苗軍偉1,2, 王明亮,1,2, 張愛(ài)軍3, 盧一平,1,2, 王同敏2, 李廷舉2

共晶合金是通過(guò)液-固共晶反應(yīng)獲得的一類合金材料，廣泛應(yīng)用在電子、汽車(chē)、航空航天等工業(yè)領(lǐng)域[1,2]。與其他合金相比，共晶合金擁有一些獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)：(1) 熔點(diǎn)比純組元低，便于熔煉與鑄造；(2) 鑄造流動(dòng)性好，沒(méi)有凝固溫度區(qū)間，減少了縮松、縮孔、偏析等常見(jiàn)的鑄造缺陷；(3) 天然的原位復(fù)合材料，易耦合多種功能屬性[2,3]。但傳統(tǒng)的二元或三元共晶合金數(shù)量有限，真正有商業(yè)應(yīng)用價(jià)值的共晶合金長(zhǎng)期局限在少數(shù)幾個(gè)共晶體系中，如Fe-C、Ni-Al、Al-Si、Sn-Ag-Cu等，且它們的性能開(kāi)發(fā)目前已趨于極限[1,2]。

共晶高熵合金(eutectic high-entropy alloy，EHEA)是Lu等[4]在2014年提出的一種新的合金設(shè)計(jì)理念，即用共晶合金的思路來(lái)設(shè)計(jì)高熵合金。高熵合金多主元的成分特點(diǎn)為設(shè)計(jì)兼具更多優(yōu)異性能的新型合金提供了廣闊空間[5~7]，而鑄造共晶合金等溫平衡凝固的特性則在源頭上解決了以固溶體為主的高熵合金鑄造流動(dòng)性差、易成分偏析的難題[1,2,4,8]。迄今為止，已開(kāi)發(fā)出大量性能優(yōu)異的共晶高熵合金，如AlCoCrFeNi2.1[4]、(CoCrFeNi)M (M = Nb0.45、Ta0.4、Zr0.55和Hf0.4)[9]、CrFeNi2Al[10]、Ni30Co30Cr10Fe10Al18W2[11]、CoCrFeNiMnPdx[12]、CoFeNi2V0.5Nb0.75[13]、AlCrFeNiCo1.9[14]、AlCr1.3TiNi2[15]等。其中，AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金的密度僅為6.4 g/cm3，其900℃以下時(shí)高溫硬度及1100℃以下時(shí)比屈服強(qiáng)度高于絕大部分已報(bào)道的難熔高熵合金、共晶高熵合金及傳統(tǒng)高溫合金[15]。另外，由于層片狀共晶組織較低的相界面能[16,17]和高熵合金顯著的遲滯擴(kuò)散效應(yīng)[18]，共晶高熵合金表現(xiàn)出了優(yōu)異的高溫?zé)岱€(wěn)定性及抗蠕變性能，是一類極具應(yīng)用潛力的新型鑄造高溫合金[2~4,15,19~21]。

