente y duradero.En este trabajo se eligió CoCrFeNi como material matriz.Se agregaron varias cantidades de SiC al CoCrFeNi HEA y se estudió su efecto sobre la microestructura, composición de fases y propiedades mecánicas.
Para la creación de compuestos HEA se utilizaron metales de alta pureza Co, Cr, Fe y Ni (99,95 % en peso) y polvo de SiC (pureza del 99 %, tamaño de malla -400) en forma de partículas elementales.La composición isoatómica del CoCrFeNi HEA se colocó primero en un molde de cobre semiesférico enfriado por agua y luego se evacuó la cámara a 3,10-5 mbar.Se introduce gas argón de alta pureza para lograr el vacío necesario para la fusión del arco con electrodos de tungsteno no consumibles.Los lingotes resultantes se invierten y se vuelven a fundir cinco veces para garantizar una buena homogeneidad.Se prepararon compuestos de alta entropía de diversas composiciones añadiendo una cierta cantidad de SiC a los botones equiatómicos de CoCrFeNi resultantes, que se volvieron a homogeneizar mediante inversión cinco veces y refundición en cada caso.El botón moldeado del compuesto resultante se cortó mediante electroerosión para realizar más pruebas y caracterización.Las muestras para estudios microestructurales se prepararon según métodos metalográficos estándar.Primero, las muestras se examinaron utilizando un microscopio óptico (Leica Microscope DM6M) con el software Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) para el análisis de fase cuantitativo.Para el análisis de fase se seleccionaron tres imágenes tomadas en diferentes áreas con un área total de aproximadamente 27.000 µm2.Se llevaron a cabo estudios microestructurales más detallados, incluido el análisis de la composición química y el análisis de la distribución de elementos, en un microscopio electrónico de barrido (JEOL JSM-6490LA) equipado con un sistema de análisis de espectroscopia de dispersión de energía (EDS).La caracterización de la estructura cristalina del compuesto HEA se realizó utilizando un sistema de difracción de rayos X (desfasador Bruker D2) utilizando una fuente de CuKα con un tamaño de paso de 0,04°.El efecto de los cambios microestructurales sobre las propiedades mecánicas de los compuestos HEA se estudió mediante pruebas de microdureza Vickers y pruebas de compresión.Para el ensayo de dureza se aplica una carga de 500 N durante 15 s haciendo al menos 10 muescas por probeta.Las pruebas de compresión de compuestos HEA a temperatura ambiente se llevaron a cabo en muestras rectangulares (7 mm × 3 mm × 3 mm) en una máquina de prueba universal (UTM) Shimadzu 50KN a una velocidad de deformación inicial de 0,001/s.
Se prepararon compuestos de alta entropía, en lo sucesivo denominados muestras S-1 a S-6, añadiendo 3%, 6%, 9%, 12%, 15% y 17% de SiC (todo en peso%) a una matriz de CoCrFeNi. .respectivamente.La muestra de referencia a la que no se añadió SiC se denominará en lo sucesivo muestra S-0.Las micrografías ópticas de los compuestos HEA desarrollados se muestran en las Figs.1, donde, debido a la adición de varios aditivos, la microestructura monofásica del CoCrFeNi HEA se transformó en una microestructura que consta de muchas fases con diferentes morfología, tamaños y distribución.La cantidad de SiC en la composición.La cantidad de cada fase se determinó a partir del análisis de imágenes utilizando el software LAS Phase Expert.El recuadro de la Figura 1 (arriba a la derecha) muestra un área de ejemplo para este análisis, así como la fracción de área para cada componente de fase.
Micrografías ópticas de los compuestos de alta entropía desarrollados: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 y (f) C- 6.El recuadro muestra un ejemplo de resultados de análisis de fase de imagen basado en contraste utilizando el software LAS Phase Expert.
Como se muestra en la fig.1a, una microestructura eutéctica formada entre los volúmenes de matriz del compuesto C-1, donde la cantidad de matriz y fases eutécticas se estima en 87,9 ± 0,47% y 12,1% ± 0,51%, respectivamente.En el compuesto (C-2) que se muestra en la Fig. 1b, no hay signos de una reacción eutéctica durante la solidificación y se observa una microestructura completamente diferente a la del compuesto C-1.La microestructura del compuesto C-2 es relativamente fina y consta de placas delgadas (carburos) distribuidas uniformemente en la fase de matriz (fcc).Las fracciones en volumen de la matriz y el carburo se estiman en 72 ± 1,69% y 28 ± 1,69%, respectivamente.Además de la matriz y el carburo, se encontró una nueva fase (siliciuro) en el compuesto C-3, como se muestra en la Fig. 1c, donde las fracciones en volumen de dichas fases de siliciuro, carburo y matriz se estiman en aproximadamente 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 y 47,6 ± 0,34, respectivamente.También se observó otra nueva fase (grafito) en la microestructura del compuesto C-4;Se identificaron un total de cuatro fases.La fase de grafito tiene una forma globular distintiva con un contraste oscuro en las imágenes ópticas y solo está presente en pequeñas cantidades (la fracción de volumen estimada es solo de aproximadamente 0,6 ± 0,30%).En los compuestos C-5 y C-6, solo se identificaron tres fases, y la fase de grafito oscuro que contrasta en estos compuestos aparece en forma de escamas.En comparación con las escamas de grafito del Composite S-5, las escamas de grafito del Composite S-6 son más anchas, más cortas y más regulares.También se observó un aumento correspondiente en el contenido de grafito desde 14,9 ± 0,85 % en el compuesto C-5 hasta aproximadamente 17,4 ± 0,55 % en el compuesto C-6.
