铝含量与高熵合金黏着磨损行为的关系.doc

Wear 261 (2006) 513–519

AlxCoCrCuFeNi高熵合金的粘合剂磨损行为作为铝含量的函数Jien-Min Wu a, Su-Jien Lin a, Jien-Wei Yeh a,∗,
Swe-Kai Chen b, Yuan-Sheng Huang a,c, Hung-Cheng Chen d
a清华大学材料科学与工程系，新竹300，台湾
b清华大学材料科学中心，台湾新竹300
c广东省韶关市韶关大学机电工程系512005
d台湾潮汕310工业技术研究院材料研究实验室
收到2005年6月7日; 2005年10月31日修订; 于2005年12月12日接受
可在线2006年1月19日

摘要
研究了通过电弧熔化制备的具有不同铝含量的AlxCoCrCuFeNi合金的粘合磨损行为。随着铝含量的增加，BCC相的体积分数和硬度值都增加，磨损系数降低。此外，磨损机制从分层磨损变为氧化磨损。对于低铝含量，x = 0.5，微结构具有简单的延性FCC相，磨损表面深沟，并发生周期性分层，产生大碎片。对于中等铝含量，x = 1.0，微观结构是FCC和BCC相的混合物，磨损表面在FCC区域深沟，但在BCC区域平滑。分层磨损仍然是主要的，尽管在平滑区域发生氧化磨损。对于高铝含量，x = 2.0，微观结构为BCC相，磨损表面光滑，产生高氧含量的细碎屑。高铝含量提高了耐磨性。他的改进是由于其高硬度，不仅抵抗塑性变形和分层，而且还带来氧化性磨损，其中氧化膜可以有助于耐磨性。
© 2005 Elsevier B.V. All rights reserved.

关键词：高熵合金; 胶粘剂; 磨损系数; 摩擦

1.介绍
近年来，Jien-Wei Yeh等人研究了一种全新的合金领域，具有等摩尔或近等摩尔比的多个主要元素的高熵合金。[1,2]. 高熵合金可含有至少五个主要元素，每个元素的浓度在35至5％原子之间。具有多元素的固体溶液由于其大的混合熵而在升高的温度下趋于更稳定[1]. 以前的研究表明，高熵合金可能具有简单的晶体结构，易于纳米沉淀，以及具有高硬度和优异的抗回火软化，耐磨，氧化和腐蚀的性能。其中，AlxCoCrCuFeNi合金从FCC相到BCC相逐渐变化，硬度随着铝含量的增加而从120增加到650 HV。

∗ Corresponding author. Tel.: [phone]; fax: [phone].
E-mail address: [e-mail] (J.-W. Yeh).

他们对结构和工具行业的应用很有希望[5,6].
基于一个主要元素的合金的磨损性能已被广泛研究。粘合剂磨损试验中最常见的摩擦系数曲线形式之一是摩擦系数的初始上升，达到峰值，然后逐渐下降到稳态值。[7–13].Fig. 1示出了该典型摩擦系数与滑动距离曲线的示意图。[13]. 影响金属材料摩擦曲线的因素包括硬度，塑性变形，加工硬化和结晶组织的演变，所有这些都可能在磨损过程中发生 [13,14]. 由于高熵合金在工业应用中的磨损行为的重要性，本文研究了AlxCoCrCuFeNi合金的粘合磨损行为。

0043-1648/$ – see front matter © 2005 Elsevier B.V. All rights reserved. doi:10.1016/j.wear.2005.12.008

J.-M. Wu et al / Wear 261 (2006) 513–519
519

x-Value
Al
Co
Cr
Cu
Fe
Ni
0.5

Nominal
9.09
18.18
18.18
18.18
18.18
18.18
DR (BCC)
5.5
21.2
23.9
9.4
22.7
17.2
ID (Cu-rich)
12.5
5.5
4.0
59.2
5.2
13.6
1.0

Nominal
16.67
16.67
16.67
16.67
16.67
16.67
DR (BCC)
25.5
16.1
17.2
7.4
14.6
19.2
ID (FCC + BCC)
13.0
17.3
18.3
17.5
20.0
13.9
ID (Cu-rich)
13.3
6.2
4.9
56.9
6.4
12.3
2.0