磨損是機(jī)械零部件最主要的失效原因之一，一些研究[22~27]表明高熵合金具有較傳統(tǒng)合金更為優(yōu)異的耐磨性，但目前有關(guān)共晶高熵合金摩擦學(xué)性能的研究還鮮有報(bào)道[17,19,28,29]。本工作采用電磁懸浮熔煉+直接鑄造的方法制備了千克級(jí)的AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金；借助透射電子顯微鏡(TEM)和三維原子探針(APT)等先進(jìn)材料表征手段，分析了該合金的鑄態(tài)微觀組織與納米尺度的化學(xué)成分分布；使用HT-1000摩擦試驗(yàn)機(jī)對(duì)比研究了AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金與GH4169鎳基高溫合金在室溫~800℃的摩擦學(xué)性能，分析了它們的摩擦磨損機(jī)理。以期為開(kāi)發(fā)新的高溫耐磨材料提供參考，推動(dòng)共晶高熵合金在高溫摩擦學(xué)領(lǐng)域的工業(yè)化應(yīng)用。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用共晶高熵合金采用電磁懸浮熔煉+直接鑄造的方法制備。熔煉設(shè)備為YC2019-0065型電磁懸浮熔煉爐，額定功率350 kW。首先按照名義成分配制總質(zhì)量2 kg的原料，所用元素的純度均超過(guò)99.9% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))。將配好的原料混合放入熔煉爐中，抽爐內(nèi)真空度至3 × 10-3 Pa后充Ar氣至3 × 102 Pa，按下加熱按鈕，緩慢調(diào)節(jié)功率旋鈕進(jìn)行熔煉，待原料完全熔化后在1550℃保溫15 min，然后澆入底部?jī)?nèi)徑50 mm、頂部?jī)?nèi)徑62 mm、高度220 mm的石墨坩堝中冷卻成型，石墨坩堝內(nèi)壁噴涂Al2O3熱障涂層。所獲鑄錠的高度約150 mm。對(duì)液態(tài)金屬的測(cè)溫由IRTM-2CK型紅外測(cè)溫儀完成，測(cè)溫精度為±2℃。對(duì)比材料選用目前高溫領(lǐng)域使用廣泛的鎳基高溫合金GH4169 (Inconel 718)。該合金在摩擦磨損實(shí)驗(yàn)前進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理[27]：1000℃固溶處理1 h，水冷；720℃保溫8 h，隨爐冷至620℃再保溫，總時(shí)效時(shí)間18 h，空冷。時(shí)效后GH4169合金的室溫硬度為(460 ± 11) HV，與文獻(xiàn)[27]報(bào)道的Inconel 718合金硬度(約455 HV)接近。

摩擦磨損實(shí)驗(yàn)在HT-1000型旋轉(zhuǎn)式高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行：采用球-盤(pán)式接觸，大氣環(huán)境下干摩擦；上試樣為直徑6 mm的Si3N4陶瓷球，固定不動(dòng)；下試樣為直徑25 mm、厚2 mm的合金盤(pán)，電機(jī)帶動(dòng)樣品臺(tái)轉(zhuǎn)動(dòng)使待測(cè)合金與Si3N4球摩擦；測(cè)試載荷500 g (4.9 N)，滑動(dòng)速率0.28 m/s，測(cè)試時(shí)間30 min；測(cè)試溫度設(shè)定為室溫、200、400、600和800℃。高溫摩擦實(shí)驗(yàn)時(shí)，試樣放置在密閉的加熱電阻爐中，啟動(dòng)程序后以10℃/min的速率升溫至實(shí)驗(yàn)溫度，保溫5 min，然后再開(kāi)始實(shí)驗(yàn)。摩擦試驗(yàn)機(jī)的熱電偶為K型熱電偶，測(cè)溫精度±2℃，分布在靠近樣品臺(tái)的位置。每個(gè)溫度的摩擦磨損實(shí)驗(yàn)至少重復(fù)2次以保證實(shí)驗(yàn)結(jié)果的可靠性，摩擦系數(shù)由試驗(yàn)機(jī)附帶的傳感器和統(tǒng)計(jì)軟件實(shí)時(shí)記錄。利用MicroXAM-3D Surface Profiler三維輪廓儀測(cè)定合金的磨損體積，磨損體積除以載荷與滑動(dòng)總長(zhǎng)度的乘積即為合金的特征磨損率。

前期的研究工作[15]表明，AlCr1.3TiNi2高熵合金具有超細(xì)的層片狀共晶組織。因此，使用Tecnai G2 F20 S-TWIN型TEM和LEAP 4000 × HR型APT表征該合金的微觀組織與納米尺度的化學(xué)成分分布。TEM和APT樣品采用Helios Nanolab 600i聚焦離子束(FIB)制備。通過(guò)配備X射線能譜儀(EDS)的鎢燈絲QUANTA 450掃描電鏡(SEM)觀察被測(cè)合金與對(duì)磨球的磨損表面形貌并確定其不同區(qū)域的化學(xué)成分。利用DXR Microscope顯微共聚焦Raman光譜儀分析合金磨損表面的摩擦氧化產(chǎn)物。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 AlCr1.3TiNi2 共晶高熵合金的微觀組織

