Cerámico - flor de cerezo inc.

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 21486 (2022) Citar este artículo

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CoCrFeNi es una aleación de alta entropía (HEA) cúbica centrada en la cara (fcc) bien estudiada que exhibe una excelente ductilidad pero solo una resistencia limitada. El presente estudio se centra en mejorar el equilibrio entre resistencia y ductilidad de este HEA mediante la adición de cantidades variables de SiC utilizando una ruta de fusión por arco. Se encuentra que el cromo presente en la base HEA da como resultado la descomposición del SiC durante la fusión. En consecuencia, la interacción del carbono libre con el cromo da como resultado la formación in situ de carburo de cromo, mientras que el silicio libre permanece en solución en la base HEA y/o interactúa con los elementos constituyentes de la base HEA para formar siliciuros. Se encuentra que los cambios en las fases microestructurales con una cantidad creciente de SiC siguen la secuencia: fcc → fcc + eutéctico → fcc + plaquetas de carburo de cromo → fcc + plaquetas de carburo de cromo + siliciuros → fcc + plaquetas de carburo de cromo + siliciuros + glóbulos/escamas de grafito. En comparación con las aleaciones convencionales y de alta entropía, se descubrió que los compuestos resultantes exhibían una amplia gama de propiedades mecánicas (límite elástico desde 277 MPa con más del 60 % de elongación hasta 2522 MPa con un 6 % de elongación). Algunos de los compuestos de alta entropía desarrollados mostraron una excelente combinación de propiedades mecánicas (límite elástico de 1200 MPa con un alargamiento del 37 %) y ocuparon regiones previamente inalcanzables en un mapa de límite elástico frente a elongación. Además de su alargamiento significativo, la dureza y el límite elástico de los compuestos HEA se encuentran en el mismo rango que los de los vidrios metálicos a granel. Por lo tanto, se cree que el desarrollo de materiales compuestos de alta entropía puede ayudar a obtener combinaciones sobresalientes de propiedades mecánicas para aplicaciones estructurales avanzadas.

El diseño de aleaciones de alta entropía es un concepto nuevo y prometedor en el campo de la metalurgia1,2. Se ha demostrado que las aleaciones de alta entropía (HEA) exhiben en algunos 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, excelente desgaste12, 13,14,15 y propiedades tribológicas15,16,17 y buen comportamiento mecánico incluso a altas temperaturas18,19,20,21,22 y temperaturas criogénicas23,24,25. Las combinaciones sobresalientes de propiedades mecánicas en los HEA generalmente se atribuyen a la presencia de cuatro efectos centrales, a saber, alta entropía configuracional26, distorsión reticular severa27, difusión lenta28 y efectos de cóctel29. Los HEA se caracterizan generalmente por ser del tipo FCC, BCC y HCP. Los HEA de FCC suelen contener elementos de transición como Co, Cr, Fe, Ni y Mn, y exhiben una excelente ductilidad (incluso en condiciones criogénicas25) pero tienen poca resistencia. Los BCC HEA generalmente consisten en elementos de alta densidad, como W, Mo, Nb, Ta, Ti y V, que exhiben una resistencia muy alta, pero tienen una ductilidad baja y una resistencia específica baja30.

Se han explorado modificaciones microestructurales de HEA basadas en procesamiento mecánico, procesamiento termomecánico y adiciones elementales para obtener mejores combinaciones de propiedades mecánicas. Se encontró que la deformación plástica severa del CoCrFeMnNi FCC HEA a través de la torsión a alta presión resultó en un gran aumento tanto en la dureza (520 HV) como en la resistencia (1950 MPa), pero el desarrollo de la microestructura nanocristalina (~ 50 nm) hizo que la aleación frágil31. Se descubrió que la introducción de plasticidad inducida por maclado (TWIP) y plasticidad inducida por transformación (TRIP) al CoCrFeMnNi HEA imparte una buena capacidad de endurecimiento por deformación, lo que da como resultado una gran ductilidad a la tracción, aunque a costa de valores bajos de la verdadera resistencia a la tracción última (1124MPa)32. El uso de granallado para desarrollar una microestructura jerárquica (que consiste en una capa delgada deformada y un núcleo sin deformar) en un HEA de CoCrFeMnNi resultó en un aumento de la resistencia, pero la mejora se limitó a solo alrededor de 700 MPa33. También se ha explorado el desarrollo de aleaciones multifásicas de alta entropía y aleaciones eutécticas de alta entropía utilizando adiciones elementales no equiatómicas en la búsqueda de materiales con mejores combinaciones de resistencia y ductilidad34,35,36,37,38,39,40,41 . De hecho, se encontró que una distribución fina de fases duras y blandas en aleaciones eutécticas de alta entropía da como resultado combinaciones relativamente mejores de resistencia y ductilidad35,38,42,43.