Nominal
28.56
14.28
14.28
14.28
14.28
14.28
Fig. 1. 示出了作为滑动距离的函数的典型摩擦系数的示意图。
DR (BCC)
31.5
16.8
10.8
9.1
15.0
169
摩擦曲线迅速增加到峰值（μp），然后逐渐降低到稳态值（μss）。
ID (Cu-rich)
15.1
3.4
4.2
68.2
4.0
5.1

1. Experimental details

本研究通过电弧熔融和铸造法制备了具有不同铝含量（x = 0-2.0摩尔比）的AlxCoCrCuFeNi高熵合金。 该方法遵循与参考文献中所述相同的步骤[3]. 抛光合金样品并用王水（HNO3：HCl = 1:3）进行蚀刻，用光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM，JEOL JSM-5410）进行观察，. 通过SEM能量色散谱（EDS）分析不同相的化学成分。使用维氏硬度计（Matzawa Seiki MV-1）在49N的负荷下以70μm/ s的加载速度进行20秒的硬度测量。散射误差在3％以内。 如图1所示，在干滑动条件下，使用自制磨损试验机，通过针盘滑动研究合金的粘附磨损行为在图2中显示。将8mm直径和25mm高度的针穿过硬度为890HV的距离距离中心20mm的SKH-51钢制成的75cm直径盘的预定距离，滑动速度为0.5m / s，正常载荷为29.4N。低和中铝含量的滑动距离，即x = 0.5和1.0，由于其高磨损损失，为5400米，而高铝含量（即x = 2.0）为64,800米，由于其优异的耐磨性 。在每次测试之前，将针和对面的表面抛光至0.25μm。用SEM和EDS表征磨损的碎片和磨损的表面。 使用X射线衍射仪（XRD，Rigaku ME510-FM2，Tokyo，Japan）进行相位鉴定，2θ扫描范围为20°至100°，速度为1°min-1。典型的辐射条件为铜靶为30kV和20mA。

Fig. 2. 磨损试验示意图。

Table 1
铸造AlxCoCrCuFeNi合金的原子比例的化学成分

DR, dendrite; ID, inter-dendrite.
磨损系数定义如下：
6V
0 µdL
Wr = F ¸ Lp
其中Wr是磨损系数，6V是滑动后的试样（销）的体积损失距离Lp，并且通过将滑动后的试样的重量损失除以密度，μ，摩擦系数L，滑动距离和 F是负载。
1.结果与讨论
1.1. 1.1。 铸态组织和硬度
AlxCoCrCuFeNi合金
为了与磨损试验后的磨损表面的微观结构进行比较，首先研究了铸态AlxCoCrCuFeNi合金的微结构。 图3给出了具有不同铝含量的合金的典型微观结构。在合金中观察到典型的浇铸树枝状晶和枝晶间结构（分别在图中定义为DR和ID）。通过EDS分析的合金的化学成分总结在表1中。在枝晶间区域可见铜偏析。 图4显示了晶体结构的XRD分析。它揭示了它们包括简单的阶段，FCC和BCC在演员状态因此，对于低铝含量（x = 0.5），枝晶和富Cu枝晶都是一个简单的FCC相。当铝含量增加到x = 1.0时，枝晶区域是BCC相，并且具有调节的旋节线分解结构（定义为SD），而仲落体的大部分区域由FCC和BCC相组成，小 区域是富Cu的FCC相。对于高铝含量（x = 2.0），BCC枝晶具有亚稳态结构，小的仲枝晶是富Cu的FCC相。显然，随着铝含量的增加，BCC相的体积分数增加，而枝晶间的量减少。所有这些观察结果都符合Tong等人报道的AlxCoCrCuFeNi合金的显微组织分析，其中铝含量为0至3.0。

Fig. 3. 具有不同铝含量（x值）的铸态AlxCoCrCuFeNi合金的SEM显微组织：（a）0.5; （b）1.0; （c）1.0; （d）2.0（DR：枝晶，ID：枝间枝，SD：旋节分解）。

图5显示了铝含量的硬度变化。
硬度值随铝含量的增加而上升。与图1所示的微观结构演化相比。 如图5所示，可以看出，硬度值上升与BCC相体积分数的大幅度增加一致。这显然意味着BCC相比FCC相强大约三倍。

