Céramique - Fleur de cerisier inc.

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 21486 (2022) Citer cet article

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CoCrFeNi est un alliage à haute entropie (HEA) cubique à faces centrées (fcc) bien étudié qui présente une excellente ductilité mais une résistance limitée. La présente étude se concentre sur l'amélioration de l'équilibre résistance-ductilité de ce HEA par l'ajout de quantités variables de SiC en utilisant une voie de fusion à l'arc. Le chrome présent dans la base HEA s'avère entraîner la décomposition du SiC lors de la fusion. Par conséquent, l'interaction du carbone libre avec le chrome conduit à la formation in situ de carbure de chrome, tandis que le silicium libre reste en solution dans l'HEA de base et/ou interagit avec les éléments constitutifs de l'HEA de base pour former des siliciures. Les changements dans les phases microstructurales avec une quantité croissante de SiC suivent la séquence : fcc → fcc + eutectique → fcc + plaquettes de carbure de chrome → fcc + plaquettes de carbure de chrome + siliciures → fcc + plaquettes de carbure de chrome + siliciures + globules/flocons de graphite. Par rapport aux alliages conventionnels et à haute entropie, les composites résultants se sont avérés présenter une très large gamme de propriétés mécaniques (limite d'élasticité de 277 MPa avec plus de 60% d'allongement à 2522 MPa avec 6% d'allongement). Certains des composites à haute entropie développés ont montré une combinaison exceptionnelle de propriétés mécaniques (limite d'élasticité de 1200 MPa avec 37% d'allongement) et occupaient des régions auparavant inaccessibles dans une carte de limite d'élasticité par rapport à l'allongement. En plus de leur allongement important, la dureté et la limite d'élasticité des composites HEA se situent dans la même gamme que celles des verres métalliques massifs. On pense donc que le développement de composites à haute entropie peut aider à obtenir des combinaisons exceptionnelles de propriétés mécaniques pour des applications structurelles avancées.

La conception d'alliages à haute entropie est un nouveau concept prometteur dans le domaine de la métallurgie1,2. Il a été démontré que les alliages à haute entropie (HEA) présentent dans certains cas une combinaison exceptionnelle 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 usure12,13,14,15 et des propriétés tribologiques15,16,17 et de bonnes performances mécaniques même à des températures élevées18,19,20,21,22 et à des températures cryogéniques23,24,25 . Les combinaisons exceptionnelles de propriétés mécaniques dans les HEA sont généralement attribuées à la présence de quatre effets principaux, à savoir une entropie configurationnelle élevée26, une distorsion de réseau sévère27, une diffusion lente28 et des effets cocktail29. Les HEA sont généralement caractérisés comme étant de type FCC, BCC et HCP. Les HEA FCC contiennent généralement des éléments de transition tels que Co, Cr, Fe, Ni et Mn, et présentent une excellente ductilité (même dans des conditions cryogéniques25) mais ont une faible résistance. Les BCC HEA sont généralement constitués d'éléments à haute densité, tels que W, Mo, Nb, Ta, Ti et V, présentent une résistance très élevée, mais ont une faible ductilité et une faible résistance spécifique30.

Des modifications microstructurales des HEA basées sur le traitement mécanique, le traitement thermomécanique et les ajouts élémentaires ont été explorées afin d'obtenir de meilleures combinaisons de propriétés mécaniques. La déformation plastique sévère du CoCrFeMnNi FCC HEA par torsion à haute pression s'est avérée entraîner une forte augmentation de la dureté (520 HV) et de la résistance (1950 MPa), mais le développement de la microstructure nanocristalline (~ 50 nm) a rendu l'alliage cassant31. L'introduction de la plasticité induite par le jumelage (TWIP) et de la plasticité induite par la transformation (TRIP) dans le CoCrFeMnNi HEA s'est avérée conférer une bonne capacité d'écrouissage, résultant en une grande ductilité en traction, mais au prix de faibles valeurs de véritable résistance à la traction ultime (1124 MPa)32. L'utilisation du grenaillage pour développer une microstructure hiérarchique (constituée d'une fine couche déformée et d'un noyau non déformé) dans un CoCrFeMnNi HEA a entraîné une augmentation de la résistance, mais l'amélioration a été limitée à seulement environ 700 MPa33. Le développement d'alliages multiphases à haute entropie et d'alliages eutectiques à haute entropie utilisant des additions élémentaires non équiatomiques a également été exploré dans la recherche de matériaux offrant de meilleures combinaisons de résistance et de ductilité34,35,36,37,38,39,40,41. Une distribution fine des phases dures et molles dans les alliages eutectiques à haute entropie s'est en effet avérée aboutir à des combinaisons relativement meilleures de résistance et de ductilité35,38,42,43.

