CoCrFeNi ເປັນໂລຫະປະສົມທີ່ມີລະດັບສູງຂອງ cubic (fcc) ທີ່ມີຈຸດສູນກາງຂອງໃບໜ້າ (HEA) ທີ່ມີຄວາມຢືດຢຸ່ນທີ່ດີເລີດແຕ່ມີຄວາມເຂັ້ມແຂງຈໍາກັດ.ຈຸດສຸມຂອງການສຶກສານີ້ແມ່ນກ່ຽວກັບການປັບປຸງຄວາມສົມດູນຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງແລະ ductility ຂອງ HEAs ດັ່ງກ່າວໂດຍການເພີ່ມປະລິມານທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງ SiC ໂດຍໃຊ້ວິທີການ melting arc.ມັນໄດ້ຖືກສ້າງຕັ້ງຂຶ້ນວ່າການປະກົດຕົວຂອງ chromium ໃນ HEA ພື້ນຖານເຮັດໃຫ້ການເສື່ອມໂຊມຂອງ SiC ໃນລະຫວ່າງການລະລາຍ.ດັ່ງນັ້ນ, ປະຕິສໍາພັນຂອງຄາບອນຟຣີກັບ chromium ນໍາໄປສູ່ການສ້າງຕັ້ງຂອງ chromium carbides, ໃນຂະນະທີ່ silicon ຟຣີຍັງຄົງຢູ່ໃນການແກ້ໄຂໃນຖານ HEA ແລະ / ຫຼືປະຕິສໍາພັນກັບອົງປະກອບທີ່ປະກອບເປັນ HEA ພື້ນຖານເພື່ອປະກອບເປັນ silicides.ເມື່ອເນື້ອໃນ SiC ເພີ່ມຂຶ້ນ, ໄລຍະໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກມີການປ່ຽນແປງໃນລໍາດັບຕໍ່ໄປນີ້: fcc → fcc + eutectic → fcc + chromium carbide flakes → fcc + chromium carbide flakes + silicide → fcc + chromium carbide flakes + silicide + graphite balls / graphite flakes.ອົງປະກອບຜົນໄດ້ຮັບສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມກວ້າງຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກ (ຄວາມແຮງຂອງຜົນຜະລິດຕັ້ງແຕ່ 277 MPa ຢູ່ທີ່ 60% elongation ເຖິງ 2522 MPa ຢູ່ທີ່ 6% elongation) ເມື່ອທຽບກັບໂລຫະປະສົມທໍາມະດາແລະໂລຫະປະສົມ entropy ສູງ.ບາງອົງປະກອບຂອງ entropy ສູງທີ່ພັດທະນາສະແດງໃຫ້ເຫັນການປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກ (ຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດ 1200 MPa, elongation 37%) ແລະຄອບຄອງພື້ນທີ່ທີ່ບໍ່ໄດ້ບັນລຸໃນເມື່ອກ່ອນໃນແຜນວາດຄວາມກົດດັນຜົນຜະລິດ.ນອກເຫນືອຈາກການຍືດຕົວທີ່ໂດດເດັ່ນ, ຄວາມແຂງແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດຂອງອົງປະກອບ HEA ແມ່ນຢູ່ໃນລະດັບດຽວກັນກັບແວ່ນຕາໂລຫະຫຼາຍ.ດັ່ງນັ້ນ, ມັນເຊື່ອວ່າການພັດທະນາອົງປະກອບຂອງ entropy ສູງສາມາດຊ່ວຍໃຫ້ບັນລຸການປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກສໍາລັບການນໍາໃຊ້ໂຄງສ້າງແບບພິເສດ.
ການພັດທະນາຂອງໂລຫະປະສົມ entropy ສູງແມ່ນເປັນແນວຄວາມຄິດໃຫມ່ທີ່ດີໃນ metallurgy1,2.ໂລຫະປະສົມ entropy ສູງ (HEA) ໄດ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນໃນຫຼາຍໆກໍລະນີປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄຸນສົມບັດທາງກາຍະພາບແລະກົນຈັກ, ລວມທັງຄວາມຫມັ້ນຄົງຂອງຄວາມຮ້ອນສູງ3,4 superplastic elongation5,6 fatigue resistance7,8 corrosion resistance9,10,11, excellent wear resistance12,13,14 ,15 ແລະຄຸນສົມບັດ tribological15 ,16,17 ເຖິງແມ່ນວ່າຢູ່ໃນອຸນຫະພູມສູງ18,19,20,21,22 ແລະຄຸນສົມບັດກົນຈັກຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຕ່ໍາ23,24,25.ການປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກໃນ HEA ປົກກະຕິແລ້ວແມ່ນມາຈາກສີ່ຜົນກະທົບຕົ້ນຕໍ, ຄື entropy26 ການຕັ້ງຄ່າສູງ, ການບິດເບືອນເສັ້ນດ່າງທີ່ເຂັ້ມແຂງ27, ການແຜ່ກະຈາຍຊ້າໆ 28 ແລະ cocktail effect29.ປົກກະຕິແລ້ວ HEAs ຖືກຈັດປະເພດເປັນປະເພດ FCC, BCC ແລະ HCP.FCC HEA ປົກກະຕິແລ້ວປະກອບດ້ວຍອົງປະກອບການຫັນປ່ຽນເຊັ່ນ: Co, Cr, Fe, Ni ແລະ Mn ແລະສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມຍືດຫຍຸ່ນທີ່ດີເລີດ (ເຖິງແມ່ນວ່າຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຕ່ໍາ 25) ແຕ່ມີຄວາມເຂັ້ມແຂງຕ່ໍາ.BCC HEA ປົກກະຕິແລ້ວປະກອບດ້ວຍອົງປະກອບທີ່ມີຄວາມຫນາແຫນ້ນສູງເຊັ່ນ W, Mo, Nb, Ta, Ti ແລະ V ແລະມີຄວາມເຂັ້ມແຂງສູງຫຼາຍແຕ່ ductility ຕ່ໍາແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງສະເພາະຕ່ໍາ 30.
