CoCrFeNi är en väl studerad ansiktscentrerad kubisk (fcc) högentropilegering (HEA) med utmärkt duktilitet men begränsad hållfasthet.Fokus för denna studie är att förbättra balansen mellan hållfasthet och duktilitet hos sådana HEA genom att tillsätta olika mängder SiC med hjälp av bågsmältningsmetoden.Det har fastställts att närvaron av krom i basen HEA orsakar nedbrytning av SiC under smältning.Således leder interaktionen av fritt kol med krom till in situ-bildning av kromkarbider, medan fritt kisel förblir i lösning i bas-HEA och/eller interagerar med de element som utgör bas-HEA för att bilda silicider.När SiC-halten ökar ändras mikrostrukturfasen i följande sekvens: fcc → fcc + eutektiska → fcc + kromkarbidflingor → fcc + kromkarbidflingor + silicid → fcc + kromkarbidflingor + silicid + grafitkulor / grafitflingor.De resulterande kompositerna uppvisar ett mycket brett spektrum av mekaniska egenskaper (sträckgräns som sträcker sig från 277 MPa vid över 60 % töjning till 2522 MPa vid 6 % töjning) jämfört med konventionella legeringar och högentropilegeringar.Några av de utvecklade högentropikompositerna uppvisar en utmärkt kombination av mekaniska egenskaper (sträckgräns 1200 MPa, töjning 37%) och upptar tidigare ouppnåeliga områden på flytspänningsförlängningsdiagrammet.Förutom anmärkningsvärd töjning är hårdheten och sträckgränsen för HEA-kompositer i samma intervall som bulkmetallglas.Därför tror man att utvecklingen av högentropikompositer kan bidra till att uppnå en utmärkt kombination av mekaniska egenskaper för avancerade strukturella tillämpningar.
Utvecklingen av högentropilegeringar är ett lovande nytt koncept inom metallurgi1,2.Högentropilegeringar (HEA) har i ett antal fall visat en utmärkt kombination av fysikaliska och mekaniska egenskaper, inklusive hög termisk stabilitet3,4 superplastisk förlängning5,6 utmattningsbeständighet7,8 korrosionsbeständighet9,10,11, utmärkt slitstyrka12,13,14 ,15 och tribologiska egenskaper15 ,16,17 även vid höga temperaturer18,19,20,21,22 och mekaniska egenskaper vid låga temperaturer23,24,25.Den utmärkta kombinationen av mekaniska egenskaper i HEA tillskrivs vanligtvis fyra huvudeffekter, nämligen hög konfigurationsentropi26, stark gitterdistorsion27, långsam diffusion28 och cocktaileffekt29.HEAs klassificeras vanligtvis som FCC-, BCC- och HCP-typer.FCC HEA innehåller typiskt övergångselement som Co, Cr, Fe, Ni och Mn och uppvisar utmärkt duktilitet (även vid låg temperatur25) men låg hållfasthet.BCC HEA är vanligtvis sammansatt av högdensitetselement som W, Mo, Nb, Ta, Ti och V och har mycket hög hållfasthet men låg duktilitet och låg specifik hållfasthet30.
Den mikrostrukturella modifieringen av HEA baserad på bearbetning, termomekanisk bearbetning och tillsats av element har undersökts för att erhålla den bästa kombinationen av mekaniska egenskaper.CoCrFeMnNi FCC HEA utsätts för kraftig plastisk deformation genom högtrycksvridning, vilket leder till en betydande ökning av hårdhet (520 HV) och styrka (1950 MPa), men utvecklingen av en nanokristallin mikrostruktur (~50 nm) gör legeringen spröd31 .Det har visat sig att inkorporeringen av twinning-duktilitet (TWIP) och transformationsinducerad plasticitet (TRIP) i CoCrFeMnNi HEAs ger god arbetshärdbarhet vilket resulterar i hög dragduktilitet, om än på bekostnad av faktiska draghållfasthetsvärden.Nedan (1124 MPa) 32. Bildandet av en skiktad mikrostruktur (bestående av ett tunt deformerat skikt och en odeformerad kärna) i CoCrFeMnNi HEA med hjälp av kulblästring resulterade i en ökning av styrkan, men denna förbättring begränsades till cirka 700 MPa33.I jakten på material med den bästa kombinationen av styrka och duktilitet har utvecklingen av flerfas-HEA och eutektiska HEAs med tillsatser av icke-isoatomiska element också undersökts34,35,36,37,38,39,40,41.Det har faktiskt visat sig att en finare fördelning av hårda och mjuka faser i eutektiska högentropilegeringar kan leda till en relativt bättre kombination av styrka och duktilitet35,38,42,43.