圖1a為AlCr1.3TiNi2鑄態(tài)合金的TEM明場(chǎng)像。由圖可見(jiàn)，該合金具有規(guī)則的層片狀共晶組織，由直線交截法測(cè)得其共晶兩相的平均層片間距只有350 nm左右。如此細(xì)小的共晶組織在鑄造合金中十分少見(jiàn)，這可能與其特殊的相組成有關(guān)。圖1b和c是圖1a中不同層片區(qū)域的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣，分析可知，窄的層片為無(wú)序bcc相，晶格常數(shù)abcc = 0.2879 nm，寬層片為有序L21相，晶格常數(shù)a${}_{?{\mathrm{2}}_{\mathrm{1}}}$ = 0.5886 nm, 兩相的晶格錯(cuò)配度(δ)可通過(guò)如下公式計(jì)算[30]：

圖1

圖1   鑄態(tài)AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金的微觀組織

Fig.1   Microstructures of the as-cast AlCr1.3TiNi2 eutectic high-entropy alloy (EHEA)

(a) low magnified bright-field TEM image

(b, c) corresponding selected area electron-beam diffraction (SAED) patterns of the thin (b) and thick (c) lamellae in Fig.1a, respectively

(d) high magnified bright-field TEM image

(e) high-resolution TEM image of the central area of the L21 lamellae and the corresponding fast Fourier transform (FFT) patterns (insets)

(f) high-resolution TEM image of the bcc/L21 phase interface

計(jì)算結(jié)果與兩相界面處的高分辨圖像(圖1f)均表明，bcc相與L21相的錯(cuò)配度很小。低的晶格錯(cuò)配度減小了第二相的形核障礙[31]，兩相形核率高，所以采用常規(guī)的鑄造方法即可獲得超細(xì)的層片狀共晶組織。得益于高熵合金顯著的遲滯擴(kuò)散效應(yīng)和共晶合金較低的相界面能，層片狀共晶高熵合金具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性。He等[21]發(fā)現(xiàn)CoCrFeNiNb0.65共晶高熵合金的層片狀結(jié)構(gòu)在750℃以下非常穩(wěn)定，900℃、24 h退火后會(huì)發(fā)生明顯球化但仍可保持良好的力學(xué)性能。Jiao等[20]發(fā)現(xiàn)，AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金規(guī)則的層片狀組織在1100℃退火12 h未發(fā)生明顯粗化。此外，占AlCr1.3TiNi2合金體積分?jǐn)?shù)65%的L21相具有非常穩(wěn)定的Heusler型結(jié)構(gòu)，有序度高，滑移系少，抗蠕變性能優(yōu)異，故該共晶高熵合金展現(xiàn)出了優(yōu)異的高溫力學(xué)性能[15]。圖1d為較大倍數(shù)的TEM明場(chǎng)像。從中可以看到，在L21層片的中心區(qū)域還彌散分布有大量的納米析出相。高分辨圖像及快速Fourier變換花樣(圖1e)顯示這些納米析出相具有無(wú)序bcc結(jié)構(gòu)。