El sistema CoCrFeNi es una aleación de alta entropía monofásica fcc ampliamente estudiada. Este sistema tiene una característica de endurecimiento por deformación rápida44 y una excelente ductilidad tanto a temperaturas criogénicas como elevadas45,46. Se han realizado diferentes intentos para mejorar su resistencia relativamente más baja (~ 300 MPa)47,48, que incluyen refinamiento de grano25, microestructura multifásica49, precipitación50,51,52 y plasticidad inducida por transformación (TRIP)53. El refinamiento del grano del fcc CoCrFeNi HEA as-cast por estirado en frío pesado dio como resultado una mayor resistencia de ~ 300 MPa47,48 a 1,2 GPa25, pero con una pérdida de ductilidad de más del 60 % al 12,6 %. La microestructura multifásica desarrollada en CoCrFeNi HEA mediante la adición de Al aumentó su límite elástico a 786 MPa con un alargamiento de alrededor del 22%49. El fortalecimiento por precipitación debido a la formación de precipitados con la adición de Ti y Al en el CoCrFeNi HEA aumentó su límite elástico a 645 MPa con un alargamiento del 39%51. El mecanismo TRIP (transformación martensítica fcc → hcp) y el hermanamiento aumentaron la resistencia a la tracción de CoCrFeNi HEA a 841 MPa con un 76 % de elongación de fractura53.

También se ha probado la adición de refuerzos cerámicos a la matriz fcc HEA para el desarrollo de compuestos de alta entropía que pueden exhibir una mejor combinación de resistencia y ductilidad. Se han desarrollado compuestos de alta entropía mediante fusión por arco al vacío44, aleación mecánica45,46,47,48,52,53, sinterización por chispa de plasma46,51,52, prensado en caliente al vacío45, prensado isostático en caliente47,48 y procesos de fabricación aditiva43,50. Los carburos, óxidos y nitruros como WC44,45,46, Al2O347, SiC48, TiC43,49, TiN50 y Y2O351 se han utilizado como refuerzo cerámico para el desarrollo de compuestos HEA. La selección de una matriz HEA y una fase cerámica adecuadas es especialmente importante para diseñar y desarrollar composites HEA resistentes y tenaces. En el presente trabajo se ha seleccionado CoCrFeNi como material matriz. Se han agregado cantidades variables de SiC a CoCrFeNi HEA y se ha investigado su efecto sobre la microestructura, la estructura de fase y las propiedades mecánicas.

