CoCrFeNi é uma liga cúbica de face centrada (fcc) de alta entropia (HEA) bem estudada, com excelente ductilidade, mas resistência limitada. O foco deste estudo é melhorar o equilíbrio entre resistência e ductilidade de tais HEAs, adicionando diferentes quantidades de SiC usando o método de fusão a arco. Foi estabelecido que a presença de cromo na base HEA causa a decomposição do SiC durante a fusão. Assim, a interação do carbono livre com o cromo leva à formação in situ de carbonetos de cromo, enquanto o silício livre permanece em solução no HEA base e/ou interage com os elementos que compõem o HEA base para formar silicietos. À medida que o teor de SiC aumenta, a fase da microestrutura muda na seguinte sequência: FCC → FCC + eutético → FCC + flocos de carboneto de cromo → FCC + flocos de carboneto de cromo + siliceto → FCC + flocos de carboneto de cromo + siliceto + bolas de grafite / flocos de grafite. Os compósitos resultantes exibem uma ampla gama de propriedades mecânicas (resistência ao escoamento variando de 277 MPa com mais de 60% de alongamento a 2522 MPa com 6% de alongamento) em comparação com ligas convencionais e ligas de alta entropia. Alguns dos compósitos de alta entropia desenvolvidos mostram uma excelente combinação de propriedades mecânicas (resistência ao escoamento de 1200 MPa, alongamento de 37%) e ocupam regiões anteriormente inatingíveis no diagrama de tensão de escoamento-alongamento. Além do alongamento notável, a dureza e a resistência ao escoamento dos compósitos HEA estão na mesma faixa dos vidros metálicos a granel. Portanto, acredita-se que o desenvolvimento de compósitos de alta entropia possa ajudar a alcançar uma excelente combinação de propriedades mecânicas para aplicações estruturais avançadas.
O desenvolvimento de ligas de alta entropia é um novo conceito promissor em metalurgia . Ligas de alta entropia (HEA) mostraram em vários casos uma excelente combinação de propriedades físicas e mecânicas, incluindo alta estabilidade térmica3,4 alongamento superplástico5,6 resistência à fadiga7,8 resistência à corrosão9,10,11, excelente resistência ao desgaste12,13,14 ,15 e propriedades tribológicas15 ,16,17 mesmo em altas temperaturas18,19,20,21,22 e propriedades mecânicas em baixas temperaturas23,24,25. A excelente combinação de propriedades mecânicas no HEA é geralmente atribuída a quatro efeitos principais, nomeadamente alta entropia configuracional26, forte distorção da rede27, difusão lenta28 e efeito coquetel29. HEAs são geralmente classificados como tipos FCC, BCC e HCP. FCC HEA normalmente contém elementos de transição como Co, Cr, Fe, Ni e Mn e exibe excelente ductilidade (mesmo em baixa temperatura25), mas baixa resistência. O BCC HEA é geralmente composto por elementos de alta densidade como W, Mo, Nb, Ta, Ti e V e possui resistência muito alta, mas baixa ductilidade e baixa resistência específica .
A modificação microestrutural do HEA baseada em usinagem, processamento termomecânico e adição de elementos tem sido investigada para obter a melhor combinação de propriedades mecânicas. CoCrFeMnNi FCC HEA é submetido a severa deformação plástica por torção de alta pressão, o que leva a um aumento significativo na dureza (520 HV) e resistência (1950 MPa), mas o desenvolvimento de uma microestrutura nanocristalina (~50 nm) torna a liga quebradiça . . Verificou-se que a incorporação de ductilidade geminada (TWIP) e plasticidade induzida por transformação (TRIP) em HEAs CoCrFeMnNi confere boa temperabilidade por trabalho, resultando em alta ductilidade à tração, embora às custas dos valores reais de resistência à tração. Abaixo (1124 MPa) 32. A formação de uma microestrutura em camadas (consistindo de uma fina camada deformada e um núcleo indeformado) no HEA CoCrFeMnNi usando shot peening resultou em um aumento na resistência, mas esta melhoria foi limitada a cerca de 700 MPa33. Em busca de materiais com a melhor combinação de resistência e ductilidade, o desenvolvimento de HEAs multifásicos e HEAs eutéticos utilizando adições de elementos não isoatômicos também tem sido investigado34,35,36,37,38,39,40,41. Na verdade, descobriu-se que uma distribuição mais fina de fases duras e moles em ligas eutéticas de alta entropia pode levar a uma combinação relativamente melhor de resistência e ductilidade .
