Evolución microestructural y caracterización mecánica de un WC.

Scientific Reports volumen 12, número de artículo: 9822 (2022) Citar este artículo

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Las aleaciones de alta entropía (HEA) son una clase de material relativamente nueva que ha demostrado tener potencial para exhibir excelentes combinaciones de propiedades mecánicas. Se han explorado varias modificaciones microestructurales para mejorar aún más sus propiedades mecánicas para su uso en aplicaciones estructurales exigentes. El objetivo principal del presente trabajo es una investigación del efecto de agregar cantidades variables de material cerámico duro (WC) a una matriz resistente de HEA (CoCrFeNi) mediante fusión por arco bajo una atmósfera de argón, incluidos los cambios microestructurales y la evaluación de las adiciones de WC. sobre propiedades mecánicas. El análisis de difracción de rayos X de los compuestos HEA-WC mostró la presencia de fases tanto de fcc como de carburo. Las investigaciones con microscopio electrónico de barrido, incluida la espectroscopia de dispersión de energía, revelan que el cromo se difunde desde la matriz e interactúa con el WC para formar una fase de carburo aleado. Se encontró que la cantidad de carburo aleado aumentaba al aumentar la cantidad de adición de WC a la matriz de HEA. La caracterización mecánica reveló que la dureza y el límite elástico de los compuestos HEA-WC aumentan al aumentar la cantidad de fase de carburo en la matriz. Se encontró que la dureza de la muestra de HEA-20% en peso de WC era tan alta como 3,3 veces (593 HV) la dureza del HEA base (180 HV), mientras que el límite elástico aumentó de 278 MPa para el HEA base a 1098 MPa para el compuesto de WC CoCrFeNi-20% en peso. Los compuestos investigados también mostraron excelentes valores de ductilidad (~ 50% de deformación para CoCrFeNi-10% en peso de WC y ~ 20% de deformación para CoCrFeNi-20% en peso de WC). Por lo tanto, se cree que los compuestos de matriz de alta entropía reforzados con cerámica tienen el potencial de proporcionar combinaciones excepcionales de propiedades mecánicas para aplicaciones estructurales exigentes.

La resistencia y la tenacidad son las dos propiedades clave necesarias en los materiales estructurales para resistir con seguridad cargas elevadas. Sin embargo, en muchos materiales los aumentos de resistencia van inevitablemente acompañados de cierto sacrificio de ductilidad, con la correspondiente pérdida de tenacidad. Se ha informado que el refinamiento del grano del metal Ni de grano grueso a nanoescala, por ejemplo, conduce a un aumento en el límite elástico de solo 53 MPa a 1,3 GPa, pero a costa de una severa disminución de la ductilidad (a < 5%). 1. Se han realizado varios intentos diferentes para superar este equilibrio entre resistencia y ductilidad. Algunos enfoques notables que se han probado a este respecto incluyen el desarrollo de nanoestructuras heterogéneas2 o microestructuras jerárquicas3,4, el uso de fortalecimiento por nanoprecipitación5, austemperado6 y esferoidización7, así como el diseño de aleaciones para fomentar la plasticidad inducida por transformación (TRIP)8 o el hermanamiento. plasticidad inducida (TWIP)9,10. Sin embargo, la relación entre resistencia y ductilidad sigue siendo una cuestión pendiente y cada vez parece más que las propiedades mecánicas de las aleaciones convencionales se están acercando a sus límites de capacidad.

