CoCrFeNi est un alliage à haute entropie (HEA) cubique à faces centrées (fcc) bien étudié avec une excellente ductilité mais une résistance limitée.L'objectif de cette étude est d'améliorer l'équilibre entre la résistance et la ductilité de ces HEA en ajoutant différentes quantités de SiC à l'aide de la méthode de fusion à l'arc.Il a été établi que la présence de chrome dans la base HEA provoque la décomposition du SiC lors de la fusion.Ainsi, l'interaction du carbone libre avec le chrome conduit à la formation in situ de carbures de chrome, tandis que le silicium libre reste en solution dans la HEA de base et/ou interagit avec les éléments qui composent la HEA de base pour former des siliciures.À mesure que la teneur en SiC augmente, la phase de la microstructure change dans l'ordre suivant : fcc → fcc + eutectique → fcc + flocons de carbure de chrome → fcc + flocons de carbure de chrome + siliciure → fcc + flocons de carbure de chrome + siliciure + billes de graphite / flocons de graphite.Les composites résultants présentent une très large gamme de propriétés mécaniques (limite d'élasticité allant de 277 MPa à plus de 60 % d'allongement à 2 522 MPa à 6 % d'allongement) par rapport aux alliages conventionnels et aux alliages à haute entropie.Certains des composites à haute entropie développés présentent une excellente combinaison de propriétés mécaniques (limite d'élasticité 1 200 MPa, allongement 37 %) et occupent des régions auparavant inaccessibles sur le diagramme limite d'élasticité-allongement.En plus d'un allongement remarquable, la dureté et la limite d'élasticité des composites HEA se situent dans la même plage que celle des verres métalliques massifs.Par conséquent, on pense que le développement de composites à haute entropie peut aider à obtenir une excellente combinaison de propriétés mécaniques pour des applications structurelles avancées.
Le développement d’alliages à haute entropie est un nouveau concept prometteur en métallurgie1,2.Les alliages à haute entropie (HEA) ont montré dans un certain nombre de cas une excellente combinaison de propriétés physiques et mécaniques, notamment une stabilité thermique élevée3,4, un allongement superplastique5,6, une résistance à la fatigue7,8, une résistance à la corrosion9,10,11, une excellente résistance à l'usure12,13,14. ,15 et propriétés tribologiques15,16,17 même à haute température18,19,20,21,22 et propriétés mécaniques à basse température23,24,25.L’excellente combinaison de propriétés mécaniques de la HEA est généralement attribuée à quatre effets principaux, à savoir une entropie configurationnelle élevée, une forte distorsion du réseau, une diffusion lente et un effet cocktail.Les HEA sont généralement classés en types FCC, BCC et HCP.Le FCC HEA contient généralement des éléments de transition tels que Co, Cr, Fe, Ni et Mn et présente une excellente ductilité (même à basse température25) mais une faible résistance.Le BCC HEA est généralement composé d'éléments à haute densité tels que W, Mo, Nb, Ta, Ti et V et présente une très haute résistance mais une faible ductilité et une faible résistance spécifique30.
La modification microstructurale du HEA basée sur l'usinage, le traitement thermomécanique et l'ajout d'éléments a été étudiée pour obtenir la meilleure combinaison de propriétés mécaniques.CoCrFeMnNi FCC HEA est soumis à une déformation plastique sévère par torsion à haute pression, ce qui entraîne une augmentation significative de la dureté (520 HV) et de la résistance (1950 MPa), mais le développement d'une microstructure nanocristalline (~50 nm) rend l'alliage fragile31. .Il a été constaté que l'incorporation de la ductilité de jumelage (TWIP) et de la plasticité induite par transformation (TRIP) dans les CoCrFeMnNi HEA confère une bonne écrouissage, ce qui se traduit par une ductilité à la traction élevée, bien qu'au détriment des valeurs réelles de résistance à la traction.En dessous (1 124 MPa) 32. La formation d’une microstructure en couches (constituée d’une fine couche déformée et d’un noyau non déformé) dans le CoCrFeMnNi HEA par grenaillage a entraîné une augmentation de la résistance, mais cette amélioration a été limitée à environ 700 MPa33.À la recherche de matériaux offrant la meilleure combinaison de résistance et de ductilité, le développement de HEA multiphasés et de HEA eutectiques utilisant des ajouts d'éléments non isoatomiques a également été étudié.En effet, il a été constaté qu'une répartition plus fine des phases dures et molles dans les alliages eutectiques à haute entropie peut conduire à une combinaison relativement meilleure de résistance et de ductilité.