ການປັບປຸງໂຄງສ້າງຈຸລະພາກຂອງ HEA ໂດຍອີງໃສ່ເຄື່ອງຈັກ, ການປຸງແຕ່ງ thermomechanical ແລະການເພີ່ມເຕີມຂອງອົງປະກອບໄດ້ຖືກສືບສວນເພື່ອໃຫ້ໄດ້ປະສົມປະສານທີ່ດີທີ່ສຸດຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກ.CoCrFeMnNi FCC HEA ມີການເສື່ອມສະພາບຂອງພລາສຕິກທີ່ຮຸນແຮງໂດຍການບິດເບືອນຂອງຄວາມກົດດັນສູງ, ເຊິ່ງນໍາໄປສູ່ການເພີ່ມຂື້ນຢ່າງຫຼວງຫຼາຍຂອງຄວາມແຂງ (520 HV) ແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງ (1950 MPa), ແຕ່ການພັດທະນາຂອງໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກ nanocrystalline (~50 nm) ເຮັດໃຫ້ໂລຫະປະສົມ brittle31. .ມັນໄດ້ຖືກພົບເຫັນວ່າການລວມຕົວຂອງ ductility twinning (TWIP) ແລະການຫັນປ່ຽນ induced plasticity (TRIP) ເຂົ້າໄປໃນ CoCrFeMnNi HEAs ສະຫນອງການແຂງຂອງການເຮັດວຽກທີ່ດີສົ່ງຜົນໃຫ້ ductility tensile ສູງ, ເຖິງແມ່ນວ່າຄ່າໃຊ້ຈ່າຍຂອງຄ່າ tensile ຕົວຈິງ.ຂ້າງລຸ່ມນີ້ (1124 MPa) 32. ການສ້າງໂຄງສ້າງຈຸລະພາກທີ່ມີຊັ້ນ (ປະກອບດ້ວຍຊັ້ນບາງໆຜິດປົກກະຕິແລະແກນ undeformed) ໃນ CoCrFeMnNi HEA ໂດຍໃຊ້ການສັກຢາ peening ເຮັດໃຫ້ມີຄວາມເຂັ້ມແຂງເພີ່ມຂຶ້ນ, ແຕ່ການປັບປຸງນີ້ຖືກຈໍາກັດປະມານ 700 MPa33.ໃນການຊອກຫາວັດສະດຸທີ່ມີການປະສົມປະສານທີ່ດີທີ່ສຸດຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງແລະ ductility, ການພັດທະນາຂອງ multiphase HEAs ແລະ eutectic HEAs ໂດຍໃຊ້ການເພີ່ມເຕີມຂອງອົງປະກອບທີ່ບໍ່ແມ່ນ isoatomic ຍັງໄດ້ຖືກສືບສວນ34,35,36,37,38,39,40,41.ແທ້ຈິງແລ້ວ, ມັນໄດ້ຖືກພົບເຫັນວ່າການແຜ່ກະຈາຍລະອຽດຂອງໄລຍະແຂງແລະອ່ອນໆໃນໂລຫະປະສົມສູງ entropy eutectic ສາມາດນໍາໄປສູ່ການປະສົມປະສານທີ່ຂ້ອນຂ້າງຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງແລະ ductility35,38,42,43.
ລະບົບ CoCrFeNi ເປັນໂລຫະປະສົມ FCC ໄລຍະດຽວທີ່ໄດ້ສຶກສາຢ່າງກວ້າງຂວາງ.ລະບົບນີ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນຄຸນສົມບັດແຂງຂອງການເຮັດວຽກໄວ 44 ແລະ ductility ທີ່ດີເລີດ45,46 ໃນທັງສອງອຸນຫະພູມຕ່ໍາແລະສູງ.ມີຄວາມພະຍາຍາມທີ່ຈະປັບປຸງຄວາມແຮງທີ່ຂ້ອນຂ້າງຕໍ່າ (~300 MPa) 47,48 ລວມທັງການປັບປຸງເມັດພືດ 25, ໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກທີ່ຕ່າງກັນ 49, ຝົນ 50,51,52 ແລະຄວາມຫນາແຫນ້ນຂອງພາດສະຕິກທີ່ເຮັດໃຫ້ເກີດການປ່ຽນແປງ (TRIP)53.ການປັບປຸງເມັດພືດຂອງຮູບຊົງກ້ອນ HEA CoCrFeNi ທີ່ມີຈຸດສູນກາງຂອງໃບຫນ້າໂດຍການແຕ້ມຮູບເຢັນພາຍໃຕ້ສະພາບທີ່ຮຸນແຮງຈະເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມແຂງຈາກປະມານ 300 MPa47.48 ເປັນ 1.2 GPa25, ແຕ່ຫຼຸດຜ່ອນການສູນເສຍຂອງ ductility ຈາກຫຼາຍກ່ວາ 60% ເປັນ 12.6%.ການເພີ່ມ Al ກັບ HEA ຂອງ CoCrFeNi ເຮັດໃຫ້ເກີດການສ້າງຈຸນລະພາກທີ່ຫຼາກຫຼາຍຊະນິດ, ເຊິ່ງເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດເຖິງ 786 MPa ແລະການຍືດຕົວຂອງມັນແມ່ນປະມານ 22% 49.CoCrFeNi HEA ໄດ້ຖືກເພີ່ມດ້ວຍ Ti ແລະ Al ເພື່ອສ້າງເປັນ precipitates, ດັ່ງນັ້ນການສ້າງຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງ precipitation, ເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດຂອງຕົນເປັນ 645 MPa ແລະ elongation ເປັນ 39% 51.ກົນໄກ TRIP (ການຫັນເປັນ cubic ກາງໃບຫນ້າ → hexahedral martensitic) ແລະຄູ່ແຝດໄດ້ເພີ່ມຄວາມເຂັ້ມແຂງ tensile ຂອງ CoCrFeNi HEA ເປັນ 841 MPa ແລະ elongation ໃນ breaking ເປັນ 76% 53.
ຍັງໄດ້ພະຍາຍາມເພີ່ມການເສີມເຊລາມິກໃສ່ HEA ປະເຊີນຫນ້າກັບຕາຕະລາງ cubic ສູນກາງເພື່ອພັດທະນາອົງປະກອບ entropy ສູງທີ່ສາມາດສະແດງການປະສົມປະສານຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງແລະຄວາມຍືດຫຍຸ່ນທີ່ດີກວ່າ.ອົງປະກອບທີ່ມີ entropy ສູງໄດ້ຖືກປຸງແຕ່ງໂດຍ vacuum arc melting44, ໂລຫະປະສົມກົນຈັກ45,46,47,48,52,53, spark plasma sintering46,51,52, vacuum hot pressing45, hot isostatic pressing47,48 ແລະການພັດທະນາຂະບວນການຜະລິດ additive 43, 50.Carbides , oxides ແລະ nitrides ເຊັ່ນ WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 ແລະ Y2O351 ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເປັນເສີມເຊລາມິກໃນການພັດທະນາຂອງອົງປະກອບ HEA.ການເລືອກ HEA matrix ແລະ ceramic ທີ່ເຫມາະສົມແມ່ນມີຄວາມສໍາຄັນໂດຍສະເພາະໃນເວລາທີ່ການອອກແບບແລະພັດທະນາ HEA composite ທີ່ເຂັ້ມແຂງແລະທົນທານ.ໃນການເຮັດວຽກນີ້, CoCrFeNi ໄດ້ຖືກເລືອກເປັນວັດສະດຸ matrix.ປະລິມານຕ່າງໆຂອງ SiC ໄດ້ຖືກເພີ່ມໃສ່ CoCrFeNi HEA ແລະຜົນກະທົບຂອງມັນຕໍ່ໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກ, ອົງປະກອບໄລຍະ, ແລະຄຸນສົມບັດກົນຈັກໄດ້ຖືກສຶກສາ.
