梁 思 ,張愛軍 ,劉德學(xué) ,孟軍虎* ,辛本斌 ,蘇 博 ,韓杰勝

(1.蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,甘肅 蘭州 730050;2.中國科學(xué)院蘭州化學(xué)物理研究所 中國科學(xué)院材料磨損與防護(hù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,甘肅 蘭州 730000)

隨著航空、航天、核工業(yè)和高端裝備制造業(yè)等領(lǐng)域的快速發(fā)展，傳統(tǒng)的以鐵、鈷和鎳為基體的高溫合金已不能滿足苛刻條件下的使用需求，目前亟需發(fā)展性能更為優(yōu)良的新型高溫合金材料[1-3].高熵合金由葉均蔚教授于2004年提出，是1種全新的合金設(shè)計(jì)概念[4-5].高熵合金的高熵效應(yīng)、緩慢擴(kuò)散效應(yīng)、晶格畸變效應(yīng)和雞尾酒效應(yīng)賦予其諸多常規(guī)金屬材料不具備的優(yōu)良性能，如高強(qiáng)度、高硬度、良好的延展性、耐腐蝕、耐磨損、耐高溫以及抗輻照等性能[6-9].近年來，高熵合金的研究關(guān)注度越來越高，其設(shè)計(jì)理念也不再局限于固溶體型合金，隨著傳統(tǒng)合金和高熵合金設(shè)計(jì)方法的交叉融合以及計(jì)算機(jī)模擬、高通量篩選和人工智能等方法的應(yīng)用，開發(fā)了一系列高性能的第二相強(qiáng)化高熵合金[10-11].

2015年，Tsao等[12]將高熵合金的概念與高溫合金的FCC/L12共格雙相結(jié)構(gòu)相結(jié)合，創(chuàng)造性地提出了1類新型合金-高熵高溫合金(High-entropy superalloys,HESAs)，最具代表性的為NiAlCoCrFeTi和NiAlCoCr-FeTiTaMoW.Taso等[13]將該合金在900和1 100 ℃下分別時(shí)效500 h，發(fā)現(xiàn)時(shí)效后合金物相組成無顯著變化，證明了其具有良好的高溫?zé)岱€(wěn)定性.Tsao等[14]發(fā)現(xiàn)該合金在982 ℃/159 MPa條件下蠕變斷裂壽命為114 h，具有良好的高溫抗蠕變性能.Zhang等[15]證明了該合金具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，且發(fā)現(xiàn)少量難熔元素可進(jìn)一步提升其高溫力學(xué)性能.優(yōu)異的高溫?zé)岱€(wěn)定性、高溫力學(xué)性能和高溫抗蠕變等性能使高熵高溫合金具有取代傳統(tǒng)高溫合金的潛力，有望作為高溫部件應(yīng)用于航空和航天等領(lǐng)域.

服役于航空和航天等領(lǐng)域高溫工況中的運(yùn)動(dòng)部件由于長時(shí)間處于高溫、重載和高速等極端苛刻的條件下，不僅要求其具有良好的高溫力學(xué)性能，同時(shí)還需具備良好的高溫摩擦學(xué)性能.然而，目前關(guān)于高熵高溫合金摩擦學(xué)性能的研究較少.基于此，本文中采用真空電弧熔煉制備2種典型的高熵高溫合金NiAlCo-CrFeTi和NiAlCoCrFeTiTaMoW[12]，考察其微觀組織和力學(xué)性能，系統(tǒng)地研究了2種高熵高溫合金在25～900 ℃的摩擦學(xué)性能，并結(jié)合其微觀組織和力學(xué)性能分析了其高溫摩擦磨損機(jī)制，為該合金在高溫苛刻條件下的應(yīng)用提供了參考.

