CoCrFeNi é unha aliaxe de alta entropía (HEA) cúbica centrada na cara (fcc) ben estudada cunha excelente ductilidade pero unha resistencia limitada. O foco deste estudo é mellorar o equilibrio de resistencia e ductilidade destes HEAs engadindo diferentes cantidades de SiC mediante o método de fusión por arco. Estableceuse que a presenza de cromo na base HEA provoca a descomposición do SiC durante a fusión. Así, a interacción do carbono libre co cromo conduce á formación in situ de carburos de cromo, mentres que o silicio libre permanece en disolución na base HEA e/ou interactúa cos elementos que forman a base HEA para formar siliciuros. A medida que aumenta o contido de SiC, a fase da microestrutura cambia na seguinte secuencia: fcc → fcc + eutéctico → fcc + escamas de carburo de cromo → fcc + escamas de carburo de cromo + siliciuro → fcc + escamas de carburo de cromo + siliciuro + bolas de grafito / escamas de grafito. Os compostos resultantes presentan unha ampla gama de propiedades mecánicas (resistencia de fluencia que varía de 277 MPa a máis de 60% de elongación a 2522 MPa a 6% de elongación) en comparación coas aliaxes convencionais e as aliaxes de alta entropía. Algúns dos compostos de alta entropía desenvolvidos mostran unha excelente combinación de propiedades mecánicas (resistencia de fluencia 1200 MPa, elongación 37%) e ocupan rexións previamente inalcanzables no diagrama de tensión de fluencia-alongamento. Ademais do notable alongamento, a dureza e o límite de fluencia dos compostos HEA están no mesmo rango que os cristais metálicos a granel. Polo tanto, crese que o desenvolvemento de compostos de alta entropía pode axudar a conseguir unha excelente combinación de propiedades mecánicas para aplicacións estruturais avanzadas.
O desenvolvemento de aliaxes de alta entropía é un novo concepto prometedor na metalurxia1,2. As aliaxes de alta entropía (HEA) mostraron en varios casos unha excelente combinación de propiedades físicas e mecánicas, incluíndo unha alta estabilidade térmica3,4 alongamento superplástico5,6 resistencia á fatiga7,8 resistencia á corrosión9,10,11, excelente resistencia ao desgaste12,13,14 ,15 e propiedades tribolóxicas15 ,16,17 incluso a altas temperaturas18,19,20,21,22 e propiedades mecánicas a baixas temperaturas23,24,25. A excelente combinación de propiedades mecánicas na HEA adoita atribuírse a catro efectos principais, a saber, a alta entropía configuracional26, a forte distorsión da rede27, a difusión lenta28 e o efecto cóctel29. Os HEA adoitan clasificarse en tipos FCC, BCC e HCP. FCC HEA normalmente contén elementos de transición como Co, Cr, Fe, Ni e Mn e presenta unha excelente ductilidade (mesmo a baixa temperatura25) pero baixa resistencia. O BCC HEA adoita estar composto por elementos de alta densidade como W, Mo, Nb, Ta, Ti e V e ten unha resistencia moi alta pero baixa ductilidade e baixa resistencia específica30.
Investigouse a modificación microestrutural do HEA baseada no mecanizado, o procesamento termomecánico e a adición de elementos para obter a mellor combinación de propiedades mecánicas. CoCrFeMnNi FCC HEA está sometido a unha deformación plástica severa por torsión a alta presión, o que leva a un aumento significativo da dureza (520 HV) e da resistencia (1950 MPa), pero o desenvolvemento dunha microestrutura nanocristalina (~50 nm) fai que a aliaxe sexa fráxil31. . Descubriuse que a incorporación da ductilidade de irmanamento (TWIP) e da plasticidade inducida por transformación (TRIP) en CoCrFeMnNi HEAs confire unha boa temperabilidade por traballo que dá como resultado unha alta ductilidade á tracción, aínda que a expensas dos valores reais de resistencia á tracción. Abaixo (1124 MPa) 32. A formación dunha microestrutura en capas (constada por unha fina capa deformada e un núcleo sen deformar) no CoCrFeMnNi HEA mediante o granallado resultou nun aumento da resistencia, pero esta mellora limitouse a uns 700 MPa33. Na procura de materiais coa mellor combinación de resistencia e ductilidade, tamén se investigou o desenvolvemento de HEA multifásicos e HEA eutécticos mediante adicións de elementos non isoatómicos34,35,36,37,38,39,40,41. De feito, descubriuse que unha distribución máis fina das fases duras e brandas nas aliaxes eutécticas de alta entropía pode levar a unha combinación relativamente mellor de resistencia e ductilidade35,38,42,43.