APT通過(guò)對(duì)材料中不同元素的原子逐個(gè)進(jìn)行分析，可實(shí)現(xiàn)不同元素的原子在納米空間中的三維立體成像，是目前納米尺度上精度較高的一種定量成分分析方法。圖2a給出了一個(gè)包含L21相和少許bcc相的針尖樣品中不同元素的三維APT重構(gòu)圖。結(jié)果顯示bcc相中Cr元素富集，而Ni、Al和Ti元素則主要分布在L21相中。從3%Cr (原子分?jǐn)?shù))等濃度面可以看出，bcc結(jié)構(gòu)的納米析出相同樣富含Cr元素，主要分布在L21相的中心區(qū)域，與TEM結(jié)果(圖1d)一致。圖2b和c是穿過(guò)bcc/L21相界面和L21基體/納米沉淀相界面的成分分布圖。從中可以得出，bcc相、L21相和納米析出相的平均成分(原子分?jǐn)?shù)，%)分別為Al1.1Cr97.6Ti0.9Ni0.4、Al26.0Cr0.7Ti31.1Ni42.2和Al19.8Cr29.4Ti19.4Ni31.4。高熵合金包含的元素種類較多，不同元素原子間的相互作用以及與晶格畸變的交互作用使得合金中原子的擴(kuò)散緩慢，第二相生長(zhǎng)困難。因此，在高熵合金基體上經(jīng)常觀察到有細(xì)小的沉淀相析出[7]。

圖2

圖2   AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金的APT表征

Fig.2   Atom probe tomography (APT) characterization of the AlCr1.3TiNi2 EHEA

(a) 3D reconstruction of ion maps for various elements (b, c) one-dimensional compositional profiles across the interfaces of the bcc/L21 (b) and L21/nanoprecipitate (c), respectively

2.2 摩擦系數(shù)與磨損率

圖3a給出了AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金在不同測(cè)試溫度下摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)時(shí)間的變化曲線。可見(jiàn)該合金在室溫~400℃范圍內(nèi)的摩擦系數(shù)曲線相似，摩擦系數(shù)在0.6上下波動(dòng)且波幅較大。這種波動(dòng)通常被認(rèn)為和摩擦過(guò)程中磨屑的堆積與去除有關(guān)。磨屑的堆積使磨損表面變粗糙，導(dǎo)致摩擦系數(shù)增加；而當(dāng)堆積磨屑被去除時(shí)，摩擦副的滑動(dòng)阻力減小，相應(yīng)地摩擦系數(shù)降低[24]。測(cè)試溫度為600℃時(shí)，摩擦系數(shù)曲線的波動(dòng)減小，平均摩擦系數(shù)降為0.40。但在800℃時(shí)其摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)時(shí)間的延長(zhǎng)而不斷增加，約15 min后才趨于穩(wěn)定，全程平均摩擦系數(shù)為0.68。金屬材料高溫摩擦磨損行為的變化通常與其強(qiáng)度的降低、塑性的改善以及表層氧化物的形成有關(guān)[29,32,33]。為了評(píng)估AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金作為高溫耐磨材料的潛力，本工作同樣考察了GH4169鎳基高溫合金(經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理)的高溫摩擦磨損性能。圖3b為GH4169合金的摩擦系數(shù)隨滑動(dòng)時(shí)間的變化曲線。室溫下，該合金的摩擦系數(shù)較高，摩擦系數(shù)曲線的波動(dòng)較大。隨著測(cè)試溫度的升高，其平均摩擦系數(shù)不斷降低且摩擦系數(shù)曲線的波動(dòng)逐漸減小，800℃時(shí)，其平均摩擦系數(shù)為0.3。這與文獻(xiàn)[33]中Inconel 718和Al2O3球配副時(shí)高溫摩擦系數(shù)的變化規(guī)律一致。

圖3

圖3   鑄態(tài)AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金和熱處理態(tài)GH4169高溫合金在不同測(cè)試溫度的摩擦系數(shù)曲線，及2種合金在不同溫度下的平均摩擦系數(shù)與磨損率

Fig.3   Friction coefficient curves of the as-cast AlCr1.3TiNi2 EHEA (a) and treated GH4169 superalloy (b) tested at different temperatures, average friction coefficients (c) and wear rates (d) of the two alloys tested at different temperatures (RT—room temperature)