1 試驗(yàn)部分

采用真空電弧熔煉技術(shù)制備2種典型的高熵高溫合金，所用的原料分別是高純Ni、Al、Co、Cr、Fe、Ti、Ta、Mo和W顆粒，2種合金的名稱縮寫、名義成分和混合熵(ΔSmix)列于表1中.為了獲得成分均勻的合金錠，在高純氬氣保護(hù)下反復(fù)熔煉9～10次，熔煉過程中施加電磁攪拌.將切割后的高熵高溫合金鑄錠表面打磨拋光，采用EMPYREAN型X射線衍射儀(XRD)分析高熵高溫合金的物相組成.使用王水刻蝕合金樣品的拋光表面，再采用光學(xué)顯微鏡(OM)及JSM-6701F型掃描電子顯微鏡(SEM)表征分析高熵高溫合金的微觀組織.

采用MH-5-VM型顯微硬度計(jì)測試合金的維氏硬度，載荷3 N，保荷5 s，測試10次后取平均值.參考GB/T 7314-2017《金屬材料 室溫壓縮試驗(yàn)方法》中規(guī)定的測試方法，采用SANS-CMT520型萬能材料試驗(yàn)機(jī)測試2種高熵高溫合金的室溫壓縮力學(xué)性能，壓縮力學(xué)性能測試試樣尺寸為Φ3 mm×6 mm，每種合金分別進(jìn)行3次測試之后取其平均值.參考GB/T 4161-2007《金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌度KIC試驗(yàn)方法》中規(guī)定的測試方法，采用SANS-CMT520型萬能材料試驗(yàn)機(jī)測試2種合金的室溫?cái)嗔秧g性，斷裂韌性采用單邊切口深度為2.5 mm的試樣，尺寸為2.5 mm×5 mm×24 mm，測試時(shí)跨距為20 mm.測試完成后獲得力-位移曲線，根據(jù)該曲線和試樣尺寸通過下式計(jì)算合金的室溫?cái)嗔秧g性：

其中，F(xiàn)Q為臨界載荷，S為跨距，B為樣品厚度，W為樣品寬度，f(a/W)為幾何形狀因子.每種合金的斷裂韌性分別進(jìn)行3次測試之后取其平均值.

合金的摩擦學(xué)性能應(yīng)用HT-1000型球-盤接觸式高溫摩擦試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測試.下試樣和上試樣分別是尺寸為Φ25 mm×2.5 mm的高熵高溫合金圓盤和尺寸為Φ6 mm的GH4141高溫合金球.摩擦試驗(yàn)前將上下試樣摩擦接觸面拋光至鏡面級(jí)別.摩擦試驗(yàn)載荷10 N，滑動(dòng)速度0.20 m/s，測試溫度分別為25、200、400、600、800和900 ℃，摩擦?xí)r長45 min，每個(gè)溫度點(diǎn)的摩擦試驗(yàn)均重復(fù)3次取平均值.

摩擦測試后，使用MicroXAM-800型非接觸三維輪廓儀測量磨痕的三維形貌，獲得合金樣品的磨損體積Wv，再通過計(jì)算得出合金的磨損率.采用JSM-5601LV型掃描電子顯微鏡(SEM)表征合金磨痕區(qū)域的表面形貌和磨痕截面形貌.利用D8Discover25型微束X射線衍射儀(XRD)和LabRAM HR Evolution型顯微共聚焦拉曼儀(Raman)分析磨痕內(nèi)外形成的氧化物.

2 結(jié)果與討論

2.1 物相組成和微觀組織

圖1(a)所示為高熵高溫合金HESA-1和HESA-2的XRD譜圖，可見2種合金均由無序面心立方晶格(FCC)結(jié)構(gòu)的γ相和有序FCC結(jié)構(gòu)的γ′沉淀相組成，未檢測到其他的物相，這是高熵高溫合金典型的相組成，與Saito等[16-17]的研究結(jié)果一致.圖1(b)所示為(200)特征衍射峰的局部放大圖，可見含難熔金屬元素的HESA-2合金的衍射峰向小角度方向偏移.通過XRD計(jì)算得出HESA-1和HESA-2合金的晶格常數(shù)分別為3.603 8和3.604 8 ?，說明少量難熔金屬元素的加入引起了晶格畸變，從而使HESA-2合金的晶格常數(shù)增大，衍射峰左移.晶格畸變將增大晶格之間的切變應(yīng)力和位錯(cuò)的滑移阻力，有利于提高HESA-2合金的高溫力學(xué)性能及高溫耐磨性.