ໂລຫະທີ່ມີຄວາມບໍລິສຸດສູງ Co, Cr, Fe, ແລະ Ni (99.95 wt %) ແລະຝຸ່ນ SiC (ຄວາມບໍລິສຸດ 99%, ຂະຫນາດ -400 ຕາຫນ່າງ) ໃນຮູບແບບຂອງອະນຸພາກປະຖົມໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເປັນວັດຖຸດິບໃນການສ້າງອົງປະກອບ HEA.ອົງປະກອບ isoatomic ຂອງ CoCrFeNi HEA ໄດ້ຖືກຈັດໃສ່ຄັ້ງທໍາອິດໃນ mold copper ເຢັນນ້ໍາ hemispherical, ແລະຫຼັງຈາກນັ້ນຫ້ອງໄດ້ຖືກຍົກຍ້າຍໄປ 3·10-5 mbar.ອາຍແກັສ argon ຄວາມບໍລິສຸດສູງໄດ້ຖືກນໍາສະເຫນີເພື່ອບັນລຸສູນຍາກາດທີ່ຕ້ອງການສໍາລັບການລະລາຍຂອງ arc ດ້ວຍ electrodes tungsten ທີ່ບໍ່ແມ່ນການບໍລິໂພກ.ຜົງທີ່ໄດ້ຮັບຜົນແມ່ນປີ້ນກັບກັນແລະ remelted ຫ້າເທື່ອເພື່ອຮັບປະກັນຄວາມເປັນເອກະພາບທີ່ດີ.ອົງປະກອບຂອງ entropy ສູງຂອງອົງປະກອບຕ່າງໆໄດ້ຖືກກະກຽມໂດຍການເພີ່ມຈໍານວນທີ່ແນ່ນອນຂອງ SiC ກັບປຸ່ມ CoCrFeNi equiatomic ຜົນໄດ້ຮັບ, ເຊິ່ງໄດ້ຖືກເຮັດໃຫ້ homogenized ອີກຄັ້ງໂດຍການປີ້ນກັນຫ້າເທົ່າແລະ remelting ໃນແຕ່ລະກໍລະນີ.ປຸ່ມ molded ຈາກອົງປະກອບຜົນໄດ້ຮັບໄດ້ຖືກຕັດໂດຍໃຊ້ EDM ສໍາລັບການທົດສອບແລະລັກສະນະເພີ່ມເຕີມ.ຕົວຢ່າງສໍາລັບການສຶກສາໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກໄດ້ຖືກກະກຽມຕາມວິທີການມາດຕະຖານໂລຫະ.ທໍາອິດ, ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກກວດສອບໂດຍໃຊ້ກ້ອງຈຸລະທັດແສງສະຫວ່າງ (Leica Microscope DM6M) ກັບຊອບແວ Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) ສໍາລັບການວິເຄາະໄລຍະປະລິມານ.ສາມຮູບພາບທີ່ຖ່າຍຢູ່ໃນພື້ນທີ່ທີ່ແຕກຕ່າງກັນທີ່ມີພື້ນທີ່ທັງຫມົດປະມານ 27,000 µm2 ຖືກເລືອກສໍາລັບການວິເຄາະໄລຍະ.ການສຶກສາຈຸລະພາກລາຍລະອຽດເພີ່ມເຕີມ, ລວມທັງການວິເຄາະອົງປະກອບທາງເຄມີແລະການວິເຄາະການແຜ່ກະຈາຍອົງປະກອບ, ໄດ້ດໍາເນີນຢູ່ໃນກ້ອງຈຸລະທັດເອເລັກໂຕຣນິກສະແກນ (JEOL JSM-6490LA) ທີ່ມີລະບົບການວິເຄາະການກະຈາຍ spectroscopy (EDS) ພະລັງງານ.ການກໍານົດລັກສະນະຂອງໂຄງສ້າງຜລຶກຂອງ HEA composite ໄດ້ຖືກປະຕິບັດໂດຍໃຊ້ລະບົບການແຜ່ກະຈາຍຂອງ X-ray (ຕົວປ່ຽນໄລຍະ Bruker D2) ໂດຍໃຊ້ແຫຼ່ງ CuKα ທີ່ມີຂະຫນາດຂັ້ນຕອນຂອງ 0.04 °.ຜົນກະທົບຂອງການປ່ຽນແປງໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກຕໍ່ຄຸນສົມບັດກົນຈັກຂອງ HEA composites ໄດ້ຖືກສຶກສາໂດຍໃຊ້ການທົດສອບ microhardness Vickers ແລະການທົດສອບການບີບອັດ.ສໍາລັບການທົດສອບຄວາມແຂງ, ການໂຫຼດຂອງ 500 N ແມ່ນໃຊ້ສໍາລັບ 15 s ໂດຍໃຊ້ຢ່າງຫນ້ອຍ 10 indents ຕໍ່ຕົວຢ່າງ.ການທົດສອບການບີບອັດຂອງ HEA composites ໃນອຸນຫະພູມຫ້ອງໄດ້ຖືກປະຕິບັດຢູ່ໃນຕົວຢ່າງສີ່ຫລ່ຽມ (7 mm × 3 mm × 3 mm) ໃນເຄື່ອງທົດສອບ Shimadzu 50KN universal (UTM) ໃນອັດຕາເມື່ອຍເບື້ອງຕົ້ນຂອງ 0.001 / s.
ອົງປະກອບຂອງ entropy ສູງ, ຕໍ່ໄປນີ້ເອີ້ນວ່າຕົວຢ່າງ S-1 ຫາ S-6, ໄດ້ຖືກກະກຽມໂດຍການເພີ່ມ 3%, 6%, 9%, 12%, 15%, ແລະ 17% SiC (ທັງຫມົດໂດຍນ້ໍາຫນັກ%) ເຂົ້າໃນຕາຕະລາງ CoCrFeNi. .ຕາມລໍາດັບ.ຕົວຢ່າງການອ້າງອິງທີ່ບໍ່ມີ SiC ໄດ້ຖືກເພີ່ມຫຼັງຈາກນັ້ນເອີ້ນວ່າ S-0 ຕົວຢ່າງ.micrographs ດ້ານແສງຂອງອົງປະກອບ HEA ທີ່ພັດທະນາແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.1, ບ່ອນທີ່, ເນື່ອງຈາກການເພີ່ມເຕີມຂອງສານເຕີມແຕ່ງຕ່າງໆ, ໂຄງປະກອບການຈຸລະພາກໄລຍະດຽວຂອງ CoCrFeNi HEA ໄດ້ຖືກປ່ຽນເປັນຈຸນລະພາກທີ່ປະກອບດ້ວຍຫຼາຍໄລຍະທີ່ມີ morphology, ຂະຫນາດ, ແລະການແຜ່ກະຈາຍທີ່ແຕກຕ່າງກັນ.ປະລິມານຂອງ SiC ໃນອົງປະກອບ.ປະລິມານຂອງແຕ່ລະໄລຍະໄດ້ຖືກກໍານົດຈາກການວິເຄາະຮູບພາບໂດຍໃຊ້ຊອບແວ LAS Phase Expert.inset ກັບຮູບທີ 1 (ຂວາເທິງ) ສະແດງໃຫ້ເຫັນພື້ນທີ່ຕົວຢ່າງສໍາລັບການວິເຄາະນີ້, ເຊັ່ນດຽວກັນກັບສ່ວນຫນຶ່ງຂອງພື້ນທີ່ສໍາລັບແຕ່ລະອົງປະກອບໄລຍະ.