O sistema CoCrFeNi é uma liga monofásica FCC de alta entropia amplamente estudada. Este sistema apresenta propriedades de endurecimento rápido44 e excelente ductilidade45,46 em baixas e altas temperaturas. Várias tentativas foram feitas para melhorar sua resistência relativamente baixa (~300 MPa)47,48 incluindo refinamento de grão25, microestrutura heterogênea49, precipitação50,51,52 e plasticidade induzida por transformação (TRIP)53. O refinamento de grãos de HEA CoCrFeNi cúbico de face centrada fundido por trefilação a frio sob condições severas aumenta a resistência de cerca de 300 MPa47,48 para 1,2 GPa25, mas reduz a perda de ductilidade de mais de 60% para 12,6%. A adição de Al ao HEA de CoCrFeNi resultou na formação de uma microestrutura heterogênea, que aumentou seu limite de escoamento para 786 MPa e seu alongamento relativo para cerca de 22% . CoCrFeNi HEA foi adicionado com Ti e Al para formar precipitados, formando assim o fortalecimento da precipitação, aumentando seu limite de escoamento para 645 MPa e alongamento para 39% . O mecanismo TRIP (transformação martensítica cúbica de face centrada → hexaédrica) e a geminação aumentaram a resistência à tração do CoCrFeNi HEA para 841 MPa e o alongamento na ruptura para 76% .
Também foram feitas tentativas para adicionar reforço cerâmico à matriz cúbica de face centrada HEA para desenvolver compósitos de alta entropia que possam exibir uma melhor combinação de resistência e ductilidade. Compósitos com alta entropia foram processados por fusão a arco a vácuo44, ligas mecânicas45,46,47,48,52,53, sinterização por plasma spark46,51,52, prensagem a quente a vácuo45, prensagem isostática a quente47,48 e desenvolvimento de processos de fabricação aditiva43, 50. Carbonetos, óxidos e nitretos como WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 e Y2O351 têm sido utilizados como reforço cerâmico no desenvolvimento de compósitos HEA. Escolher a matriz HEA e a cerâmica corretas é especialmente importante ao projetar e desenvolver um compósito HEA forte e durável. Neste trabalho, o CoCrFeNi foi escolhido como material da matriz. Várias quantidades de SiC foram adicionadas ao CoCrFeNi HEA e seu efeito na microestrutura, composição de fases e propriedades mecânicas foi estudado.
Metais de alta pureza Co, Cr, Fe e Ni (99,95% em peso) e pó de SiC (pureza 99%, tamanho -400 mesh) na forma de partículas elementares foram utilizados como matérias-primas para a criação de compósitos HEA. A composição isoatômica do CoCrFeNi HEA foi primeiro colocada em um molde hemisférico de cobre resfriado a água e depois a câmara foi evacuada a 3·10-5 mbar. O gás argônio de alta pureza é introduzido para atingir o vácuo necessário para a fusão do arco com eletrodos de tungstênio não consumíveis. Os lingotes resultantes são invertidos e refundidos cinco vezes para garantir uma boa homogeneidade. Compósitos de alta entropia de várias composições foram preparados adicionando uma certa quantidade de SiC aos botões equiatômicos de CoCrFeNi resultantes, que foram re-homogeneizados por inversão de cinco vezes e refusão em cada caso. O botão moldado do compósito resultante foi cortado usando EDM para testes e caracterização adicionais. Amostras para estudos microestruturais foram preparadas de acordo com métodos metalográficos padrão. Primeiramente, as amostras foram examinadas em microscópio de luz (Leica Microscope DM6M) com o software Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) para análise quantitativa de fase. Três imagens tiradas em áreas diferentes com área total de cerca de 27.000 µm2 foram selecionadas para análise de fase. Estudos microestruturais mais detalhados, incluindo análise de composição química e análise de distribuição de elementos, foram realizados em um microscópio eletrônico de varredura (JEOL JSM-6490LA) equipado com um sistema de análise de espectroscopia de energia dispersiva (EDS). A caracterização da estrutura cristalina do compósito HEA foi realizada utilizando um sistema de difração de raios X (Bruker D2 phase shifter) utilizando uma fonte CuKα com passo de 0,04°. O efeito das alterações microestruturais nas propriedades mecânicas dos compósitos HEA foi estudado utilizando testes de microdureza Vickers e testes de compressão. Para o ensaio de dureza, uma carga de 500 N é aplicada por 15 s utilizando pelo menos 10 indentações por corpo de prova. Os testes de compressão de compósitos HEA à temperatura ambiente foram realizados em amostras retangulares (7 mm × 3 mm × 3 mm) em uma máquina de testes universal Shimadzu 50KN (UTM) a uma taxa de deformação inicial de 0,001/s.