Las aleaciones de alta entropía (HEA) forman una clase de material relativamente nueva que se basa en la presencia simultánea de cuatro, cinco o más elementos en cantidades iguales11,12. Los HEA se caracterizan por la presencia de cuatro efectos característicos, a saber, entropía configuracional, distorsión severa de la red, difusión lenta y efecto cóctel11,13,14. Se considera que estos efectos son responsables de mejores combinaciones de propiedades en comparación con las aleaciones convencionales, incluida una excelente estabilidad térmica, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga, así como un alargamiento superplástico y mejores propiedades mecánicas incluso a temperaturas criogénicas12,15,16,17. 18,19,20,21,22,23,24,25,26. Los HEA también han demostrado el potencial de exhibir combinaciones mejoradas de resistencia y ductilidad. Se puede lograr una excelente ductilidad en los HEA fcc, aunque con resistencia limitada, mientras que se ha informado de alta resistencia pero ductilidad limitada para los HEA bcc. Por lo tanto, se han llevado a cabo diferentes intentos para mejorar aún más las combinaciones de resistencia y ductilidad en los HEA mediante el diseño de HEA que contienen fases de solución sólida tanto de fcc como de bcc, donde ya se han logrado algunos resultados prometedores27,28,29. También se ha explorado el desarrollo de HEA reforzados con soluciones sólidas intersticiales. Se ha informado que la adición de átomos de nitrógeno30, oxígeno31 y carbono32,33 a una matriz de HEA mejora la resistencia, pero a expensas de una ductilidad limitada. También se han desarrollado HEA que utilizan el efecto TRIP en la búsqueda de mejores combinaciones de propiedades mecánicas8,34,35. En algunos casos se ha informado que la transformación de fases metaestables bajo tensión mejora la capacidad de resistir la fractura; sin embargo, en la actualidad sólo unos pocos sistemas han demostrado que muestran buenos resultados a este respecto8,34. También se demostró que el desarrollo de una capa delgada deformada y un núcleo no deformado, conectados por una microestructura jerárquica de gradiente36 en un HEA mejora la ductilidad, pero con solo un pequeño aumento correspondiente en la resistencia. Además, también se han desarrollado HEA eutécticos, que consisten en laminillas finas de fases dura y blanda37,38, empleando diferentes estrategias de diseño de aleaciones. El uso de tales microestructuras eutécticas en HEA ha mostrado resultados prometedores. Sin embargo, el diseño y control de microestructuras eutécticas en HEA es una tarea extremadamente difícil debido a la presencia simultánea de múltiples elementos.

Recientemente también ha surgido la idea de reforzar una matriz de HEA con una fase cerámica para obtener mejores combinaciones de propiedades mecánicas. El desarrollo de dichos compuestos de HEA se ha intentado tanto mediante adiciones ex situ de partículas cerámicas discretas como también mediante la formación in situ de fases cerámicas en una matriz de HEA39. El objetivo principal en el caso de los compuestos HEA basados en una matriz de FCC es mejorar el rendimiento y la resistencia a la tracción sin comprometer la ductilidad, basándose en la idea de que una matriz de FCC puede proporcionar una buena tenacidad mientras que la fase cerámica contribuye a una alta resistencia. En un estudio reciente, se reforzó un CoCrFeMnNi fcc HEA con partículas de TiC y TiN, lo que resultó en una mejora significativa en las propiedades mecánicas40,41,42. De manera similar, también se ha explorado la formación in situ de TiC en el sistema (CoCrFeNi)AlxCuy HEA43. La mejora de la plasticidad y la tenacidad a la fractura de los HEA bcc también puede ayudar a lograr el objetivo de obtener mejores combinaciones de resistencia y ductilidad. Por ejemplo, la adición de TiC y TaC al Mo0.5NbHf0.5ZrTi bcc HEA44,45 dio como resultado el desarrollo de una microestructura eutéctica y la presencia de precipitados de carburo metálico, y la fase bcc en la microestructura ayudó a obtener una alta resistencia combinada con una buena ductilidad.

En el presente estudio nos centramos en el desarrollo de compuestos HEA reforzados con cerámica con una matriz de fcc como parte de una búsqueda más amplia de materiales con combinaciones mejoradas de resistencia y ductilidad. Se seleccionó como material de matriz para el estudio el sistema CoCrFeNi, uno de los HEA de fcc más estudiados. Para la fase cerámica se elige WC debido a su relativamente buena tenacidad y su uso generalizado como material cerámico de alta densidad en aplicaciones exigentes. Utilizando estos materiales de partida, se prepararon compuestos de CoCrFeNi-WC mediante un proceso de fusión por arco. Se estudió la evolución de la microestructura y la estructura cristalina en función de la fracción de peso de WC, junto con una investigación de las propiedades mecánicas de los compuestos cerámicos HEA.

