Cerámico

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 las caras (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 mediante una ruta de fusión por arco. Se ha descubierto que el cromo presente en la base HEA provoca 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 el HEA base y/o interactúa con los elementos constituyentes del HEA base 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 encontró que los compuestos resultantes exhibían una gama muy amplia de propiedades mecánicas (límite elástico desde 277 MPa con más del 60 % de alargamiento hasta 2522 MPa con un 6 % de alargamiento). Algunos de los compuestos de alta entropía desarrollados mostraron una excelente combinación de propiedades mecánicas (límite elástico 1200 MPa con 37% de alargamiento) y ocuparon regiones previamente inalcanzables en un mapa de límite elástico versus alargamiento. Además de su importante alargamiento, 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 tanto, se cree que el desarrollo de compuestos de alta entropía puede ayudar a obtener combinaciones excepcionales de propiedades mecánicas para aplicaciones estructurales avanzadas.

El diseño de aleaciones de alta entropía es un nuevo concepto prometedor en el campo de la metalurgia1,2. En algunos casos se ha demostrado que las aleaciones de alta entropía (HEA) exhiben una excelente combinación de propiedades físicas y mecánicas, incluida una alta estabilidad térmica3,4, alargamiento superplástico5,6, resistencia a la fatiga7,8, resistencia a la corrosión9,10,11, excelente desgaste12, 13,14,15 y propiedades tribológicas15,16,17 y buen rendimiento 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: alta entropía configuracional26, distorsión severa de la red27, difusión lenta28 y efectos cóctel29. Los HEA generalmente se caracterizan por ser de 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 baja 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 baja ductilidad y baja resistencia específica30.

Se han explorado modificaciones microestructurales de HEA basadas en procesamiento mecánico, procesamiento termomecánico y adiciones elementales para obtener mejores combinaciones de propiedades mecánicas. Se descubrió que la deformación plástica severa del CoCrFeMnNi FCC HEA a través de torsión a alta presión daba como resultado 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 macla (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 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 no deformado) en un HEA de CoCrFeMnNi dio como resultado un aumento de la resistencia, pero la mejora se limitó a solo alrededor de 700 MPa33. El desarrollo de aleaciones multifásicas de alta entropía y aleaciones eutécticas de alta entropía utilizando adiciones elementales no equiatómicas también se ha explorado en la búsqueda de materiales con mejores combinaciones de resistencia y ductilidad34,35,36,37,38,39,40,41 . De hecho, se descubrió que una fina distribución de las 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 monofásica de alta entropía fcc ampliamente estudiada. Este sistema tiene características de endurecimiento por deformación rápida44 y excelente ductilidad tanto a temperaturas criogénicas como elevadas45,46. Se han realizado diferentes intentos para mejorar su resistencia relativamente menor (~ 300 MPa)47,48, que incluyen refinamiento del grano25, microestructura multifase49, precipitación50,51,52 y plasticidad inducida por transformación (TRIP)53. El refinamiento del grano del FCC CoCrFeNi HEA fundido mediante estirado en frío intenso dio como resultado un aumento de la 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 de la 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 alargamiento de fractura del 76%53.