ຈຸນລະພາກທາງແສງຂອງອົງປະກອບທີ່ມີລະດັບສູງທີ່ພັດທະນາແລ້ວ: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 ແລະ (f) C- 6.inset ສະແດງໃຫ້ເຫັນຕົວຢ່າງຂອງຜົນໄດ້ຮັບການວິເຄາະໄລຍະຮູບພາບທີ່ກົງກັນຂ້າມໂດຍນໍາໃຊ້ຊອບແວ LAS Phase Expert.
ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ..ໃນອົງປະກອບ (C-2) ທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 1b, ບໍ່ມີອາການຂອງປະຕິກິລິຍາ eutectic ໃນລະຫວ່າງການແຂງຕົວ, ແລະໂຄງສ້າງຈຸລະພາກທີ່ແຕກຕ່າງຈາກ C-1 composite ແມ່ນສັງເກດເຫັນ.ໂຄງສ້າງຈຸລະພາກຂອງ C-2 composite ແມ່ນຂ້ອນຂ້າງດີແລະປະກອບດ້ວຍແຜ່ນບາງໆ (carbides) ແຈກຢາຍຢ່າງເປັນເອກະພາບໃນໄລຍະ matrix (fcc).ສ່ວນປະລິມານຂອງມາຕຣິກເບື້ອງແລະຄາໂບໄຮເດຣດແມ່ນຄາດຄະເນຢູ່ທີ່ 72 ± 1.69% ແລະ 28 ± 1.69% ຕາມລໍາດັບ.ນອກເຫນືອໄປຈາກ matrix ແລະ carbide, ໄລຍະໃຫມ່ (silicide) ໄດ້ຖືກພົບເຫັນຢູ່ໃນ C-3 composite, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 1c, ບ່ອນທີ່ສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານຂອງ silicide, carbide, ແລະ matrix phases ຄາດຄະເນປະມານ 26.5% ±. 0.41%, 25.9 ± 0.53, ແລະ 47.6 ± 0.34 ຕາມລໍາດັບ.ໄລຍະໃຫມ່ອີກອັນຫນຶ່ງ (graphite) ຍັງໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນຢູ່ໃນຈຸລະພາກຂອງອົງປະກອບ C-4;ຈໍາ ນວນ ທັງ ຫມົດ ຂອງ ສີ່ ໄລ ຍະ ໄດ້ ຖືກ ກໍາ ນົດ.ໄລຍະ graphite ມີຮູບຮ່າງ globular ທີ່ແຕກຕ່າງກັນກັບຄວາມຄົມຊັດຊ້ໍາໃນຮູບພາບ optical ແລະມີພຽງແຕ່ມີຢູ່ໃນປະລິມານຫນ້ອຍ (ແຕ່ສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານທີ່ຄາດຄະເນແມ່ນພຽງແຕ່ປະມານ 0.6 ± 0.30%).ໃນອົງປະກອບ C-5 ແລະ C-6, ພຽງແຕ່ສາມໄລຍະໄດ້ຖືກລະບຸ, ແລະໄລຍະ graphite ກົງກັນຂ້າມຊ້ໍາໃນອົງປະກອບເຫຼົ່ານີ້ປະກົດຢູ່ໃນຮູບແບບຂອງ flakes.ເມື່ອປຽບທຽບກັບ graphite flakes ໃນ Composite S-5, flakes graphite ໃນ Composite S-6 ແມ່ນກວ້າງກວ່າ, ສັ້ນກວ່າ, ແລະປົກກະຕິຫຼາຍ.ການເພີ່ມຂຶ້ນທີ່ສອດຄ້ອງກັນຂອງເນື້ອໃນ graphite ຍັງສັງເກດເຫັນຈາກ 14.9 ± 0.85% ໃນ C-5 composite ກັບປະມານ 17.4 ± 0.55% ໃນ C-6 composite.
ເພື່ອສືບສວນຕື່ມອີກກ່ຽວກັບໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກລາຍລະອຽດແລະອົງປະກອບທາງເຄມີຂອງແຕ່ລະໄລຍະໃນ HEA composite, ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກກວດສອບໂດຍໃຊ້ SEM, ແລະການວິເຄາະຈຸດ EMF ແລະແຜນທີ່ເຄມີຍັງປະຕິບັດ.ຜົນໄດ້ຮັບສໍາລັບການປະກອບ C-1 ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.2, ບ່ອນທີ່ມີຂອງປະສົມ eutectic ແຍກພາກພື້ນຂອງໄລຍະ matrix ຕົ້ນຕໍແມ່ນເຫັນໄດ້ຊັດເຈນ.ແຜນທີ່ທາງເຄມີຂອງອົງປະກອບ C-1 ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບທີ 2c, ບ່ອນທີ່ມັນສາມາດເຫັນໄດ້ວ່າ Co, Fe, Ni, ແລະ Si ໄດ້ຖືກແຈກຢາຍຢ່າງເທົ່າທຽມກັນໃນໄລຍະ matrix.ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ຈໍານວນຂະຫນາດນ້ອຍຂອງ Cr ໄດ້ຖືກພົບເຫັນຢູ່ໃນໄລຍະ matrix ເມື່ອທຽບກັບອົງປະກອບອື່ນໆຂອງພື້ນຖານ HEA, ແນະນໍາວ່າ Cr ກະຈາຍອອກຈາກ matrix.ອົງປະກອບຂອງໄລຍະ eutectic ສີຂາວໃນຮູບພາບ SEM ແມ່ນອຸດົມສົມບູນໃນ chromium ແລະຄາບອນ, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນວ່າມັນເປັນ chromium carbide.ການຂາດອະນຸພາກ SiC ທີ່ບໍ່ແຍກກັນໃນໂຄງສ້າງຈຸລະພາກ, ສົມທົບກັບເນື້ອໃນຕ່ໍາທີ່ສັງເກດເຫັນຂອງ chromium ໃນ matrix ແລະການປະກົດຕົວຂອງສານປະສົມ eutectic ທີ່ປະກອບດ້ວຍໄລຍະທີ່ອຸດົມສົມບູນ chromium, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການເສື່ອມສະສົມຂອງ SiC ຢ່າງສົມບູນໃນລະຫວ່າງການລະລາຍ.ເປັນຜົນມາຈາກການເສື່ອມໂຊມຂອງ SiC, ຊິລິໂຄນຈະລະລາຍໃນໄລຍະມາຕຣິກເບື້ອງ, ແລະຄາບອນຟຣີພົວພັນກັບ chromium ເພື່ອປະກອບເປັນ chromium carbides.ດັ່ງທີ່ເຫັນໄດ້, ມີພຽງແຕ່ຄາບອນທີ່ຖືກກໍານົດທາງດ້ານຄຸນນະພາບໂດຍວິທີການ EMF, ແລະການສ້າງໄລຍະໄດ້ຖືກຢືນຢັນໂດຍການກໍານົດຈຸດສູງສຸດຂອງ carbide ໃນຮູບແບບ X-ray diffraction.