Como materias primas se utilizaron polvos elementales de alta pureza de cobalto, cromo, hierro y níquel, junto con polvo cerámico de carburo de tungsteno (WC) (pureza > 99,95%). Se mezclaron polvos metálicos con diferentes adiciones de polvo de WC (0, 5, 10 o 20% en peso) en un mortero de ágata, seguido de fusión por arco bajo una atmósfera de argón de alta pureza para producir botones compuestos HEA de 20 g de peso. Cada composición se volvió a fundir cinco veces y las muestras se voltearon después de cada fusión para garantizar la homogeneidad química. Las mediciones tomadas antes y después de la fusión mostraron una diferencia de peso inferior al 0,5%. El corte de los botones compuestos HEA para la caracterización de las propiedades mecánicas, así como para la investigación de la composición de fases, la microestructura y el análisis químico, se llevó a cabo mediante corte de alambre por descarga eléctrica. Las muestras para la evaluación microestructural se prepararon cuidadosamente utilizando procedimientos de preparación metalográfica estándar y luego se grabaron con agua regia. La microestructura se examinó utilizando un microscopio óptico (OPTIKA-600) y un microscopio electrónico de barrido (SEM; JEOL JSM-6490LA y VEGA-3), equipado con un sistema de espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS) Bruker. La caracterización de la estructura cristalina de los compuestos se llevó a cabo utilizando un sistema de difracción de rayos X (XRD), operado con una fuente de CuKα en un tamaño de paso de 0,04°. Las mediciones de microdureza Vickers se realizaron en superficies transversales pulidas utilizando un penetrador piramidal de diamante Vickers de 136°. La dureza Vickers (HV0,3) se midió con una fuerza de 300 N utilizando un tiempo de permanencia de 15 s. La prueba de compresión a temperatura ambiente se realizó utilizando una máquina de prueba universal SHIMADZU con pruebas realizadas a una velocidad de deformación inicial de 1 × 10–3 s-1.

Este estudio fue financiado por la Comisión de Educación Superior de Pakistán (Proyecto HEC-NRPU # 6019).

Se caracterizó una muestra de matriz de HEA sin adición de WC antes de la investigación de los compuestos cerámicos de HEA para proporcionar un material de referencia. En la Fig. 1a se muestra un ejemplo de micrografía SEM del CoCrFeNi HEA fundido, junto con el análisis EDS adjunto en ubicaciones seleccionadas en la Fig. 1b. La similitud de los resultados de EDS en diferentes ubicaciones confirma la homogeneidad química del HEA monofásico. El patrón XRD de la base CoCrFeNi HEA, que se muestra en la figura 1c, también confirma que la aleación base era una solución sólida de fcc monofásica, lo que concuerda con las observaciones microestructurales de SEM.

Caracterización de la base CoCrFeNi HEA: (a) micrografía SEM, (b) análisis EDS de las tres regiones etiquetadas en (a) y (c) patrón XRD que muestra la composición de la fase única de fcc.

Los patrones XRD de compuestos HEA preparados mediante fusión por arco en una atmósfera de argón utilizando 5, 10 y 20% en peso de WC se muestran en la Fig. 2, donde los datos para el HEA monofásico en el mismo rango 2θ también se reproducen como referencia. Los datos de XRD muestran claramente la presencia de picos correspondientes a la fase fcc, así como a una fase de carburo aleado. No se observaron picos correspondientes a la presencia de WC puro. La afinidad química del cromo por el carbono es mucho mayor que la afinidad del W por el carbono (las energías libres de Gibbs de Cr23C6, Cr7C3 y Cr3C2 son − 343,9 kJ/mol, − 144,4 kJ/mol, − 72,3 kJ/mol, respectivamente46). Por lo tanto, se supone que la interacción química del WC y el cromo tiene lugar durante la fusión, lo que da como resultado la desintegración del WC y la formación de carburos de cromo. Se llevaron a cabo microscopía electrónica de barrido y análisis EDS para investigar más a fondo esta hipótesis y evaluar el efecto de las adiciones de WC en la microestructura de la fase CoCrFeNi HEA. En la Fig. 3 se muestran ejemplos de imágenes SEM de compuestos de alta entropía con contenidos iniciales de WC de 5, 10 y 20% en peso.

Patrones de difracción de rayos X de los compuestos de CoCrFeNi-WC junto con datos del CoCrFeNi HEA monofásico.

Ejemplos de micrografías electrónicas de barrido de muestras compuestas preparadas a partir de (a) CoCrFeNi-5% en peso de WC (b) CoCrFeNi-10% en peso de WC (c) CoCrFeNi-20% en peso de WC. Se puede observar una microestructura eutéctica que consiste en una fase de carburo aleado (blanca) y una fase de matriz (gris), con un aumento obvio en la fracción de volumen de la fase eutéctica al aumentar la adición de WC.

