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Al0.5CoCrCuFeNiSix的微结构，相组合和性质（x = 0,0.4,0.8）
本文研究了高熵合金。 x = 0的合金是简单的FCC固溶体。 作为Si的内容x增加，合金逐渐从FCC变为BCC。 随着Si含量x的增加，抗压强度增加合金的含量增加，而延展性降低。 表示简单固溶体形成的参数估算Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的能力。 Si的加入使FCC结构不稳定并介绍了从封闭式FCC结构到松散堆积的BCC结构的过渡以放松由于Si半径越小，晶格畸变能量越大。 改善了机械性能合金归因于从FCC到BCC相的基本结构变化和溶液硬化
机制。
2015年由Elsevier B.V.出版
1.简介
具有多个主要元素的高熵合金（HEAs）在一个合金系统中的等原子或接近原子比率是基于新颖的合金设计理念而开发的Yeh等人的传统冶金学。 1995年[1,2]。 HEAs展品形成简单固溶体的优越性优于固体溶液如预期的金属间化合物和末端固溶体在传统的合金系统中。 由于其简单的固体解决方案结构和有前途的特性，包括高强度/硬度，出色的耐磨性，出色的耐高温性强度，良好的结构稳定性，良好的腐蚀和氧化上述性质的抗性和组合，HEAs
在过去的几十年里，我们受到越来越多的关注成为一个有吸引力的金属材料领域[3]。
多组分合金系统中的相选择是与构成要素的基本属性有关[4]。因此，从合金设计的角度来看，相选择和竞争是重要的主题，这对于开发多组分是至关重要的HEA具有固溶相而非无定形相或金属间化合物。 设计合适的合金具有所需性质的组合物并优化其性能对于现有的HEA，可以扩大其潜在的应用范围。
即使HEA中的高混合熵促进了形成简单的固溶阶段，从名称中可以看出，它是不是这方面的唯一参数。 相互作用构成要素之间的关系是预测的关键问题HEAs中的相形成。 到目前为止，有几个预测标准HEAs中的相形成被提出作为合金的指导基于混合焓（DHmix）的设计，混合熵（DSmix），原子尺寸差（d）和化合价电子浓度（VEC）[5,6]。
张等人。 与简单阶段的形成有关（即FCC，BCC或混合物）混合焓（DHmix），混合熵（DSmix）和原子大小差异（d）并提出了一个HEA的固溶体形成标准，其中有两个参数，X，混合时间的熵平均熔化温度混合焓的元素和d的平均值元素的原子大小的平方偏差，用于估计HEAs的相形成行为[7,8]。 这两个参数分别由以下等式定义。
其中ci是第i个成分的原子百分比，Pn我录1ci录1，和ri是第i个分量的原子半径，r是平均值原子半径，r录Pn我录1ciri。 DHmix，DSmix和Tm计算为
如下：
DHmixij是二元液体合金ci和cj的混合焓是第i和第j个成分的原子百分比，分别。
其中R（= 8.314 J K 1 mol 1）是气体常数
其中（Tm）i是第i个成分的熔点。
合熵表明形成的趋势随机固溶体，而混合焓表明排序和聚类的倾向。 X的值表示TmDSmix和DHmix的相对优势。 d的值表示组件之间的原子大小差异引起晶格畸变并随后产生相应的应变降低固溶体稳定性的能量。 因此，X和d是选择性形成随机的关键决定因素溶液或金属间化合物。 简单的晶体结构当XP1.1和d6为6.6％时，倾向于在HEA中形成。
郭等人。 进一步证实了价电子浓度（VEC）是控制相位稳定性的关键参数对于固体溶液，因此可用于确定是否合金结晶成FCC或BCC结构。 发现了FCC阶段在较高的VEC（P8）下稳定，BCC相在较低的情况下稳定VEC（lt;6.87）。 在VEC值为6.87和8之间，FCC和BCC阶段共存[9]。 价电子浓度，VEC，其中已被证明可用于确定金属间化合物的相稳定性化合物，定义如下：
其中ci是原子百分比，（VEC）i是第i个的VEC计算包括d电子在内的总电子的元素容纳在价带[10,11]。
元素组成影响合金的行为，相HEAs的集合和性质[12,13]。到目前为止，超过已经使用了30个元素来准备300多个元素据报道，HEAs [14]。 HEA中最常用的元素已经研究过的是Al和过渡金属元素第四期，如Co，Cr，Cu，Fe，Ni和Ti。除此之外具有较大原子尺寸差异的次要合金元素HEAs中的其他组成元素可能导致变化在晶格畸变和均匀晶格类型中，从而改变
它们的机械性能，如强度，硬度和可塑性。如果多组分合金含有原子对它们通常会相互形成相位反映在所得多组分的微观结构中合金[15,16]。例如，具有最大原子的Al半径对相变和力学有明显影响AlxCoCrCuFeNi合金的性能。随着铝含量的增加，合金的微观结构显示出FCC的逐渐变化到FCC BCC，最后到完全BCC阶段[17-19]。之间AlxCoCrCuFeNi合金，Al0.5CoCrCuFeNi合金由简单组成FCC固溶体结构，延展性，可加工硬化，和即使温度高达800℃也很强[20]。预计会这样这种合金在高温下具有潜在的应用价值结构和工具。
