Page 131 - 《摩擦学学报》2021年第6期
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916 摩 擦 学 学 报 第 41 卷
格常数，造成严重的晶格扭曲，增大晶格应变能，从而 所示. 可以看出CoCrFeMoNiC 中熵合金的主要组织
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提高合金的力学性能 [12-13] . 均为等轴晶. C质量分数从0增至5%时，合金的平均晶
价电子浓度(VEC)是影响高熵合金中相形成规律 粒尺寸分别为188、180、218、289、133和121 μm. C含
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的重要参数 . 表2为CoCrFeMoNiC 系列中熵合金的 量对晶粒尺寸的影响较大，但是，整体偏大的晶粒不
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VEC值，VEC值随着C含量的增加逐渐减小，但是整体 会起到显著的细晶强化作用. C 和C 合金中仅存在等
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大于8. Guo等 的研究表明，当VEC≥8时，合金倾向 轴晶组织. 当C的质量分数提高至2%时，合金中有少
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于形成FCC相. 本文中的XRD结果表明CoCrFeMoNiC x 量的条状组织生成. 随着C含量的进一步提高，C 、
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中熵合金主要为BCC相，说明采用VEC规则预测含间 C 和C 合金中条状组织的含量逐渐增多. 该条状组织
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隙元素C的中熵合金相形成规律时存在一定的局限 的长度约为47.6 μm，宽度约3.9 μm，主要分布于BCC
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性，本文的研究结果也与Hu等 的结果一致. 相晶粒内部，呈纵横交错的方式分布. 采用高倍SEM
和EDS分析了条状组织形貌和元素分布，结果如图4
表 2 CoCrFeMoNiC x 系列中熵合金的VEC
所示. 该条状组织中富含C、Mo和Ni等元素，其他各元
Table 2 VEC of CoCrFeMoNiC x medium-entropy alloys
素分布相对均匀，由此推断该条状组织主要为碳化物.
Alloy C 0 C 1 C 2 C 3 C 4 C 5
由于其含量较少，因此XRD谱图中未能检测到碳化物
VEC 8.277 8.238 8.197 8.160 8.120 8.083
衍射峰. 条状碳化物是由过饱和的C元素在BCC相中
图2所示为C 合金的SEM二次电子像和EDS面分 析出形成的. 合金熔炼过程中，高混合熵促进元素完
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布图. 很明显，C 合金中Co、Cr、Fe、Mo、Ni和C等组成 全互溶，形成过饱和固溶体. 凝固过程中，较慢的冷却
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元素分布均匀，形成了以BCC固溶体相为主的显微组 速率(50~80 ℃/min)使得过饱和固溶体在其晶粒内部
织. 这是由于高混合熵的驱动促进原子半径相差较 析出了条状碳化物. 随着C含量的增加，C在BCC相中
小、电负性相近、混合焓接近于0的元素之间完全互 的过饱和度增加，在冷却过程中，促进了BCC晶粒中
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溶，形成随机互溶的金属熔体 . 同时，保温阶段大量 条状碳化物的大量形成，如图3所示. 碳化物具有高强
气体排出，在冷却过程中容易形成均一且致密的 度和高硬度，条状碳化物的形成将有利于增加合金的
BCC相组织. 由于合金中的非金属元素C的原子半径 强度、硬度和耐磨性 [4, 16] .
较小，在合金熔体冷却过程中，主要以间隙固溶的形 2.2 力学性能
式存在于BCC相的间隙中，没有形成碳化物，因此在 如表3所示，C 合金的洛氏硬度为25.6±1.5 HRC，
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EDS面分布中未见C元素的偏析，这也与图1(a)所示的 随着C含量的提高，合金的硬度不断增大，在C质量分
XRD谱图分析结果一致. 数为5%时达到了34.1±0.9 HRC. C原子的间隙固溶强
为研究C含量对合金组织的影响，采用光学显微 化和条状碳化物的生成是引起合金硬度增加的主要
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镜分析了经硝酸酒精溶液腐蚀的样品表面，结果如图3 原因 .
Fe Co Ni
500 μm 500 μm 500 μm 500 μm
Cr Mo C
500 μm 500 μm 500 μm
Fig. 2 SEM-SEI and the corresponding EDS mappings of C 1 alloys
图 2 C 1 合金的二次电子像(SEM)和元素的面分布图(EDS)