Se utilizaron metales Co, Cr, Fe y Ni de alta pureza (99,95% en peso) en forma de gránulos elementales y polvo de SiC (99% de pureza, tamaño de malla -400) como materias primas para el desarrollo de los compuestos HEA. Primero se colocó una composición equiatómica de CoCrFeNi HEA en un molde hemisférico de Cu enfriado con agua, después de lo cual se evacuó la cámara a 3 × 10–5 mbar. Se introdujo argón de alta pureza para obtener el nivel de vacío deseado para la fusión por arco utilizando un electrodo W no consumible. Los botones de lingotes tal como se produjeron se voltearon y se volvieron a fundir cinco veces para garantizar una buena homogeneidad. Se prepararon compuestos de alta entropía de diferente composición añadiendo cantidades de SiC a los botones equiatómicos de CoCrFeNi producidos, en cada caso vueltos a homogeneizar volteando y volviendo a fundir cinco veces. Los botones fundidos de los materiales compuestos resultantes se seccionaron mediante mecanizado por descarga eléctrica para realizar más pruebas y caracterizaciones. Las muestras para estudios microestructurales se prepararon utilizando procedimientos metalográficos estándar. Las muestras se examinaron inicialmente utilizando un microscopio óptico (Leica Microscope DM6M), donde se utilizó el software de análisis de imágenes Leica (LAS Phase Expert) para el análisis de fase cuantitativo. Se seleccionaron tres imágenes tomadas en diferentes regiones para el análisis de fase, cubriendo un área total de alrededor de 27 000 µm2. Se realizaron estudios microestructurales más detallados, incluido el análisis de composición química y el análisis de distribución elemental, 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 de los compuestos HEA se llevó a cabo utilizando un sistema de difracción de rayos X (Bruker D2 phaser), operado con una fuente de CuKα con un tamaño de paso de 0,04°. Se llevaron a cabo pruebas de microdureza Vickers y pruebas de compresión para estudiar el efecto de los cambios microestructurales en las propiedades mecánicas de los compuestos HEA. Para las pruebas de dureza se aplicó una carga de 500 N durante 15 s, utilizando un mínimo de 10 muescas para cada muestra. La prueba de compresión a temperatura ambiente de los compuestos HEA se llevó a cabo en especímenes de forma rectangular (7 mm × 3 mm × 3 mm) utilizando una máquina de prueba universal (UTM) SHIMADZU 50KN a una velocidad de deformación inicial de 0,001/s.

Se prepararon compuestos de alta entropía mediante la adición de 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % y 17 % de SiC (todo en peso %) a la matriz de CoCrFeNi y en lo sucesivo se denominarán muestras S-1 a S-6. , respectivamente. La muestra de referencia sin adición de SiC se denominará en lo sucesivo muestra S-0. Las micrografías ópticas de los compuestos HEA desarrollados se muestran en la Fig. 1, donde la microestructura monofásica del CoCrFeNi HEA cambia a una microestructura que consta de múltiples fases con diferente morfología, tamaño y distribución, como resultado de la adición de diferentes cantidades de SiC a la composición. La cantidad de cada fase se determinó en base al análisis de imágenes utilizando el software LAS Phase Expert. Una región de ejemplo de este análisis se muestra en las imágenes insertadas (esquina superior derecha) en la Fig. 1, junto con la fracción de área de cada componente de fase.

Micrografías ópticas de los compuestos de alta entropía desarrollados: (a) S-1, (b) S-2, (c) S-3, (d) S-4, (e) S-5 y (f) S -6. Las imágenes insertadas muestran un ejemplo de resultados de análisis de fase basados en el contraste de la imagen usando el software LAS Phase Expert.

Como se muestra en la Fig. 1a, se desarrolla una microestructura eutéctica entre los volúmenes de matriz en el compuesto S-1 donde las cantidades de matriz y fase eutéctica se estimaron en 87,9 ± 0,47 % y 12,1 % ± 0,51 %, respectivamente. En el compuesto (S-2), que se muestra en la Fig. 1b, ya no hubo evidencia de una reacción eutéctica durante la solidificación y se observó una microestructura completamente diferente del compuesto S-1. La microestructura del compuesto S-2 fue relativamente refinada, consistiendo en placas finas (carburos), uniformemente distribuidas en la fase matriz (fcc). Las fracciones de volumen de matriz y carburos se estimaron en 72 ± 1,69 % y 28 ± 1,69 %, respectivamente. Una nueva fase (siliciuro), además de la matriz y los carburos, se encontró en el compuesto S-3, como se muestra en la Fig. 1c, donde las fracciones de volumen de este siliciuro, carburo y la fase matriz se estimaron en aproximadamente 26,5 ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 y 47,6 ± 0,34, respectivamente. Se observó otra nueva fase (grafito) en la microestructura del compuesto S-4, donde se identificaron un total de cuatro fases. La fase de grafito tiene una forma globular bien definida, con contraste oscuro en las imágenes ópticas, y estaba presente solo en una pequeña cantidad (estimada como una fracción de volumen de solo alrededor de 0,6 ± 0,30%). En los compuestos S-5 y S-6, solo se identificaron tres fases, y la fase de grafito de contraste oscuro apareció en estos compuestos en forma de escamas. Las escamas de grafito en el compuesto S-6 eran más anchas y cortas en comparación con las escamas de grafito en el compuesto S-5, con una apariencia más regular. También se observó un aumento correspondiente en la cantidad de grafito, de 14,9 ± 0,85 % en el compuesto S-5 a alrededor de 17,4 ± 0,55 % en el compuesto S-6.