Le système CoCrFeNi est un alliage à haute entropie FCC monophasé largement étudié.Ce système présente des propriétés d'écrouissage rapides44 et une excellente ductilité45,46 à basse et haute température.Diverses tentatives ont été faites pour améliorer sa résistance relativement faible (~ 300 MPa)47,48, notamment le raffinement des grains25, la microstructure hétérogène49, la précipitation50,51,52 et la plasticité induite par la transformation (TRIP)53.Le raffinement du grain du HEA CoCrFeNi cubique à faces centrées coulé par étirage à froid dans des conditions sévères augmente la résistance d'environ 300 MPa47,48 à 1,2 GPa25, mais réduit la perte de ductilité de plus de 60 % à 12,6 %.L'ajout d'Al au HEA de CoCrFeNi a entraîné la formation d'une microstructure hétérogène, ce qui a augmenté sa limite d'élasticité à 786 MPa et son allongement relatif à environ 22 %49.CoCrFeNi HEA a été ajouté avec Ti et Al pour former des précipités, formant ainsi un renforcement par précipitation, augmentant sa limite d'élasticité à 645 MPa et son allongement à 39 %51.Le mécanisme TRIP (transformation martensitique cubique → hexaédrique à faces centrées) et le maclage ont augmenté la résistance à la traction du CoCrFeNi HEA à 841 MPa et l'allongement à la rupture à 76 %53.
Des tentatives ont également été faites pour ajouter un renfort céramique à la matrice cubique à faces centrées HEA afin de développer des composites à haute entropie pouvant présenter une meilleure combinaison de résistance et de ductilité.Les composites à haute entropie ont été traités par fusion à l'arc sous vide44, alliage mécanique45,46,47,48,52,53, frittage plasma par étincelle46,51,52, pressage à chaud sous vide45, pressage isostatique à chaud47,48 et développement de procédés de fabrication additive43, 50.Les carbures, oxydes et nitrures tels que WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 et Y2O351 ont été utilisés comme renfort céramique dans le développement des composites HEA.Le choix de la bonne matrice HEA et de la bonne céramique est particulièrement important lors de la conception et du développement d’un composite HEA solide et durable.Dans ce travail, CoCrFeNi a été choisi comme matériau de matrice.Différentes quantités de SiC ont été ajoutées au CoCrFeNi HEA et leur effet sur la microstructure, la composition des phases et les propriétés mécaniques a été étudié.
Des métaux de haute pureté Co, Cr, Fe et Ni (99,95 % en poids) et de la poudre de SiC (pureté 99 %, taille -400 mesh) sous forme de particules élémentaires ont été utilisés comme matières premières pour la création de composites HEA.La composition isoatomique du CoCrFeNi HEA a d'abord été placée dans un moule hémisphérique en cuivre refroidi à l'eau, puis la chambre a été mise sous vide à 3,10-5 mbar.De l'argon gazeux de haute pureté est introduit pour obtenir le vide requis pour la fusion à l'arc avec des électrodes en tungstène non consommables.Les lingots obtenus sont retournés et refondus cinq fois pour garantir une bonne homogénéité.Des composites à haute entropie de diverses compositions ont été préparés en ajoutant une certaine quantité de SiC aux boutons équiatomiques CoCrFeNi résultants, qui ont été réhomogénéisés par cinq inversions et refusion dans chaque cas.Le bouton moulé à partir du composite résultant a été découpé par EDM pour des tests et une caractérisation plus approfondis.Les échantillons destinés aux études microstructurales ont été préparés selon les méthodes métallographiques standards.Tout d’abord, les échantillons ont été examinés à l’aide d’un microscope optique (Leica Microscope DM6M) avec le logiciel Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) pour une analyse de phase quantitative.Trois images prises dans différentes zones d'une superficie totale d'environ 27 000 µm2 ont été sélectionnées pour l'analyse de phase.Des études microstructurales plus détaillées, y compris l'analyse de la composition chimique et l'analyse de la distribution des éléments, ont été réalisées sur un microscope électronique à balayage (JEOL JSM-6490LA) équipé d'un système d'analyse par spectroscopie à dispersion d'énergie (EDS).La caractérisation de la structure cristalline du composite HEA a été réalisée à l'aide d'un système de diffraction des rayons X (déphaseur Bruker D2) utilisant une source CuKα avec un pas de 0,04°.L'effet des changements microstructuraux sur les propriétés mécaniques des composites HEA a été étudié à l'aide d'essais de microdureté Vickers et d'essais de compression.Pour l'essai de dureté, une charge de 500 N est appliquée pendant 15 s en utilisant au moins 10 empreintes par éprouvette.Des tests de compression de composites HEA à température ambiante ont été effectués sur des éprouvettes rectangulaires (7 mm × 3 mm × 3 mm) sur une machine d'essai universelle (UTM) Shimadzu 50KN à une vitesse de déformation initiale de 0,001/s.