Las observaciones SEM revelaron la presencia de una microestructura de dos fases, que se ve en las micrografías de la Fig. 3 como una fase de matriz gris y una fase de carburo de aleación más clara (denominada en lo sucesivo blanca, aunque dependiendo de las condiciones del SEM, esto también puede aparecer como gris claro). ). La presencia de una microestructura eutéctica (que consta de una fase gris oscura y una fase blanca) también se observa en los límites de los granos en la aleación HEA-5% en peso de WC (Fig. 3a). Se encontró que la cantidad de fase eutéctica aumentaba al aumentar la cantidad de adición de WC.

En las figuras 4a, b se muestran ejemplos de composiciones químicas de la matriz y las regiones de carburo en la aleación CoCrFeNi-20% en peso de WC, determinadas a partir de mediciones de EDS. El análisis EDS de la matriz (tipificado por la posición A en la Fig. 4a) reveló concentraciones más o menos equiatómicas de Co, Fe y Ni, con una disminución significativa en la cantidad de cromo en comparación con la aleación de referencia (sin adición de WC). También se encontró una pequeña cantidad de W en la matriz. El análisis químico de la fase con contraste blanco (p. ej., posición B en la Fig. 4a) mostró cantidades relativamente altas de Cr y W, consistentes con la difusión de cromo de la matriz y la interacción química con WC. Esta fase blanca se identificó como un carburo aleado, sobre la base de que la intensidad relativa de los picos correspondientes a una fase de carburo aleado en los patrones XRD también aumentó al aumentar la cantidad de adición de WC en el compuesto cerámico HEA.

(a) Imagen SEM y (b) análisis EDS del compuesto de WC CoCrFeNi-20% en peso.

Con base en estas observaciones, se cree que durante la fusión tiene lugar la interacción entre el WC y los componentes de HEA, especialmente el Cr, lo que lleva a la formación de una fase de carburo aleado. Como resultado, el W se disuelve parcialmente en la matriz y parcialmente en la fase de carburo. Una comparación de las imágenes SEM que se muestran en la Fig. 3 también revela que la adición de WC conduce a un refinamiento del tamaño de grano, tanto en el caso del compuesto con 5% en peso de WC como también para los compuestos con mayor% en peso, como resultado de la formación. de las fases eutéctica y de carburo de aleación. La fracción de volumen de la fase de carburo de aleación aumenta al aumentar la cantidad de adición de WC, con una disminución correspondiente en el tamaño del grano. Un ligero desplazamiento de los picos de fcc en los compuestos HEA-WC hacia la izquierda para el 5% en peso de WC y el 10% en peso de WC. aleaciones (en comparación con la base HEA), a pesar de la difusión del cromo hacia el exterior, se explica por el hecho de que el W, con un tamaño atómico grande, se disuelve en la matriz. Para la aleación de WC al 20% en peso se forma una gran cantidad de fase de carburo. Como resultado, el efecto sobre el parámetro de red de la difusión hacia afuera del cromo desde la matriz de fcc domina sobre el de la adición de W a la matriz, lo que resulta en un ligero desplazamiento del pico de fcc hacia la derecha.

El efecto de los cambios microestructurales antes mencionados sobre las propiedades mecánicas de los compuestos HEA se evaluó mediante pruebas de dureza y compresión. Los resultados de las mediciones de dureza se muestran en la Fig. 5a. Se encontró que la dureza de la base HEA era 180 HV, aumentando linealmente al aumentar la cantidad de adición de WC. Se encontró que la dureza de la muestra de HEA-20% en peso de WC era tan alta como 3,3 veces (593 HV) la dureza de la HEA base. El aumento en la dureza se atribuyó tanto a la distorsión de la red resultante de la difusión de W en la matriz, como al aumento en la cantidad de fase de carburo de aleación. El límite elástico y la ductilidad de los compuestos HEA-WC se evaluaron mediante pruebas de compresión. Las curvas de ingeniería de tensión-deformación de los compuestos HEA se muestran en la Fig. 5b, mientras que la variación del límite elástico (definido como la tensión de prueba del 0,2%) en función de la cantidad de WC agregado en la aleación maestra se muestra en la Fig. 5c.

Propiedades mecánicas de los compuestos HEA-WC: (a) variación de la dureza en función de la cantidad de WC añadida (fracción de carga); (b) curvas de tensión-deformación de compresión; y (c) variación del límite elástico (límite elástico del 0,2%) en función de la cantidad de WC añadido.

