Ti对富Fe非等原子比高熵合金组织与性能的影响_王书亮.pdf

第44卷第7期2 0 2 3 年 7 月材 料 热 处 理 学 报TRANSACTIONS OF MATERIALS AND HEAT TREATMENTVol.44 No.7July2023DOI:10.13289/j.issn.1009-6264.2022-0627Ti 对富 Fe 非等原子比高熵合金组织与性能的影响王书亮1,李奇霖1,毛一点1,西宇辰1,董立谨1,张华礼2(1.西南石油大学新能源与材料学院,四川 成都 610500;2.中国石油西南油气田公司工程技术研究院,四川 成都 610017)摘 要:在各元素成相作用和降低成本的基础上,利用机械球磨与放电等离子烧结的方法成功制备了一种富铁非等原子比Fe45Cr15Co10Ni30高熵合金。在该合金中通过降低 Co 和 Ni 的方式引入 Ti 元素,并研究了 Ti 的含量对合金力学性能的影响。结果表明:与 Fe45Cr15Co10Ni30合金相比,含 Ti 的高熵合金出现了富 Ti 的 BCC 相;随着 Ti 含量的增加,FeCrCoNiTi 高熵合金的微观组织发生了变化,富 Ti 的 BCC 相颗粒变得细小,相的形貌与分布也出现了变化,导致合金的硬度、屈服强度和抗拉强度先升高后降低,应变率逐渐降低,其中 Fe45Cr15Co6Ni26Ti8合金的综合性能最好,硬度为(404.26.3)HV0.3,屈服强度与抗压强度分别达到最高的(103612)MPa 和(188310)MPa,应变率也维持了较高的水准,为(47.13.3)%。关键词:富铁;机械球磨;放电等离子烧结;高熵合金;力学性能中图分类号:TG139.8 文献标志码:A 文章编号:1009-6264(2023)07-0090-09收稿日期:2022-12-09 修订日期:2023-02-16基金项目:钒钛资源综合利用产业技术创新战略联盟协同研发项目 作者简介:王书亮(1978),男,副教授,博士,主要从事金属材料及腐蚀与防护研究,发表论文 20 余篇,E-mail:wsliang1465 。引用格式:王书亮,李奇霖,毛一点,等.Ti 对富 Fe 非等原子比高熵合金组织与性能的影响J.材料热处理学报,2023,44(7):90-98.WANG Shu-liang,LI Qi-lin,MAO Yi-dian,et al.Effect of Ti on microstructure and properties of Fe-rich non-isoatomic ratio high entropy alloyJ.Transactions of Materials and Heat Treatment,2023,44(7):90-98.Effect of Ti on microstructure and properties of Fe-rich non-isoatomic ratio high entropy alloyWANG Shu-liang1,LI Qi-lin1,MAO Yi-dian1,XI Yu-chen1,DONG Li-jin1,ZHANG Hua-li2(1.School of New Energy and Materials,Southwest Petroleum University,Chengdu 610500,China;2.Petrochina Southwest Oil and Gas Field Company Engineering Technology Research Institute,Chengdu 610017,China)Abstract:On the basis of the phase formation of various elements and the reduction of cost,an Fe-rich non-isoatomic ratio Fe45Cr15Co10Ni30 high entropy alloy was successfully prepared by mechanical ball milling and spark plasma sintering.Ti element was introduced into the alloy by reducing Co and Ni,and the effect of Ti content on the mechanical properties of the alloy was studied.The results show that compared with the Fe45Cr15Co10Ni30 alloy,Ti-rich BCC phase appears in the Ti-containing high entropy alloys.With the increase of Ti content,the microstructure of the FeCrCoNiTi high entropy alloys has changed,the Ti-rich BCC phase