圖3c和d比較了AlCr1.3TiNi2和GH4169合金在不同測(cè)試溫度下的平均摩擦系數(shù)和摩擦率。可見(jiàn)，測(cè)試溫度對(duì)GH4169合金的耐磨性影響較大，該合金在200℃時(shí)的磨損率最高，之后隨測(cè)試溫度升高其磨損率逐漸降低。AlCr1.3TiNi2合金在室溫~600℃范圍的磨損率均低于GH4169合金。800℃時(shí)，盡管AlCr1.3TiNi2合金的摩擦系數(shù)明顯高于GH4169合金，但2者的磨損率相差不大。Jose等[34]研究了Inconel 718合金在真空條件下和316LN配副的高溫摩擦學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)Inconel 718合金的磨損率隨測(cè)試溫度的升高而逐漸增大。劉紅利等[33]研究了Inconel 718合金經(jīng)高溫氧化處理后在25~800℃范圍內(nèi)和Al2O3球配副的摩擦學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)其磨損率與未處理的合金相比顯著降低。顯然，本工作中GH4169合金高溫耐磨性的提高與其磨損表面的氧化反應(yīng)有關(guān)。對(duì)于AlCr1.3TiNi2合金，文獻(xiàn)[15]顯示其高溫硬度至少可以維持到900℃ (≥ 484 HV)。硬度是表征材料抗磨損性能的重要參數(shù)，通常認(rèn)為材料的硬度越高，其耐磨性越好。所以，AlCr1.3TiNi2合金優(yōu)異的高溫耐磨性應(yīng)與其良好的組織穩(wěn)定性及出色的高溫硬度有關(guān)。特別值得一提的是，本工作中考察的AlCr1.3TiNi2合金采用直接鑄造法獲得，而GH4169合金則需經(jīng)過(guò)復(fù)雜的熱處理強(qiáng)化才能達(dá)到理想的性能。簡(jiǎn)單經(jīng)濟(jì)的制備工藝與低密度、高硬度、抗高溫軟化、耐磨損等性能特點(diǎn)是AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金作為新一代高溫結(jié)構(gòu)材料的突出優(yōu)勢(shì)。

2.3 磨痕形貌與磨損機(jī)理

圖4為AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金在不同溫度摩擦測(cè)試后的磨痕表面形貌。可見(jiàn)在較低溫度(≤ 200℃)時(shí)，該合金的磨痕表面相對(duì)光滑，僅存在少量的微犁溝(圖4a和b)，其磨損機(jī)理為輕微磨粒磨損。400和600℃時(shí)，合金磨痕表面的粗糙度增大，出現(xiàn)明顯的犁溝和磨屑堆積(圖4c和d)，這是磨粒磨損的典型形貌特征。高溫條件下，一方面共晶高熵合金的強(qiáng)度與硬度降低，摩擦過(guò)程中來(lái)自對(duì)磨球的犁削作用增強(qiáng)，導(dǎo)致其磨損率增加；另一方面共晶兩相的協(xié)調(diào)變形能力增強(qiáng)，導(dǎo)致其摩擦系數(shù)降低，摩擦系數(shù)曲線的波動(dòng)減小。800℃時(shí)，該合金的磨痕形貌發(fā)生明顯改變，除犁溝外還出現(xiàn)了不完整的層狀結(jié)構(gòu)(圖4e)，這是摩擦過(guò)程中合金塑性變形留下的痕跡。Wang等[15]先前對(duì)AlCr1.3TiNi2合金的熱壓縮實(shí)驗(yàn)表明，該合金的塑性隨測(cè)試溫度的升高而逐漸增加，且其在800℃時(shí)仍可保持較好的應(yīng)變硬化能力。所以，AlCr1.3TiNi2合金在800℃時(shí)的異常摩擦磨損行為(摩擦系數(shù)明顯增加但磨損率降低)應(yīng)和其磨損表面的劇烈塑性變形有關(guān)。EDS分析(表1)表明，圖4e所示的磨痕表面除合金元素外還包含少量的Si元素和較高含量的O元素。另外，Raman光譜顯示該合金在800℃摩擦實(shí)驗(yàn)后的磨痕表面有氧化物的峰出現(xiàn)(圖4f)。所以，超過(guò)800℃時(shí)，高溫氧化對(duì)其摩擦磨損行為的影響同樣值得關(guān)注。