Des composites à haute entropie, appelés ci-après échantillons S-1 à S-6, ont été préparés en ajoutant 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % et 17 % de SiC (le tout en poids %) à une matrice CoCrFeNi. .respectivement.L'échantillon de référence auquel aucun SiC n'a été ajouté est ci-après appelé échantillon S-0.Des micrographies optiques des composites HEA développés sont présentées sur les figures.1, où, grâce à l'ajout de divers additifs, la microstructure monophasée du CoCrFeNi HEA a été transformée en une microstructure composée de nombreuses phases de morphologie, de tailles et de distribution différentes.La quantité de SiC dans la composition.La quantité de chaque phase a été déterminée à partir de l'analyse d'images à l'aide du logiciel LAS Phase Expert.L'encadré de la figure 1 (en haut à droite) montre un exemple de zone pour cette analyse, ainsi que la fraction de zone pour chaque composant de phase.
Micrographies optiques des composites à haute entropie développés : (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 et (f) C- 6.L'encadré montre un exemple de résultats d'analyse de phase d'image basée sur le contraste à l'aide du logiciel LAS Phase Expert.
Comme le montre la fig.1a, une microstructure eutectique formée entre les volumes matriciels du composite C-1, où la quantité de phases matricielles et eutectiques est estimée à 87,9 ± 0,47 % et 12,1 % ± 0,51 %, respectivement.Dans le composite (C-2) représenté sur la figure 1b, il n'y a aucun signe de réaction eutectique lors de la solidification et une microstructure complètement différente de celle du composite C-1 est observée.La microstructure du composite C-2 est relativement fine et constituée de fines plaques (carbures) uniformément réparties dans la phase matrice (fcc).Les fractions volumiques de la matrice et du carbure sont estimées respectivement à 72 ± 1,69 % et 28 ± 1,69 %.En plus de la matrice et du carbure, une nouvelle phase (siliciure) a été trouvée dans le composite C-3, comme le montre la figure 1c, où les fractions volumiques de ces phases de siliciure, de carbure et de matrice sont estimées à environ 26,5 % ± 0,41 %, 25,9 ± 0,53 et 47,6 ± 0,34, respectivement.Une autre nouvelle phase (graphite) a également été observée dans la microstructure du composite C-4 ;au total, quatre phases ont été identifiées.La phase graphite a une forme globulaire distincte avec un contraste sombre dans les images optiques et n'est présente qu'en petites quantités (la fraction volumique estimée n'est qu'environ 0,6 ± 0,30 %).Dans les composites C-5 et C-6, seules trois phases ont été identifiées, et la phase graphite sombre et contrastée dans ces composites apparaît sous forme de paillettes.Comparés aux flocons de graphite du composite S-5, les flocons de graphite du composite S-6 sont plus larges, plus courts et plus réguliers.Une augmentation correspondante de la teneur en graphite a également été observée, passant de 14,9 ± 0,85 % dans le composite C-5 à environ 17,4 ± 0,55 % dans le composite C-6.
Pour étudier plus en détail la microstructure et la composition chimique de chaque phase du composite HEA, des échantillons ont été examinés à l'aide du SEM, et une analyse ponctuelle EMF et une cartographie chimique ont également été réalisées.Les résultats pour le composite C-1 sont présentés sur la fig.2, où la présence de mélanges eutectiques séparant les régions de la phase matricielle principale est clairement visible.La carte chimique du composite C-1 est présentée sur la figure 2c, où l'on peut voir que Co, Fe, Ni et Si sont uniformément répartis dans la phase matricielle.Cependant, une petite quantité de Cr a été trouvée dans la phase matricielle par rapport aux autres éléments de la base HEA, ce qui suggère que le Cr s'est diffusé hors de la matrice.La composition de la phase eutectique blanche sur l'image SEM est riche en chrome et en carbone, ce qui indique qu'il s'agit de carbure de chrome.L'absence de particules discrètes de SiC dans la microstructure, combinée à la faible teneur en chrome observée dans la matrice et à la présence de mélanges eutectiques contenant des phases riches en chrome, indique la décomposition complète du SiC lors de la fusion.À la suite de la décomposition du SiC, le silicium se dissout dans la phase matricielle et le carbone libre interagit avec le chrome pour former des carbures de chrome.Comme on peut le constater, seul le carbone a été déterminé qualitativement par la méthode EMF et la formation de phase a été confirmée par l'identification de pics caractéristiques de carbure dans les diagrammes de diffraction des rayons X.