Las curvas de prueba de compresión para los compuestos CoCrFeNi HEA y CoCrFeNi-5% en peso WC muestran una apariencia cóncava, mientras que las curvas de compresión de los compuestos CoCrFeNi-10% en peso WC y CoCrFeNi-20% en peso WC exhiben una forma convexa. Una tensión-deformación con apariencia cóncava es típicamente característica de la activación de los efectos de hermanamiento o TRIP, mientras que la deformación dominada por el deslizamiento de la dislocación resulta típicamente en un perfil convexo47,48. Por lo tanto, las observaciones sugieren un cambio en el modo de deformación a medida que la cantidad de WC añadido en la HEA base (aleación maestra) aumenta al 10% y más. La variación del límite elástico en función de la cantidad de WC en el compuesto HEA se muestra en la Fig. 5c. El límite elástico aumenta de 278 MPa para el HEA base a 1098 MPa para el compuesto CoCrFeNi-20% en peso de WC, lo que refleja el aumento observado en las mediciones de dureza. Además del aumento significativo en el límite elástico observado, se encontró que los compuestos también conservaban excelentes valores de ductilidad. En particular, los HEA con una adición de 10% en peso de WC y 20% en peso de WC mostraron un buen alargamiento antes de la fractura, alcanzando valores de aproximadamente ~ 50% y ~ 20% de deformación, respectivamente, junto con altos valores de resistencia a la compresión. Un aumento en la resistencia resultante de las adiciones de WC sin una disminución significativa en la ductilidad se atribuyó a tres aspectos diferentes de los cambios microestructurales en los compuestos HEA: (1) refinamiento del tamaño de grano, (2) fortalecimiento de la dispersión y (3) la presencia de un Microestructura eutéctica fina que consta de fases duras (carburos) y blandas (fcc).

El refinamiento del tamaño de grano se atribuye a la promoción de la nucleación heterogénea durante la solidificación por los carburos de cromo, formados como resultado de la desintegración del WC y la interacción del C liberado con el Cr en la matriz de HEA. Se sabe que un tamaño de grano fino ayuda con la homogeneización del deslizamiento, promueve la ductilidad y también conduce directamente al fortalecimiento a través de la relación Hall-Petch. El endurecimiento por trabajo mejorado en la aleación debido a la macla también extiende la etapa de estrechamiento, mejorando así la ductilidad29. Se espera que las partículas de carburo aleado también estén presentes en forma de partículas finas dispersas en la fase de matriz. Se puede esperar que la presencia de carburos tan finos conduzca a un aumento en la capacidad de endurecimiento por trabajo a través de interacciones dislocación-partícula, así como a la promoción de la homogeneidad del deslizamiento dentro de cada grano. Esto último da como resultado una acumulación retardada de tensiones por acumulación de dislocaciones en los carburos de límite de grano grueso, lo que contribuye también a mejorar el equilibrio de resistencia y ductilidad en los compuestos. De manera similar, se puede esperar que la presencia de una distribución de mesoescala de los carburos de aleación más grandes (como se ve en las Figs. 3 y 4) promueva un aumento durante la deformación en la densidad de dislocaciones geométricamente necesarias en regiones de la matriz de HEA adyacentes a los carburos de aleación más duros. . También se ha informado anteriormente que una diferencia tanto en los coeficientes de expansión térmica como en los módulos elásticos entre la matriz de HEA y los carburos precipitados mejora las propiedades del compuesto40,49.

El desarrollo de una microestructura eutéctica de escala fina, que consta de una fase dura (carburo) y una fase FCC más blanda, también contribuye directamente a una mejora de la resistencia. Además, la distribución a escala micrométrica de esta fase eutéctica, en particular en la muestra compuesta de 10% WC, da como resultado una microestructura jerárquica dura/blanda, beneficiando tanto la resistencia como la plasticidad de los compuestos HEA-WC. Cabe señalar también que la presencia de la fase eutéctica también puede ayudar a reducir los problemas de moldeabilidad, al reducir la posibilidad de segregación nociva.