Fig.1 (a) XRD patterns of HESAs and(b) magnified image of(200) peak圖1 (a)高熵高溫合金的XRD譜圖和(b)(200)衍射峰的放大圖

圖2所示為高熵高溫合金HESA-1和HESA-2在鑄態(tài)下的微觀組織，由圖2(a)和(c)可見，通過真空電弧熔煉技術(shù)制備的HESA-1和HESA-2合金內(nèi)部無縮松、氣孔和裂紋等冶金缺陷，組織具有明顯的樹枝晶結(jié)構(gòu)特征，這是一般金屬結(jié)晶時(shí)最常見的生長方式.熔煉過程中，金屬原料在高溫電弧加熱和電磁攪拌的作用下迅速熔化并形成在原子級(jí)尺度均勻混合的合金熔體.熔煉結(jié)束后由于合金熔體中較大的過冷度，固-液界面中的凸起將向液相中生長形成樹枝晶主干，主干上再繼續(xù)形成新的枝晶，最終在合金中形成了具有發(fā)達(dá)樹枝晶的鑄態(tài)組織.由于原子半徑較大的難熔金屬元素在高溫熔體中的遲滯擴(kuò)散效應(yīng)，加入少量難熔金屬元素的HESA-2合金的枝晶結(jié)構(gòu)發(fā)生了粗化[圖2(c)].圖2(b)和(d)分別是鑄態(tài)高熵高溫合金的高倍SEM二次電子像照片，可見鑄態(tài)HESA-1和HESA-2合金中的γ′相分布在γ基體相上，γ′相呈不規(guī)則的多邊形形狀.與γ基體相共格的γ′相對(duì)基體具有強(qiáng)烈的共格強(qiáng)化作用，有利于提高高熵高溫合金的強(qiáng)度和硬度.與HESA-1合金相比，HESA-2合金中γ′沉淀強(qiáng)化相的體積百分含量較高，并且其尺寸相對(duì)較大，這是HESA-2合金擁有更高的高溫強(qiáng)度和硬度的原因之一.

Fig.2 Microstructures of as-cast HESAs:(a) low magnification optical microscope images and(b) high magnification SEM secondary electron micrograph of HESA-1;(c) low magnification optical microscope images and(d) high magnification SEM secondary electron micrograph of HESA-2圖2 高熵高溫合金鑄態(tài)微觀組織：HESA-1的(a)光學(xué)顯微鏡照片和(b)高倍SEM二次電子像照片，HESA-2的(a)光學(xué)顯微鏡照片和(b)高倍SEM二次電子像照片

2.2 力學(xué)性能

圖3所示是高熵高溫合金HESA-1和HESA-2在25、600和900 ℃下的硬度、室溫下的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線及室溫下的斷裂韌性測試時(shí)力-位移曲線.由圖3(a)可見，HESA-1合金具有較高的室溫硬度，但在高溫下HESA-2合金的硬度更大，這與Tsao[13]等的研究結(jié)果一致.室溫下HESA-1合金的高硬度主要?dú)w因于其中的高Ti含量增大了γ′相的反相疇界能[18]，使γ′沉淀相具有更好的強(qiáng)化效果.在600和900 ℃的高溫下，HESA-2合金的硬度明顯大于HESA-1合金的硬度，主要?dú)w因于HESA-2合金中少量難熔金屬元素Ta、Mo和W的加入，這些難熔金屬元素可提高合金原子間的結(jié)合力和擴(kuò)散激活能[2]，從而有效提升合金的熱強(qiáng)性，使其具有良好的高溫硬度和高溫強(qiáng)度.高溫下的高硬度和高強(qiáng)度將會(huì)使合金具有優(yōu)良的高溫耐磨損性能.