Para investigar más a fondo la microestructura detallada y el contenido químico de las fases presentes en los compuestos HEA, las muestras se examinaron en el SEM, donde se llevaron a cabo el análisis de puntos EDS y el mapeo químico. Los resultados para el compuesto S-1 se muestran en la Fig. 2, donde se ve claramente la presencia de una mezcla eutéctica que separa regiones de la fase matriz mayoritaria. El mapeo químico de los compuestos S-1, que se muestra en la Fig. 2c, indicó una distribución uniforme de Co, Fe, Ni y Si en la fase de matriz. Sin embargo, se encontró una menor cantidad de cromo en la fase de la matriz en comparación con los otros elementos de la base HEA, lo que indica la difusión de Cr fuera de la matriz. Se encontró que el componente de la fase eutéctica que aparece en blanco en las imágenes SEM es rico en cromo y carbono, lo que sugiere que se trata de un carburo de cromo. La ausencia de partículas discretas de SiC en la microestructura, combinada con la observación de una menor cantidad de cromo en la matriz y con la presencia de una mezcla eutéctica que contiene una fase rica en cromo, indica una descomposición completa de SiC durante la fusión. Como resultado de la descomposición del SiC, se encontró que el silicio se disolvía en la fase de la matriz, mientras que el carbono libre interactuaba con el cromo para formar carburo de cromo. Se puede notar que a través de EDS solo se tomó la determinación cualitativa de carbono, y la formación de fase se confirmó mediante la identificación de picos de carburo característicos en los patrones XRD.

(a) imagen SEM de la muestra S-1, (b) vista ampliada, (c) mapeo elemental, (d) resultados de EDS en las posiciones indicadas.

El análisis del compuesto S-2 se muestra en la Fig. 3. Similar a la apariencia en el microscopio óptico, la inspección SEM reveló una estructura a escala fina que consta de solo dos fases, con la presencia de una fase similar a una placa fina distribuida uniformemente a lo largo de un fase matriz y ausencia de la fase eutéctica. El mapeo elemental y el análisis de puntos EDS de la fase similar a una placa indicaron la presencia de cantidades relativamente altas de Cr (amarillo) y C (verde) en esta fase, lo que nuevamente indica la descomposición de SiC durante la fusión y la interacción del carbono liberado con cromo en el Matriz HEA para formar una fase de carburo tipo placa. El mapeo elemental y el análisis puntual de la fase matriz revelaron que la mayor parte del cobalto, hierro, níquel y silicio estaban presentes en la fase matriz.

(a) imagen SEM de la muestra S-2, (b) vista ampliada, (c) mapeo elemental, (d) resultados de EDS en las posiciones indicadas.

La investigación SEM del compuesto S-3 reveló la presencia de una nueva fase además de la fase de carburo y las fases de matriz. El mapeo elemental, Fig. 4c, y el análisis de puntos EDS, Fig. 4d, indicaron que esta nueva fase era rica en níquel, cobalto y silicio.

(a) imagen SEM de la muestra S-3, (b) vista ampliada, (c) mapeo elemental y (d) resultados de EDS en las posiciones indicadas.

Los resultados del análisis SEM y EDS de los compuestos S-4 se muestran en la Fig. 5. Además de las tres fases observadas en el compuesto S-3, también se encontró la presencia de glóbulos de grafito. La fracción de volumen de la fase rica en silicio también fue mayor que en el compuesto S-3.