Los resultados del presente estudio muestran que los compuestos de matriz de alta entropía reforzados con cerámica pueden ayudar a lograr el objetivo de lograr aleaciones con combinaciones mejoradas de resistencia y ductilidad. Sin embargo, a este respecto es muy importante la elección del refuerzo cerámico para una determinada matriz de HEA y el correspondiente proceso de procesamiento. Entre los elementos presentes en la matriz de CoCrFeNi, el cromo tiene la mayor afinidad por la formación de carburos y, por lo tanto, produce la desintegración del WC debido a la entalpía negativa para la formación de carburos de Cr46,50. En un estudio anterior, la misma matriz de HEA se reforzó con WC mediante sinterización por plasma de chispa de polvo de HEA/WC aleado mecánicamente. En ese trabajo se encontró la presencia de cuatro fases diferentes, a saber, una fase matriz fcc, WC, carburos tipo M23C6 y carburos tipo M7C350. La resistencia de los compuestos sinterizados era alta, pero el compuesto adolecía de baja ductilidad, como resultado de la formación de diversos carburos. Esto se atribuyó a la presencia de un agente de control del proceso, así como a otra contaminación durante la aleación mecánica. En otro estudio, el sistema CoCrFeNi HEA se reforzó con WC y se aplicó como recubrimiento sobre un sustrato de acero mediante sinterización por presión en caliente al vacío, con el objetivo de mejorar las propiedades superficiales del acero. La microestructura resultante contenía algo de WC y otros carburos, todos los cuales estaban distribuidos uniformemente en la fase fcc51, y se encontró una mejora tanto en la dureza como en la resistencia al desgaste. En conjunto con el presente estudio, estos resultados indican que la misma combinación de fase de refuerzo cerámico y sistema HEA puede conducir a la formación de diferentes tipos de microestructura dependiendo de la ruta de procesamiento aplicada, lo que resulta en una modificación de las propiedades mecánicas en diferente medida. en cada caso.

Se han preparado con éxito compuestos de matriz HEA reforzados con cerámica añadiendo WC a una matriz de CoCrFeNi mediante una ruta de fusión por arco.

El análisis químico y el análisis de la estructura cristalina revelan la interacción del WC con los componentes de HEA. Específicamente, el cromo se combina con el WC descompuesto para formar una fase de carburo aleado en la matriz de fcc HEA.

Las investigaciones microestructurales revelan la presencia de carburos aleados tanto en los límites de grano como como parte de una fase eutéctica. Se encontró que la cantidad de fase de carburo aleado aumenta al aumentar la cantidad de adición de WC en el compuesto HEA.

La caracterización mecánica revela que la dureza y el límite elástico de los compuestos HEA aumentan al aumentar la cantidad de fase de carburo en la matriz. Se encontró que la dureza de la muestra compuesta HEA-20% en peso de WC (593 HV) era tan alta como 3,3 veces la del HEA base (180 HV), mientras que el límite elástico aumentó de 278 MPa para el HEA base a 1098 MPa. para el compuesto de WC CoCrFeNi-20% en peso.

Los compuestos HEA conservan una excelente ductilidad hasta la falla (~ 50 % de deformación para CoCrFeNi-10 % en peso de WC y ~ 20 % de deformación para CoCrFeNi-20 % en peso de WC). Por lo tanto, se cree que el desarrollo de compuestos HEA puede ayudar a lograr aleaciones con combinaciones mejoradas de resistencia, ductilidad y tenacidad.

Los datos utilizados para respaldar los hallazgos de este estudio se incluyen en el artículo.

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Syed Waqas Hussain, M. Adil Mehmood y Khurram Yaqoob

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M. Ramzan Abdul Karim

Laboratorio de Materiales Avanzados (MoE), Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad de Tsinghua, Beijing, 100084, China

Andy Godfrey

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SWH y MAM realizaron trabajos experimentales y escribieron el manuscrito principal. MRAK y AG proporcionaron materias primas y ayudaron a explicar la respuesta mecánica de los compuestos desarrollados. KY imaginó el tema, supervisó el trabajo experimental y finalizó el borrador de la tesis.

Correspondencia a Khurram Yaqoob.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Hussain, SW, Mehmood, MA, Karim, MRA et al. Evolución microestructural y caracterización mecánica de un compuesto de matriz de CoCrFeNi HEA reforzado con WC. Informe científico 12, 9822 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-13649-5

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Recibido: 18 de noviembre de 2021

Aceptado: 15 de abril de 2022

Publicado: 14 de junio de 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-13649-5

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Evolución microestructural y caracterización mecánica de un WC.