O sistema CoCrFeNi é unha aliaxe de alta entropía FCC monofásica moi estudada. Este sistema presenta propiedades de endurecemento rápido44 e excelente ductilidade45,46 tanto a baixas como a altas temperaturas. Realizáronse diversos intentos para mellorar a súa resistencia relativamente baixa (~300 MPa)47,48 incluíndo o refinamento do gran25, a microestrutura heteroxénea49, a precipitación50,51,52 e a plasticidade inducida por transformación (TRIP)53. O refinamento do gran de HEA CoCrFeNi cúbico centrado na cara fundida mediante estirado en frío en condicións severas aumenta a resistencia duns 300 MPa47,48 a 1,2 GPa25, pero reduce a perda de ductilidade de máis do 60% ao 12,6%. A adición de Al ao HEA de CoCrFeNi deu lugar á formación dunha microestrutura heteroxénea, que aumentou o seu límite de fluencia ata 786 MPa e o seu alongamento relativo ata un 22%49. Engadiuse CoCrFeNi HEA con Ti e Al para formar precipitados, formando así o reforzo da precipitación, aumentando o seu límite de fluencia ata 645 MPa e o alongamento ata o 39%51. O mecanismo TRIP (transformación martensítica cúbica → hexaédrica centrada na cara) e o irmanamento aumentaron a resistencia á tracción do CoCrFeNi HEA ata 841 MPa e o alongamento á rotura ata o 76%53.
Tamén se tentou engadir reforzo cerámico á matriz cúbica centrada cara HEA para desenvolver compostos de alta entropía que poidan mostrar unha mellor combinación de resistencia e ductilidade. Os compostos con alta entropía foron procesados por fusión por arco de baleiro44, aliaxes mecánicas45,46,47,48,52,53, sinterización por plasma de chispa46,51,52, prensado en quente ao baleiro45, prensado isostático en quente47,48 e o desenvolvemento de procesos de fabricación aditiva43, 50. Os carburos, óxidos e nitruros como WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 e Y2O351 utilizáronse como reforzo cerámico no desenvolvemento de compostos HEA. Elixir a matriz HEA e a cerámica correctas é especialmente importante cando se proxecta e desenvolve un composto HEA resistente e duradeiro. Neste traballo escolleuse CoCrFeNi como material da matriz. Engadíronse varias cantidades de SiC ao CoCrFeNi HEA e estudouse o seu efecto sobre a microestrutura, a composición de fases e as propiedades mecánicas.
Como materias primas para a creación de compostos HEA utilizáronse metais de alta pureza Co, Cr, Fe e Ni (99,95 % en peso) e po de SiC (pureza 99 %, tamaño de malla -400) en forma de partículas elementais. A composición isoatómica do CoCrFeNi HEA colocouse primeiro nun molde hemisférico de cobre refrixerado por auga, e despois evacuouse a cámara a 3·10-5 mbar. Introdúcese gas argón de alta pureza para conseguir o baleiro necesario para a fusión do arco con electrodos de wolframio non consumibles. Os lingotes resultantes invírtense e refunden cinco veces para garantir unha boa homoxeneidade. Preparáronse compostos de alta entropía de diversas composicións engadindo unha certa cantidade de SiC aos botóns equiatómicos de CoCrFeNi resultantes, que foron homogeneizados de novo mediante inversión de cinco veces e refusión en cada caso. O botón moldeado do composto resultante foi cortado usando EDM para probas e caracterización posteriores. Preparáronse mostras para estudos microestruturais segundo métodos metalográficos estándar. En primeiro lugar, as mostras examináronse mediante un microscopio óptico (Leica Microscope DM6M) co software Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) para a análise de fases cuantitativas. Seleccionáronse tres imaxes tomadas en diferentes áreas cunha área total duns 27.000 µm2 para a análise de fase. Estudos microestruturais máis detallados, incluíndo análise da composición química e análise da distribución de elementos, realizáronse nun microscopio electrónico de varrido (JEOL JSM-6490LA) equipado cun sistema de análise de espectroscopia dispersiva de enerxía (EDS). A caracterización da estrutura cristalina do composto HEA realizouse mediante un sistema de difracción de raios X (Bruker D2 phase shifter) utilizando unha fonte CuKα cun tamaño de paso de 0,04°. O efecto dos cambios microestruturais sobre as propiedades mecánicas dos compostos HEA estudouse mediante as probas de microdureza e as probas de compresión de Vickers. Para o ensaio de dureza, aplícase unha carga de 500 N durante 15 s utilizando polo menos 10 indentacións por mostra. Realizáronse probas de compresión de compostos HEA a temperatura ambiente en mostras rectangulares (7 mm × 3 mm × 3 mm) nunha máquina de proba universal Shimadzu 50KN (UTM) a unha taxa de tensión inicial de 0,001/s.