圖4

圖4   AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金在不同溫度摩擦測(cè)試后磨痕表面的SEM二次電子像，及600和800℃摩擦測(cè)試后磨痕表面的Raman光譜

Fig.4   SEM secondary electron images of the worn surfaces of the as-cast AlCr1.3TiNi2 EHEA tested at 25oC (a), 200oC (b), 400oC (c), 600oC (d), and 800oC (e), and Raman spectra of the worn surfaces for the EHEA after testing at 600oC and 800oC (f)

表1   圖4~6中磨痕表面(阿拉伯?dāng)?shù)字標(biāo)記區(qū)域)的EDS結(jié)果 (atomic fraction / %)

Table 1  EDS results of the worn surface shown in Figs.4-6

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圖5為GH4169鎳基高溫合金在不同溫度摩擦測(cè)試后的磨痕表面形貌。與AlCr1.3TiNi2合金相比，測(cè)試溫度對(duì)GH4169合金磨痕形貌的影響更加明顯。室溫時(shí)，該合金的磨痕表面存在大量的微犁溝并伴有輕微的剝落特征(圖5a)。摩擦過(guò)程中合金的剝落會(huì)導(dǎo)致摩擦系數(shù)的突然降低，所以其室溫摩擦系數(shù)曲線的后半段波動(dòng)劇烈(圖3b)。200℃時(shí)，GH4169合金磨痕表面的犁溝明顯變深，塑性變形特征顯著(圖5b)。400℃開(kāi)始，一些黑色的島狀斑塊出現(xiàn)在GH4169合金的磨痕表面(圖5c)。EDS分析(表1)顯示這些黑色斑塊的O含量很高，說(shuō)明氧化磨損開(kāi)始發(fā)揮作用。當(dāng)測(cè)試溫度進(jìn)一步升高時(shí)，GH4169合金的磨痕表面形成了一層連續(xù)的氧化物膜(圖5d和e)。圖5f為GH4169合金在400~800℃摩擦測(cè)試后磨痕表面的Raman光譜。可見(jiàn)隨著測(cè)試溫度的升高，氧化物特征峰的峰強(qiáng)增加，峰形變尖銳，表明摩擦氧化產(chǎn)物的含量增加且結(jié)晶完整程度提高。一些氧化物在高溫下是良好的潤(rùn)滑劑[32,35]，可以阻礙合金和對(duì)偶球的直接接觸，從而降低了合金的摩擦系數(shù)與磨損率(圖3b和d)。GH4169合金是一種沉淀強(qiáng)化型高溫合金，其主強(qiáng)化相為體心四方結(jié)構(gòu)γ″ (Ni3Nb)相，γ″相在超過(guò)650℃時(shí)會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">δ相，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度明顯降低[27]。文獻(xiàn)[15]和[27]顯示，從室溫到800℃，AlCr1.3TiNi2合金的硬度僅減少了7.8%，而GH4169合金的降幅則高達(dá)49.2%。結(jié)合圖3中摩擦系數(shù)和磨損率的隨測(cè)試溫度的變化規(guī)律，可以推斷高溫條件下GH4169合金磨痕表面生成的氧化膜發(fā)揮了良好的減摩抗磨作用。

圖5

圖5   GH4169鎳基高溫合金(標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài))在不同溫度摩擦測(cè)試后磨痕表面的SEM二次電子像，及400~800℃摩擦測(cè)試后磨痕表面的Raman光譜

Fig.5   SEM secondary electron images of the worn surfaces of the treated GH4169 superalloy tested at 25oC (a), 200oC (b), 400oC (c), 600oC (d), and 800oC (e), and Raman spectra of the worn surfaces for the EHEA after testing at 400-800oC (f)