(a) Image SEM de l'échantillon S-1, (b) image agrandie, (c) carte des éléments, (d) résultats EMF aux emplacements indiqués.
L'analyse du composite C-2 est présentée sur la fig.3. Semblable à l'apparence en microscopie optique, l'examen SEM a révélé une structure fine composée de seulement deux phases, avec la présence d'une fine phase lamellaire uniformément répartie dans toute la structure.phase matricielle, et il n’y a pas de phase eutectique.La distribution des éléments et l'analyse des points EMF de la phase lamellaire ont révélé une teneur relativement élevée en Cr (jaune) et C (vert) dans cette phase, ce qui indique à nouveau la décomposition du SiC lors de la fusion et l'interaction du carbone libéré avec l'effet chrome. .La matrice VEA forme une phase carbure lamellaire.La répartition des éléments et l'analyse ponctuelle de la phase matricielle ont montré que la majeure partie du cobalt, du fer, du nickel et du silicium sont présents dans la phase matricielle.
(a) Image SEM de l'échantillon S-2, (b) image agrandie, (c) carte des éléments, (d) résultats EMF aux emplacements indiqués.
Les études MEB des composites C-3 ont révélé la présence de nouvelles phases en plus des phases carbure et matrice.La carte élémentaire (Fig. 4c) et l'analyse des points EMF (Fig. 4d) montrent que la nouvelle phase est riche en nickel, cobalt et silicium.
(a) Image SEM de l'échantillon S-3, (b) image agrandie, (c) carte des éléments, (d) résultats EMF aux emplacements indiqués.
Les résultats de l'analyse SEM et EMF du composite C-4 sont présentés dans les Fig.5. En plus des trois phases observées dans le composite C-3, la présence de nodules de graphite a également été constatée.La fraction volumique de la phase riche en silicium est également supérieure à celle du composite C-3.
(a) Image SEM de l'échantillon S-4, (b) image agrandie, (c) carte des éléments, (d) résultats EMF aux emplacements indiqués.
Les résultats des spectres SEM et EMF des composites S-5 et S-6 sont présentés sur les figures 1 et 2. 6 et 7, respectivement.Outre un petit nombre de sphères, la présence de paillettes de graphite a également été observée.Le nombre de paillettes de graphite et la fraction volumique de la phase contenant du silicium dans le composite C-6 sont supérieurs à ceux du composite C-5.
(a) Image SEM de l'échantillon C-5, (b) vue agrandie, (c) carte élémentaire, (d) résultats EMF aux emplacements indiqués.
(a) Image SEM de l'échantillon S-6, (b) image agrandie, (c) carte des éléments, (d) résultats EMF aux emplacements indiqués.
La caractérisation de la structure cristalline des composites HEA a également été réalisée à l'aide de mesures XRD.Le résultat est présenté sur la figure 8. Dans le diagramme de diffraction du WEA de base (S-0), seuls les pics correspondant à la phase fcc sont visibles.Les diagrammes de diffraction des rayons X des composites C-1, C-2 et C-3 ont révélé la présence de pics supplémentaires correspondant au carbure de chrome (Cr7C3), et leur intensité était plus faible pour les échantillons C-3 et C-4, ce qui indiquait cela également avec les données EMF pour ces échantillons.Des pics correspondant aux siliciures Co/Ni ont été observés pour les échantillons S-3 et S-4, encore une fois cohérents avec les résultats de cartographie EDS présentés dans les figures 2 et 3. Comme le montrent les figures 3 et 4. Les pics 5 et S-6 ont été observés. correspondant au graphite.