Os compostos de alta entropía, en adiante denominados mostras S-1 a S-6, preparáronse engadindo 3%, 6%, 9%, 12%, 15% e 17% SiC (todo en peso %) a unha matriz de CoCrFeNi. . respectivamente. A mostra de referencia á que non se engadiu SiC denomínase a continuación mostra S-0. As micrografías ópticas dos compostos HEA desenvolvidos móstranse nas Figs. 1, onde, debido á adición de varios aditivos, a microestrutura monofásica do CoCrFeNi HEA transformouse nunha microestrutura formada por moitas fases con diferentes morfoloxía, tamaños e distribución. A cantidade de SiC na composición. A cantidade de cada fase determinouse a partir da análise de imaxes mediante o software LAS Phase Expert. O recuadro da Figura 1 (arriba á dereita) mostra un exemplo de área para esta análise, así como a fracción de área para cada compoñente de fase.
Micrografías ópticas dos compostos de alta entropía desenvolvidos: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 e (f) C- 6. O recuadro mostra un exemplo de resultados de análise de fase de imaxe baseados en contraste usando o software LAS Phase Expert.
Como se mostra na fig. 1a, unha microestrutura eutéctica formada entre os volumes da matriz do composto C-1, onde a cantidade da matriz e as fases eutécticas estímase en 87,9 ± 0,47% e 12,1% ± 0,51%, respectivamente. No composto (C-2) mostrado na figura 1b, non hai signos de reacción eutéctica durante a solidificación, e obsérvase unha microestrutura completamente diferente á do composto C-1. A microestrutura do composto C-2 é relativamente fina e está formada por placas finas (carburos) distribuídas uniformemente na fase matricial (fcc). As fraccións de volume da matriz e do carburo estímase nun 72 ± 1,69 % e 28 ± 1,69 %, respectivamente. Ademais da matriz e do carburo, atopouse unha nova fase (silicio) no composto C-3, como se mostra na figura 1c, onde as fraccións de volume de tales fases de siliciuro, carburo e matriz estímase nun 26,5% ±. 0,41 %, 25,9 ± 0,53 e 47,6 ± 0,34, respectivamente. Tamén se observou outra nova fase (grafito) na microestrutura do composto C-4; identificáronse un total de catro fases. A fase de grafito ten unha forma globular distinta con contraste escuro nas imaxes ópticas e só está presente en pequenas cantidades (a fracción de volume estimada é de só un 0,6 ± 0,30 %). Nos compostos C-5 e C-6, só se identificaron tres fases, e a fase de grafito contrastante escuro nestes compostos aparece en forma de escamas. En comparación coas escamas de grafito do composto S-5, as escamas de grafito do composto S-6 son máis anchas, curtas e regulares. Tamén se observou un aumento correspondente no contido de grafito do 14,9 ± 0,85% no composto C-5 ata uns 17,4 ± 0,55% no composto C-6.