CoCrFeNi-systemet är en allmänt studerad enfas FCC-högentropilegering.Detta system uppvisar snabba arbetshärdande egenskaper44 och utmärkt duktilitet45,46 vid både låga och höga temperaturer.Olika försök har gjorts för att förbättra dess relativt låga hållfasthet (~300 MPa)47,48 inklusive kornförfining25, heterogen mikrostruktur49, utfällning50,51,52 och transformationsinducerad plasticitet (TRIP)53.Kornförfining av gjuten ytcentrerad kubisk HEA CoCrFeNi genom kalldragning under svåra förhållanden ökar styrkan från cirka 300 MPa47,48 till 1,2 GPa25, men minskar förlusten av duktilitet från mer än 60 % till 12,6 %.Tillsatsen av Al till HEA av CoCrFeNi resulterade i bildningen av en heterogen mikrostruktur, vilket ökade dess sträckgräns till 786 MPa och dess relativa förlängning till cirka 22 %49.CoCrFeNi HEA tillsattes med Ti och Al för att bilda fällningar, och bildade därigenom fällningsförstärkning, vilket ökade dess sträckgräns till 645 MPa och töjning till 39 %51.TRIP-mekanismen (ansiktscentrerad kubisk → hexaedrisk martensitisk transformation) och tvillingar ökade draghållfastheten för CoCrFeNi HEA till 841 MPa och töjningen vid brott till 76 %53.
Försök har också gjorts att lägga till keramisk förstärkning till den HEA-ytcentrerade kubiska matrisen för att utveckla kompositer med hög entropi som kan uppvisa en bättre kombination av styrka och duktilitet.Kompositer med hög entropi har bearbetats genom vakuumbågsmältning44, mekanisk legering45,46,47,48,52,53, gnistplasmasintring46,51,52, vakuumvarmpressning45, varmisostatisk pressning47,48 och utveckling av additiv tillverkningsprocess43, 50.Karbider, oxider och nitrider som WC44, 45, 46, Al2O347, SiC48, TiC43, 49, TiN50 och Y2O351 har använts som keramisk förstärkning i utvecklingen av HEA-kompositer.Att välja rätt HEA-matris och keramik är särskilt viktigt när man designar och utvecklar en stark och hållbar HEA-komposit.I detta arbete valdes CoCrFeNi som matrismaterial.Olika mängder SiC tillsattes till CoCrFeNi HEA och deras effekt på mikrostruktur, fassammansättning och mekaniska egenskaper studerades.
Högren metaller Co, Cr, Fe och Ni (99,95 vikt-%) och SiC-pulver (renhet 99%, storlek -400 mesh) i form av elementära partiklar användes som råmaterial för skapandet av HEA-kompositer.Den isoatomiska sammansättningen av CoCrFeNi HEA placerades först i en halvsfärisk vattenkyld kopparform och sedan evakuerades kammaren till 3,10-5 mbar.Argongas med hög renhet införs för att uppnå det vakuum som krävs för bågsmältning med icke förbrukningsbara volframelektroder.De resulterande tackorna vänds upp och ner och smälts om fem gånger för att säkerställa god homogenitet.Högentropikompositer av olika sammansättningar framställdes genom att tillsätta en viss mängd SiC till de resulterande ekviatomiska CoCrFeNi-knapparna, som återhomogeniserades genom femfaldig inversion och omsmältning i varje fall.Den gjutna knappen från den resulterande kompositen skars med EDM för ytterligare testning och karakterisering.Prover för mikrostrukturstudier framställdes enligt metallografiska standardmetoder.Först undersöktes proverna med ett ljusmikroskop (Leica Microscope DM6M) med programvaran Leica Image Analysis (LAS Phase Expert) för kvantitativ fasanalys.Tre bilder tagna i olika områden med en total yta på cirka 27 000 µm2 valdes ut för fasanalys.Ytterligare detaljerade mikrostrukturstudier, inklusive kemisk sammansättningsanalys och elementfördelningsanalys, utfördes på ett svepelektronmikroskop (JEOL JSM-6490LA) utrustat med ett energidispersiv spektroskopi (EDS) analyssystem.Karakteriseringen av kristallstrukturen för HEA-kompositen utfördes med användning av ett röntgendiffraktionssystem (Bruker D2 fasskiftare) med användning av en CuKa-källa med en stegstorlek på 0,04°.Effekten av mikrostrukturella förändringar på de mekaniska egenskaperna hos HEA-kompositer studerades med Vickers mikrohårdhetstester och kompressionstester.För hårdhetstestet appliceras en belastning på 500 N under 15 s med minst 10 fördjupningar per prov.Kompressionstester av HEA-kompositer vid rumstemperatur utfördes på rektangulära prover (7 mm × 3 mm × 3 mm) på en Shimadzu 50KN universell testmaskin (UTM) vid en initial töjningshastighet av 0,001/s.