圖6為Si3N4球與AlCr1.3TiNi2合金和GH4169合金在不同溫度下對(duì)磨后的磨斑形貌。其400℃的磨斑形貌與200或600℃相似，故在這里不作展示。從圖6a~d可以看到，Si3N4球與AlCr1.3TiNi2合金對(duì)磨后的磨斑尺寸較小，磨損表面較清潔，說(shuō)明本工作中AlCr1.3TiNi2合金的磨損主要來(lái)自對(duì)磨球的犁削和塑性變形(即磨粒磨損)。根據(jù)經(jīng)典的磨粒磨損模型[25,36]，假設(shè)一個(gè)半徑為r的錐形剛性微凸體在一個(gè)較軟材料上滑動(dòng)，形成深度x的犁溝時(shí)，單位距離內(nèi)該材料的磨損量為：

式中，V為材料的磨損體積，K為磨粒磨損常數(shù)，F為所施加的法向載荷，H為材料的硬度。即材料的磨損率與其硬度呈倒置關(guān)系。隨著測(cè)試溫度升高，AlCr1.3TiNi2合金的硬度逐漸減小，但其磨損率未單調(diào)增加。這說(shuō)明不能將AlCr1.3TiNi2合金優(yōu)異的高溫耐磨性簡(jiǎn)單地歸因于其出色的高溫硬度，高溫下諸如塑性等其他力學(xué)性能的改善同樣是該合金耐磨損的重要原因。在與GH4169合金對(duì)磨時(shí)，Si3N4球的磨斑形貌受測(cè)試溫度的影響明顯，如圖6a1~d1所示。室溫時(shí)，其磨斑尺寸較大但表面清潔，GH4169合金的磨損機(jī)制以磨粒磨損為主。從200℃開(kāi)始，Si3N4球的磨斑區(qū)域出現(xiàn)大量的白色黏著物。EDS分析(表1)顯示，這些黏著物的主要成分為合金組元和高含量的O元素。所以，GH4169合金在高溫下的磨損機(jī)制還包括黏著磨損和氧化磨損。隨著測(cè)試溫度的升高，白色黏著物的致密度提高且O含量增加，說(shuō)明氧化磨損的作用加劇。GH4169合金的氧化物存在易剪切面[33]，在GH4169合金/Si3N4陶瓷的對(duì)磨過(guò)程中起到了固體潤(rùn)滑劑的作用。

圖6

圖6   Si3N4球與AlCr1.3TiNi2合金和GH4169合金在不同溫度下對(duì)磨后磨斑區(qū)域的SEM二次電子像

Fig.6   SEM secondary electron images of the worn surfaces of Si3N4 ball sliding against AlCr1.3TiNi2 EHEA (a-d) and GH4169 superalloy (a1-d1) at RT (a, a1), 200oC (b, b1), 600oC (c, c1), and 800oC (d, d1)

3 結(jié)論

(1) 通過(guò)直接鑄造方法獲得了千克級(jí)的AlCr1.3TiNi2共晶高熵合金，該合金具有超細(xì)的層片狀共晶組織形貌，其平均層片間距只有350 nm，共晶兩相為晶格錯(cuò)配度只有約2%的bcc相與L21相，L21相中還包含大量的無(wú)序bcc納米析出相。

(2) ≤ 600℃時(shí)，AlCr1.3TiNi2合金的磨損機(jī)理以磨粒磨損為主，良好的組織穩(wěn)定性和突出的高溫力學(xué)性能賦予了其較GH4169鎳基高溫合金更為優(yōu)異的耐磨性。

(3) 800℃時(shí)，AlCr1.3TiNi2合金的磨痕表面塑性變形加劇，其平均摩擦系數(shù)高達(dá)0.68。GH4169合金的磨痕表面形成了一層具有潤(rùn)滑效果的氧化物膜，表現(xiàn)出低的摩擦系數(shù)(約0.3)。2者在800℃時(shí)的磨損率相差不大。