Fig. 4. 具有不同铝含量的AlxCoCrCuFeNi合金的XRD分析。
这可以用三个观点来解释。第一个是沿着BCC结构中最接近的填充平面{11 0}的滑动比FCC结构中的{11 1}的滑动更困难，因为{11 0}平面较不致密且更不规则，因此具有较小的晶面间距 和位错运动的格子摩擦比原子尺度上的{11 1}面高。[15–17]. 第二个原因是在BCC相中引入了更强的结合元素如Al和Cr等高熔点元素以增加杨氏模量和抗滑性。

Fig. 5.具有不同铝含量的AlxCoCrCuFeNi合金的维氏硬度和磨损系数。

第三个是BCC相的旋节分解，其中纳米横截面的旋节结构也可以提供纳米复合强化效应x-Value
Al
Co
Cr
Cu
Fe
Ni
O
0.5

名义
9.09
18.18
18.18
18.18
18.18
18.18

磨损表面
7.2
16.5
17.3
14.7
17.5
16.2
12.4
磨损碎片
6.1
16.4
16.1
15.5
16.5
15.3
16.2
1.0

名义
16.67
16.67
16.67
16.67
16.67
16.67

磨损表面
15.6
13.6
15.7
14.6
13.5
14.5
14.8
磨损碎片
13.2
15.3
16.0
14.6
14.3
13.6
18.4
2.0

名称
28.56
14.28
1428
14.28
14.28
14.28

磨损A表面
25.1
15.9
14.2
9.1
14.9
14.1
5.6
图6 磨损系数对硬度AlxCoCrCuFeNi合金。
磨损B表面
19.4
7.7
6.7
39.8
7.7
9.6
9.2

磨损碎片
12.4
6.0
5.5
6.2
6.6
6.0
56.8
[16,17].

[18].

1.1。 粘合剂磨损行为
1.1.1。 磨损系数
磨损系数用作参数以评估粘合剂耐磨性。更小的磨损系数意味着更高的耐磨性，因为它需要更多的能量去除相同的体积。铝含量对AlxCoCrCuFeNi合金的磨损系数的影响如图5所示磨损系数随着铝含量的增加而降低。高铝含量的磨损系数约为铝含量低的七分之一。图6显示了磨损系数和硬度之间的相关性。可以看出，AlxCoCrCuFeNi合金的磨损系数与其从FCC相转变为BCC相的硬度敏感相关。这个结果与Khruschov的结论是一致的，即材料的耐磨性与维氏硬度一般成正比。如前所述，BCC相比FCC相强得多。 BCC相的数量越多，耐磨性就越好。但是，需要进行更详细的调查，以了解完整的机制。

1.1.1。 磨损的表面和碎片
图7显示了测试后磨损表面的形态和在该测试期间产生的碎片。磨损表面形态的明显差异被认为是铝含量的函数。随着铝含量的增加，表面粗糙度和变形程度下降。对于x = 0.5，磨损的表面是沟槽的，并且看到沿着凹槽的显着的延性变形。此外，在磨损的表面中存在一些侧向裂纹。与Al1.0CoCrCuFeNi和Al2.0CoCrCuFeNi合金的碎屑相比，Al0.5CoCrCuFeNi合金碎片最大，约150-300μm，呈圆盘状。这表明Al0.5CoCrCuFeNi的粘合磨损机理主要是分层磨损，磨损表面经历周期性分层断裂。

Table 2
Chemical compositions of worn surface and wear debris of AlxCoCrCuFeNi alloys in atomic percentage