Le système CoCrFeNi est un alliage à haute entropie fcc monophasé largement étudié. Ce système a une caractéristique d'écrouissage rapide44 et une excellente ductilité à la fois à des températures cryogéniques et élevées45,46. Différentes tentatives ont été faites pour améliorer sa résistance relativement plus faible (~ 300 MPa)47,48, notamment le raffinement du grain25, la microstructure multiphase49, la précipitation50,51,52 et la plasticité induite par la transformation (TRIP)53. Le raffinement du grain du fcc CoCrFeNi HEA brut de coulée par étirage à froid intensif a entraîné une augmentation de la résistance de ~ 300 MPa47,48 à 1,2 GPa25, mais avec une perte de ductilité de plus de 60 % à 12,6 %. La microstructure multiphase développée dans CoCrFeNi HEA par l'ajout d'Al a augmenté sa limite d'élasticité à 786 MPa avec un allongement d'environ 22%49. Le renforcement des précipitations dû à la formation de précipités avec l'ajout de Ti et d'Al dans le CoCrFeNi HEA a augmenté sa limite d'élasticité à 645 MPa avec un allongement de 39 %51. Le mécanisme TRIP (fcc → transformation martensitique hcp) et le jumelage ont augmenté la résistance à la traction du CoCrFeNi HEA à 841 MPa avec un allongement à la rupture de 76 %53.

L'ajout de renforts en céramique à la matrice fcc HEA a également été essayé pour le développement de composites à haute entropie qui peuvent présenter une meilleure combinaison de résistance et de ductilité. Les composites à haute entropie ont été développés par fusion à l'arc sous vide44, alliage mécanique45,46,47,48,52,53, frittage plasma46,51,52, pressage à chaud sous vide45, pressage isostatique à chaud47,48 et 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 pour le développement de composites HEA. La sélection d'une matrice HEA et d'une phase céramique appropriées est particulièrement importante pour concevoir et développer des composites HEA solides et résistants. Dans le présent travail, CoCrFeNi a été sélectionné comme matériau de matrice. Des quantités variables de SiC ont été ajoutées au CoCrFeNi HEA et leurs effets sur la microstructure, la structure de phase et les propriétés mécaniques ont été étudiés.

Des métaux Co, Cr, Fe et Ni de haute pureté (99,95% en poids) sous forme de pastilles élémentaires et de poudre de SiC (pureté 99%, taille -400 mesh) ont été utilisés comme matières premières pour le développement des composites HEA. Une composition équiatomique de CoCrFeNi HEA a d'abord été placée dans un moule hémisphérique en Cu refroidi à l'eau, après quoi la chambre a été mise sous vide à 3 × 10–5 mbar. De l'argon de haute pureté a été introduit pour obtenir le niveau de vide souhaité pour la fusion à l'arc à l'aide d'une électrode W non consommable. Les boutons de lingots tels que produits ont été retournés et refondus cinq fois pour assurer une bonne homogénéité. Des composites à haute entropie de composition différente ont été préparés en ajoutant des quantités de SiC aux boutons de CoCrFeNi équiatomiques produits, dans chaque cas réhomogénéisés en les retournant et en les refondant cinq fois. Les boutons coulés des composites résultants ont été sectionnés à l'aide d'un usinage par décharge électrique pour d'autres tests et caractérisations. Des échantillons pour des études microstructurales ont été préparés en utilisant des procédures métallographiques standard. Les échantillons ont d'abord été examinés à l'aide d'un microscope optique (microscope Leica DM6M), où le logiciel d'analyse d'images Leica (LAS Phase Expert) a été utilisé pour l'analyse de phase quantitative. Trois images prises dans différentes régions ont été sélectionnées pour l'analyse de phase, couvrant une surface totale d'environ 27 000 µm2. D'autres études microstructurales détaillées, y compris l'analyse de la composition chimique et l'analyse de la distribution élémentaire, ont été réalisées dans 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 des composites HEA a été réalisée à l'aide d'un système de diffraction des rayons X (phaseur Bruker D2), fonctionnant avec une source CuKa à un pas de 0,04°. Des essais de microdureté Vickers et des essais de compression ont été effectués pour étudier l'effet des changements microstructuraux sur les propriétés mécaniques des composites HEA. Pour les essais de dureté, une charge de 500 N a été appliquée pendant 15 s, en utilisant un minimum de 10 empreintes pour chaque échantillon. Des essais de compression à température ambiante des composites HEA ont été effectués sur des éprouvettes de forme rectangulaire (7 mm × 3 mm × 3 mm) à l'aide d'une machine d'essai universelle SHIMADZU 50KN (UTM) à une vitesse de déformation initiale de 0,001/s.