Compósitos de alta entropia, doravante denominados amostras S-1 a S-6, foram preparados adicionando 3%, 6%, 9%, 12%, 15% e 17% de SiC (todos em peso%) a uma matriz CoCrFeNi . respectivamente. A amostra de referência à qual não foi adicionado SiC é doravante referida como amostra S-0. Micrografias ópticas dos compósitos HEA desenvolvidos são mostradas nas Figs. 1, onde, devido à adição de diversos aditivos, a microestrutura monofásica do CoCrFeNi HEA foi transformada em uma microestrutura composta por muitas fases com diferentes morfologia, tamanhos e distribuição. A quantidade de SiC na composição. A quantidade de cada fase foi determinada a partir da análise de imagem utilizando o software LAS Phase Expert. A inserção da Figura 1 (canto superior direito) mostra um exemplo de área para esta análise, bem como a fração de área para cada componente de fase.
Micrografias ópticas dos compósitos de alta entropia desenvolvidos: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 e (f) C- 6. A inserção mostra um exemplo de resultados de análise de fase de imagem baseada em contraste usando o software LAS Phase Expert.
Como mostrado na fig. 1a, uma microestrutura eutética formada entre os volumes da matriz do compósito C-1, onde a quantidade das fases matriz e eutética é estimada em 87,9 ± 0,47% e 12,1% ± 0,51%, respectivamente. No compósito (C-2) mostrado na Fig. 1b, não há sinais de reação eutética durante a solidificação, e é observada uma microestrutura completamente diferente daquela do compósito C-1. A microestrutura do compósito C-2 é relativamente fina e consiste em placas finas (carbonetos) distribuídas uniformemente na fase matriz (fcc). As frações volumétricas da matriz e do carboneto são estimadas em 72 ± 1,69% e 28 ± 1,69%, respectivamente. Além da matriz e do carboneto, uma nova fase (silicieto) foi encontrada no compósito C-3, como mostrado na Fig. 1c, onde as frações volumétricas dessas fases de silicieto, carboneto e matriz são estimadas em cerca de 26,5% ± 0,41%, 25,9 ± 0,53 e 47,6 ± 0,34, respectivamente. Outra nova fase (grafite) também foi observada na microestrutura do compósito C-4; um total de quatro fases foram identificadas. A fase de grafite tem uma forma globular distinta com contraste escuro em imagens ópticas e está presente apenas em pequenas quantidades (a fração volumétrica estimada é de apenas cerca de 0,6 ± 0,30%). Nos compósitos C-5 e C-6, apenas três fases foram identificadas, e a fase escura e contrastante de grafite nesses compósitos aparece na forma de flocos. Comparados aos flocos de grafite do Composto S-5, os flocos de grafite do Composto S-6 são mais largos, mais curtos e mais regulares. Um aumento correspondente no teor de grafite também foi observado de 14,9 ± 0,85% no compósito C-5 para cerca de 17,4 ± 0,55% no compósito C-6.