(a) ຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງ S-1, (b) ຮູບພາບຂະຫຍາຍ, (c) ແຜນທີ່ອົງປະກອບ, (d) ຜົນໄດ້ຮັບ EMF ໃນສະຖານທີ່ທີ່ລະບຸ.
ການວິເຄາະອົງປະກອບ C-2 ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.3. ຄ້າຍຄືກັນກັບຮູບລັກສະນະໃນກ້ອງຈຸລະທັດທາງ optical, ການກວດສອບ SEM ໄດ້ເປີດເຜີຍໂຄງສ້າງອັນດີງາມທີ່ປະກອບດ້ວຍພຽງແຕ່ສອງໄລຍະ, ໂດຍມີໄລຍະ lamellar ບາງໆກະຈາຍຢູ່ທົ່ວໂຄງສ້າງ.ໄລຍະ matrix, ແລະບໍ່ມີໄລຍະ eutectic.ການແຜ່ກະຈາຍອົງປະກອບແລະການວິເຄາະຈຸດ EMF ຂອງໄລຍະ lamellar ເປີດເຜີຍເນື້ອໃນຂ້ອນຂ້າງສູງຂອງ Cr (ສີເຫຼືອງ) ແລະ C (ສີຂຽວ) ໃນໄລຍະນີ້, ເຊິ່ງອີກເທື່ອຫນຶ່ງຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການ decomposition ຂອງ SiC ໃນລະຫວ່າງການ melting ແລະປະຕິສໍາພັນຂອງຄາບອນປ່ອຍອອກມາເມື່ອມີຜົນກະທົບ chromium. .VEA matrix ປະກອບເປັນໄລຍະ lamellar carbide.ການແຜ່ກະຈາຍຂອງອົງປະກອບແລະການວິເຄາະຈຸດຂອງໄລຍະ matrix ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າສ່ວນໃຫຍ່ຂອງ cobalt, ທາດເຫຼັກ, nickel ແລະ silicon ແມ່ນມີຢູ່ໃນໄລຍະ matrix.
(a) ຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງ S-2, (b) ຮູບພາບຂະຫຍາຍ, (c) ແຜນທີ່ອົງປະກອບ, (d) ຜົນໄດ້ຮັບ EMF ໃນສະຖານທີ່ທີ່ລະບຸ.
ການສຶກສາ SEM ຂອງ C-3 composites ເປີດເຜີຍການປະກົດຕົວຂອງໄລຍະໃຫມ່ນອກເຫນືອໄປຈາກໄລຍະ carbide ແລະ matrix.ແຜນທີ່ອົງປະກອບ (ຮູບ 4c) ແລະການວິເຄາະຈຸດ EMF (ຮູບ 4d) ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າໄລຍະໃຫມ່ແມ່ນອຸດົມສົມບູນໃນ nickel, cobalt, ແລະ silicon.
(a) ຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງ S-3, (b) ຮູບພາບຂະຫຍາຍ, (c) ແຜນທີ່ອົງປະກອບ, (d) ຜົນໄດ້ຮັບ EMF ໃນສະຖານທີ່ທີ່ລະບຸ.
ຜົນໄດ້ຮັບຂອງການວິເຄາະ SEM ແລະ EMF ຂອງ C-4 composite ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.5. ນອກເໜືອໄປຈາກສາມໄລຍະທີ່ສັງເກດເຫັນໃນອົງປະກອບ C-3, ການປະກົດຕົວຂອງ graphite nodules ຍັງພົບເຫັນ.ສ່ວນປະລິມານຂອງໄລຍະທີ່ອຸດົມສົມບູນຂອງຊິລິໂຄນຍັງສູງກວ່າຂອງ C-3 composite.
(a) ຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງ S-4, (b) ຮູບພາບຂະຫຍາຍ, (c) ແຜນທີ່ອົງປະກອບ, (d) ຜົນໄດ້ຮັບ EMF ໃນສະຖານທີ່ທີ່ລະບຸ.
ຜົນໄດ້ຮັບຂອງ SEM ແລະ EMF spectra ຂອງ composites S-5 ແລະ S-6 ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 1 ແລະ 2. 6 ແລະ 7, ຕາມລໍາດັບ.ນອກ ເໜືອ ໄປຈາກສີ່ຫລ່ຽມນ້ອຍໆ, ການປະກົດຕົວຂອງ flakes graphite ຍັງໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນ.ທັງຈໍານວນຂອງ graphite flakes ແລະສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານຂອງໄລຍະທີ່ມີຊິລິໂຄນໃນ C-6 composite ແມ່ນຫຼາຍກ່ວາໃນ C-5 composite.
(a) ຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງ C-5, (b) ຂະຫຍາຍມຸມເບິ່ງ, (c) ແຜນທີ່ອົງປະກອບ, (d) ຜົນໄດ້ຮັບ EMF ໃນສະຖານທີ່ທີ່ລະບຸ.
(a) ຮູບພາບ SEM ຂອງຕົວຢ່າງ S-6, (b) ຮູບພາບຂະຫຍາຍ, (c) ແຜນທີ່ອົງປະກອບ, (d) ຜົນໄດ້ຮັບ EMF ໃນສະຖານທີ່ທີ່ລະບຸ.
