AlCrFeNi多主元高熵合金的高温性能

尚建路，程从前，王 锐，祝志超，赵 杰

（大连理工大学材料科学与工程学院，大连116085）

0 引 言

随着发电设备、燃气轮机等的飞速发展，高温材料及其高温性能越来越受到重视。传统的金属材料成分设计是以一种元素为基础，并添加少量的其它合金元素来改善合金的组织和性能［1］。1995年叶钧蔚率先提出了多主元高熵合金的设计理念。这种合金没有基体元素，但具有多种元素的集体效应，即原子排列混乱，呈现简单的结晶相［2］，同时浇铸后或者热处理后形成纳米晶或非晶，从而强化合金的多项力学性能，使合金具有高强度、高硬度、高耐磨及良好的耐腐蚀性能等。例如，AlxCoCrCuFeNi合金具有较好的耐磨性且在800 ℃具有较高的强度［3］；AlCoCrFeNiTi0.5合金具有很高的室温压缩性能，其屈服强度、抗压强度分别为2.26，3.14 GPa［4］。但目前关于多主元高熵合金的高温拉伸、蠕变及相关断裂机制研究甚少，为丰富相关研究，作者以AlCrFeNi多主元高熵合金为对象，研究了其高温拉伸及蠕变性能，并分析了相关的断裂机制。

1 试样制备与试验方法

采用高纯度（99.9%）的铝、铬、铁、镍为原料，在氩气的保护下，利用真空中频感应加热炉熔炼AlCrFeNi多主元高熵合金（铝、铬、铁、镍的质量分数分别为31.3%，18.5%，21.6%，28.6%）。先将原料按照质量比配好，放置在炉膛内，关上炉盖抽真空至小于20Pa，以保证合金在熔炼和浇注过程中不被氧化；加热原料至1 600 ℃左右，反复熔炼3次以确保成分的均匀性，然后浇铸获得铸态试样。

将铸态试样在电阻炉中进行四种工艺的时效处理（900 ℃×1h，900 ℃×100h，1 000 ℃×1h，1 000 ℃×100h），水冷；另外，在真空炉中进行1 200 ℃×12h退火处理。

将铸态试样在RD-50型电子式持久蠕变试验机上进行高温（700℃）短时拉伸试验，拉伸速度为0.001mm·s-1；另在同一设备上于应力150 MPa，温度700℃条件下进行高温蠕变持久试验。分别利用MEF-3型光学显微镜，JSM-5600LV 型扫描电镜（SEM）观察试样的组织及其断口形貌；利用ShimadzuXRD-6000型X 射线分析仪（XRD）进行物相分析，以铜靶Kα射线进行测试，管电压为40kV，管电流为30 mA，扫描范围20°～100°，扫描速度为4（°）·min-1；并用SEM 自带的能谱仪（EDS）对组成相的化学成分进行测定；然后再利用DHV-1000型维氏硬度计测试样的硬度。

2 试验结果与讨论

2.1 热处理对显微组织的影响

由图1 可以看出，铸态AlCrFeNi多主元合金主要含有白色相和灰色相，且连续分布的白色相和灰色相尺寸从晶粒心部到晶界逐渐增大，呈辐射状；经900 ℃×1h，1 000 ℃×1h，900 ℃×100h，1 000 ℃×100h时效后试样的组织和铸态基本的一致，都是由白色相和灰色相构成；1 200 ℃×12h退火后合金的组织也是由白色相和灰色相构成，但是晶粒心部分布的白色相变得不连续。

图1 经不同工艺热处理前后AlCrFeNi多主元合金的显微组织Fig.1 Microstructure of AlCrFeNi muti-principal element alloy before and after different heat treatments

图2 不同温度热处理前后AlCrFeNi多主元合金的XRD谱Fig.2 XRD patterns of AlCrFeNi muti-principal element alloy at different temperatures before and after heat treatment

表1 铸态AlCrFeNi多主元合金两相EDS分析结果（原子分数）Tab.1 EDS analysis result of two phases in cast AlCrFeNi muti-principal element alloy（atom） %

由图2 可知，铸态AlCrFeNi多主元合金为BCC结构。从表1可知，灰色相富含镍、铝元素；而白色相富含铬、铁元素。文献［5］中NiAl（Ti）-Cr（Mo）高温合金也得到了相似的组织，而且该组织由NiAl相和Cr（Mo）相组成，从而可知该合金是由白色的α-（Cr，Fe）和灰色的NiAl相构成，该合金的组织是BCC结构的共晶组织［6］。从图2中还可以看出，随着热处理温度的升高，在2θ角为41°和43°处的衍射峰强度越来越大，在1 200 ℃时达到最高，说明随着热处理温度的升高NiAl相的含量增多。这是因为铝、镍之间的混合焓较小（如表2所示），结合力更强，所以在热处理温度升高的情况下，两者更易结合在一起。热处理后峰位向左偏移，这是因为随着热处理温度的升高，固溶到固溶体中的元素量增加，引起了晶格畸变。同时1 200 ℃热处理后该多主元合金的组织发生了变化，具体变化还需要进一步的研究证明。