Para investigar melhor a microestrutura detalhada e a composição química de cada fase do compósito HEA, as amostras foram examinadas usando SEM, e também foram realizadas análises pontuais de EMF e mapeamento químico. Os resultados para o compósito C-1 são mostrados na fig. 2, onde se vê claramente a presença de misturas eutéticas separando as regiões da fase da matriz principal. O mapa químico do compósito C-1 é mostrado na Fig. 2c, onde pode-se observar que Co, Fe, Ni e Si estão uniformemente distribuídos na fase matriz. No entanto, uma pequena quantidade de Cr foi encontrada na fase matriz em comparação com outros elementos da base HEA, sugerindo que o Cr se difundiu para fora da matriz. A composição da fase eutética branca na imagem SEM é rica em cromo e carbono, indicando que se trata de carboneto de cromo. A ausência de partículas discretas de SiC na microestrutura, combinada com o baixo teor de cromo observado na matriz e a presença de misturas eutéticas contendo fases ricas em cromo, indica a decomposição completa do SiC durante a fusão. Como resultado da decomposição do SiC, o silício se dissolve na fase da matriz e o carbono livre interage com o cromo para formar carbonetos de cromo. Como pode ser visto, apenas o carbono foi determinado qualitativamente pelo método EMF, e a formação da fase foi confirmada pela identificação de picos característicos de carboneto nos padrões de difração de raios X.
(a) imagem SEM da amostra S-1, (b) imagem ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF nos locais indicados.
A análise do compósito C-2 é mostrada na fig. 3. Semelhante ao aspecto na microscopia óptica, o exame SEM revelou uma estrutura fina composta por apenas duas fases, com a presença de uma fase lamelar fina distribuída uniformemente por toda a estrutura. fase matricial e não há fase eutética. A distribuição dos elementos e a análise pontual EMF da fase lamelar revelaram um teor relativamente alto de Cr (amarelo) e C (verde) nesta fase, o que novamente indica a decomposição do SiC durante a fusão e a interação do carbono liberado com o efeito do cromo . A matriz VEA forma uma fase de carboneto lamelar. A distribuição dos elementos e a análise pontual da fase matriz mostraram que a maior parte do cobalto, ferro, níquel e silício estão presentes na fase matriz.
(a) imagem SEM da amostra S-2, (b) imagem ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF nos locais indicados.
Estudos SEM de compósitos C-3 revelaram a presença de novas fases além das fases de carboneto e matriz. O mapa elementar (Fig. 4c) e a análise pontual EMF (Fig. 4d) mostram que a nova fase é rica em níquel, cobalto e silício.
(a) imagem SEM da amostra S-3, (b) imagem ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF nos locais indicados.
Os resultados da análise SEM e EMF do compósito C-4 são mostrados nas Figs. 5. Além das três fases observadas no compósito C-3, também foi constatada a presença de nódulos de grafite. A fração volumétrica da fase rica em silício também é maior que a do compósito C-3.
(a) imagem SEM da amostra S-4, (b) imagem ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF nos locais indicados.
Os resultados dos espectros de MEV e EMF dos compósitos S-5 e S-6 são mostrados nas Figuras 1 e 2. 6 e 7, respectivamente. Além de um pequeno número de esferas, também foi observada a presença de flocos de grafite. Tanto o número de flocos de grafite quanto a fração volumétrica da fase contendo silício no compósito C-6 são maiores do que no compósito C-5.
(a) imagem SEM da amostra C-5, (b) visão ampliada, (c) mapa elementar, (d) resultados de EMF nos locais indicados.
(a) imagem SEM da amostra S-6, (b) imagem ampliada, (c) mapa de elementos, (d) resultados de EMF nos locais indicados.
A caracterização da estrutura cristalina dos compósitos HEA também foi realizada utilizando medições de XRD. O resultado é mostrado na Figura 8. No padrão de difração do WEA base (S-0), apenas os picos correspondentes à fase FCC são visíveis. Os padrões de difração de raios X dos compósitos C-1, C-2 e C-3 revelaram a presença de picos adicionais correspondentes ao carboneto de cromo (Cr7C3), e sua intensidade foi menor para as amostras C-3 e C-4, o que indicou isso também com os dados EMF para essas amostras. Picos correspondentes aos silicietos de Co/Ni foram observados para as amostras S-3 e S-4, novamente consistentes com os resultados do mapeamento EDS mostrados nas Figuras 2 e 3. Conforme mostrado na Figura 3 e Figura 4. Os picos 5 e S-6 foram observados correspondente ao grafite.