Para investigar aínda máis a microestrutura detallada e a composición química de cada fase no composto HEA, examináronse mostras mediante SEM, e tamén se realizaron análises de puntos EMF e cartografía química. Os resultados para o composto C-1 móstranse na fig. 2, onde se aprecia claramente a presenza de mesturas eutécticas que separan as rexións da fase principal da matriz. O mapa químico do composto C-1 móstrase na figura 2c, onde se pode ver que Co, Fe, Ni e Si están uniformemente distribuídos na fase matricial. Non obstante, atopouse unha pequena cantidade de Cr na fase da matriz en comparación con outros elementos da HEA base, o que suxire que o Cr se difundiu fóra da matriz. A composición da fase eutéctica branca na imaxe SEM é rica en cromo e carbono, o que indica que é carburo de cromo. A ausencia de partículas discretas de SiC na microestrutura, combinada co baixo contido observado de cromo na matriz e a presenza de mesturas eutécticas que conteñen fases ricas en cromo, indica a completa descomposición do SiC durante a fusión. Como resultado da descomposición do SiC, o silicio disólvese na fase de matriz e o carbono libre interacciona co cromo formando carburos de cromo. Como se pode ver, só o carbono foi determinado cualitativamente polo método EMF, e a formación de fase foi confirmada pola identificación de picos característicos de carburo nos patróns de difracción de raios X.
(a) Imaxe SEM da mostra S-1, (b) imaxe ampliada, (c) mapa de elementos, (d) Resultados EMF nos lugares indicados.
A análise do composto C-2 móstrase na fig. 3. Semellante ao aspecto na microscopía óptica, o exame SEM revelou unha estrutura fina composta só por dúas fases, coa presenza dunha fase lamelar delgada distribuída uniformemente por toda a estrutura. fase matricial, e non hai fase eutéctica. A distribución dos elementos e a análise do punto EMF da fase lamelar revelou un contido relativamente alto de Cr (amarelo) e C (verde) nesta fase, o que indica de novo a descomposición de SiC durante a fusión e a interacción do carbono liberado co efecto do cromo. . A matriz VEA forma unha fase de carburo lamelar. A distribución de elementos e a análise puntual da fase matricial mostraron que a maior parte do cobalto, ferro, níquel e silicio están presentes na fase matricial.
(a) Imaxe SEM da mostra S-2, (b) imaxe ampliada, (c) mapa de elementos, (d) Resultados EMF nos lugares indicados.
Os estudos SEM dos compostos C-3 revelaron a presenza de novas fases ademais das fases de carburo e matriz. O mapa elemental (Fig. 4c) e a análise do punto EMF (Fig. 4d) mostran que a nova fase é rica en níquel, cobalto e silicio.
(a) Imaxe SEM da mostra S-3, (b) imaxe ampliada, (c) mapa de elementos, (d) Resultados EMF nos lugares indicados.
Os resultados da análise SEM e EMF do composto C-4 móstranse nas Figs. 5. Ademais das tres fases observadas no composto C-3, tamén se atopou a presenza de nódulos de grafito. A fracción de volume da fase rica en silicio tamén é maior que a do composto C-3.
(a) Imaxe SEM da mostra S-4, (b) imaxe ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados EMF nos lugares indicados.
Os resultados dos espectros SEM e EMF dos compostos S-5 e S-6 móstranse nas Figuras 1 e 2. 6 e 7, respectivamente. Ademais dun número reducido de esferas, tamén se observou a presenza de escamas de grafito. Tanto o número de escamas de grafito como a fracción de volume da fase que contén silicio no composto C-6 son maiores que no composto C-5.
(a) Imaxe SEM da mostra C-5, (b) vista ampliada, (c) mapa elemental, (d) resultados EMF nos lugares indicados.
(a) Imaxe SEM da mostra S-6, (b) imaxe ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados EMF nos lugares indicados.
Tamén se realizou a caracterización da estrutura cristalina dos compostos de HEA mediante medicións XRD. O resultado móstrase na Figura 8. No patrón de difracción da base WEA (S-0), só son visibles os picos correspondentes á fase fcc. Os patróns de difracción de raios X dos compostos C-1, C-2 e C-3 revelaron a presenza de picos adicionais correspondentes ao carburo de cromo (Cr7C3), e a súa intensidade foi menor para as mostras C-3 e C-4, o que indicaba que tamén cos datos EMF para estas mostras. Observáronse picos correspondentes a siliciuros de Co/Ni para as mostras S-3 e S-4, de novo consistentes cos resultados do mapeo EDS mostrados nas figuras 2 e 3. Como se mostra na figura 3 e na figura 4. Observáronse os picos 5 e S-6. correspondente ao grafito.