在传统的金属材料如钢，适当添加具有小原子半径的非金属元素，例如C和Si，是有利于它们的结构和性质[21,22]。 然而，这些非金属元素对多原则的影响组分合金仍不清楚[23]。 在本文中，设计了具有不同Si含量的Al0.5CoCrCuFeNiSix HEAsSi对微观结构，相组合和Si的影响系统研究了Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的性能在本文中。 表明Si的加入改变了合金结构明显，从而导致了很大的增强合金性能。 结构和阶段演变，加强详细讨论了合金的机理。
2.实验
标称成分为Al0.5CoCrCuFeNiSix的合金锭（x值为通过电弧熔化具有纯度的纯元素制备摩尔比，x = 0,0.4和0.8）在高纯氩气氛下，在水冷Cu上高于99.9wt％炉膛。将合金重新熔化四次以改善合金的均匀性成分。通过X射线衍射（XRD）表征晶体结构2theta;扫描范围从到以min的速度和典型的辐射条件为30kV和20mA，铜靶。维氏硬度为使用FM-700测试仪测量，负载为50 g，持续时间为15 s每次测量。通过9次测量将硬度值取平均值每个样本最少。研究了Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的磨损行为使用MT-2000摩擦磨仪在室温下干滑动测试样品的直径为6毫米，高度为12毫米。对应的耐磨材料为Cr12MoV钢，平均硬度约为760 HV。在此期间测试时，将每个销钉固定在支架上，以抵抗旋转的C12MoV钢盘直径70毫米。销钉与中心之间的距离磁盘是30毫米。滑动速度为0.8 mm / s，正常载荷为100N。通过耐磨性测量抗磨性，其定义因为Wr = L / DV，其中Wr是耐磨性，DV是体积损失滑动了距离L后的试样，通过分割重量得到由样本密度造成的损失。微观结构和化学成分使用Super Scan SS-550分析合金，磨损表面和磨损碎屑扫描电子显微镜（SEM）与能量色散光谱（EDS）。
压缩试验在MTS 800机器上进行，应变速率为在室温下。
3.结果
3.1。 微观结构和相组合
铸态Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的晶体结构使用XRD表征，如图1所示。简单的固溶体结构，主要是FCC和BCC，在Al0.5CoCrCuFeNiSix合金。只有XRD衍射峰对应在没有合金的情况下确定了FCC晶体结构Si添加。在添加Si的合金中，峰相应到了BCC晶体结构开始出现和强度随着Si含量的增加而增加。图1（b）显示了放大图添加Si的合金中BCC相主峰的图。结果表明，BCC相位的峰值向右移动增加Si含量，表明晶格参数BCC阶段略有下降。通过线性外推法，计算合金中BCC相的晶格常数来自X射线衍射峰。 BCC的晶格常数对于x = 0.4和x = 0.8的合金，合金分别为2.867Aring;和2.859Aring;，分别。 Si的加入改变了晶体结构FCC到BCC和BCC相的晶格常数减少随着Si含量的增加。
图2显示了铸态的背散图像Al含量不同的Al0.5CoCrCuFeNiSix合金。表1列出图2中所示区域的化学成分（b，d和f）。典型的铸造枝晶（DR）和枝晶间（ID）结构在Al0.5CoCrCuFeNiSix合金中观察到。虽然铜在小体积分数的枝晶间区域的偏析观察到，大体积分数的枝晶基本上是由多主要元素组成。对于合金没有此外，枝晶和枝晶间均为FCC结构体。加入Si，得到BCC固溶体相开始出现了。当x = 0.4时，枝晶是混合物FCC和BCC阶段以及枝晶间仍然是富含铜的FCC阶段。当x = 0.8时，FCC枝晶消失，微观结构由BCC枝晶和富铜组成FCC枝晶间。因此，随着Si含量的增加，合金具有主导的BCC树枝状相和少量的FCC具有Cu富集的枝晶间相。 BCC树突有Si含量高于FCC枝晶和Si含量富含铜的枝晶很小。还有两个角色
在添加Si的合金的微观结构中也注意到，一个是来自BCC树突的细针状沉淀物根据XRD和EDS分析，它们是富含铜的相，另一个是从树枝状晶体中改变微观结构与添加Si的合金相似的网状结构。
3.2。 硬度和耐磨性
图3显示了硬度和耐磨性Al0.5CoCrCuFeNiSix合金与Si含量的函数关系。 硬度随着x从0变化到0.8，合金的值增加。该x = 0.8,653HV的合金的硬度是合金的硬度的2.48倍，x = 0.263V。 合金的耐磨性x = 0.8,0.86 km / mm3，约为合金的8.6倍，x = 0，0.10 km / mm3。 图3中的刀片表示耐磨性为aAl0.5CoCrCuFeNiSix合金的硬度函数。 磨损Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的电阻似乎很敏感对于具有不同Si含量的硬度并表现出强烈的相关性达到硬度。