Des composites à haute entropie ont été préparés par addition de 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % et 17 % de SiC (tous les % en poids) à la matrice CoCrFeNi et sont appelés ci-après échantillons S-1 à S-6, respectivement. L'échantillon de référence sans ajout de SiC est ci-après dénommé échantillon S-0. Des micrographies optiques des composites HEA tels que développés sont illustrées à la Fig. 1, où la microstructure monophasée du CoCrFeNi HEA se transforme en une microstructure composée de plusieurs phases de morphologie, de taille et de distribution différentes, à la suite de l'ajout de différentes quantités de SiC à la composition. La quantité de chaque phase a été déterminée sur la base d'une analyse d'image à l'aide du logiciel LAS Phase Expert. Un exemple de région de cette analyse est illustré dans les images en médaillon (coin supérieur droit) de la figure 1, avec la fraction de surface de chaque composante de phase.

Micrographies optiques des composites à haute entropie tels que développés : (a) S-1, (b) S-2, (c) S-3, (d) S-4, (e) S-5 et (f) S-6. Les images en médaillon montrent un exemple de résultats d'analyse de phase basés sur le contraste de l'image à l'aide du logiciel LAS Phase Expert.

Comme le montre la figure 1a, une microstructure eutectique se développe entre les volumes de matrice dans le composite S-1 où les quantités de matrice et de phase eutectique ont été estimées à 87, 9 ± 0, 47% et 12, 1% ± 0, 51%, respectivement. Dans le composite (S-2), illustré à la Fig. 1b, il n'y avait plus aucune preuve d'une réaction eutectique lors de la solidification et une microstructure complètement différente du composite S-1 a été observée. La microstructure du composite S-2 était relativement raffinée, constituée de fines plaques (carbures), uniformément réparties dans la phase matricielle (fcc). Les fractions volumiques de la matrice et des carbures ont été estimées à 72 ± 1,69 % et 28 ± 1,69 %, respectivement. Une nouvelle phase (siliciure), en plus de la matrice et des carbures, a été trouvée dans le composite S-3, comme le montre la Fig. 1c, où les fractions volumiques de ce siliciure, carbure et de la phase de matrice ont été estimées à environ 26,5 ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 et 47,6 ± 0,34, respectivement. Encore une autre nouvelle phase (graphite) a été observée dans la microstructure du composite S-4, où un total de quatre phases ont été identifiées. La phase de graphite a une forme globulaire bien définie, avec un contraste sombre dans les images optiques, et n'était présente qu'en petite quantité (estimée comme une fraction volumique de seulement environ 0,6 ± 0,30 %). Dans les composites S-5 et S-6, seules trois phases ont été identifiées, la phase de graphite à contraste sombre apparaissant dans ces composites sous forme de flocons. Les flocons de graphite du composite S-6 étaient plus larges et plus courts que les flocons de graphite du composite S-5, avec une apparence plus régulière. Une augmentation correspondante de la quantité de graphite a également été observée, de 14,9 ± 0,85 % dans le composite S-5 à environ 17,4 ± 0,55 % dans le composite S-6.

Pour étudier plus en détail la microstructure détaillée et le contenu chimique des phases présentes dans les composites HEA, les échantillons ont été examinés au SEM, où une analyse ponctuelle EDS et une cartographie chimique ont été effectuées. Les résultats pour le composite S-1 sont présentés sur la figure 2, où la présence d'un mélange eutectique séparant les régions de la phase matricielle majoritaire est clairement visible. La cartographie chimique des composites S-1, illustrée à la figure 2c, a indiqué une distribution uniforme de Co, Fe, Ni et Si dans la phase matricielle. Cependant, une plus petite quantité de chrome a été trouvée dans la phase de matrice en comparaison avec les autres éléments de la base HEA, indiquant la diffusion de Cr hors de la matrice. Le composant de la phase eutectique apparaissant en blanc sur les images SEM s'est avéré être riche en chrome et en carbone, suggérant qu'il s'agit d'un carbure de chrome. L'absence de particules discrètes de SiC dans la microstructure, combinée à l'observation d'une plus faible quantité de chrome dans la matrice, et à la présence d'un mélange eutectique contenant une phase riche en chrome indique une décomposition complète du SiC lors de la fusion. À la suite de la décomposition du SiC, le silicium s'est avéré dissous dans la phase de matrice, tandis que le carbone libre interagissait avec le chrome pour former du carbure de chrome. On peut noter que par EDS, seule la détermination qualitative du carbone a été prise, et la formation de phase a été confirmée par l'identification de pics de carbure caractéristiques dans les modèles XRD.