Para investigar más a fondo la microestructura detallada y la composición química de cada fase del compuesto HEA, se examinaron muestras mediante SEM y también se realizaron análisis de puntos EMF y mapeo químico.Los resultados para el compuesto C-1 se muestran en la fig.2, donde se aprecia claramente la presencia de mezclas eutécticas separando las regiones de la fase matriz principal.El mapa químico del compuesto C-1 se muestra en la Fig. 2c, donde se puede ver que Co, Fe, Ni y Si están distribuidos uniformemente en la fase de la matriz.Sin embargo, se encontró una pequeña cantidad de Cr en la fase de la matriz en comparación con otros elementos de la base HEA, lo que sugiere que el Cr se difundió fuera de la matriz.La composición de la fase eutéctica blanca en la imagen SEM es rica en cromo y carbono, lo que indica que se trata de carburo de cromo.La ausencia de partículas discretas de SiC en la microestructura, combinada con el bajo contenido observado de cromo en la matriz y la presencia de mezclas eutécticas que contienen fases ricas en cromo, indica la descomposición completa del SiC durante la fusión.Como resultado de la descomposición del SiC, el silicio se disuelve en la fase de la matriz y el carbono libre interactúa con el cromo para formar carburos de cromo.Como puede verse, sólo el carbono se determinó cualitativamente mediante el método EMF, y la formación de fases se confirmó mediante la identificación de picos de carburo característicos en los patrones de difracción de rayos X.
(a) Imagen SEM de la muestra S-1, (b) imagen ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF en las ubicaciones indicadas.
El análisis del compuesto C-2 se muestra en la fig.3. De manera similar a la apariencia en microscopía óptica, el examen SEM reveló una estructura fina compuesta de solo dos fases, con la presencia de una fase laminar delgada distribuida uniformemente por toda la estructura.fase matricial, y no hay fase eutéctica.La distribución de elementos y el análisis de puntos EMF de la fase laminar revelaron un contenido relativamente alto de Cr (amarillo) y C (verde) en esta fase, lo que nuevamente indica la descomposición del SiC durante la fusión y la interacción del carbono liberado con el efecto del cromo. .La matriz VEA forma una fase de carburo laminar.La distribución de elementos y el análisis puntual de la fase matriz mostraron que la mayor parte del cobalto, hierro, níquel y silicio están presentes en la fase matriz.
(a) Imagen SEM de la muestra S-2, (b) imagen ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF en las ubicaciones indicadas.
Los estudios SEM de compuestos C-3 revelaron la presencia de nuevas fases además de las fases de carburo y matriz.El mapa elemental (Fig. 4c) y el análisis de puntos EMF (Fig. 4d) muestran que la nueva fase es rica en níquel, cobalto y silicio.
(a) Imagen SEM de la muestra S-3, (b) imagen ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF en las ubicaciones indicadas.
Los resultados del análisis SEM y EMF del compuesto C-4 se muestran en las Figs.5. Además de las tres fases observadas en el compuesto C-3, también se encontró la presencia de nódulos de grafito.La fracción en volumen de la fase rica en silicio también es mayor que la del compuesto C-3.
(a) Imagen SEM de la muestra S-4, (b) imagen ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF en las ubicaciones indicadas.
Los resultados de los espectros SEM y EMF de los compuestos S-5 y S-6 se muestran en las Figuras 1 y 2, 6 y 7, respectivamente.Además de un pequeño número de esferas, también se observó la presencia de escamas de grafito.Tanto el número de escamas de grafito como la fracción en volumen de la fase que contiene silicio en el compuesto C-6 son mayores que en el compuesto C-5.
(a) Imagen SEM de la muestra C-5, (b) vista ampliada, (c) mapa elemental, (d) resultados de EMF en las ubicaciones indicadas.
(a) Imagen SEM de la muestra S-6, (b) imagen ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF en las ubicaciones indicadas.