Fig.3 (a) The hardness of HESAs at 25,600 and 900 ℃;(b) compression strain-stress curves of HESAs at room temperature;(c) displacement-force curves of HESAs during fracture toughness test at room temperature圖3 2種高熵高溫合金在(a) 25，600和900 ℃下的硬度；(b)室溫下的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線和(c)室溫下斷裂韌性測試時(shí)的力-位移曲線

由圖3(b)可見，HESA-1和HESA-2合金的屈服度分別達(dá)到917.8和847.2 MPa，壓縮斷裂應(yīng)變分別達(dá)到32.5%和33.5%.由圖3(c)可知，HESA-1和HESA-2可承受的最大彎曲力分別為0.72和0.67 kN，結(jié)合樣品具體尺寸和本文中試驗(yàn)部分給出的計(jì)算方法，計(jì)算獲得2種高熵高溫合金的斷裂韌性分別為43.0和40.0 MPa·m0.5.2種高熵高溫合金的室溫力學(xué)性能總結(jié)列于表2中，σ0.2為屈服強(qiáng)度、σb為抗壓強(qiáng)度，ε為壓縮斷裂應(yīng)變，KIC為斷裂韌性，可見2種合金均具有較高的強(qiáng)度、塑性和斷裂韌性，綜合力學(xué)性能優(yōu)良.2種合金的高強(qiáng)度主要?dú)w因于固溶強(qiáng)化作用和沉淀強(qiáng)化作用.高濃度的合金元素固溶于γ基體相和γ′沉淀相中，對(duì)2相均具有強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化作用.彌散分布的γ′沉淀相與γ基體相共格，位錯(cuò)在切過γ′沉淀相的過程中發(fā)生共格強(qiáng)化和模量錯(cuò)配強(qiáng)化，位錯(cuò)切過γ′沉淀相也導(dǎo)致γ′相反相疇界能的形成，同時(shí)發(fā)生有序強(qiáng)化[19].共格強(qiáng)化、模量錯(cuò)配強(qiáng)化和有序強(qiáng)化的協(xié)同作用將產(chǎn)生顯著地沉淀強(qiáng)化效應(yīng)，使2種合金擁有較高的強(qiáng)度.2種合金具有良好塑性的原因在于合金均由FCC結(jié)構(gòu)的γ相和γ′相組成(如圖1所示)，F(xiàn)CC相擁有更多的滑移系和晶體結(jié)構(gòu)對(duì)稱性[8,20-21]，存在更多可開動(dòng)的滑移系，從而使其具有良好的塑韌性.

表2 高熵高溫合金的力學(xué)性能Table 2 The results of the mechanical properties of high entropy superalloys

2.3 摩擦學(xué)性能

高熵高溫合金HESA-1和HESA-2的摩擦系數(shù)和磨損率隨測試溫度的變化規(guī)律如圖4所示.由圖4(a)可見，HESA-1和HESA-2合金的摩擦系數(shù)均隨溫度的升高而顯著減小.溫度從25 ℃升至900 ℃，HESA-1合金的摩擦系數(shù)從0.55減小至0.26，HESA-2合金的摩擦系數(shù)從0.46下降至0.25，表明高溫有利于合金摩擦系數(shù)的減小.由圖4(b)可見，隨著溫度的升高，2種合金的磨損率都在持續(xù)減小.由圖4(a)和(b)可見，當(dāng)測試溫度在400 ℃以上時(shí)，2種合金的摩擦系數(shù)和磨損率均顯著降低，顯示出良好的減摩抗磨特性.當(dāng)溫度達(dá)到900 ℃時(shí)，HESA-1和HESA-2合金的磨損率分別降至13.3×10-6和8.0×10-6mm3/(N·m)，表明2種合金在高溫下具有優(yōu)異的抗磨損性能.25 ℃時(shí)，HESA-1合金的磨損率小于HESA-2合金，主要?dú)w因于室溫下HESA-1合金具有較高的強(qiáng)度和硬度[22].200～900 ℃時(shí)，HESA-2合金的磨損率均小于HESA-1合金的磨損率，表明少量難熔金屬元素的加入有利于改善高熵高溫合金的高溫耐磨性.