(a) imagen SEM de la muestra S-4, (b) vista ampliada, (c) mapeo elemental y (d) resultados de EDS en las posiciones indicadas.

Los resultados del mapeo SEM y EDS de los compuestos S-5 y S-6 se muestran en las Figs. 6 y 7, respectivamente. También se observó la presencia de escamas de grafito además de un pequeño número de glóbulos. El número de hojuelas de grafito y la fracción de volumen de la fase rica en silicio fueron mayores en el compuesto S-6 que en el compuesto S-5.

(a) imagen SEM de la muestra S-5, (b) vista ampliada, (c) mapeo elemental y (d) resultados de EDS en las posiciones indicadas.

(a) imagen SEM de la muestra S-6, (b) vista ampliada, (c) mapeo elemental y (d) resultados de EDS en las posiciones indicadas.

La caracterización de la estructura cristalina de los compuestos HEA también se llevó a cabo mediante mediciones XRD. Los resultados se muestran en la Fig. 8. El patrón de difracción de la base HEA (S-0) mostró la presencia únicamente de picos correspondientes a la fase fcc. La presencia de picos adicionales correspondientes al carburo de cromo (Cr7C3) se encontró en los patrones XRD de los compuestos S-1, S-2 y S-3, y menos fuertemente en las muestras S-3 y S-4, en consonancia también con la Datos EDS vistos para estas muestras. Se observaron picos correspondientes a siliciuros Co/Ni en el caso de las muestras S-3 y S-4, de nuevo de acuerdo con los resultados del mapeo EDS que se muestran en las Figs. 3 y 4. Se observaron picos correspondientes a grafito en los patrones XRD de las muestras S-5 y S-6.

Patrones XRD de los compuestos de aleación de alta entropía desarrollados.

La caracterización de la microestructura y la estructura cristalina de los compuestos desarrollados indican la descomposición del SiC agregado. Esto se atribuye a la presencia de cromo en la matriz HEA. El cromo tiene una afinidad muy fuerte por el carbono54,55 e interactúa con el carbono libre para formar carburos, como indica la disminución observada en la cantidad de cromo en la matriz. Como resultado de la disociación del SiC, el Si pasa a la fase fcc56. El aumento de la cantidad de adición de SiC a la base HEA da como resultado, por lo tanto, un aumento en la cantidad de fases de carburo y la cantidad de Si libre en la microestructura. Se encuentra que este Si adicional se acomoda en la matriz en bajas concentraciones (en los compuestos S-1 y S-2), mientras que en concentraciones más altas (los compuestos S-3 a S-6) esto conduce a una precipitación adicional de cobalto/ siliciuros de níquel. Las entalpías estándar de formación de siliciuros de Co y Ni, obtenidas por calorimetría de síntesis directa a alta temperatura, son − 37,9 ± 2,0, − 49,3 ± 1,3, − 34,9 ± 1,1 kJ mol −1 para Co2Si, CoSi y CoSi2, respectivamente, mientras que los valores para Ni2Si y Ni5Si2 son − 50,6 ± 1,7 y − 45,1 ± 1,4 kJ mol−1, respectivamente57. Estos valores son más bajos que el calor de formación de SiC, lo que indica que la disociación de SiC que conduce a la formación de siliciuro de cobalto/níquel es energéticamente favorable. En los compuestos S-5 y S-6, está presente más silicio libre que el absorbido por la formación de siliciuro. Se encontró que este Si libre promueve la grafitización, como también se observó en los aceros convencionales58.

El comportamiento mecánico de los compuestos de matriz HEA reforzados con cerámica desarrollados se estudió realizando pruebas de compresión y pruebas de dureza. Las curvas de tensión-deformación de los compuestos desarrollados se muestran en la Fig. 9a, mientras que la Fig. 9b muestra un diagrama de dispersión entre el límite elástico específico, el límite elástico, la dureza y el alargamiento del compuesto desarrollado.

( a ) Curvas de tensión-deformación por compresión y ( b ) diagrama de dispersión que muestra el límite elástico específico, el límite elástico, la dureza y el alargamiento. Tenga en cuenta que solo se muestran los datos de las muestras S-0 a S-4, ya que las muestras S-5 y S-6 contenían defectos de fundición evidentes.