Kompositer med hög entropi, nedan kallade proverna S-1 till S-6, framställdes genom att tillsätta 3 %, 6 %, 9 %, 12 %, 15 % och 17 % SiC (alla viktprocent) till en CoCrFeNi-matris .respektive.Referensprovet till vilket ingen SiC tillsattes kallas nedan prov S-0.Optiska mikrofotografier av de utvecklade HEA-kompositerna visas i Fig.1, där, på grund av tillsatsen av olika tillsatser, enfasmikrostrukturen av CoCrFeNi HEA omvandlades till en mikrostruktur bestående av många faser med olika morfologi, storlekar och distribution.Mängden SiC i kompositionen.Mängden av varje fas bestämdes från bildanalys med användning av programvaran LAS Phase Expert.Insättningen i figur 1 (övre högra) visar ett exempelområde för denna analys, såväl som ytandelen för varje faskomponent.
Optiska mikrofotografier av de utvecklade högentropikompositerna: (a) C-1, (b) C-2, (c) C-3, (d) C-4, (e) C-5 och (f) C- 6.Insatsen visar ett exempel på kontrastbaserade bildfasanalysresultat med hjälp av programvaran LAS Phase Expert.
Såsom visas i fig.1a, en eutektisk mikrostruktur bildad mellan matrisvolymerna av C-1-kompositen, där mängden av matrisen och den eutektiska fasen uppskattas till 87,9 ± 0,47 % respektive 12,1 % ± 0,51 %.I kompositen (C-2) som visas i Fig. Ib finns inga tecken på en eutektisk reaktion under stelning, och en mikrostruktur som är helt annorlunda än den för C-1-kompositen observeras.Mikrostrukturen hos C-2-kompositen är relativt fin och består av tunna plattor (karbider) jämnt fördelade i matrisfasen (fcc).Volymfraktionerna av matrisen och karbiden uppskattas till 72 ± 1,69 % respektive 28 ± 1,69 %.Förutom matrisen och karbiden hittades en ny fas (silicid) i C-3-kompositen, som visas i fig. 1c, där volymfraktionerna av sådana silicid-, karbid- och matrisfaser uppskattas till cirka 26,5 % ± 0,41 %, 25,9 ± 0,53 respektive 47,6 ± 0,34.En annan ny fas (grafit) observerades också i mikrostrukturen av C-4-kompositen;totalt fyra faser identifierades.Grafitfasen har en distinkt klotform med mörk kontrast i optiska bilder och är endast närvarande i små mängder (uppskattad volymfraktion är endast cirka 0,6 ± 0,30%).I kompositerna C-5 och C-6 identifierades endast tre faser, och den mörka kontrasterande grafitfasen i dessa kompositer uppträder i form av flingor.Jämfört med grafitflingorna i Composite S-5 är grafitflingorna i Composite S-6 bredare, kortare och mer regelbundna.En motsvarande ökning av grafithalten observerades också från 14,9 ± 0,85 % i C-5-kompositen till cirka 17,4 ± 0,55 % i C-6-kompositen.