Les caractéristiques microstructurales et cristallographiques des composites développés indiquent une décomposition du SiC ajouté.Cela est dû à la présence de chrome dans la matrice VEA.Le chrome a une très forte affinité pour le carbone 54,55 et réagit avec le carbone libre pour former des carbures, comme l'indique la diminution observée de la teneur en chrome de la matrice.Si passe en phase fcc du fait de la dissociation du SiC56.Ainsi, une augmentation de l’ajout de SiC à la base HEA a conduit à une augmentation de la quantité de phase carbure et de la quantité de Si libre dans la microstructure.Il a été constaté que ce Si supplémentaire se dépose dans la matrice à de faibles concentrations (dans les composites S-1 et S-2), tandis qu'à des concentrations plus élevées (composites S-3 à S-6), il entraîne un dépôt supplémentaire de cobalt.siliciure de nickel.L'enthalpie standard de formation des siliciures de Co et Ni, obtenue par calorimétrie à haute température par synthèse directe, est respectivement de -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 pour Co2Si, CoSi et CoSi2, tandis que ceux-ci les valeurs sont de – 50,6 ± 1,7 et – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 pour Ni2Si et Ni5Si2, respectivement.Ces valeurs sont inférieures à la chaleur de formation du SiC, indiquant que la dissociation du SiC conduisant à la formation de siliciures Co/Ni est énergétiquement favorable.Dans les composites S-5 et S-6, du silicium libre supplémentaire était présent, qui a été absorbé au-delà de la formation de siliciure.Il a été constaté que ce silicium libre contribue à la graphitisation observée dans les aciers conventionnels58.
Les propriétés mécaniques des composites renforcés de céramique développés à base de HEA sont étudiées par des tests de compression et des tests de dureté.Les courbes contrainte-déformation des composites développés sont présentées sur les figures.9a et la figure 9b montre un nuage de points entre la limite d'élasticité spécifique, la limite d'élasticité, la dureté et l'allongement des composites développés.
(a) Courbes de déformation en compression et (b) nuages de points montrant la limite d'élasticité spécifique, la limite d'élasticité, la dureté et l'allongement.Notez que seuls les spécimens S-0 à S-4 sont présentés, car les spécimens S-5 et S-6 contiennent des défauts de coulée importants.
Comme on le voit sur la fig.9, la limite d'élasticité est passée de 136 MPa pour le VES de base (C-0) à 2522 MPa pour le composite C-4.Comparé au WPP de base, le composite S-2 a montré un très bon allongement à la rupture d'environ 37 %, et a également montré des valeurs de limite d'élasticité nettement plus élevées (1 200 MPa).L'excellente combinaison de résistance et de ductilité de ce composite est due à l'amélioration de la microstructure globale, notamment à la répartition uniforme de fines lamelles de carbure dans toute la microstructure, ce qui devrait inhiber le mouvement des dislocations.Les limites d'élasticité des composites C-3 et C-4 sont respectivement de 1925 MPa et 2522 MPa.Ces limites d'élasticité élevées peuvent s'expliquer par la fraction volumique élevée des phases carbure cémenté et siliciure.Cependant, la présence de ces phases entraînait également un allongement à la rupture de seulement 7 %.Les courbes contrainte-déformation des composites de base CoCrFeNi HEA (S-0) et S-1 sont convexes, indiquant l'activation de l'effet de jumelage ou TRIP59,60.Par rapport à l'échantillon S-1, la courbe contrainte-déformation de l'échantillon S-2 a une forme concave à une déformation d'environ 10,20 %, ce qui signifie que le glissement normal de la dislocation est le principal mode de déformation de l'échantillon dans cet état déformé60,61. .Cependant, le taux de durcissement dans cet échantillon reste élevé sur une large plage de déformations, et à des déformations plus élevées, une transition vers la convexité est également visible (bien qu'on ne puisse pas exclure que cela soit dû à la rupture de charges de compression lubrifiées).).Les composites C-3 et C-4 n'ont qu'une plasticité limitée en raison de la présence de fractions volumiques plus élevées de carbures et de siliciures dans la microstructure.Les essais de compression des échantillons de composites C-5 et C-6 n'ont pas été réalisés en raison de défauts de coulée importants sur ces échantillons de composites (voir Fig. 10).
Stéréomicrographies des défauts de coulée (indiqués par des flèches rouges) dans des échantillons de composites C-5 et C-6.