Tanto as características microestruturais quanto cristalográficas dos compósitos desenvolvidos indicaram decomposição do SiC adicionado. Isto se deve à presença de cromo na matriz VEA. O cromo tem uma afinidade muito forte pelo carbono 54.55 e reage com o carbono livre para formar carbonetos, conforme indicado pela diminuição observada no teor de cromo da matriz. O Si passa para a fase FCC devido à dissociação do SiC56. Assim, um aumento na adição de SiC à base HEA levou a um aumento na quantidade da fase carbeto e na quantidade de Si livre na microestrutura. Verificou-se que este Si adicional é depositado na matriz em baixas concentrações (nos compósitos S-1 e S-2), enquanto em concentrações mais elevadas (compósitos S-3 a S-6) resulta em deposição adicional de cobalto/. siliceto de níquel. A entalpia padrão de formação de silicietos de Co e Ni, obtida por calorimetria de síntese direta em alta temperatura, é -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol -1 para Co2Si, CoSi e CoSi2, respectivamente, enquanto estes os valores são – 50,6 ± 1,7 e – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 para Ni2Si e Ni5Si2, respectivamente. Esses valores são inferiores ao calor de formação do SiC, indicando que a dissociação do SiC levando à formação de silicietos de Co/Ni é energeticamente favorável. Nos compósitos S-5 e S-6 estava presente silício livre adicional, que foi absorvido além da formação de siliceto. Descobriu-se que este silício livre contribui para a grafitização observada em aços convencionais58.
As propriedades mecânicas dos compósitos reforçados com cerâmica desenvolvidos à base de HEA são investigadas por meio de ensaios de compressão e ensaios de dureza. As curvas tensão-deformação dos compósitos desenvolvidos são mostradas nas Figs. 9a, e na Fig. 9b mostra um gráfico de dispersão entre limite de escoamento específico, limite de escoamento, dureza e alongamento dos compósitos desenvolvidos.
(a) Curvas de deformação compressiva e (b) gráficos de dispersão mostrando tensão de escoamento específica, resistência ao escoamento, dureza e alongamento. Observe que apenas as amostras S-0 a S-4 são mostradas, pois as amostras S-5 e S-6 contêm defeitos de fundição significativos.
Como visto na fig. 9, o limite de escoamento aumentou de 136 MPa para o VES base (C-0) para 2522 MPa para o compósito C-4. Comparado ao WPP básico, o compósito S-2 apresentou um alongamento até a ruptura muito bom de cerca de 37% e também apresentou valores de resistência ao escoamento significativamente maiores (1200 MPa). A excelente combinação de resistência e ductilidade deste compósito se deve à melhoria na microestrutura geral, incluindo a distribuição uniforme de finas lamelas de metal duro por toda a microestrutura, o que se espera inibir o movimento de discordância. Os limites de escoamento dos compósitos C-3 e C-4 são 1925 MPa e 2522 MPa, respectivamente. Esses altos limites de escoamento podem ser explicados pela alta fração volumétrica das fases de metal duro e siliceto. Contudo, a presença destas fases também resultou num alongamento na ruptura de apenas 7%. As curvas tensão-deformação dos compósitos base CoCrFeNi HEA (S-0) e S-1 são convexas, indicando ativação do efeito de geminação ou TRIP59,60. Em comparação com a amostra S-1, a curva tensão-deformação da amostra S-2 tem uma forma côncava a uma deformação de cerca de 10,20%, o que significa que o deslizamento normal da discordância é o principal modo de deformação da amostra neste estado deformado60,61 . No entanto, a taxa de endurecimento nesta amostra permanece elevada ao longo de uma grande faixa de deformação, e em deformações mais altas também é visível uma transição para a convexidade (embora não se possa descartar que isso seja devido à falha de cargas compressivas lubrificadas). ). Os compósitos C-3 e C-4 possuem apenas plasticidade limitada devido à presença de frações volumétricas mais elevadas de carbonetos e silicietos na microestrutura. Os testes de compressão das amostras dos compósitos C-5 e C-6 não foram realizados devido a defeitos de fundição significativos nessas amostras de compósitos (ver Fig. 10).
Estereomicrografias de defeitos de fundição (indicados por setas vermelhas) em amostras dos compósitos C-5 e C-6.