这是合理的，因为分层磨损是延性金属的典型机理，Al0.5CoCrCuFeNi合金由延性FCC相组成。磨损表面和磨损碎屑的化学成分如表2所示。可以看出，它们都含有大量的氧气，表明氧化发生在由摩擦和变形加热的磨损表面上。
对于Al1.0CoCrCuFeNi合金，表面是局部沟槽的，但在其他区域是平滑的。在磨损的表面也观察到一些横向裂纹。碎屑尺寸约为80-200μm，小于Al0.5CoCrCuFeNi合金。氧含量磨损的表面和碎屑都高于Al0.5CoCrCuFeNi合金，如表2所示。这表明Al1.0CoCrCuFeNi合金的磨损类型仍然主要是分层磨损，尽管氧化性磨损变得明显。这是因为有相当一部分软和延性FCC相的事实。
与低铝和中铝含量（x = 0.5和1.0）的合金相比，铝含量增加到2.0会导致磨损表面更平滑。 7e，浅磨料槽较少。磨损碎片颗粒状细小，尺寸约为10μm。Al2.0CoCrCuFeNi合金磨损表面氧含量低于Al0.5CoCrCuFeNi和Al1.0CoCrCuFeNi，但磨损碎片的氧浓度远高于Al0.5CoCrCuFeNi和Al1.0CoCrCuFeNi 合金。所有这些都表明磨损机制主要是氧化磨损。这是合理的，因为硬的BCC相对塑性变形和分层的强烈阻力可能会使氧化层保持耐磨性。基于此，除了具有抵抗塑性变形和分层的硬度之外，氧化物膜还有助于高铝含量合金的耐磨性的大幅提高。

3.2.3. 摩擦系数
图8显示了不同铝含量的AlxCoCrCuFeNi合金的摩擦系数。摩擦系数曲线的典型特征是文献报道的两种摩擦方式。最初，摩擦系数迅速增加，达到峰值μp。

图 7.具有不同铝含量（x值）的AlxCoCrCuFeNi合金的磨损表面和磨损碎屑的SEM微观结构：（a）0.5，磨损表面; （b）0.5，碎片; （c）1.0，磨损面; （d）1.0，碎屑; （e）2.0，磨损表面; （f）2.0，碎片。

然后逐渐减小到稳态值μss。它们的摩擦系数范围很明显，如表3所示。Al0.5CoCrCuFeNi和Al1.0CoCrCuFeNi合金的摩擦曲线均表现出约0.65的峰值摩擦系数和约0.48的稳定值，而Al2.0CoCrCuFeNi合金的摩擦曲线范围在0.70和0.32之间。Al2.0CoCrCuFeNi合金的较高的峰值摩擦系数归功于高硬度（560HV）的Al2.0CoCrCuFeNi合金可以刮擦硬度为890HV的由SKH-51钢制成的盘。 摩擦系数最小的原因是磨损机理与氧化磨损相反，与分层磨损相反。


Table 3
测试合金摩擦性能的总结

Alloy µp µs 6µ

Al0.5CoCrCuFeNi
0.65 ± 0.04
0.50 ± 0.03
0.15 ± 0.07
Al1.0CoCrCuFeNi
0.65 ± 0.03
0.48 ± 0.03
0.17 ± 0.06
Al2.0CoCrCuFeNi
0.70 ± 0.02
0.32 ± 0.01
0.30 ± 0.03
μp，峰值摩擦系数; μss，稳态摩擦系数;
6μ=μp-μss。

图8.在非润滑滑动条件下，使用29.4N的正常载荷和0.5m / s的滑动速度获得的摩擦系数与滑动距离曲线相关：（a）Al0.5CoCrCuFeNi; （b）Al1.0CoCrCuFeNi; （c）Al2.0CoCrCuFeNi。

图8还表明，Al0.5CoCrCuFeNi和Al1.0CoCrCuFeNi合金具有较大的波动，而Al2.0CoCrCuFeNi合金的波动较小。摩擦系数的大幅波动被认为是由两个原因引起的。第一个是表面层的周期性局部断裂。第二个是在磨损的表面上定期积累和消除碎屑。

随着碎屑从磨损的表面离开，摩擦系数随着大尺寸碎屑积聚在磨损表面而减小。对于Al2.0CoCrCuFeNi合金的小波动，由于其磨损机理是氧化磨损，导致上一节提到的小碎屑。

4. 结论

随着AlxCoCrCuFeNi合金中铝含量的增加，强BCC相的体积分数和硬度值都增加，磨损系数降低，磨损机制从分层磨损变为氧化磨损。对于低铝含量，x = 0.5，微结构具有简单的延性FCC相，磨损表面深沟，并发生周期性分层，产生大碎片。对于中等铝含量，x = 1.0，微观结构是FCC和BCC相的混合物，磨损表面在FCC区域深沟，但在BCC区域平滑。分层磨损仍然是主要的，尽管在平滑区域发生氧化磨损。对于高铝含量，x = 2.0，微观结构为BCC相，磨损表面光滑，产生高氧含量的细碎屑。高铝含量提高了耐磨性。这种改进归功于其高硬度，其不仅抵抗塑性变形和分层，而且还导致氧化物磨损，其中氧化膜可以有助于耐磨性。