Fig.4 (a) Friction coefficients,and(b) wear rates of HESAs at different temperatures圖4 高熵高溫合金在不同溫度下的(a)摩擦系數(shù)和(b)磨損率

為分析不同溫度下2種合金的磨損機(jī)理，應(yīng)用三維輪廓儀和SEM表征磨損后的磨痕區(qū)域的表面形貌和截面形貌.圖5所示為高熵高溫合金HESA-1和HESA-2在25、600和900 ℃摩擦測試后磨痕表面的三維形貌照片，可見隨著溫度的升高，磨痕的寬度和深度均在不斷地減小，表明合金的耐磨性得到不斷改善.25 ℃時(shí)，2種合金的磨痕較為平滑，當(dāng)溫度升高到600和900 ℃時(shí)，2種合金的磨痕上均發(fā)生了材料堆積的現(xiàn)象.這主要?dú)w因于高熵高溫合金的強(qiáng)度和硬度隨溫度的升高而下降，在長時(shí)間的滑動(dòng)摩擦過程中合金摩擦面局部承受的壓應(yīng)力和切應(yīng)力逐漸超過合金的屈服強(qiáng)度，合金將產(chǎn)生塑性變形，使磨痕邊緣發(fā)生材料堆積.

Fig.5 3D morphology images of worn surfaces of HESAs after fraction tests at different temperatures: HESA-1 at(a) 25 ℃,(c) 600 ℃ and(e) 900 ℃;HESA-2 at(b) 25 ℃,(d) 600 ℃ and(f) 900 ℃圖5 不同溫度下摩擦測試后高熵高溫合金的磨痕表面三維形貌圖：HESA-1在(a) 25 ℃，(c) 600 ℃和(e) 900 ℃；HESA-2在(b) 25 ℃，(d) 600 ℃和(f) 900 ℃

圖6所示為高熵高溫合金HESA-1和HESA-2在25、400、600和900 ℃摩擦測試后磨痕表面的SEM照片.可見25 ℃時(shí)，2種合金的磨痕表面分布著細(xì)小的犁溝和尺寸相對(duì)較大的磨屑顆粒，磨痕上還出現(xiàn)了塑性變形現(xiàn)象，如圖6(a)和(b)所示.400 ℃時(shí)，HESA-1合金的磨痕表面存在犁溝和磨屑，但HESA-2合金的磨痕表面開始出現(xiàn)了不連續(xù)分布的氧化物釉質(zhì)層.當(dāng)溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，2種合金磨痕表面分布的犁溝消失，出現(xiàn)了許多細(xì)小磨屑堆積現(xiàn)象，HESA-1和HESA-2合金表面均出現(xiàn)了不連續(xù)分布的氧化物釉質(zhì)層.900 ℃時(shí)，2種合金的磨痕表面形成了連續(xù)且致密的氧化物釉質(zhì)層，如圖6(g)和(h)所示，表明隨著溫度的升高，高熵高溫合金的磨損機(jī)制發(fā)生了變化.