För att ytterligare undersöka den detaljerade mikrostrukturen och kemiska sammansättningen av varje fas i HEA-kompositen, undersöktes prover med SEM, och EMF-punktanalys och kemisk kartläggning utfördes också.Resultaten för komposit C-1 visas i fig.2, där närvaron av eutektiska blandningar som separerar regionerna i huvudmatrisfasen tydligt ses.Den kemiska kartan av komposit C-1 visas i Fig. 2c, där det kan ses att Co, Fe, Ni och Si är likformigt fördelade i matrisfasen.En liten mängd Cr hittades dock i matrisfasen jämfört med andra element i bas-HEA, vilket tyder på att Cr diffunderade ut ur matrisen.Sammansättningen av den vita eutektiska fasen i SEM-bilden är rik på krom och kol, vilket indikerar att det är kromkarbid.Frånvaron av diskreta SiC-partiklar i mikrostrukturen, i kombination med den observerade låga halten av krom i matrisen och närvaron av eutektiska blandningar som innehåller kromrika faser, indikerar fullständig nedbrytning av SiC under smältning.Som ett resultat av nedbrytningen av SiC löses kisel i matrisfasen och fritt kol interagerar med krom för att bilda kromkarbider.Som kan ses bestämdes endast kol kvalitativt med EMF-metoden, och fasbildningen bekräftades genom identifieringen av karakteristiska karbidtoppar i röntgendiffraktionsmönstren.
(a) SEM-bild av prov S-1, (b) förstorad bild, (c) elementkarta, (d) EMF-resultat på angivna platser.
Analysen av komposit C-2 visas i fig.3. Liknande utseendet i optisk mikroskopi visade SEM-undersökning en fin struktur bestående av endast två faser, med närvaron av en tunn lamellär fas jämnt fördelad genom strukturen.matrisfas, och det finns ingen eutektisk fas.Elementfördelningen och EMF-punktanalysen av den lamellära fasen avslöjade en relativt hög halt av Cr (gul) och C (grön) i denna fas, vilket återigen indikerar nedbrytningen av SiC under smältning och interaktionen av det frigjorda kolet med kromeffekten .VEA-matrisen bildar en lamellär karbidfas.Fördelningen av grundämnen och punktanalys av matrisfasen visade att det mesta av kobolt, järn, nickel och kisel finns i matrisfasen.
(a) SEM-bild av prov S-2, (b) förstorad bild, (c) elementkarta, (d) EMF-resultat på angivna platser.
SEM-studier av C-3-kompositer avslöjade närvaron av nya faser utöver karbid- och matrisfaserna.Elementarkartan (fig. 4c) och EMF-punktanalys (fig. 4d) visar att den nya fasen är rik på nickel, kobolt och kisel.
(a) SEM-bild av prov S-3, (b) förstorad bild, (c) elementkarta, (d) EMF-resultat på angivna platser.
Resultaten av SEM- och EMF-analysen av C-4-kompositen visas i fig. 1-1.5. Förutom de tre faserna som observerades i komposit C-3, påträffades även närvaron av grafitknölar.Volymfraktionen av den kiselrika fasen är också högre än den för C-3-kompositen.
(a) SEM-bild av prov S-4, (b) förstorad bild, (c) elementkarta, (d) EMF-resultat på angivna platser.
Resultaten av SEM- och EMF-spektra för kompositerna S-5 och S-6 visas i figurerna 1 och 2, 6 respektive 7.Förutom ett litet antal sfärer observerades även närvaron av grafitflingor.Både antalet grafitflingor och volymfraktionen av den kiselhaltiga fasen i C-6-kompositen är större än i C-5-kompositen.
(a) SEM-bild av prov C-5, (b) förstorad vy, (c) elementkarta, (d) EMF-resultat på angivna platser.
(a) SEM-bild av prov S-6, (b) förstorad bild, (c) elementkarta, (d) EMF-resultat på angivna platser.
Kristallstrukturkarakterisering av HEA-kompositer utfördes också med hjälp av XRD-mätningar.Resultatet visas i figur 8. I diffraktionsmönstret för basen WEA (S-0) är endast de toppar som motsvarar fcc-fasen synliga.Röntgendiffraktionsmönster för kompositerna C-1, C-2 och C-3 avslöjade närvaron av ytterligare toppar motsvarande kromkarbid (Cr7C3), och deras intensitet var lägre för proverna C-3 och C-4, vilket indikerade det också med data EMF för dessa prover.Toppar motsvarande Co/Ni-silicider observerades för proverna S-3 och S-4, återigen i överensstämmelse med EDS-karteringsresultaten som visas i figurerna 2 och 3. Såsom visas i figur 3 och figur 4, observerades 5- och S-6-toppar motsvarande grafit.