Os resultados da medição da dureza dos compósitos VEA são mostrados nas Figs. 9b. O WEA base possui dureza de 130±5 HV, e as amostras S-1, S-2, S-3 e S-4 possuem valores de dureza de 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV e 755±20 HV. O aumento na dureza esteve em boa concordância com a mudança na resistência ao escoamento obtida nos testes de compressão e foi associado a um aumento na quantidade de sólidos no compósito. O limite de escoamento específico calculado com base na composição alvo de cada amostra também é mostrado na fig. 9b. Em geral, a melhor combinação de limite de escoamento (1200 MPa), dureza (275 ± 10 HV) e alongamento relativo até a ruptura (~37%) é observada para o compósito C-2.
A comparação do limite de escoamento e do alongamento relativo do compósito desenvolvido com materiais de diferentes classes é mostrada na Fig. Os compósitos à base de CoCrFeNi neste estudo apresentaram alto alongamento em qualquer nível de tensão62. Pode-se observar também que as propriedades dos compósitos HEA desenvolvidos neste estudo residem na região anteriormente desocupada do gráfico de resistência ao escoamento versus alongamento. Além disso, os compósitos desenvolvidos apresentam uma ampla gama de combinações de resistência (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa e 2522 MPa) e alongamento (>60%, 37%, 7,3% e 6,19%). O limite de escoamento também é um fator importante na seleção de materiais para aplicações de engenharia avançada63,64. A este respeito, os compósitos HEA da presente invenção apresentam uma excelente combinação de resistência ao escoamento e alongamento. Isso ocorre porque a adição de SiC de baixa densidade resulta em compósitos com alto limite de escoamento específico. A resistência ao escoamento e o alongamento específicos dos compósitos HEA estão na mesma faixa do HEA FCC e do HEA refratário, como mostrado na Fig. A dureza e o limite de escoamento dos compósitos desenvolvidos estão na mesma faixa dos vidros metálicos maciços65 (Fig. 11c). Os vidros metálicos maciços (BMS) são caracterizados por alta dureza e resistência ao escoamento, mas seu alongamento é limitado66,67. No entanto, a dureza e a resistência ao escoamento de alguns dos compósitos HEA desenvolvidos neste estudo também apresentaram alongamento significativo. Assim, concluiu-se que os compósitos desenvolvidos pela VEA possuem uma combinação única e procurada de propriedades mecânicas para diversas aplicações estruturais. Esta combinação única de propriedades mecânicas pode ser explicada pela dispersão uniforme de carbonetos duros formados in situ na matriz FCC HEA. Porém, como parte do objetivo de alcançar uma melhor combinação de resistência, as alterações microestruturais resultantes da adição de fases cerâmicas devem ser cuidadosamente estudadas e controladas para evitar defeitos de fundição, como os encontrados nos compósitos S-5 e S-6, e ductilidade. gênero.
Os resultados deste estudo foram comparados com vários materiais estruturais e HEAs: (a) alongamento versus limite de escoamento62, (b) tensão de escoamento específica versus ductilidade63 e (c) limite de escoamento versus dureza65.
A microestrutura e as propriedades mecânicas de uma série de compósitos cerâmicos HEA baseados no sistema HEA CoCrFeNi com adição de SiC foram estudadas e as seguintes conclusões foram tiradas:
Compósitos de liga de alta entropia podem ser desenvolvidos com sucesso adicionando SiC a CoCrFeNi HEA usando o método de fusão por arco.
O SiC se decompõe durante a fusão do arco, levando à formação in situ das fases de carboneto, silicieto e grafite, cuja presença e fração volumétrica dependem da quantidade de SiC adicionada à base HEA.
Os compósitos HEA exibem muitas propriedades mecânicas excelentes, com propriedades que se enquadram em áreas anteriormente desocupadas no gráfico de resistência ao escoamento versus alongamento. A resistência ao escoamento do compósito HEA feito com 6% em peso de SiC foi mais de oito vezes maior que a do HEA base, mantendo 37% de ductilidade.
A dureza e a resistência ao escoamento dos compósitos HEA estão na faixa dos vidros metálicos a granel (BMG).
As descobertas sugerem que os compósitos de liga de alta entropia representam uma abordagem promissora para alcançar uma excelente combinação de propriedades metal-mecânicas para aplicações estruturais avançadas.
Horário da postagem: 12 de julho de 2023