La caracterización de la estructura cristalina de los compuestos HEA también se realizó mediante mediciones XRD.El resultado se muestra en la Figura 8. En el patrón de difracción de la WEA base (S-0), solo son visibles los picos correspondientes a la fase fcc.Los patrones de difracción de rayos X de los compuestos C-1, C-2 y C-3 revelaron la presencia de picos adicionales correspondientes al carburo de cromo (Cr7C3), y su intensidad fue menor para las muestras C-3 y C-4, lo que indicó eso también con los datos EMF para estas muestras.Se observaron picos correspondientes a siliciuros de Co/Ni para las muestras S-3 y S-4, nuevamente consistentes con los resultados del mapeo EDS mostrados en las Figuras 2 y 3. Como se muestra en la Figura 3 y la Figura 4. Se observaron picos 5 y S-6. correspondiente al grafito.
Tanto las características microestructurales como cristalográficas de los compuestos desarrollados indicaron la descomposición del SiC agregado.Esto se debe a la presencia de cromo en la matriz VEA.El cromo tiene una afinidad muy fuerte por el carbono 54,55 y reacciona con el carbono libre para formar carburos, como lo indica la disminución observada en el contenido de cromo de la matriz.Si pasa a la fase fcc debido a la disociación del SiC56.Por lo tanto, un aumento en la adición de SiC a la base HEA condujo a un aumento en la cantidad de fase de carburo y la cantidad de Si libre en la microestructura.Se ha descubierto que este Si adicional se deposita en la matriz en concentraciones bajas (en los compuestos S-1 y S-2), mientras que en concentraciones más altas (compuestos S-3 a S-6) da como resultado una deposición adicional de cobalto.siliciuro de níquel.La entalpía estándar de formación de siliciuros de Co y Ni, obtenida mediante calorimetría de síntesis directa a alta temperatura, es -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 para Co2Si, CoSi y CoSi2, respectivamente, mientras que estos los valores son – 50,6 ± 1,7 y – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 para Ni2Si y Ni5Si2, respectivamente.Estos valores son inferiores al calor de formación del SiC, lo que indica que la disociación del SiC que conduce a la formación de siliciuros de Co/Ni es energéticamente favorable.Tanto en los compuestos S-5 como en S-6, estaba presente silicio libre adicional, que fue absorbido más allá de la formación de siliciuro.Se ha descubierto que este silicio libre contribuye a la grafitización observada en los aceros convencionales58.
Las propiedades mecánicas de los composites reforzados con cerámica desarrollados basados en HEA se investigan mediante ensayos de compresión y ensayos de dureza.Las curvas tensión-deformación de los compuestos desarrollados se muestran en las Figs.9a, y en la Fig. 9b se muestra un diagrama de dispersión entre el límite elástico específico, el límite elástico, la dureza y el alargamiento de los compuestos desarrollados.
(a) Curvas de deformación por compresión y (b) diagramas de dispersión que muestran el límite elástico específico, el límite elástico, la dureza y el alargamiento.Tenga en cuenta que sólo se muestran los especímenes S-0 a S-4, ya que los especímenes S-5 y S-6 contienen defectos de fundición importantes.
Como se ve en la fig.9, el límite elástico aumentó de 136 MPa para el VES base (C-0) a 2522 MPa para el compuesto C-4.En comparación con el WPP básico, el compuesto S-2 mostró un muy buen alargamiento hasta la rotura de aproximadamente el 37%, y también mostró valores de límite elástico significativamente más altos (1200 MPa).La excelente combinación de resistencia y ductilidad de este compuesto se debe a la mejora en la microestructura general, incluida la distribución uniforme de laminillas finas de carburo en toda la microestructura, que se espera que inhiba el movimiento de dislocación.Los límites elásticos de los compuestos C-3 y C-4 son 1925 MPa y 2522 MPa, respectivamente.Estos altos límites elásticos pueden explicarse por la alta fracción de volumen de fases de carburo cementado y siliciuro.Sin embargo, la presencia de estas fases también dio como resultado un alargamiento de rotura de sólo el 7%.Las curvas tensión-deformación de los compuestos base CoCrFeNi HEA (S-0) y S-1 son convexas, lo que indica la activación del efecto de hermanamiento o TRIP59,60.En comparación con la muestra S-1, la curva tensión-deformación de la muestra S-2 tiene una forma cóncava con una deformación de aproximadamente el 10,20%, lo que significa que el deslizamiento por dislocación normal es el principal modo de deformación de la muestra en este estado deformado60,61 .Sin embargo, la velocidad de endurecimiento en esta muestra sigue siendo alta en un amplio rango de deformaciones, y en deformaciones más altas también es visible una transición a la convexidad (aunque no se puede descartar que esto se deba al fallo de cargas de compresión lubricadas).).Los compuestos C-3 y C-4 tienen una plasticidad limitada debido a la presencia de fracciones de mayor volumen de carburos y siliciuros en la microestructura.Las pruebas de compresión de muestras de composites C-5 y C-6 no se llevaron a cabo debido a importantes defectos de fundición en estas muestras de composites (ver Fig. 10).