Både mikrostrukturella och kristallografiska egenskaper hos de utvecklade kompositerna indikerade nedbrytning av den tillsatta SiC.Detta beror på närvaron av krom i VEA-matrisen.Krom har en mycket stark affinitet för kol 54,55 och reagerar med fritt kol för att bilda karbider, vilket indikeras av den observerade minskningen av kromhalten i matrisen.Si passerar in i fcc-fasen på grund av dissociationen av SiC56.Således ledde en ökning av tillsatsen av SiC till bas-HEA till en ökning av mängden karbidfas och mängden fritt Si i mikrostrukturen.Det har visat sig att detta ytterligare Si avsätts i matrisen vid låga koncentrationer (i kompositerna S-1 och S-2), medan det vid högre koncentrationer (kompositerna S-3 till S-6) resulterar i ytterligare koboltavsättning/.nickelsilicid.Standardentalpin för bildning av Co- och Ni-silicider, erhållen genom direkt syntes av högtemperaturkalorimetri, är -37,9 ± 2,0, -49,3 ± 1,3, -34,9 ± 1,1 kJ mol-1 för Co2Si, CoSi respektive CoSi2, medan dessa värdena är – 50,6 ± 1,7 och – 45,1 ± 1,4 kJ mol-157 för Ni2Si respektive Ni5Si2.Dessa värden är lägre än värmen för bildning av SiC, vilket indikerar att dissociationen av SiC som leder till bildandet av Co/Ni-silicider är energetiskt gynnsam.I både S-5 och S-6 kompositer fanns ytterligare fritt kisel närvarande, som absorberades bortom bildningen av silicid.Detta fria kisel har visat sig bidra till den grafitisering som observeras i konventionella stål58.
De mekaniska egenskaperna hos de utvecklade keramiskt förstärkta kompositerna baserade på HEA undersöks genom kompressionstester och hårdhetstester.Spännings-töjningskurvorna för de utvecklade kompositerna visas i Fig.9a, och i fig. 9b visar ett spridningsdiagram mellan specifik sträckgräns, sträckgräns, hårdhet och töjning av de utvecklade kompositerna.
(a) Trycktöjningskurvor och (b) spridningsdiagram som visar specifik sträckgräns, sträckgräns, hårdhet och töjning.Observera att endast proverna S-0 till S-4 visas, eftersom proverna S-5 och S-6 innehåller betydande gjutningsdefekter.
Såsom framgår av fig.9 ökade sträckgränsen från 136 MPa för basen VES (C-0) till 2522 MPa för C-4-kompositen.Jämfört med den grundläggande WPP uppvisade S-2-kompositen en mycket god brottöjning på cirka 37 % och visade även betydligt högre sträckgränsvärden (1200 MPa).Den utmärkta kombinationen av styrka och duktilitet hos denna komposit beror på förbättringen av den övergripande mikrostrukturen, inklusive den enhetliga fördelningen av fina karbidlameller genom hela mikrostrukturen, vilket förväntas hämma dislokationsrörelse.Sträckgränserna för C-3- och C-4-kompositer är 1925 MPa respektive 2522 MPa.Dessa höga sträckgränser kan förklaras av den höga volymandelen av hårdmetall- och silicidfaser.Närvaron av dessa faser resulterade emellertid också i en brottförlängning på endast 7 %.Spännings-töjningskurvorna för baskompositerna CoCrFeNi HEA (S-0) och S-1 är konvexa, vilket indikerar aktivering av tvillingeffekten eller TRIP59,60.Jämfört med prov S-1 har spännings-töjningskurvan för prov S-2 en konkav form vid en töjning på cirka 10,20 %, vilket betyder att den normala dislokationsglidningen är provets huvudsakliga deformationsmod i detta deformerade tillstånd60,61 .Härdningshastigheten i detta prov förblir dock hög över ett stort töjningsintervall, och vid högre töjningar är också en övergång till konvexitet synlig (även om det inte kan uteslutas att detta beror på fel i smorda trycklaster).).Kompositerna C-3 och C-4 har endast begränsad plasticitet på grund av närvaron av högre volymfraktioner av karbider och silicider i mikrostrukturen.Kompressionstester av prover av kompositerna C-5 och C-6 utfördes inte på grund av signifikanta gjutdefekter på dessa kompositprover (se fig. 10).
Stereomikrografier av gjutdefekter (indikerade med röda pilar) i prover av kompositerna C-5 och C-6.