Fig.6 SEM micrographs of the worn surfaces of HESAs after fraction tests at different temperatures: HESA-1 at(a) 25 ℃,(c) 400 ℃,(e) 600 ℃ and(g) 900 ℃;HESA-2 at(b) 25 ℃,(d) 400 ℃,(f) 600 ℃ and(h) 900 ℃圖6 不同溫度摩擦測試后高熵高溫合金的磨痕表面的SEM照片：HESA-1在(a) 25 ℃，(c) 400 ℃，(e) 600 ℃和(g) 900 ℃摩擦測試后；HESA-2在(b) 25 ℃，(d) 400 ℃，(f) 600 ℃和(h) 900 ℃摩擦測試后

900 ℃摩擦測試后高熵高溫合金HESA-1和HESA-2的磨痕截面形貌的SEM照片如圖7所示.可見2種合金磨痕表面均形成了1層致密光滑的氧化物釉質(zhì)層，HESA-1和HESA-2合金表面氧化物釉質(zhì)層的厚度分別為3.7和2.8 μm左右.研究表明[23]，當(dāng)氧化層達(dá)到臨界厚度時(shí)，在內(nèi)應(yīng)力和摩擦力的作用下氧化層易于發(fā)生分層脫落，致使合金的磨損速率加快，只有形成附著性良好的薄且致密的氧化層時(shí)，氧化層才能發(fā)揮其減摩抗磨作用.此外，由于含難熔金屬元素的HESA-2合金在高溫下具有更高的硬度，如圖3(a)所示，使其高溫下的承載能力和抗磨能力更強(qiáng)，加之高溫摩擦過程中磨痕表面形成的致密氧化物釉質(zhì)層具有較好的減摩作用，使HESA-2合金的高溫耐磨性優(yōu)于HESA-1合金.

Fig.7 SEM mircographs of cross section morphologies of the wear marks of HESAs at 900 ℃:(a) HESA-1;(b) HESA-2圖7 高熵高溫合金在900 ℃下磨痕截面形貌的SEM照片：(a) HESA-1；(b) HESA-2

為探究溫度對(duì)高熵高溫合金磨損機(jī)制演化的影響，應(yīng)用Raman光譜儀和微區(qū)XRD分析了高熵高溫合金HESA-1和HESA-2在25、400和900 ℃摩擦試驗(yàn)后磨痕表面的物相組成，結(jié)果如圖8所示.25 ℃時(shí)，2種合金磨痕內(nèi)外均沒有氧化物形成，說明其磨損機(jī)制主要為磨粒磨損.400 ℃時(shí)，HESA-1合金的磨痕內(nèi)外均沒有氧化物形成，但HESA-2合金的磨痕內(nèi)生成了Al2O3和Co3O4等金屬氧化物.900 ℃時(shí)，HESA-1和HESA-2合金的磨痕內(nèi)外均形成了大量的金屬氧化物，并且氧化物的種類明顯增多.同時(shí)，900 ℃摩擦測試后磨痕內(nèi)外表面的微區(qū)XRD結(jié)果也進(jìn)一步證實(shí)了2種合金的表面在高溫摩擦過程中形成了大量的金屬氧化物.這是由于氧化物生成焓值較低的Al、Cr、Co和Ni元素(其中ΔH(Cr2O3)=-1139.7 kJ/mol，ΔH(Al2O3)=-1675.7 kJ/mol，ΔH(Co3O4)=-891.0 kJ/mol，ΔH(NiO)=-240.6 kJ/mol)在摩擦熱和環(huán)境熱的共同作用下發(fā)生了氧化[22,24]，形成了多種金屬氧化物.這些金屬氧化物在長時(shí)間的滑動(dòng)摩擦過程中逐漸形成致密的氧化物釉質(zhì)層，高熵高溫合金表面金屬氧化物釉質(zhì)層的形成有利于合金摩擦系數(shù)的降低和耐磨性的提高.