致谢

作者衷心感谢台湾国家科学委员会授予的这项研究的财政支持。 NSC-91-2120-E-007-007和台湾经济部授予“ 92-CE-17-A-08- S1-0003。

参考文献

[1] J.W. 叶h。 陈先生 林，J.Y 甘，美国 陈婉娴，C.H. 曹，
S.Y. Chang，具有多个主要元素的纳米结构高熵合金：新型合金设计概念和结果，Adv。 Eng。 母亲 6（2004）299-303。
[2] S. Ranganathan，合金乐趣：多金属鸡尾酒，Curr。 科学 85（2003）1404-1406。
[3] P.K. 黄先生 叶。un Chen，Multi-principal-element alloys with improved oxidation and wear resistance for thermal spray coating，Adv。 Eng。 母亲 6（2004）74-78.
[4] C.Y. 许，J.W. 叶h。 Chen，T.T.Shun，耐磨和耐高温压缩强度的FCC CuCoNiCrAl0.5Fe合金与硼添加，Metall。 母亲 转 A 35A（2004）1465-1469。
[5] C.J. Tong, Y.L. Chen, S.K. Chen, J.W. Yeh, T.T. Shun, C.H. Tsau, S.J.
Lin, S.Y. Chang, Microstructure characterization of AlxCoCrCuFeNi high- entropy alloy system with multiprincipal elements, Metall. Mater. Trans. A 36 (2005) 881–893.
[6] C.J. Tong, M.R. Chen, S.K. Chen, J.W. Yeh, T.T. Shun, S.J. Lin, S.Y. Chang, Mechanical performance of the AlxCoCrCuFeNi high-entropy alloy sys- tem with multiprincipal elements, Metall. Mater. Trans. A 36A (2005) 1263–1271.

[7] P.J. Blau, Friction and Wear Transitions of Materials, Noyes Publishing, New Jersey, 1989.
[8] N.P. Suh, Tribophysics, Prentice-Hall, New Jersey, 1986.
[9] P.J. Blau, Model for run-in and other transitions in sliding friction, J. Tribol.
109 (1987) 537–544.
[10] D.A. Rigney, J.P. Hirth, Plastic deformation and sliding friction of metals, Wear 53 (1979) 345–370.
[11] D. Kuhlmann-Wilsdorf, Dislocation concepts in friction and wear, in: D.A. Rigney (Ed.), Fundamentals of Friction and Wear of Materials, ASM, Met- als Park, Ohio, 1980, p. 119.
[12] N.P. Suh, Update on the delamination theory of wear, in: D.A. Rigney (Ed.), Fundamentals of Friction and Wear of Materials, ASM, Metals Park, Ohio, 1980, p. 43.
[13] Z.N. Farhat, Contribution of crystallographic texturing to the sliding fric- tion behaviour of FCC and HCP metals, Wear 250 (2001) 401–408.
[14] J.P. Hirth, D.A. Rigney, The application of dislocation concepts in friction and wear, in: F.R. Nabarro (Ed.), Dislocations in Solids, vol. 6, North- Holland, Amsterdam, 1983, p. 10.
[15] R.E. Reed-Hill, R. Abbaschian, Physical Metallurgy Principles, third ed., PWS-KENT Publishing Company, Boston, 1994, pp. 140–146.
[16] T. Courtney, Mechanical Behavior of Materials, McGraw-Hill, New York, 1990, pp. 173–184.
[17] G.E. Dieter, Mechanical Metallurgy, SI Meric ed., McGraw-Hill Book Company, New York, 1988, pp. 117–121.
[18] G.E. Dieter, Mechanical Metallurgy, SI Meric ed., McGraw-Hill Book Company, New York, 1988, pp. 208–212.
[19] M.M. Khruschov, Principles of abrasive wear, Wear 28 (1974) 69–88. [20] Y. Wang, T.Q. Lei, J.J. Liu, Tribo-metallographic behavior of high carbon
steels in dry sliding. I. Wear mechanisms and their transition, Wear 231 (1999) 1–11.