particles have become smaller,and the morphology and distribution of the phase have also changed,leading to the fact that the hardness,yield strength and tensile strength of the alloy first increases and then decreases,and the strain rate gradually decreases.Among them,the Fe45Cr15Co6Ni26Ti8 alloy has the best comprehensive performance,with the hardness of(404.26.3)HV0.3,the yield strength and compressive strength of(1036 12)MPa and(1883 10)MPa respectively,and the strain rate also maintains a high level of(47.13.3)%.Keywords:Fe-rich;mechanical ball milling;spark plasma sintering;high entropy alloy;mechanical property高熵合金的提出打破了传统的合金设计理念1-2,拓宽了合金的研究空间,这种具有多主元元素的合金设计新方法促成了“高熵合金”(HEAs)的形成。高熵合金具有传统合金不具备的某些效应,包括高熵效应、迟滞扩散效应、晶格畸变效应和鸡尾酒效应。通过成分优化设计,高熵合金比传统合金具有更大的性能优势,如高硬度、强度和较好的塑性3-4、优越的热稳定性5-6、良好的耐腐蚀性7-8和高耐磨性第 7 期王书亮等:Ti 对富 Fe 非等原子比高熵合金组织与性能的影响 等9-10。因此,高熵合金在航空航天、电子、机械制造、冶金、化工、能源等多个领域具有广阔的应用前景11-12。以往的研究表明,高熵合金中足够高的混合熵抑制了金属间化合物的形成,使得高熵合金容易得到如面心立方结构(FCC)、体心立方结构(BCC)等简单固溶体相13-14。一般来说,FCC 固溶体相延展性较好,但强度较低,而 BCC 固溶体相抗变形能力较强但延展性较差15-16,因此,具有面心立方结构的合金需要提高强度,体心立方结构的合金需要提高塑性。为了扩大材料的应用范围,人们多次试图在延展性和强度之间取得合理的平衡17。为了保证高熵合金基体具有良好的塑性,选择得到广泛研究的 FeCrCoNi 系高熵合金。同时在此基础上引入其他元素强化基体,以此提升高熵合金的综合力学性能。Ti 作为元素周期表中 FeCrCoNi 几种合金元素的“邻居”,很容易与其形成简单的固溶体。Ti 的加入不仅会影响基体的晶粒尺寸、沉淀相和沉淀相的体积分数,而且还会显著改变高熵合金的强度与塑性18-19。此外,Ti 还能提高高熵合金的耐腐蚀性20。因此,在 FeCrCoNi 系高熵合 金 中 加 入 Ti 元 素,有 望 获 得 理 想 的 综 合性能21。早期,高熵合金的研究主要基于等原子比体系合金展开,而随着研究的深入,近年来对高熵合金的研究已逐步转移至非等原子比体系高熵合金的设计上22-23。同时发现,合理的非等原子比高熵合金设计不仅能使合金保持与等原子比时一致的晶型结构,还能有效控制贵金属用量,降低成本以及调整合金力学性能24。在 FeCrCoNi 系高熵合金中,Cr 元素具有较高的耐腐蚀性能,但含量过高的Cr 元素会使合金产生复杂的多相结构从而引起性能的恶化,有研究发现,保持 Cr 含量在 1216 at%时,材料能表现出良好的阻尼性能25-26,因此 Cr 元素的含量达到不锈钢的标准即可。Co 与 Ni 不仅可以作为 FCC 相结构的稳定剂,同时可以抑制其他二次相的出现27-28,也有研究指出 Ni 比 Co 更能促进FCC 固溶体相的形成,1.11 倍的 Co 对于 FCC 固溶体相的稳定作用与 1 倍的 Ni 效果相当29。因此,在合金设计的选择上,大量廉价的 Fe 元素(45 at%)作为主体,Cr 元素(15 at%)的含量保持适宜,而利用 Ni元素经济适用性更高和 Ni、Co 之间可相互替代的特点,增加部分 Ni 元素(30 at%)的含量取代 Co 元素(10 at%)以此降低成本,设计出经济适用性更强且保持良好力学性能的 Fe45Cr15Co10Ni30高熵合金。基于 此,本 文 通 过 添 加 不 同 含 量 的 Ti 元 素,在Fe45Cr15Co10Ni30高熵合金的设计基础上逐步减少Co、Ni 的用量以此提升合金的经济适用性并提升合金的综合力学性能,设计出以下 4 种不同 Ti 含量的高 熵 合 金(原 子 分 数,%):Fe45Cr15Co8Ni28Ti4、Fe45Cr15Co6Ni26Ti8、Fe45Cr15Co4Ni24Ti12、Fe45Cr15Co2Ni22Ti16,后文分别简称为 Ti4、Ti8、Ti12、Ti16,并研究了 Ti 对富Fe 非等原子比高熵合金组织与性能的影响,旨在为非等原子比 FeCrCoNi 高熵合金的后续研究提供参考。