图4显示了合金磨损表面的形态经过测试和测试过程中产生的碎片。对于合金没有添加Si，磨损的表面开槽并且明显观察到沿凹槽的塑性变形特征，表明合金的高延展性。而且，一些横向裂缝在磨损表面上发现了合金的断裂导致相对低的耐磨性。合金的碎片没有添加Si有片状的形状，是最大的，大约300-1000 lm。片状的形状表明了这一点碎屑从Al0.5CoCrCuFeNi和粘合剂上磨掉Al0.5CoCrCuFeNi的磨损机制主要是磨损磨损，磨损表面经历了周期性磨损分层破裂[24]。这是合理的，因为分层磨损是韧性金属的典型机制，添加了alpha;-Si的合金由延性FCC相组成。化学品提出磨损表面和磨损碎屑的组合物。表2中显示它们都含有大量的氧
表明在由摩擦加热的磨损表面上发生氧化和变形。对于添加Si的合金，塑料特征再次看到磨损表面上的凹槽。然而，与没有添加Si的合金相比，具有塑料特性和凹槽被大大抑制。当x = 0.8时，塑料功能消失了。添加Si的合金碎片仍然存在具有片状形状，但它们的尺寸随着Si的增加而减小合金含量为250-600 lm，x = 0.4和70-200 lm对于x = 0.8的合金。磨损表面的氧含量并且碎片都高于没有Si的合金。这个表明添加Si的合金的磨损类型仍然存在主要是分层磨损但氧化磨损变得明显了。
3.3压缩属性
图5显示了压缩工程应力 - 列车曲线铸态Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的室温试验。
图5中的插入物显示了裂缝的形态变形的样本。人们发现合金的强度随着Si含量的增加，显着增加。但是，合金延展性同时被削弱。没有Si的合金另外还表现出良好的屈服应力，断裂强度，塑性变形和明显的硬化行为。样品用桶状形式在压缩变形后没有破裂虽然观察到一些表面裂缝。合金强度随着牺牲而显着提高Si含量增加时的延展性。没有Si的合金具有
最大抗压强度为1.26 GPa，塑性变形gt; 30％。 x = 0.4的合金的最大压缩强度为1.79GPa，总塑性变形为23％。x = 0.8的合金的最大压缩率为1.06GPa并且塑性变形总量为3.7％。添加Si增强抗压强度但降低了塑性合金。当x = 0.8时，合金表现出脆性断裂且未观察到任何可塑性。
4 讨论
使用物理化学和热力学参数表3的Al0.5CoCrCuFeNiSix合金进行了计算。 具有不同Si含量的Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的X和d的值如图6所示。随着Si含量的增加，X反映DSmix和DHmix之间竞争的价值观，从16.26减少到1.73，d值从4.10至4.67。 很明显，X和d的值都满足了上述形成HE稳定固溶体的标准（X P 1.1，d 6 6.6％），因此，Al 0.5 CoCrCuFeNiSix合金在凝固过程中倾向于形成固溶体相。
具有不同Si的Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的VEC值其含量如图7所示。值得注意的是，随着Si含量的增加，VEC值线性下降，证实Si添加促进了共价。 合金获得VECgt; 8没有添加Si表明FCC结构固溶体更稳定，而合金获得6.87 lt;VEC lt;8添加Si表明FCC和BCC固溶体共存，这与上述XRD和SEM分析一致。
Al0.5CoCrCuFeNiSix合金的结构变化可以是通过使用FCC和BCC阶段的原子包装效率来解释。 通常，BCC结构具有比FCC结构（74％）更低的原子填充密度（68％）。 当Si，它有一个最初加入的半径小于其他组件FCC结构Al0.5CoCrCuFeNi合金，晶格畸变和随后引入了明显的晶格应变。 从从应变能的角度来看，Si的添加会使其不稳定FCC结构并引入密集的过渡FCC结构以松散堆积的BCC结构来放松晶格失真能量[25]。 这种趋势形成了BCC由于硅是众所周知的BCC成形器，因此相是非常合理的和稳定剂[26]。
可以基于对枝晶间的Cu分离进行解释关于铜与另一种之间的正混合焓组件。 在没有添加Si的合金中，Cu原子是由于Cu positive的正焓值，在凝固过程中被拒绝到晶界，形成富含Cu的固溶体，Cu“和Cu”是指原子对，如表3所示.Al和Ni具有与Cu相比，与Cu的化学亲和力更强在枝晶间也发现了Al和Ni。 在合金中添加
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资料编号：[725]
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