(a) image SEM de l'échantillon S-1, (b) vue agrandie, (c) cartographie élémentaire, (d) résultats EDS aux positions indiquées.

L'analyse du composite S-2 est illustrée à la Fig. 3. Semblable à l'apparence au microscope optique, l'inspection SEM a révélé une structure à petite échelle composée de seulement deux phases, avec la présence d'une fine plaque semblable à une phase uniformément répartie dans une phase matricielle et une absence de phase eutectique. La cartographie élémentaire et l'analyse des points EDS de la phase en forme de plaque ont indiqué la présence de quantités relativement élevées de Cr (jaune) et de C (vert) dans cette phase, indiquant à nouveau la décomposition du SiC lors de la fusion et l'interaction du carbone libéré avec le chrome dans la matrice HEA pour former une phase de carbure de type plaque. La cartographie élémentaire et l'analyse ponctuelle de la phase matricielle ont révélé que la plupart du cobalt, du fer, du nickel et du silicium étaient présents dans la phase matricielle.

(a) image SEM de l'échantillon S-2, (b) vue agrandie, (c) cartographie élémentaire, (d) résultats EDS aux positions indiquées.

L'étude SEM du composite S-3 a révélé la présence d'une nouvelle phase en plus de la phase carbure et des phases matricielles. La cartographie élémentaire, Fig. 4c, et l'analyse ponctuelle EDS, Fig. 4d, ont indiqué que cette nouvelle phase était riche en nickel, cobalt et silicium.

(a) image SEM de l'échantillon S-3, (b) vue agrandie, (c) cartographie élémentaire et (d) résultats EDS aux positions indiquées.

Les résultats de l'analyse SEM et EDS des composites S-4 sont présentés à la Fig. 5. En plus des trois phases observées dans le composite S-3, la présence de globules de graphite a également été trouvée. La fraction volumique de la phase riche en silicium était également plus élevée que dans le composite S-3.

(a) image SEM de l'échantillon S-4, (b) vue agrandie, (c) cartographie élémentaire et (d) résultats EDS aux positions indiquées.

Les résultats de cartographie SEM et EDS des composites S-5 et S-6 sont présentés sur les Fig. 6 et 7, respectivement. La présence de paillettes de graphite en plus d'un petit nombre de globules a également été observée. Le nombre de flocons de graphite et la fraction volumique de la phase riche en silicium étaient tous deux plus élevés dans le composite S-6 que dans le composite S-5.

(a) image SEM de l'échantillon S-5, (b) vue agrandie, (c) cartographie élémentaire et (d) résultats EDS aux positions indiquées.

(a) image SEM de l'échantillon S-6, (b) vue agrandie, (c) cartographie élémentaire et (d) résultats EDS aux positions indiquées.

La caractérisation de la structure cristalline des composites HEA a également été réalisée à l'aide de mesures XRD. Les résultats sont présentés sur la figure 8. Le diagramme de diffraction de la base HEA (S-0) a montré la présence uniquement de pics correspondant à la phase fcc. La présence de pics supplémentaires correspondant au carbure de chrome (Cr7C3) a été trouvée dans les diagrammes XRD des composites S-1, S-2 et S-3, et moins fortement dans les échantillons S-3 et S-4, ce qui correspond également aux données EDS observées pour ces échantillons. Des pics correspondant aux siliciures de Co/Ni ont été observés dans le cas des échantillons S-3 et S-4, là encore en accord avec les résultats de la cartographie EDS présentés sur les Fig. 3 et 4. Des pics correspondant au graphite ont été observés dans les diagrammes XRD des échantillons S-5 et S-6.

Modèles XRD des composites d'alliage à haute entropie tels que développés.