1 试验材料与方法 采用机械球磨的方式制备高熵合金粉末,试验原料为 Fe、Cr、Co、Ni、Ti 粉末,粒度 325 目,纯度大于99.9%,采用不锈钢球磨罐,球料比为 10 1,为了防止粉末团聚,同时减少冷焊与氧化所造成的影响,加入适量叔丁醇作为过程控制剂。将球磨罐置于行星式球磨机中,转速保持 300 r/min,球磨 36 h,同时分别在球磨 5、15、25 和 36 h 后取样,以期了解粉末在球磨过程中的变化,球磨完成后取出粉末放入冰箱冷冻 12 h,再置于冷冻干燥机中干燥 24 h,最后采用放电等离子烧结的方式进行制备高熵合金试样,升温速率为 100 /min,温度保持在 1000,压力 40 MPa,保温保压 10 min,烧结结束后利用线切割机进行切割取样。采用 EVO MA15 型扫描电镜(SEM)及其附带的能谱仪(EDS)对合金的微观组织进行分析。采用 X Pert PRO MPD 型 X 射线衍射仪(Cu 靶,波长 =1.5418)表征合金的晶体结构,步进量为 0.0167,上述试样均需用砂纸打磨后抛光。采用 HVS-1000 型数显式显微硬度计测试合金的维氏硬度,测试载荷为300 g,加载时间为 15 s,等间距(0.5 mm)测试 10 个点求得其平均值作为维氏硬度测试值。采用 WDW-100E 型万能试验机测试合金的压缩性能,应变速率为 0.5 mm/min,每种合金进行 3 次测试,取平均值。2 结果与讨论2.1 粉末与合金的相组成分析2.1.1 粉末的相组成分析 图 1 为 Fe45Cr15Co10Ni30与 FeCrCoNiTi 粉末混合物不同球磨时间的 X 射线衍射图谱。在机械合金化的早期阶段,元素粉末的峰值强度显著降低,19 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷这表明了元素的溶解和合金化过程的开始。研磨时间的增加导致了峰明显的衰减和峰展宽化,这可以归因于晶粒的细化、聚集的晶格畸变和结晶度的降低30-31。随着研磨时间的进一步增加,固溶体相中的晶粒尺寸减小,晶格畸变增大。球磨时间的增加通常伴随着位错密度的增加和原子尺度上的应变积累。在球磨引起的连续塑性变形过程中,产生位错,形成低角度晶界。为了降低诱导晶格畸变引起的存储能量,低角度晶界向高角度晶界转变,它们通过在晶界附近的位错滑移机制来进化,形成新的晶粒32-33。经过 36 h 的球磨后,位于 44、52的衍射峰逐渐演化为比较明显的 FCC 型衍射峰,粉末的衍射峰趋于稳定,说明合金粉末完成了充分的机械合金化。图 1 不同球磨时间后合金的 X 射线衍射图谱(a)Ti4;(b)Ti8;(c)Ti12;(d)Ti16;(e)Fe45Cr15Co10Ni30Fig.1 X-ray diffraction patterns of the alloys after ball milling for different time(a)Ti4;(b)Ti8;(c)Ti12;(d)Ti16;(e)Fe45Cr15Co10Ni30图 2 烧结后合金的 X 射线衍射图谱(a)3099;(b)4345Fig.2 X-ray diffraction patterns of the sintered alloys(a)30-99;(b)43-452.1.2 合金的相组成分析 与烧结前的合金粉末相比,烧结后 X 射线衍射峰如图 2(a)所示,合金的峰值强度更高,宽度减小,所有合金均呈现出 FCC+BCC 的双相结构,说明通过放电等离子烧结后得到了发育良好的再结晶微观组织34,这种行为与内应力和应变的释放以及加热引起的晶粒尺寸的增加有关。在烧结期间,体积很大的非平衡过饱和固溶体相的高应变能的扩散控制着相的变化,在烧结过程中的高温和电流促进了相之间的平衡35。如图 2(b)所示,随着 Ti 含量29第 7 期王书亮等:Ti 对富 Fe 非等原子比高熵合金组织与性能的影响 的增多,含 Ti 合金的 FCC 与 BCC 相的主峰呈现出逐渐向低角度偏移的趋势,这一变化源于固有的晶格畸变,在该合金体系中,原子尺寸最大的 Ti 元素不利于形成 FCC 相,反而增强了富 Ti 的 BCC 相的形成,大的 Ti 原子的占据导致了原子间距的变化和晶格 膨 胀,随 着 Ti 含 量 的 增 加,晶 格 便 逐 渐 增大36,这反映了 Ti 原子在膨胀 FCC 和 BCC 结构时的原子尺寸效应更大。2.2 合金的微观组织分析 图 3 所示分别为 Fe45Cr15Co10Ni30、Ti4、Ti8、Ti12和 Ti16合金在背散射模式下的 SEM 形貌,结合 XRD的分析可知,其中,Fe45Cr15Co10Ni30合金呈现出 FCC(灰色基底相)+BCC(深黑色条状结构)的两相结构,而随着 Ti 含量的增多,特别是在 Ti4与 Ti8合金的相结构组成中,两种合金均由 FCC(灰色)与两种不同的 BCC 相组成,结合图 4 的 EDS 分析结果,分别是富含 Cr 的深灰色粒状 BCC 相与富含 Ti 的黑色粒状 BCC 相,而在 Ti12合金当中,两种 BCC 相的形貌发生了进一步地变化,同时它们之间的界限不再明显,只有作为基底相的 FCC 相呈现较聚集的分布,同时只能观察到稍大颗粒的富 Cr 的 BCC 相,而富 Ti 的 BCC 相相比于 Ti4与 Ti8合金分布更加分散,颗粒也变得更加细小,并呈现出与 FCC 基底相溶的趋势,这在 Ti16合金中表现得更为明显。