Estereomicrografías de defectos de fundición (indicados por flechas rojas) en muestras de composites C-5 y C-6.
Los resultados de la medición de la dureza de los compuestos VEA se muestran en las Figs.9b.La base WEA tiene una dureza de 130±5 HV, y las muestras S-1, S-2, S-3 y S-4 tienen valores de dureza de 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV y 755±20 HV.El aumento de la dureza estuvo de acuerdo con el cambio en el límite elástico obtenido de las pruebas de compresión y se asoció con un aumento en la cantidad de sólidos en el compuesto.El límite elástico específico calculado en función de la composición objetivo de cada muestra también se muestra en la fig.9b.En general, la mejor combinación de límite elástico (1200 MPa), dureza (275 ± 10 HV) y alargamiento relativo hasta la falla (~37%) se observa para el compuesto C-2.
En la Fig. 11a se muestra la comparación del límite elástico y el alargamiento relativo del compuesto desarrollado con materiales de diferentes clases.Los compuestos basados en CoCrFeNi en este estudio mostraron un alto alargamiento en cualquier nivel de tensión dado62.También se puede ver que las propiedades de los compuestos HEA desarrollados en este estudio se encuentran en la región previamente desocupada del gráfico de límite elástico versus alargamiento.Además, los compuestos desarrollados tienen una amplia gama de combinaciones de resistencia (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa y 2522 MPa) y alargamiento (>60%, 37%, 7,3% y 6,19%).El límite elástico también es un factor importante en la selección de materiales para aplicaciones de ingeniería avanzada63,64.A este respecto, los compuestos de HEA de la presente invención exhiben una excelente combinación de límite elástico y alargamiento.Esto se debe a que la adición de SiC de baja densidad da como resultado compuestos con un alto límite elástico específico.El límite elástico específico y el alargamiento de los compuestos HEA están en el mismo rango que los de HEA FCC y HEA refractario, como se muestra en la Fig. 11b.La dureza y el límite elástico de los compuestos desarrollados están en el mismo rango que los de los vidrios metálicos masivos65 (Fig. 11c).Los vidrios metálicos masivos (BMS) se caracterizan por una alta dureza y límite elástico, pero su alargamiento es limitado66,67.Sin embargo, la dureza y el límite elástico de algunos de los compuestos HEA desarrollados en este estudio también mostraron un alargamiento significativo.Así, se concluyó que los compuestos desarrollados por VEA tienen una combinación única y buscada de propiedades mecánicas para diversas aplicaciones estructurales.Esta combinación única de propiedades mecánicas puede explicarse por la dispersión uniforme de carburos duros formados in situ en la matriz FCC HEA.Sin embargo, como parte del objetivo de lograr una mejor combinación de resistencias, los cambios microestructurales resultantes de la adición de fases cerámicas deben estudiarse y controlarse cuidadosamente para evitar defectos de fundición, como los que se encuentran en los composites S-5 y S-6, y ductilidad.género.
Los resultados de este estudio se compararon con varios materiales estructurales y HEA: (a) alargamiento versus límite elástico62, (b) límite elástico específico versus ductilidad63 y (c) límite elástico versus dureza65.
Se ha estudiado la microestructura y propiedades mecánicas de una serie de composites cerámicos HEA basados en el sistema HEA CoCrFeNi con adición de SiC y se han extraído las siguientes conclusiones:
Se pueden desarrollar con éxito compuestos de aleaciones de alta entropía añadiendo SiC a CoCrFeNi HEA mediante el método de fusión por arco.
El SiC se descompone durante la fusión del arco, dando lugar a la formación in situ de fases de carburo, siliciuro y grafito, cuya presencia y fracción en volumen dependen de la cantidad de SiC añadido a la base HEA.
Los compuestos HEA exhiben muchas propiedades mecánicas excelentes, con propiedades que caen en áreas previamente desocupadas en la gráfica de límite elástico versus alargamiento.El límite elástico del compuesto HEA elaborado con 6% en peso de SiC fue más de ocho veces mayor que el del HEA base, manteniendo al mismo tiempo una ductilidad del 37%.
La dureza y el límite elástico de los compuestos HEA se encuentran en el rango de los vidrios metálicos a granel (BMG).
Los hallazgos sugieren que los compuestos de aleaciones de alta entropía representan un enfoque prometedor para lograr una excelente combinación de propiedades metalmecánicas para aplicaciones estructurales avanzadas.
Hora de publicación: 12-jul-2023