La caractérisation de la microstructure et de la structure cristalline des composites tels que développés indiquent toutes deux une décomposition du SiC ajouté. Ceci est attribué à la présence de chrome dans la matrice HEA. Le chrome a une très forte affinité envers le carbone54,55 et interagit avec le carbone libre pour former des carbures, comme l'indique la diminution observée de la quantité de chrome dans la matrice. Suite à la dissociation du SiC, le Si passe en phase fcc56. L'augmentation de la quantité de SiC ajoutée à la base HEA entraîne donc une augmentation de la quantité de phases carbure et de la quantité de Si libre dans la microstructure. Ce Si supplémentaire s'avère être logé dans la matrice à de faibles concentrations (dans les composites S-1 et S-2), alors qu'à des concentrations plus élevées (les composites S-3 à S-6), cela conduit à une précipitation supplémentaire de siliciures de cobalt/nickel. Les enthalpies standard de formation des siliciures de Co et Ni, obtenues par calorimétrie à synthèse directe à haute température, sont − 37,9 ± 2,0, − 49,3 ± 1,3, − 34,9 ± 1,1 kJ mol −1 pour Co2Si, CoSi et CoSi2, respectivement, tandis que les valeurs pour Ni2Si et Ni5Si2 sont − 50,6 ± 1,7 et − 45,1 ± 1,4 k J mol−1, respectivement57. Ces valeurs sont inférieures à la chaleur de formation du SiC, indiquant que la dissociation du SiC conduisant à la formation de siliciure de cobalt/nickel est énergétiquement favorable. Dans les composites S-5 et les composites S-6, du silicium libre supplémentaire en excès de celui absorbé par la formation de siliciure est présent. Ce Si libre s'est avéré favoriser la graphitisation, comme cela a également été observé dans les aciers conventionnels58.

Le comportement mécanique des composites à matrice HEA renforcés de céramique tels que développés a été étudié en effectuant des tests de compression et des tests de dureté. Les courbes contrainte-déformation des composites tels que développés sont illustrées à la Fig. 9a, tandis que la Fig. 9b montre un diagramme de dispersion entre la limite d'élasticité spécifique, la limite d'élasticité, la dureté et l'allongement du composite développé.

( a ) Courbes de contrainte-déformation en compression et ( b ) diagramme de dispersion montrant la limite d'élasticité spécifique, la limite d'élasticité, la dureté et l'allongement. Notez que seuls les données des échantillons S-0 à S-4 sont présentées, car les échantillons S-5 et S-6 contenaient des défauts de moulage évidents.

On voit sur la figure 9 que la limite d'élasticité augmente de 136 MPa pour le HEA de base (S-0) à 2522 MPa pour le composite S-4. Le composite S-2 présente un très bon allongement avant rupture de ~ 37%, tout en montrant une valeur de limite d'élasticité significativement plus élevée (1200 MPa) par rapport à la base HEA. L'excellente combinaison de résistance et de ductilité de ce composite est attribuée au raffinement microstructural global, y compris une distribution uniforme de fines plaquettes de carbure dans toute la microstructure, qui devraient entraver le mouvement des dislocations. Les limites d'élasticité des composites S-3 et S-4 sont respectivement de 1925 MPa et 2522 MPa. Ces valeurs élevées de limite d'élasticité peuvent être attribuées à une fraction volumique élevée de phases de carbure dur et de siliciure. Cependant, la présence de ces phases contribue également à un faible allongement avant rupture de seulement 7 %. La courbe de contrainte-déformation des composites de base CoCrFeNi HEA (S-0) et S-1 montre un aspect convexe, qui est une caractéristique indiquant l'activation des effets de jumelage ou TRIP59,60. Contrairement à l'échantillon S-1, la courbe contrainte-déformation de l'échantillon S-2 présente une forme concave jusqu'à une déformation d'env. 20 %, c'est-à-dire indiquant le glissement de dislocation conventionnel comme mode de déformation principal dans cet échantillon dans ce régime de déformation60,61. Le taux d'écrouissage dans cet échantillon reste néanmoins élevé sur une large plage de déformation, et à des déformations plus élevées, une transition vers un aspect convexe est également observée (bien qu'il ne puisse être exclu que cela soit lié à une dégradation des conditions de lubrification lors du chargement de compression). Les composites S-3 et S-4 ne présentent 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 composites S-5 et S-6 n'ont pas été effectués en raison de la présence de défauts de moulage évidents dans ces échantillons composites (voir Fig. 10).

Micrographies stéréo montrant des défauts de moulage (indiqués par des flèches rouges) dans les échantillons composites S-5 et S-6.