También se ha probado la adición de refuerzos cerámicos a la matriz de 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 procesos de 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 fabricación aditiva43,50. Carburos, óxidos y nitruros como WC44,45,46, Al2O347, SiC48, TiC43,49, TiN50 e Y2O351 se han utilizado como refuerzo cerámico para el desarrollo de composites HEA. La selección de una matriz de HEA y una fase cerámica adecuadas es particularmente importante para diseñar y desarrollar compuestos de HEA fuertes y resistentes. En el presente trabajo se ha seleccionado CoCrFeNi como material matriz. Se han añadido cantidades variables de SiC a CoCrFeNi HEA y se ha investigado su efecto sobre la microestructura, la estructura de fases 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 (pureza del 99%, 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 refrigerado por 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 del arco utilizando un electrodo W no consumible. Los botones de lingote producidos se voltearon y se volvieron a fundir cinco veces para garantizar una buena homogeneidad. Se prepararon compuestos de alta entropía de diferente composición agregando cantidades de SiC a botones equiatómicos de CoCrFeNi producidos, en cada caso rehomogeneizados volteándolos y volviendo a fundir cinco veces. Los botones fundidos de los 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. Para el análisis de fase se seleccionaron tres imágenes tomadas en diferentes regiones, cubriendo un área total de alrededor de 27.000 µm2. Se realizaron más estudios microestructurales detallados, incluido el análisis de la composición química y el análisis de la 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 a 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 los ensayos de dureza se aplicó una carga de 500 N durante 15 s, utilizando un mínimo de 10 indentaciones para cada muestra. La prueba de compresión a temperatura ambiente de los compuestos HEA se realizó en muestras 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 el porcentaje 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 adelante muestra S-0. Las micrografías ópticas de los compuestos de HEA desarrollados se muestran en la Fig. 1, donde la microestructura monofásica de 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 basándose en el análisis de imágenes utilizando el software LAS Phase Expert. En las imágenes insertadas (esquina superior derecha) de la Fig. 1 se muestra una región de ejemplo de este análisis, 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 utilizando 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 se estimó que las cantidades de matriz y fase eutéctica eran 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 a la del compuesto S-1. La microestructura del compuesto S-2 era relativamente refinada y consistía en placas finas (carburos), distribuidas uniformemente en la fase de matriz (fcc). Se estimó que las fracciones en volumen de matriz y carburos eran 72 ± 1,69% y 28 ± 1,69%, respectivamente. Se encontró una nueva fase (siliciuro), además de la matriz y los carburos, en el compuesto S-3, como se muestra en la Fig. 1c, donde se estimó que las fracciones en volumen de este siliciuro, carburo y la fase de matriz eran 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 un contraste oscuro en las imágenes ópticas, y estaba presente sólo en una pequeña cantidad (estimada como una fracción de volumen de sólo aproximadamente 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 aparece en estos compuestos en forma de escamas. Las escamas de grafito en el compuesto S-6 eran más anchas y más 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, desde 14,9 ± 0,85 % en el compuesto S-5 hasta 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 análisis de puntos EDS y 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 de la 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 cantidad menor de cromo en la fase de la matriz en comparación con los otros elementos de la base HEA, lo que indica difusión de Cr fuera de la matriz. Se descubrió que el componente de la fase eutéctica que aparece de color 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 la descomposición completa del SiC durante la fusión. Como resultado de la descomposición del SiC, se descubrió 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 observar que a través de EDS solo se tomó la determinación cualitativa del carbono y la formación de fases 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. De manera 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 en forma de placa fina distribuida uniformemente a lo largo de un fase matricial y ausencia de fase eutéctica. El mapeo elemental y el análisis puntual EDS de la fase en forma de placa indicaron la presencia de cantidades relativamente altas 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 cromo en la fase de placa. Matriz HEA para formar una fase de carburo tipo placa. El mapeo elemental y el análisis de puntos de la fase de matriz revelaron que la mayor parte del cobalto, hierro, níquel y silicio estaban presentes en la fase de 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 escamas 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 solo 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 con menor intensidad en las muestras S-3 y S-4, lo que también concuerda con la Datos EDS vistos para estas muestras. Se observaron picos correspondientes a siliciuros de Co/Ni en el caso de las muestras S-3 y S-4, nuevamente de acuerdo con los resultados del mapeo EDS mostrados en las Figs. 3 y 4. Se observaron picos correspondientes al grafito en los patrones XRD de las muestras S-5 y S-6.