En la Fig. 9 se ve que el límite elástico aumenta de 136 MPa para el HEA base (S-0) a 2522 MPa para el compuesto S-4. El compuesto S-2 exhibe un muy buen alargamiento antes de la fractura de ~ 37%, mientras que también muestra un valor significativamente más alto de límite elástico (1200 MPa) en comparación con el HEA base. La excelente combinación de resistencia y ductilidad en este compuesto se atribuye al refinamiento microestructural general, incluida una distribución uniforme de finas plaquetas de carburo en toda la microestructura, que se espera que obstaculicen el movimiento de las dislocaciones. Se encuentra que los límites elásticos de los compuestos S-3 y S-4 son 1925 MPa y 2522 MPa, respectivamente. Estos altos valores de límite elástico pueden atribuirse a una fracción de alto volumen de fases de carburo duro y siliciuro. Sin embargo, la presencia de estas fases también contribuye a un bajo alargamiento antes de la fractura de solo el 7%. La curva de tensión-deformación de los compuestos base CoCrFeNi HEA (S-0) y S-1 muestra una apariencia convexa, que es un rasgo característico que indica la activación de los efectos de macla o TRIP59,60. A diferencia de la muestra S-1, la curva tensión-deformación de la muestra S-2 presenta una forma cóncava hasta una deformación de aprox. 20%, es decir, indicando el deslizamiento de dislocación convencional como el modo de deformación principal en esta muestra en ese régimen de deformación60,61. No obstante, la tasa de endurecimiento por trabajo en esta muestra sigue siendo alta en un amplio rango de deformación, y en deformaciones más altas también se observa una transición a una apariencia convexa (aunque no se puede descartar que esto esté relacionado con una ruptura de las condiciones de lubricación durante la operación). carga de compresión). Los compuestos S-3 y S-4 muestran solo una plasticidad limitada debido a la presencia de fracciones de mayor volumen de carburos y siliciuros en la microestructura. La prueba de compresión de las muestras compuestas S-5 y S-6 no se llevó a cabo debido a la presencia de defectos de fundición evidentes en estas muestras compuestas (ver Fig. 10).

Micrografías estereoscópicas que muestran defectos de fundición (indicados por flechas rojas) en las muestras compuestas S-5 y S-6.

Las medidas de dureza de los compuestos HEA se muestran en la Fig. 9b. La dureza de la base HEA resultó ser 130 ± 5 HV, mientras que los valores de dureza de las muestras S-1, S-2, S-3 y S-4 resultaron ser 250 ± 10 HV, 275 ± 10 HV, 570 ± 20 HV y 755 ± 20 HV, respectivamente. El aumento de la dureza sigue razonablemente bien la variación del límite elástico obtenido de los ensayos de compresión y se atribuye a la formación de una cantidad cada vez mayor de fases duras en los materiales compuestos. El límite elástico específico, calculado en función de la composición objetivo de cada muestra, también se muestra en la Fig. 9b. En general, se observó la mejor combinación de límite elástico (1200 MPa), dureza (275 ± 10 HV) y elongación antes de la fractura (~ 37 %) para el compuesto S-2.