图 3 合金的 SEM 形貌(a)Fe45Cr15Co10Ni30;(b)Ti4;(c)Ti8;(d)Ti12;(e)Ti16Fig.3 SEM morphology of the alloys(a)Fe45Cr15Co10Ni30;(b)Ti4;(c)Ti8;(d)Ti12;(e)Ti16 进一步放大 Fe45Cr15Co10Ni30、Ti4和 Ti8合金扫描电镜的倍数至 3000,如图 5 所示,通过能谱分析可以发现合金不同相中元素分布的情况,如表 1 所示,Fe45Cr15Co10Ni30合金富 Cr 的 BCC 相中,Cr 元素高度集中,而 FCC 相的元素比例基本与理论设计值保持一致。而随着 Ti 的引入,与 Fe45Cr15Co10Ni30中富 Cr的 BCC 相相比,FCC 相与富 Cr 的 BCC 相元素比例相应产生了一些变化,Ti8与 Ti4相比,富 Ti 的 BCC 相的元素含量也有所变化,其富 Ti 的 BCC 相颗粒不仅更大,Ti 的聚集也更加明显,这是因为 Ti 的引入改变了原有元素之间的比例,同时 Ti 原子的尺寸较大36,从而造成富 Cr 的 BCC 相形貌及元素组成的变化。表 1 Fe45Cr15Co10Ni30、Ti4和 Ti8高熵合金的能谱分析结果Table 1 Energy spectrum analysis results of the Fe45Cr15Co10Ni30,Ti4 and Ti8 high entropy alloysRegionPhaseChemical compositions/at%FeCrCoNiTiA1FCC46.413.710.329.6-B1BCC10.985.41.52.2-Theory-45151030-A2FCC56.410.67.026.00B2BCC20.276.01.11.90.8C2BCC29.720.63.312.134.3Theory-45158284A3FCC57.811.35.024.51.4B3BCC20.073.80.81.93.5C3BCC24.66.72.29.756.8Theory-4515626839 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷图 4 合金的 EDS 面扫描分析(a)Fe45Cr15Co10Ni30;(b)Ti4;(c)Ti8;(d)Ti12;(e)Ti16Fig.4 EDS mapping scanning analysis of the alloys(a)Fe45Cr15Co10Ni30;(b)Ti4;(c)Ti8;(d)Ti12;(e)Ti162.3 合金的力学性能分析2.3.1 硬度分析合金的显微硬度如表 2 所 示。可 以 看 到,Fe45Cr15Co10Ni30的 硬 度 值 达 到 了(301.3 4.8)HV0.3,而随着 Ti 含量的增加,合金的硬度呈现出先增加后减小的趋势,但是 4 种含 Ti 合金的硬度值都有不同程度的提升,说明 Ti 元素确实可以提升高熵合金的硬度,这是因为原子尺寸较大的 Ti 元素可以作为溶质原子,对基质结构造成较为明显的局部畸变,扭曲的晶格会阻碍位错的滑移,并适应位错缠结,引起固溶体相的增强效应36-37,其中 Ti8合金的硬度提升效果最为明显,达到了最高的(404.26.3)HV0.3,而这也与 XRD 和扫描电镜所呈现的结果相对应,随着 Ti 含量的增加,合金中出现了粒状富 Ti 的 BCC 相,而富 Cr 的 BCC 相也由长条状转化为了粒状,同时 Ti8合金中富 Ti 的 BCC 相颗粒相较于 Ti4合金更大,Ti 含量也更高,这导致了合金硬度的逐步提升,但随着 Ti 含量的进一步增加,合金的硬度却出现了逐步下降的趋势,分析认为,由于Ti 含量过量,富 Cr 的 BCC 相与富 Ti 的 BCC 相的形貌产生了不同程度的变化,变得分散细小,而且在扫描电镜中可以观察到两种 BCC 相与 FCC 相之间产生了不同程度的融合趋势,从而导致了硬度的逐步降低。表 2 合金的维氏硬度Table 2 Vickers hardness of the alloysAlloysFe45Cr15Co10Ni30Ti4Ti8Ti12Ti16Hardness/HV0.3301.34.8361.84.4404.26.3359.711.0328.38.149第 7 期王书亮等:Ti 对富 Fe 非等原子比高熵合金组织与性能的影响 图 5 合金的高倍扫描电镜形貌及对应的 EDS 面扫描分析(a)Fe45Cr15Co10Ni30;(b)Ti4;(c)Ti8Fig.5 High magnification SEM images of the alloys and corresponding EDS mapping scanning analysis(a)Fe45Cr15Co10Ni30;(b)Ti4;(c)Ti82.3.2 压缩性能分析合 金 的 应 力 应 变 曲 线 如 图 6 所 示。