Les mesures de dureté des composites HEA sont présentées sur la figure 9b. La dureté de la base HEA s'est avérée être de 130 ± 5 HV, tandis que les valeurs de dureté des échantillons S-1, S-2, S-3 et S-4 se sont avérées être de 250 ± 10 HV, 275 ± 10 HV, 570 ± 20 HV et 755 ± 20 HV, respectivement. L'augmentation de la dureté suit raisonnablement bien la variation de la limite d'élasticité obtenue à partir des essais de compression et est attribuée à la formation d'une quantité croissante de phases dures dans les composites. La limite d'élasticité spécifique, calculée sur la base de la composition cible de chaque échantillon, est également indiquée sur la figure 9b. Dans l'ensemble, la meilleure combinaison de limite d'élasticité (1200 MPa), de dureté (275 ± 10 HV) et d'allongement avant rupture (~ 37 %) a été observée pour le composite S-2.

Une comparaison de la limite d'élasticité et de l'allongement des composites tels que développés avec différentes classes de matériaux est illustrée à la Fig. 11a. Les composites à base de CoCrFeNi dans la présente étude montrent des valeurs d'allongement plus élevées à n'importe quel niveau de contrainte donné62. On peut également voir que les propriétés des composites HEA développés dans la présente étude se situent dans des régions précédemment inoccupées de la carte de la limite d'élasticité par rapport à l'allongement. De plus, les composites tels que développés présentent une large gamme de combinaisons de résistance (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa et 2522 MPa) et d'allongement (> 60 %, 37 %, 7,3 % et 6,19 %). La limite d'élasticité spécifique est également une considération importante dans la sélection des matériaux pour les applications d'ingénierie avancées63,64. A cet égard, les présents composites HEA présentent d'excellentes combinaisons de limite d'élasticité spécifique et d'allongement. En effet, l'ajout de SiC à faible densité donne des composites à haute limite d'élasticité spécifique. La limite d'élasticité et l'allongement spécifiques des composites HEA se situent dans la même plage que celles des HEA FCC ainsi que des HEA réfractaires, comme le montre la figure 11b. La dureté et la limite d'élasticité des composites développés se situent dans la même gamme que celle trouvée pour les verres métalliques massifs65 (Fig. 11c). Une dureté et une limite d'élasticité élevées sont des caractéristiques des verres métalliques massifs (BMG), mais ils présentent un allongement limité66,67. Cependant, la dureté et la limite d'élasticité de certains des composites HEA développés dans la présente étude présentent également un allongement significatif. Il est donc conclu que les composites HEA tels que développés offrent un ensemble unique et très recherché de propriétés mécaniques qui peuvent être utiles pour différentes applications structurelles. Cette combinaison unique de propriétés mécaniques peut être attribuée à la dispersion uniforme des carbures durs formés in situ dans la matrice FCC HEA. La modification microstructurale résultant de l'ajout de phase céramique doit cependant être soigneusement étudiée et contrôlée pour éviter les défauts de coulée, tels que ceux trouvés pour les composites S-5 et S-6, dans le but d'obtenir de meilleures combinaisons de résistance et de ductilité.

Comparaison des résultats de la présente étude avec différents matériaux d'ingénierie 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 CoCrFeNi HEA avec des ajouts croissants de SiC, ont été étudiées, donnant les conclusions suivantes :

Les composites d'alliage à haute entropie peuvent être développés avec succès par l'ajout de SiC au CoCrFeNi HEA en utilisant une voie de fusion à l'arc.

Le SiC se décompose lors de la fusion à l'arc, ce qui entraîne le développement in situ de phases de carbures, de siliciures et de graphite, la présence et la fraction volumique de ces phases dépendant de la quantité de SiC ajoutée à la base HEA.

Les composites HEA présentent une large gamme de propriétés mécaniques exceptionnelles et possèdent des propriétés tombant dans une région précédemment inoccupée dans une carte de limite d'élasticité par rapport à l'allongement. La limite d'élasticité du composite HEA préparé à l'aide de 6 % en poids de SiC est 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 de l'enquête démontrent que les composites d'alliages à haute entropie représentent une approche prometteuse vers l'objectif d'obtenir des combinaisons exceptionnelles de propriétés mécaniques dans les métaux pour des applications structurelles avancées.

Les ensembles de données utilisés et/ou analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

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Philippe Fernandes

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Reçu : 08 août 2022

Accepté : 05 décembre 2022

Publié: 12 décembre 2022

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

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