ການກໍານົດລັກສະນະໂຄງສ້າງຂອງ Crystal ຂອງ HEA composites ຍັງຖືກປະຕິບັດໂດຍໃຊ້ການວັດແທກ XRD.ຜົນໄດ້ຮັບແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 8. ໃນຮູບແບບການບິດເບືອນຂອງພື້ນຖານ WEA (S-0), ພຽງແຕ່ຈຸດສູງສຸດທີ່ສອດຄ້ອງກັນກັບໄລຍະ fcc ແມ່ນເຫັນໄດ້.ຮູບແບບການແຜ່ກະຈາຍຂອງ X-ray ຂອງອົງປະກອບ C-1, C-2, ແລະ C-3 ໄດ້ເປີດເຜີຍເຖິງການມີຈຸດສູງສຸດເພີ່ມເຕີມທີ່ສອດຄ້ອງກັນກັບ chromium carbide (Cr7C3), ແລະຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງພວກມັນແມ່ນຕໍ່າກວ່າສໍາລັບຕົວຢ່າງ C-3 ແລະ C-4, ເຊິ່ງຊີ້ໃຫ້ເຫັນ. ທີ່ຍັງມີຂໍ້ມູນ EMF ສໍາລັບຕົວຢ່າງເຫຼົ່ານີ້.ຈຸດສູງສຸດທີ່ສອດຄ້ອງກັບສານຊິລິໂຄນ Co/Ni ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນສໍາລັບຕົວຢ່າງ S-3 ແລະ S-4, ອີກເທື່ອຫນຶ່ງສອດຄ່ອງກັບຜົນໄດ້ຮັບຂອງແຜນທີ່ EDS ທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 2 ແລະ 3. ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 3 ແລະຮູບ 4. 5 ແລະ S-6 ສູງສຸດໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນ. ທີ່ສອດຄ້ອງກັນກັບ graphite.
ທັງລັກສະນະໂຄງສ້າງຈຸລະພາກ ແລະ ຜລຶກຂອງອົງປະກອບທີ່ພັດທະນາໄດ້ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການເສື່ອມໂຊມຂອງ SiC ເພີ່ມເຕີມ.ນີ້ແມ່ນເນື່ອງມາຈາກການມີ chromium ໃນ VEA matrix.Chromium ມີຄວາມຜູກພັນທີ່ເຂັ້ມແຂງຫຼາຍສໍາລັບຄາບອນ 54.55 ແລະປະຕິກິລິຍາກັບຄາບອນຟຣີເພື່ອປະກອບເປັນ carbides, ຕາມທີ່ສັງເກດເຫັນໂດຍການຫຼຸດລົງຂອງເນື້ອໃນ chromium ຂອງ matrix.Si ຜ່ານເຂົ້າໄປໃນໄລຍະ fcc ເນື່ອງຈາກການ dissociation ຂອງ SiC56.ດັ່ງນັ້ນ, ການເພີ່ມຂຶ້ນຂອງ SiC ກັບພື້ນຖານ HEA ນໍາໄປສູ່ການເພີ່ມຂື້ນຂອງປະລິມານຂອງໄລຍະ carbide ແລະປະລິມານຂອງ Si Free ໃນຈຸລະພາກ.ມັນໄດ້ຖືກພົບເຫັນວ່າ Si ເພີ່ມເຕີມນີ້ຖືກຝາກໄວ້ໃນ matrix ໃນລະດັບຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຕ່ໍາ (ໃນອົງປະກອບ S-1 ແລະ S-2), ໃນຂະນະທີ່ຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນທີ່ສູງຂຶ້ນ (ອົງປະກອບ S-3 ຫາ S-6) ມັນຈະສົ່ງຜົນໃຫ້ເກີດການປະສົມ cobalt ເພີ່ມເຕີມ /.nickel silicide.ມາດຕະຖານ enthalpy ຂອງການສ້າງ silicides Co ແລະ Ni, ໄດ້ຮັບໂດຍການສັງເຄາະໂດຍກົງ calorimetry ອຸນຫະພູມສູງ, ແມ່ນ -37.9 ± 2.0, -49.3 ± 1.3, -34.9 ± 1.1 kJ mol -1 ສໍາລັບ Co2Si, CoSi ແລະ CoSi2, ຕາມລໍາດັບ. ຄ່າແມ່ນ – 50.6 ± 1.7 ແລະ – 45.1 ± 1.4 kJ mol-157 ສໍາລັບ Ni2Si ແລະ Ni5Si2, ຕາມລໍາດັບ.ຄຸນຄ່າເຫຼົ່ານີ້ແມ່ນຕ່ໍາກວ່າຄວາມຮ້ອນຂອງການສ້າງ SiC, ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າການ dissociation ຂອງ SiC ນໍາໄປສູ່ການສ້າງຕັ້ງຂອງ silicides Co/Ni ແມ່ນແຂງແຮງທີ່ເອື້ອອໍານວຍ.ໃນທັງ S-5 ແລະ S-6 composites, ມີຊິລິໂຄນຟຣີເພີ່ມເຕີມ, ເຊິ່ງຖືກດູດຊຶມເກີນການສ້າງຕັ້ງຂອງ silicide.ຊິລິຄອນຟຣີນີ້ໄດ້ຖືກພົບເຫັນວ່າປະກອບສ່ວນເຂົ້າໃນກາຟິກທີ່ສັງເກດເຫັນຢູ່ໃນເຫຼັກທໍາມະດາ58.
ຄຸນສົມບັດກົນຈັກຂອງອົງປະກອບເສີມເຊລາມິກທີ່ພັດທະນາໂດຍອີງໃສ່ HEA ໄດ້ຖືກສືບສວນໂດຍການທົດສອບການບີບອັດແລະການທົດສອບຄວາມແຂງ.ເສັ້ນໂຄ້ງຄວາມກົດດັນຂອງອົງປະກອບທີ່ພັດທະນາແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.9a, ແລະໃນຮູບ 9b ສະແດງໃຫ້ເຫັນການກະແຈກກະຈາຍລະຫວ່າງຄວາມແຂງແຮງຂອງຜົນຜະລິດສະເພາະ, ຄວາມແຂງແຮງຂອງຜົນຜະລິດ, ຄວາມແຂງ, ແລະການຍືດຕົວຂອງອົງປະກອບທີ່ພັດທະນາ.
(a) ເສັ້ນໂຄ້ງຄວາມກົດດັນທີ່ບີບອັດແລະ (b) ແຜ່ນກະແຈກກະຈາຍສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມກົດດັນຜົນຜະລິດສະເພາະ, ຄວາມແຂງແຮງຂອງຜົນຜະລິດ, ຄວາມແຂງແລະການຍືດຕົວ.ໃຫ້ສັງເກດວ່າພຽງແຕ່ຕົວຢ່າງ S-0 ຫາ S-4 ເທົ່ານັ້ນທີ່ສະແດງ, ເພາະວ່າຕົວຢ່າງ S-5 ແລະ S-6 ມີຂໍ້ບົກພ່ອງທີ່ສໍາຄັນ.