Fe45Cr15Co10Ni30合金的屈服强度为(7836)MPa,同时该合金的应力应变曲线在应变率达到 50%左右时出现了“短暂屈服”现象,随后应力与应变进一步提升,应变率达到 70%以后合金仍没有发生断59 材 料 热 处 理 学 报第 44 卷 图 6 合金的应力应变曲线Fig.6 Stress-strain curves of the alloys裂,展现了良好的塑性。有研究提出了高熵合金的锯齿流变行为,即在适当的温度、预变形或应变率下,将会出现伴随雪崩式剪切变形带的锯齿形塑性失稳38。Ti4合金相较于 Fe45Cr15Co10Ni30合金,在屈服强度(8954 MPa)得到提升的基础上,也出现了与 Fe45Cr15Co10Ni30合金类似的“短暂屈服”现象,同时保持了良好的塑性,应变率大于 70%。而 Ti8合金 的 屈 服 强 度(1036 12 MPa)与 抗 压 强 度(188310 MPa)均保持了最高水平,在此基础上应变率(47.13.3)%也维持了较好的水准,Ti12与 Ti16合金的屈服强度、抗压强度呈现出逐步下降趋势,与硬度的变化趋势保持一致。综合上文的分析,说明合金 BCC 相形貌与分布的变化确实对合金的力学性能 表 3 合金的压缩性能Table 3 Compression properties of the alloysAlloysRp0.2/MPaRm/MPap/%Fe45Cr15Co10Ni307836-70.0Ti48954-70.0Ti810361218831047.13.3Ti1299871611637.91.8Ti1698081461834.92.3造成了显著的影响。表 3 是合金压缩性能的测试结果。3 结论 1)采用机械球磨与放电等离子烧结的方法制备了非等原子比 Fe45Cr15Co10Ni30高熵合金及不同 Ti 含量的 FeCrCoNiTi 高熵合金,含 Ti 的高熵合金出现了富 Ti 的 BCC 相,提高了 Fe45Cr15Co10Ni30高熵合金的综合力学性能;2)随着 Ti 含量的增加,FeCrCoNiTi 高熵合金的微观组织也发生了变化,富 Ti 的 BCC 相颗粒变得细小,相的形貌与分布也出现了变化,出现了逐渐与FCC 相融合的现象,导致合金的硬度、屈服强度和抗拉强 度 先 升 高 后 降 低,应 变 率 逐 渐 降 低,Fe45Cr15Co6Ni26Ti8合金的综合力学性能最佳,硬度为(404.26.3)HV0.3,屈服强度为(103612)MPa,抗压强度为(188310)MPa,应变率也维持在较高的水准,为(47.13.3)%。参考文献 1 Han S Z,Choi E A,Lim S H,et al.Alloy design strategies to increase strength and its trade-offs togetherJ.Progress in Materials Science,2021,117:100720.2 Li M Y,Zhang Q,Han B,et al.Investigation on microstructure and properties of AlxCoCrFeMnNi high entropy alloys by ultrasonic impact treatmentJ.Journal of Alloys and Compounds,2020,816:152626.3 Zhang K B,Fu Z Y,Zhang J Y,et al.Annealing on the structure and properties evolution of the CoCrFeNiCuAl high-entropy alloyJ.Journal of Alloys and Compounds,2010,502(2):295-299.4 Gludovatz B,Hohenwarter A,Catoor D,et al.A fracture-resistant high-entropy alloy for cryogenic applicationsJ.Science,2014,345(6201):1153-1158.5 Wang W R,Wang W L,Yeh J W.Phases,microstructure and mechanical properties of AlxCoCrFeNi high-entropy alloys at elevated temperaturesJ.Journal of Alloys and Compounds,2014,589(9):143-152.6 Butler T M,Weaver M 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