Fig.8 Raman spectra of the inside and outside worn surfaces of the HESAs after testing at 25,400 and 900 ℃:(a) HESA-1 and(b) HESA-2;The XRD patterns of(c) HESA-1 and(d) HESA-2 after testing at 900 ℃圖8 (a) HESA-1和(b) HESA-2高熵高溫合金在25，400和900 ℃摩擦測試后磨痕內(nèi)外的拉曼譜圖；以及(c) HESA-1和(d) HESA-2在900 ℃摩擦測試后磨痕內(nèi)外的XRD譜圖

在動(dòng)力學(xué)方面，2種高熵高溫合金的高溫摩擦過程是1個(gè)動(dòng)態(tài)平衡過程，一方面氧化膜在不斷形成增厚，另一方面氧化膜又在不斷磨損流失[25-26]，經(jīng)過長時(shí)間的慢氧化和慢磨損，在合金的磨痕內(nèi)形成了1層穩(wěn)定的氧化物釉質(zhì)層，該釉質(zhì)層隔離了摩擦副之間的直接接觸，對(duì)材料起到了良好的保護(hù)作用.由圖7的磨痕截面照片可見，磨痕表面的氧化物釉質(zhì)層厚度達(dá)到了3.7和2.8 μm，而磨痕外也存在氧化層，但其厚度非常小.由此可見，在摩擦過程中，由于環(huán)境熱氧化和摩擦熱氧化的共同作用，該合金表面氧化層的生成速率與磨損速率達(dá)到了動(dòng)態(tài)平衡，因此使其具有良好的高溫摩擦學(xué)性能.

綜上所述，2種典型高熵高溫合金室溫下的摩擦系數(shù)大且磨損率高，但在400 ℃以上的高溫環(huán)境中表現(xiàn)出低摩擦和高耐磨特性，尤其是在600～900 ℃的高溫環(huán)境中具有優(yōu)良的高溫摩擦學(xué)性能.高溫環(huán)境下，高熵高溫合金表面氧化物釉質(zhì)層的形成以及高溫下的高硬度是其具有良好高溫摩擦學(xué)性能的主要原因.本文中系統(tǒng)地研究了2種典型高熵高溫合金在不同溫度下的摩擦學(xué)性能，初步闡明了其高溫減摩抗磨機(jī)理，研究結(jié)果將為未來高熵高溫合金在高溫工況中的應(yīng)用提供參考.

3 結(jié)論

a.采用真空電弧熔煉技術(shù)制備了2種高熵高溫合金HESA-1和HESA-2，2種合金均由無序FCC結(jié)構(gòu)的γ相和有序FCC結(jié)構(gòu)的γ′相組成，微觀組織均為典型的樹枝晶.

b.高熵高溫合金HESA-1和HESA-2具有良好的綜合力學(xué)性能.HESA-1合金的屈服強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度、壓縮斷裂應(yīng)變和斷裂韌性分別為917.8 MPa、2 279.5 MPa、32.5%和43.0 MPa·m0.5，HESA-2合金分別為847.2 MPa、1 668.0 MPa、33.5%和40.0 MPa·m0.5.良好的綜合力學(xué)性能主要?dú)w因于無序FCC結(jié)構(gòu)的γ基體相和有序FCC結(jié)構(gòu)的γ′沉淀相的協(xié)同強(qiáng)韌化作用.

c.隨溫度的升高，高熵高溫合金HESA-1和HESA-2的摩擦系數(shù)顯著降低，耐磨性能明顯改善.400～900 ℃的范圍內(nèi)，2種合金均表現(xiàn)出優(yōu)良的高溫減摩抗磨特性，高溫下產(chǎn)生的氧化物釉質(zhì)層以及良好的高溫硬度是其關(guān)鍵.此外，通過對(duì)比2種高熵高溫合金的摩擦系數(shù)和磨損率，發(fā)現(xiàn)含少量難熔金屬元素HESA-2合金具有更優(yōu)異的高溫減摩抗磨性能，使其在高溫摩擦學(xué)領(lǐng)域更具應(yīng)用潛力.