ດັ່ງທີ່ເຫັນໃນຮູບ.9, ຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດເພີ່ມຂຶ້ນຈາກ 136 MPa ສໍາລັບພື້ນຖານ VES (C-0) ເປັນ 2522 MPa ສໍາລັບ C-4 composite.ເມື່ອປຽບທຽບກັບ WPP ພື້ນຖານ, S-2 composite ສະແດງໃຫ້ເຫັນການຍືດຕົວທີ່ດີຫຼາຍຕໍ່ກັບຄວາມລົ້ມເຫຼວຂອງປະມານ 37%, ແລະຍັງສະແດງໃຫ້ເຫັນເຖິງຄວາມແຂງແຮງຂອງຜົນຜະລິດທີ່ສູງຂຶ້ນຢ່າງຫຼວງຫຼາຍ (1200 MPa).ການປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງແລະ ductility ຂອງອົງປະກອບນີ້ແມ່ນເນື່ອງມາຈາກການປັບປຸງໃນຈຸນລະພາກໂດຍລວມ, ລວມທັງການແຜ່ກະຈາຍເອກະພາບຂອງ carbide lamellae ລະອຽດໃນທົ່ວໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກ, ເຊິ່ງຄາດວ່າຈະຍັບຍັ້ງການເຄື່ອນໄຫວ dislocation.ຄວາມແຮງຂອງຜົນຜະລິດຂອງ C-3 ແລະ C-4 composites ແມ່ນ 1925 MPa ແລະ 2522 MPa, ຕາມລໍາດັບ.ຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດສູງເຫຼົ່ານີ້ສາມາດອະທິບາຍໄດ້ໂດຍສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານສູງຂອງໄລຍະ carbide ຊີມັງແລະ silicide.ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ການປະກົດຕົວຂອງໄລຍະເຫຼົ່ານີ້ຍັງເຮັດໃຫ້ການຍືດຕົວໃນເວລາພັກຜ່ອນພຽງແຕ່ 7%.ເສັ້ນໂຄ້ງຄວາມກົດດັນຂອງອົງປະກອບພື້ນຖານ CoCrFeNi HEA (S-0) ແລະ S-1 ແມ່ນໂຄ້ງ, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການກະຕຸ້ນຂອງຜົນກະທົບຄູ່ແຝດຫຼື TRIP59,60.ເມື່ອປຽບທຽບກັບຕົວຢ່າງ S-1, ເສັ້ນໂຄ້ງຄວາມກົດດັນຂອງຕົວຢ່າງ S-2 ມີຮູບຮ່າງ concave ຢູ່ທີ່ strain ປະມານ 10.20%, ຊຶ່ງຫມາຍຄວາມວ່າເລື່ອນ dislocation ປົກກະຕິແມ່ນຮູບແບບການຜິດປົກກະຕິຕົ້ນຕໍຂອງຕົວຢ່າງໃນລັດ deformed ນີ້60,61. .ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ອັດຕາການແຂງຕົວໃນຕົວຢ່າງນີ້ຍັງຄົງສູງໃນໄລຍະຄວາມເຄັ່ງຕຶງຂະຫນາດໃຫຍ່, ແລະໃນສາຍພັນທີ່ສູງຂຶ້ນ, ການຫັນປ່ຽນໄປສູ່ຄວາມຫນາແຫນ້ນແມ່ນເຫັນໄດ້ (ເຖິງແມ່ນວ່າມັນບໍ່ສາມາດຕັດສິນໄດ້ວ່ານີ້ແມ່ນຍ້ອນຄວາມລົ້ມເຫຼວຂອງການໂຫຼດບີບອັດທີ່ຫລໍ່ລື່ນ).).Composites C-3 ແລະ C-4 ມີພຽງແຕ່ພາດສະຕິກຈໍາກັດເນື່ອງຈາກມີສ່ວນຫນຶ່ງຂອງປະລິມານທີ່ສູງຂຶ້ນຂອງ carbides ແລະ silicides ໃນຈຸລະພາກ.ການທົດສອບການບີບອັດຂອງຕົວຢ່າງຂອງອົງປະກອບ C-5 ແລະ C-6 ບໍ່ໄດ້ຖືກປະຕິບັດເນື່ອງຈາກຄວາມບົກຜ່ອງດ້ານການຫລໍ່ທີ່ສໍາຄັນກ່ຽວກັບຕົວຢ່າງຂອງອົງປະກອບເຫຼົ່ານີ້ (ເບິ່ງຮູບ 10).
Stereomicrographs ຂອງຂໍ້ບົກພ່ອງຂອງການຫລໍ່ (ຊີ້ໃຫ້ເຫັນໂດຍລູກສອນສີແດງ) ໃນຕົວຢ່າງຂອງອົງປະກອບ C-5 ແລະ C-6.
ຜົນໄດ້ຮັບຂອງການວັດແທກຄວາມແຂງຂອງ VEA composites ແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.9 ຂ.ພື້ນຖານ WEA ມີຄວາມແຂງຂອງ 130 ± 5 HV, ແລະຕົວຢ່າງ S-1, S-2, S-3 ແລະ S-4 ມີມູນຄ່າຄວາມແຂງຂອງ 250 ± 10 HV, 275 ± 10 HV, 570 ± 20 HV ແລະ 755±20 HV.ການເພີ່ມຂຶ້ນຂອງຄວາມແຂງແມ່ນຕົກລົງທີ່ດີກັບການປ່ຽນແປງຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດທີ່ໄດ້ຮັບຈາກການທົດສອບການບີບອັດແລະກ່ຽວຂ້ອງກັບການເພີ່ມຂື້ນຂອງປະລິມານຂອງແຂງໃນອົງປະກອບ.ຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດສະເພາະທີ່ຄິດໄລ່ໂດຍອີງໃສ່ອົງປະກອບເປົ້າຫມາຍຂອງແຕ່ລະຕົວຢ່າງແມ່ນຍັງສະແດງຢູ່ໃນຮູບ.9 ຂ.ໂດຍທົ່ວໄປ, ການປະສົມປະສານທີ່ດີທີ່ສຸດຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດ (1200 MPa), ຄວາມແຂງ (275 ± 10 HV), ແລະການຍືດຕົວຂອງຄວາມລົ້ມເຫຼວ (~37%) ແມ່ນສັງເກດເຫັນສໍາລັບອົງປະກອບ C-2.
ການປຽບທຽບຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດແລະການຍືດຕົວຂອງອົງປະກອບທີ່ພັດທະນາກັບວັດສະດຸຂອງຊັ້ນຮຽນທີ່ແຕກຕ່າງກັນແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຮູບທີ 11a.ອົງປະກອບທີ່ອີງໃສ່ CoCrFeNi ໃນການສຶກສານີ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນການຍືດຕົວສູງໃນລະດັບຄວາມກົດດັນໃດໆ 62.ມັນຍັງສາມາດເຫັນໄດ້ວ່າຄຸນສົມບັດຂອງ HEA composites ທີ່ພັດທະນາໃນການສຶກສານີ້ແມ່ນຢູ່ໃນພື້ນທີ່ທີ່ບໍ່ມີອາຊີບກ່ອນຫນ້າຂອງດິນຕອນຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດທຽບກັບການຍືດຕົວ.ນອກຈາກນັ້ນ, ທາດປະສົມທີ່ພັດທະນາແລ້ວມີລະດັບຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນຂອງການປະສົມປະສານ (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa ແລະ 2522 MPa) ແລະການຍືດຕົວ (> 60%, 37%, 7.3% ແລະ 6.19%).ຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດຍັງເປັນປັດໃຈສໍາຄັນໃນການຄັດເລືອກວັດສະດຸສໍາລັບຄໍາຮ້ອງສະຫມັກວິສະວະກໍາຂັ້ນສູງ63,64.ໃນເລື່ອງນີ້, ອົງປະກອບ HEA ຂອງການປະດິດປະຈຸບັນສະແດງໃຫ້ເຫັນການປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດແລະການຍືດຕົວ.ນີ້ແມ່ນຍ້ອນວ່າການເພີ່ມ SiC ຄວາມຫນາແຫນ້ນຕ່ໍາເຮັດໃຫ້ອົງປະກອບທີ່ມີຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດສະເພາະສູງ.ຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດສະເພາະແລະການຍືດຕົວຂອງ HEA composites ແມ່ນຢູ່ໃນລະດັບດຽວກັນກັບ HEA FCC ແລະ refractory HEA, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 11b.ຄວາມແຂງແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດຂອງອົງປະກອບທີ່ພັດທະນາແມ່ນຢູ່ໃນລະດັບດຽວກັນກັບແວ່ນຕາໂລຫະຂະຫນາດໃຫຍ່65 (ຮູບ 11c).ແກ້ວໂລຫະຂະຫນາດໃຫຍ່ (BMS) ມີລັກສະນະແຂງສູງແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດ, ແຕ່ການຍືດຕົວຂອງພວກມັນແມ່ນຈໍາກັດ 66,67.ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ຄວາມແຂງແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດຂອງບາງອົງປະກອບ HEA ທີ່ພັດທະນາໃນການສຶກສານີ້ຍັງສະແດງໃຫ້ເຫັນເຖິງການຍືດຕົວທີ່ສໍາຄັນ.ດັ່ງນັ້ນ, ມັນໄດ້ຖືກສະຫຼຸບວ່າອົງປະກອບທີ່ພັດທະນາໂດຍ VEA ມີຄວາມເປັນເອກະລັກແລະສະແຫວງຫາການປະສົມປະສານຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກສໍາລັບການນໍາໃຊ້ໂຄງສ້າງຕ່າງໆ.ການປະສົມປະສານທີ່ເປັນເອກະລັກຂອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກນີ້ສາມາດອະທິບາຍໄດ້ໂດຍການກະແຈກກະຈາຍເປັນເອກະພາບຂອງ carbides ແຂງທີ່ສ້າງຕັ້ງຂຶ້ນໃນ siteu ໃນຕາຕະລາງ FCC HEA.ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ເປັນສ່ວນຫນຶ່ງຂອງເປົ້າຫມາຍຂອງການບັນລຸການປະສົມປະສານທີ່ດີຂຶ້ນຂອງຄວາມເຂັ້ມແຂງ, ການປ່ຽນແປງຂອງໂຄງສ້າງຈຸລິນຊີທີ່ເກີດຈາກການເພີ່ມໄລຍະເຊລາມິກຕ້ອງໄດ້ຮັບການສຶກສາແລະຄວບຄຸມຢ່າງລະມັດລະວັງເພື່ອຫຼີກເວັ້ນຄວາມບົກພ່ອງຂອງການຫລໍ່, ເຊັ່ນ: ທີ່ພົບເຫັນຢູ່ໃນ S-5 ແລະ S-6 composites, ແລະ. ductility.ເພດ.
ຜົນໄດ້ຮັບຂອງການສຶກສານີ້ໄດ້ຖືກປຽບທຽບກັບວັດສະດຸໂຄງສ້າງຕ່າງໆແລະ HEAs: (a) elongation versus yield strength62, (b) specific yield stress versus ductility63 and (c) yield strength versus hardness65.
ໂຄງສ້າງຈຸລະພາກແລະຄຸນສົມບັດກົນຈັກຂອງຊຸດຂອງ HEA-ceramic composites ໂດຍອີງໃສ່ລະບົບ HEA CoCrFeNi ທີ່ມີການເພີ່ມເຕີມຂອງ SiC ໄດ້ຖືກສຶກສາແລະໄດ້ສະຫຼຸບດັ່ງຕໍ່ໄປນີ້:
ທາດປະສົມຂອງໂລຫະປະສົມ entropy ສູງສາມາດໄດ້ຮັບການພັດທະນາຢ່າງສໍາເລັດຜົນໂດຍການເພີ່ມ SiC ກັບ CoCrFeNi HEA ໂດຍໃຊ້ວິທີການລະລາຍຂອງອາກ.
SiC decomposes ໃນລະຫວ່າງການ melting arc, ນໍາໄປສູ່ການສ້າງຕັ້ງຢູ່ໃນໄລຍະ carbide, silicide ແລະ graphite, ການປະກົດຕົວແລະປະລິມານສ່ວນຫນຶ່ງແມ່ນຂຶ້ນກັບຈໍານວນຂອງ SiC ທີ່ເພີ່ມເຂົ້າໄປໃນ HEA ພື້ນຖານ.
HEA composites ສະແດງໃຫ້ເຫັນຄຸນສົມບັດກົນຈັກທີ່ດີເລີດຫຼາຍ, ມີຄຸນສົມບັດທີ່ຕົກຢູ່ໃນພື້ນທີ່ unoccupied ກ່ອນຫນ້ານີ້ກ່ຽວກັບຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດທຽບກັບດິນຕອນການຍືດຕົວ.ຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດຂອງ HEA composite ທີ່ຜະລິດໂດຍໃຊ້ 6 wt% SiC ແມ່ນຫຼາຍກ່ວາແປດເທົ່າຂອງ HEA ພື້ນຖານໃນຂະນະທີ່ຮັກສາຄວາມຍືດຫຍຸ່ນ 37%.
ຄວາມແຂງແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງຜົນຜະລິດຂອງ HEA composites ແມ່ນຢູ່ໃນລະດັບຂອງແວ່ນຕາໂລຫະຫຼາຍ (BMG).
ການຄົ້ນພົບຊີ້ໃຫ້ເຫັນວ່າທາດປະສົມຂອງໂລຫະປະສົມທີ່ມີ entropy ສູງເປັນຕົວແທນຂອງວິທີການທີ່ມີທ່າແຮງທີ່ຈະບັນລຸການປະສົມປະສານທີ່ດີເລີດຂອງຄຸນສົມບັດໂລຫະ - ກົນຈັກສໍາລັບການນໍາໃຊ້ໂຄງສ້າງທີ່ກ້າວຫນ້າ.
ເວລາປະກາດ: ກໍລະກົດ-12-2023