Tanto as características microestruturais como cristalográficas dos compostos desenvolvidos indicaron a descomposición do SiC engadido. Isto débese á presenza de cromo na matriz VEA. O cromo ten unha afinidade moi forte polo carbono 54,55 e reacciona co carbono libre para formar carburos, como indica a diminución observada no contido de cromo da matriz. Si pasa á fase fcc debido á disociación de SiC56. Así, un aumento na adición de SiC á base HEA levou a un aumento da cantidade de fase de carburo e da cantidade de Si libre na microestrutura. Descubriuse que este Si adicional se deposita na matriz a baixas concentracións (nos compostos S-1 e S-2), mentres que en concentracións máis altas (compostos S-3 a S-6) dá lugar a deposición adicional de cobalto/. siliciuro de níquel. A entalpía estándar de formación de siliciuros de Co e Ni, obtida por calorimetría de síntese directa a alta temperatura, é de -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 para Co2Si, CoSi e CoSi2, respectivamente, mentres que estes os valores son – 50,6 ± 1,7 e – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 para Ni2Si e Ni5Si2, respectivamente. Estes valores son inferiores á calor de formación de SiC, o que indica que a disociación de SiC que conduce á formación de siliciuros de Co/Ni é enerxeticamente favorable. Tanto nos compostos S-5 como S-6, estaba presente silicio libre adicional, que foi absorbido máis aló da formación de siliciuro. Descubriuse que este silicio libre contribúe á grafitización observada nos aceiros convencionais58.
As propiedades mecánicas dos compostos reforzados con cerámica desenvolvidos a base de HEA son investigadas mediante probas de compresión e probas de dureza. As curvas de tensión-deformación dos compostos desenvolvidos móstranse nas Figs. 9a, e na figura 9b móstrase un diagrama de dispersión entre límite de fluencia específico, límite de fluencia, dureza e alongamento dos compostos desenvolvidos.
(a) Curvas de deformación de compresión e (b) gráficos de dispersión que amosan a tensión de fluencia, a resistencia á fluencia, a dureza e o alongamento específicos. Teña en conta que só se mostran os exemplares S-0 a S-4, xa que os exemplares S-5 e S-6 conteñen importantes defectos de fundición.
Como se ve na fig. 9, o límite de fluencia aumentou de 136 MPa para o VES base (C-0) a 2522 MPa para o composto C-4. En comparación co WPP básico, o composto S-2 mostrou unha moi boa elongación ata a rotura de preto do 37%, e tamén mostrou valores de límite de fluencia significativamente máis altos (1200 MPa). A excelente combinación de resistencia e ductilidade deste composto débese á mellora da microestrutura xeral, incluíndo a distribución uniforme de lamelas finas de carburo en toda a microestrutura, o que se espera que inhiba o movemento de luxación. Os límites de fluencia dos compostos C-3 e C-4 son 1925 MPa e 2522 MPa, respectivamente. Estes altos límites de fluencia poden explicarse pola fracción de gran volume das fases de carburo cementado e siliciuro. Non obstante, a presenza destas fases tamén provocou un alongamento á rotura de só un 7%. As curvas de tensión-deformación dos compostos base CoCrFeNi HEA (S-0) e S-1 son convexas, o que indica a activación do efecto de irmandamento ou TRIP59,60. En comparación coa mostra S-1, a curva tensión-deformación da mostra S-2 ten unha forma cóncava cunha deformación de aproximadamente 10,20%, o que significa que o deslizamento de dislocación normal é o principal modo de deformación da mostra neste estado deformado60,61. . Non obstante, a taxa de endurecemento deste exemplar segue sendo elevada nun amplo intervalo de deformación, e a deformacións máis altas tamén é visible unha transición á convexidade (aínda que non se pode descartar que isto se deba ao fallo das cargas de compresión lubricadas). ). Os compostos C-3 e C-4 só teñen unha plasticidade limitada debido á presenza de fraccións de maior volume de carburos e siliciuros na microestrutura. Non se realizaron ensaios de compresión das mostras dos compostos C-5 e C-6 debido a importantes defectos de fundición nestas mostras de compostos (ver figura 10).
Estereomicrografías de defectos de fundición (indicados con frechas vermellas) en mostras de compostos C-5 e C-6.