Patrones XRD de los compuestos de aleaciones 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 de HEA. El cromo tiene una afinidad muy fuerte por el carbono54,55 e interactúa con el carbono libre para formar carburos, como lo 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. Por lo tanto, aumentar la cantidad de adición de SiC a la base HEA da como resultado 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 aloja en la matriz en concentraciones bajas (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 mediante 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 del SiC, lo que indica que la disociación del SiC que conduce a la formación de siliciuro de cobalto/níquel es energéticamente favorable. En los compuestos S-5 y S-6, está presente silicio libre adicional al absorbido por la formación de siliciuro. Se descubrió que este Si libre promueve la grafitización, como se observa también en los aceros convencionales58.

El comportamiento mecánico de los compuestos de matriz HEA reforzados con cerámica desarrollados se estudió mediante la realización de 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 de 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 datos de las muestras S-0 a S-4, ya que las muestras S-5 y S-6 contenían defectos de fundición obvios.

Se ve en la Fig. 9 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%, al mismo tiempo que muestra un valor significativamente mayor 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 dificulten el movimiento de las dislocaciones. Los límites elásticos de los compuestos S-3 y S-4 son 1925 MPa y 2522 MPa, respectivamente. Estos altos valores de límite elástico se pueden atribuir 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 sólo 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 hermanamiento 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. Sin embargo, la tasa de endurecimiento por trabajo en esta muestra sigue siendo alta en un amplio rango de deformaciones, 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 alteración de las condiciones de lubricación durante carga de compresión). Los compuestos S-3 y S-4 muestran sólo una plasticidad limitada debido a la presencia de fracciones de mayor volumen de carburos y siliciuros en la microestructura. Las pruebas de compresión de las muestras compuestas S-5 y S-6 no se llevaron a cabo debido a la presencia de defectos de fundición obvios en estas muestras compuestas (ver Fig. 10).

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

Las mediciones de dureza de los compuestos HEA se muestran en la Fig. 9b. Se encontró que la dureza de la base HEA era 130 ± 5 HV, mientras que los valores de dureza de las muestras S-1, S-2, S-3 y S-4 eran 250 ± 10 HV, 275 ± 10 HV, 570 ± 20 HV y 755 ± 20 HV, respectivamente. El aumento en la dureza sigue razonablemente bien la variación en el límite elástico obtenido de las pruebas de compresión y se atribuye a la formación de una cantidad cada vez mayor de fases duras en los compuestos. 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 antes de la fractura (~ 37%) se observó 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 alargamiento 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 al seleccionar materiales para aplicaciones de ingeniería avanzada63,64. En este sentido, los presentes compuestos HEA exhiben excelentes combinaciones de límite elástico específico 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 el de los HEA FCC y el de 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 los encontrados 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 de propiedades mecánicas único y muy buscado que puede ser útil 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 fase cerámica debe estudiarse y controlarse cuidadosamente para evitar defectos de fundición, como los encontrados en los composites 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 versus límite elástico62, (b) límite elástico específico versus ductilidad63, y (c) límite elástico versus 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, arrojándose las siguientes conclusiones:

Se pueden desarrollar con éxito compuestos de aleaciones de alta entropía añadiendo 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 en volumen de estas fases dependen de la cantidad de SiC agregada a la base HEA.

Los compuestos HEA exhiben una amplia gama de propiedades mecánicas sobresalientes y poseen propiedades que se encuentran en una región previamente desocupada en un mapa de límite elástico versus alargamiento. El límite elástico del compuesto de HEA preparado con 6% en peso de SiC es más de ocho veces mayor que el del HEA base, al tiempo que conserva un 37% de ductilidad.

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 aleaciones de alta entropía representan un enfoque prometedor hacia el objetivo de lograr combinaciones excepcionales de propiedades mecánicas en metales para aplicaciones estructurales avanzadas.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el presente estudio están disponibles del autor correspondiente previa solicitud razonable.

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Filipe Fernandez

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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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Recibido: 08 de agosto de 2022

Aceptado: 05 de diciembre de 2022

Publicado: 12 de diciembre de 2022

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

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