En la Fig. 11a se muestra una comparación del límite elástico y el alargamiento de los compuestos desarrollados con diferentes clases de materiales. Los compuestos basados en CoCrFeNi en el presente estudio muestran valores más altos de elongación en cualquier nivel de tensión dado62. También se puede ver que las propiedades de los compuestos HEA desarrollados en el presente estudio se encuentran en regiones previamente desocupadas del mapa de límite elástico versus alargamiento. Además, los compuestos desarrollados exhiben 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 específico también es una consideración importante en la preselección de materiales para aplicaciones de ingeniería avanzada63,64. En este sentido, los compuestos HEA presentes exhiben excelentes combinaciones de resistencia a la fluencia específica 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 se encuentran en el mismo rango que para los HEA FCC y para los HEA refractarios, como se muestra en la Fig. 11b. La dureza y el límite elástico de los compuestos desarrollados se encuentran en el mismo rango que se encuentra para los vidrios metálicos a granel65 (Fig. 11c). La alta dureza y el límite elástico son rasgos característicos de los vidrios metálicos a granel (BMG), pero exhiben un alargamiento limitado66,67. Sin embargo, la dureza y el límite elástico de algunos de los compuestos HEA desarrollados en el presente estudio también exhiben un alargamiento significativo. Por lo tanto, se concluye que los compuestos HEA desarrollados ofrecen un paquete único y muy buscado de propiedades mecánicas que pueden ser útiles para diferentes aplicaciones estructurales. Esta combinación única de propiedades mecánicas se puede atribuir a la dispersión uniforme de carburos duros formados in situ en la matriz FCC HEA. Sin embargo, la modificación microestructural resultante de la adición de la fase cerámica debe estudiarse y controlarse cuidadosamente para evitar defectos de fundición, como los encontrados para los compuestos S-5 y S-6, como parte del objetivo de obtener mejores combinaciones de resistencia. y ductilidad.

Comparación de los resultados del presente estudio con diferentes materiales de ingeniería y HEA: (a) alargamiento frente a límite elástico62, (b) límite elástico específico frente a ductilidad63, y (c) límite elástico frente a dureza65.

Se han investigado la microestructura y las propiedades mecánicas de una serie de compuestos cerámicos HEA, basados en el sistema CoCrFeNi HEA con adiciones crecientes de SiC, y se han obtenido las siguientes conclusiones:

Los compuestos de aleación de alta entropía se pueden desarrollar con éxito mediante la adición de SiC al CoCrFeNi HEA mediante una ruta de fusión por arco.

El SiC se descompone durante la fusión por arco, lo que da como resultado el desarrollo in situ de carburos, siliciuros y fases de grafito, y la presencia y la fracción de volumen de estas fases dependen de la cantidad de SiC añadida al HEA base.

Los compuestos HEA exhiben una amplia gama de propiedades mecánicas sobresalientes y poseen propiedades que caen en una región previamente desocupada en un mapa de resistencia a la fluencia versus elongación. El límite elástico del compuesto HEA preparado con 6 % en peso de SiC es más de ocho veces mayor que el del HEA base, al mismo tiempo que conserva 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 resultados de la investigación demuestran que los compuestos de aleación de alta entropía representan un enfoque prometedor hacia el objetivo de lograr combinaciones sobresalientes de propiedades mecánicas en metales para aplicaciones estructurales avanzadas.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente a pedido razonable.

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Se reconoce el apoyo financiero de la Comisión de Educación Superior de Pakistán (HEC NRPU 6019). FEDER Fondos Nacionales FCT en el marco del proyecto CEMMPRE, ref. También se reconoce "UIDB/00285/2020".

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M. Adil Mehmood, Khurram Shehzad, M. Mujahid y Khurram Yaqoob

Departamento de Ingeniería Mecánica, CEMMPRE - Centro de Ingeniería Mecánica de Materiales y Procesos, Universidad de Coimbra, Rua Luís Reis Santos, 3030-788, Coimbra, Portugal

Talha Bin Yaqub y Philip Fernandes

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Andy Godofredo

ISEP - Escuela de Ingeniería, Politécnica de Oporto, Rua Dr. António Bernardino de Almeida 431, 4200-072, Oporto, Portugal

filipe fernandes

CESAT, Islamabad, Pakistán

FZ Muhammad

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MAM escribió el texto principal del manuscrito, KS y TY prepararon las Figuras, AG y FF revisaron el manuscrito y MM y KY supervisaron la investigación. MfZ ayudó a abordar los comentarios de los revisores.

Correspondencia a Khurram Yaqoob.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Mehmood, MA, Shehzad, K., Mujahid, M. et al. Compuestos de matriz HEA reforzados con cerámica que exhiben una excelente combinación de propiedades mecánicas. Informe científico 12, 21486 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-25734-w

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Recibido: 08 Agosto 2022

Aceptado: 05 diciembre 2022

Publicado: 12 diciembre 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-25734-w

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