Resultaten av att mäta hårdheten hos VEA-kompositer visas i Fig.9b.Basen WEA har en hårdhet på 130±5 HV, och proverna S-1, S-2, S-3 och S-4 har hårdhetsvärden på 250±10 HV, 275±10 HV, 570±20 HV och 755±20 HV.Hårdhetsökningen överensstämde väl med förändringen i sträckgräns som erhölls från kompressionstester och var associerad med en ökning av mängden fasta ämnen i kompositen.Den beräknade specifika sträckgränsen baserad på målsammansättningen för varje prov visas också i fig.9b.I allmänhet observeras den bästa kombinationen av sträckgräns (1200 MPa), hårdhet (275 ± 10 HV) och relativ töjning till brott (~37 %) för komposit C-2.
Jämförelse av sträckgränsen och den relativa töjningen av den utvecklade kompositen med material av olika klasser visas i fig. 11a.Kompositer baserade på CoCrFeNi i denna studie visade hög töjning vid varje given spänningsnivå62.Det kan också ses att egenskaperna hos de HEA-kompositer som utvecklats i denna studie ligger i den tidigare obemannade regionen av plotten av sträckgräns mot töjning.Dessutom har de utvecklade kompositerna ett brett utbud av kombinationer av hållfasthet (277 MPa, 1200 MPa, 1925 MPa och 2522 MPa) och töjning (>60%, 37%, 7,3% och 6,19%).Sträckgränsen är också en viktig faktor vid valet av material för avancerade tekniska tillämpningar63,64.I detta avseende uppvisar HEA-kompositerna enligt föreliggande uppfinning en utmärkt kombination av sträckgräns och töjning.Detta beror på att tillsatsen av SiC med låg densitet resulterar i kompositer med hög specifik sträckgräns.Den specifika sträckgränsen och töjningen för HEA-kompositer ligger i samma intervall som HEA FCC och eldfast HEA, som visas i Fig. 11b.Hårdheten och sträckgränsen för de utvecklade kompositerna är i samma intervall som för massiva metallglas65 (Fig. 11c).Massiva metallglas (BMS) kännetecknas av hög hårdhet och sträckgräns, men deras töjning är begränsad66,67.Hårdheten och sträckgränsen för några av de HEA-kompositer som utvecklats i denna studie visade emellertid också betydande töjning.Därmed kom man fram till att de kompositer som utvecklats av VEA har en unik och eftertraktad kombination av mekaniska egenskaper för olika strukturella applikationer.Denna unika kombination av mekaniska egenskaper kan förklaras av den enhetliga spridningen av hårda karbider som bildas in situ i FCC HEA-matrisen.Men som en del av målet att uppnå en bättre kombination av styrka måste mikrostrukturella förändringar till följd av tillägg av keramiska faser noggrant studeras och kontrolleras för att undvika gjutdefekter, såsom de som finns i S-5 och S-6 kompositer, och duktilitet.kön.
Resultaten av denna studie jämfördes med olika konstruktionsmaterial och HEA:er: (a) töjning mot sträckgräns62, (b) specifik sträckgräns mot duktilitet63 och (c) sträckgräns mot hårdhet65.
Mikrostrukturen och de mekaniska egenskaperna hos en serie HEA-keramiska kompositer baserade på HEA CoCrFeNi-systemet med tillsats av SiC har studerats och följande slutsatser har dragits:
Högentropilegeringskompositer kan framgångsrikt utvecklas genom att tillsätta SiC till CoCrFeNi HEA med hjälp av bågsmältningsmetoden.
SiC sönderdelas under ljusbågsmältning, vilket leder till bildning in situ av karbid-, silicid- och grafitfaser, vars närvaro och volymfraktion beror på mängden SiC som tillsätts till bas-HEA.
HEA-kompositer uppvisar många utmärkta mekaniska egenskaper, med egenskaper som faller inom tidigare obemannade områden på flytgränsen kontra töjningsdiagrammet.Sträckgränsen för HEA-kompositen gjord med 6 viktprocent SiC var mer än åtta gånger högre än bas-HEA samtidigt som den bibehöll 37 % duktilitet.
Hårdheten och sträckgränsen för HEA-kompositer ligger inom intervallet för bulkmetallglas (BMG).
Resultaten tyder på att högentropilegeringskompositer representerar ett lovande tillvägagångssätt för att uppnå en utmärkt kombination av metallmekaniska egenskaper för avancerade strukturella tillämpningar.
Posttid: 2023-jul-12