Os resultados da medición da dureza dos compostos VEA móstranse nas Figs. 9b. A base WEA ten unha dureza de 130±5 HV, e as mostras S-1, S-2, S-3 e S-4 teñen valores de dureza de 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV e 755 ± 20 HV. O aumento da dureza estivo de acordo co cambio de límite de fluencia obtido dos ensaios de compresión e estivo asociado a un aumento da cantidade de sólidos no composto. Tamén se mostra na fig. 9b. En xeral, a mellor combinación de límite de fluencia (1200 MPa), dureza (275 ± 10 HV) e alongamento relativo á falla (~37%) obsérvase para o composto C-2.
Na figura 11a móstrase a comparación do límite de fluencia e do alongamento relativo do composto desenvolvido con materiais de diferentes clases. Os compostos baseados en CoCrFeNi neste estudo mostraron un alto alongamento a calquera nivel de tensión dado62. Tamén se pode ver que as propiedades dos compostos HEA desenvolvidos neste estudo atópanse na rexión previamente desocupada da parcela de límite de fluencia fronte a elongación. Ademais, os compostos desenvolvidos teñen unha ampla gama de combinacións de resistencia (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa e 2522 MPa) e alongamento (>60%, 37%, 7,3% e 6,19%). O límite de fluencia tamén é un factor importante na selección de materiais para aplicacións de enxeñería avanzada63,64. Neste sentido, os compostos HEA da presente invención presentan unha excelente combinación de límite de fluencia e alongamento. Isto débese a que a adición de SiC de baixa densidade dá como resultado compostos con alto límite de fluencia específico. O límite de fluencia específico e o alongamento dos compostos HEA están no mesmo intervalo que o HEA FCC e o HEA refractario, como se mostra na figura 11b. A dureza e o límite de fluencia dos compostos desenvolvidos están no mesmo rango que para os vidros metálicos masivos65 (Fig. 11c). Os cristais metálicos masivos (BMS) caracterízanse por unha elevada dureza e límite de fluencia, pero o seu alongamento é limitado66,67. Non obstante, a dureza e o límite de fluencia dalgúns dos compostos HEA desenvolvidos neste estudo tamén mostraron un alongamento significativo. Así, chegouse á conclusión de que os compostos desenvolvidos por VEA teñen unha combinación única e demandada de propiedades mecánicas para diversas aplicacións estruturais. Esta combinación única de propiedades mecánicas pódese explicar pola dispersión uniforme de carburos duros formados in situ na matriz FCC HEA. Non obstante, como parte do obxectivo de conseguir unha mellor combinación de resistencias, os cambios microestruturais derivados da adición de fases cerámicas deben ser coidadosamente estudados e controlados para evitar defectos de fundición, como os que se atopan nos compostos S-5 e S-6, e ductilidade. xénero.
Os resultados deste estudo comparáronse con diversos materiais estruturais e HEA: (a) alongamento versus límite de fluencia62, (b) límite de fluencia específico versus ductilidade63 e (c) límite de fluencia fronte a dureza65.
Estudáronse a microestrutura e as propiedades mecánicas dunha serie de compostos cerámicos HEA baseados no sistema HEA CoCrFeNi coa adición de SiC e extraéronse as seguintes conclusións:
Os compostos de aliaxes de alta entropía pódense desenvolver con éxito engadindo SiC a CoCrFeNi HEA usando o método de fusión por arco.
O SiC descompónse durante a fusión do arco, dando lugar á formación in situ de fases de carburo, siliciuro e grafito, cuxa presenza e fracción volumétrica dependen da cantidade de SiC engadido ao HEA base.
Os compostos HEA presentan moitas propiedades mecánicas excelentes, con propiedades que caen en áreas previamente desocupadas na gráfica de límite de fluencia fronte a elongación. O límite de fluencia do composto de HEA feito usando 6% en peso de SiC foi máis de oito veces o da HEA base mantendo unha ductilidade do 37%.
A dureza e o límite de fluencia dos compostos HEA están na gama de vidros metálicos a granel (BMG).
Os descubrimentos suxiren que os compostos de aliaxes de alta entropía representan un enfoque prometedor para lograr unha excelente combinación de propiedades metal-mecánicas para aplicacións estruturais avanzadas.
Hora de publicación: 12-Xul-2023