表2 合金中各元素间的混合焓Tab.2 Mixing enthalpy of different atom pairs in alloy kJ·mol-1

从表3可以看出，铸态合金硬度最高，经900℃×1h，1 000℃×1h热处理后合金硬度基本没有变化，但经900 ℃×100h，1 000 ℃×100h，1 200 ℃×12h热处理后合金的硬度有所降低。这是因为随热处理时间的延长，该多主元合金的晶粒长大，而1 200 ℃热处理后心部的白色相变得不连续，这对硬度也有一定的影响。

表3 不同状态AlCrFeNi多主元合金的硬度Tab.3 Hardness of AlCrFeNi muti-principal element alloy at different states HV

综上所述，热处理后合金的相组成和铸态基本是一致的，都是由白色相和灰色相组成的BCC 结构。根据高熵合金的理论，该多主元合金属于中熵合金，其混合熵对于维持它的高温组织稳定性也起到很大的作用。所以在高温下，该多主元合金具有较好的组织稳定性。

2.2 高温短时拉伸性能

从图3 可计算得出，AlCrFeNi多主元合金在700 ℃时的伸长率和断面收缩率分别为30.6%和41.0%，具有较好的塑性，屈服强度为328.0 MPa。从图4可见，试样断口呈杯锥状、纤维状、有缩颈，呈灰暗色；裂纹是沿着晶界扩展的；断口表面很多小的韧窝和撕裂棱，由此可以得出该合金是韧性断裂。纤维状是塑性变形过程中微裂纹不断扩展和相互连接造成的，而灰暗色则是纤维断口表面对光反色能力弱所致。断面凹凸不平，为高低不一的小峰和孔洞，其中凹下的部分先断裂，凸出的小峰后断裂。试样拉伸过程中有明显的缩颈现象。综上所述，该合金的断裂机制为韧性断裂和沿晶断裂的混合机制。

图3 700 ℃下AlCrFeNi多主元合金的应力-应变曲线Fig.3 Stress-strain curve of AlCrFeNi muti-principal element alloy at 700℃

2.3 高温蠕变性能

从图5可以看出，该合金蠕变曲线有一个较长的稳态蠕变阶段和明显的加速蠕变阶段。从图6可以看出，蠕变断口为杯锥状、纤维状，灰暗色，相比拉伸试样断口而言，蠕变断口表面的凸凹较浅，也有明显的颈缩和孔洞；裂纹是沿着晶界扩展的，相对于拉伸试样的纵截面，蠕变断口裂纹不仅沿着晶界扩展，还有裂纹的二次扩展；蠕变断口上有明显的韧窝、凹坑和撕裂棱，是明显的韧性断裂，与拉伸断口不同，蠕变断口的撕裂棱较为凸显，韧窝较少。从以上分析可知，该合金具有较好的高温塑性。

图4 AlCrFeNi多主元合金拉伸断口的OM 和SEM 形貌Fig.4 OM and SEM morphology of tensile fracture of AlCrFeNi muti-principal element alloy：（a）surface，OM；（b）longitudinal section，SEM；（c）dimples and（d）torn edges in surface，SEM

图5 AlCrFeNi多主元合金在700 ℃的蠕变曲线Fig.5 Creep curve of AlCrFeNi muti-principal element alloy at 700 ℃

3 结 论

（1）AlCrFeNi多主元合金是由白色的α-（Cr，Fe）相和灰色的NiAl相组成的BCC结构的共晶组织，该合金在高温下具有较好的组织稳定性。

图6 AlCrFeNi多主元合金蠕变断口的OM 和SEM 形貌Fig.6 OM and SEM morphology of creep fracture of AlCrFeNi muti-principal element alloy：（a）surface，OM；（b）longitudinal section，SEM；（c）dimples and（d）torn edges in surface，SEM

（2）在高温下拉伸时，该合金呈沿晶和韧性断裂的混合机制，伸长率和断面收缩率分别为30.6%，41.0%，屈服强度为328.0MPa；在700℃下的蠕变断口也呈沿晶断裂且断裂前试样发生较大的塑性变形，有较好的高温塑性。

［1］黄乾尧，李汉康.高温合金［M］.北京：冶金工业出版社，2000：4-5.

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