Les résultats de la mesure de la dureté des composites VEA sont présentés sur les figures.9b.La base WEA a une dureté de 130 ± 5 HV, et les échantillons S-1, S-2, S-3 et S-4 ont des valeurs de dureté de 250 ± 10 HV, 275 ± 10 HV, 570 ± 20 HV et 755 ± 20 HT.L'augmentation de la dureté était en bon accord avec la variation de la limite d'élasticité obtenue lors des essais de compression et était associée à une augmentation de la quantité de solides dans le composite.La limite d'élasticité spécifique calculée en fonction de la composition cible de chaque échantillon est également indiquée sur la fig.9b.En général, la meilleure combinaison de limite d'élasticité (1 200 MPa), de dureté (275 ± 10 HV) et d'allongement relatif jusqu'à rupture (~ 37 %) est observée pour le composite C-2.
La comparaison de la limite d'élasticité et de l'allongement relatif du composite développé avec des matériaux de différentes classes est présentée sur la figure 11a.Les composites à base de CoCrFeNi dans cette étude ont montré un allongement élevé à tout niveau de contrainte donné62.On peut également voir que les propriétés des composites HEA développés dans cette étude se situent dans la région auparavant inoccupée du tracé de la limite d'élasticité en fonction de l'allongement.De plus, les composites développés présentent une large gamme de combinaisons de résistance (277 MPa, 1 200 MPa, 1 925 MPa et 2 522 MPa) et d'allongement (> 60 %, 37 %, 7,3 % et 6,19 %).La limite d'élasticité est également un facteur important dans la sélection des matériaux pour les applications d'ingénierie avancées63,64.À cet égard, les composites HEA de la présente invention présentent une excellente combinaison de limite d'élasticité et d'allongement.En effet, l’ajout de SiC basse densité permet d’obtenir des composites avec une limite d’élasticité spécifique élevée.La limite d'élasticité spécifique et l'allongement des composites HEA se situent dans la même plage que ceux du HEA FCC et du HEA réfractaire, comme le montre la figure 11b.La dureté et la limite d'élasticité des composites développés se situent dans la même plage que pour les verres métalliques massifs65 (Fig. 11c).Les verres métalliques massifs (BMS) se caractérisent par une dureté et une limite d'élasticité élevées, mais leur allongement est limité66,67.Cependant, la dureté et la limite d'élasticité de certains des composites HEA développés dans cette étude ont également montré un allongement significatif.Ainsi, il a été conclu que les composites développés par VEA possèdent une combinaison unique et recherchée de propriétés mécaniques pour diverses applications structurelles.Cette combinaison unique de propriétés mécaniques peut s'expliquer par la dispersion uniforme des carbures durs formés in situ dans la matrice FCC HEA.Cependant, dans le but d'obtenir une meilleure combinaison de résistance, les changements microstructuraux résultant de l'ajout de phases céramiques doivent être soigneusement étudiés et contrôlés pour éviter les défauts de coulée, tels que ceux trouvés dans les composites S-5 et S-6, et ductilité.genre.
Les résultats de cette étude ont été comparés à divers matériaux de structure et HEA : (a) allongement par rapport à la limite d'élasticité62, (b) limite d'élasticité spécifique par rapport à la ductilité63 et (c) limite d'élasticité par rapport à la dureté65.
La microstructure et les propriétés mécaniques d'une série de composites HEA-céramique basés sur le système HEA CoCrFeNi avec ajout de SiC ont été étudiées et les conclusions suivantes ont été tirées :
Des composites en alliages à haute entropie peuvent être développés avec succès en ajoutant du SiC au CoCrFeNi HEA en utilisant la méthode de fusion à l'arc.
Le SiC se décompose lors de la fusion à l'arc, conduisant à la formation in situ de phases carbure, siliciure et graphite dont la présence et la fraction volumique dépendent de la quantité de SiC ajoutée à la base HEA.
Les composites HEA présentent de nombreuses excellentes propriétés mécaniques, avec des propriétés qui se situent dans des zones auparavant inoccupées sur le tracé de la limite d'élasticité par rapport à l'allongement.La limite d'élasticité du composite HEA fabriqué à partir de 6 % en poids de SiC était plus de huit fois supérieure à celle du HEA de base tout en conservant une ductilité de 37 %.
La dureté et la limite d'élasticité des composites HEA se situent dans la gamme des verres métalliques massifs (BMG).
Les résultats suggèrent que les composites en alliages à haute entropie représentent une approche prometteuse pour obtenir une excellente combinaison de propriétés métal-mécaniques pour des applications structurelles avancées.
Heure de publication : 12 juillet 2023