Page 22 - 《摩擦学学报》2021年第5期

第 5 期 柏伟, 等: (CuMnNi) 100-x Al x 高熵铜合金的显微组织、力学与摩擦学性能研究 611

2 结果与讨论 由图1(b)可见，FCC相的衍射峰随Al含量增加总
体向低角度方向偏移，而BCC相则偏移向高角度，表

2.1 物相和显微组织
明晶格的畸变程度随Al含量的变化而改变. 这是由于
图1为(CuMnNi) 100-x Al 系列高熵铜合金的XRD谱
x
Al元素与其他组元的原子半径差较大，原子固溶后使
图及局部放大图. 由图1(a)可见，CuMnNi高熵合金仅
晶面间距增加而引起晶格畸变，其在FCC相中的溶解
由单一的FCC相组成，这是由于其组元Cu、Mn和Ni原
度越大所引起的晶格畸变越严重，必然导致畸变能和
子在高熵效应的驱动作用下高温互溶，形成了单相FCC
固溶体 [10-11] . 添加Al元素后出现了BCC相，且BCC相衍 微观应力增加. 因此，Al元素的强化作用是通过引起
射峰的强度随Al含量提高而逐渐增大，表明BCC相的 晶格畸变而阻碍晶体中的位错运动，从而提升FCC相
[14]
体积分数增加. 当Al质量分数提高至15%时，BCC的 的屈服强度和硬度 . BCC相衍射峰的偏移方向表明
(110)晶面衍射峰的强度大幅增加且明显高于FCC的 其点阵常数减小，这与Al含量提高引起的BCC相成分
(111)晶面，表明较高的Al含量使合金更倾向于形成 变化和元素之间的相互作用使其晶体结构趋于有序
[13]
BCC相 [12-13] . 化相关 .

(a) F-FCC (b)
F(111) B(110) F(200) B-BCC F(111) B(110) F(200)
B(200) F(200) B(211) F(311) F(222) Al 15
Al 15
Intensity/a.u. Al 10 Intensity/a.u. Al 10

Al 5
Al 0 Al 5
Al 0
20 40 60 80 100 40 42 64 46 48 50
2θ/(°) 2θ/(°)
Fig. 1 XRD patterns of the (CuMnNi) 100-x Al x high entropy bronzes
图 1 (CuMnNi) 100-x Al x 系列高熵铜合金的XRD谱图

图2为(CuMnNi) 100-x Al 系列高熵铜合金显微组织 织与合金的制备工艺、组元、混合熵、混合焓及原子尺
x
的金相照片，可见均为典型的树枝晶组织，局部枝晶 寸等因素密切相关，而组元之间原子对的混合焓对合
发达形成了二次枝晶. 添加Al元素后，组织由CuMnNi 金物相形成起着重要作用. 如表2所示，高熵铜合金组
高熵合金的单相胞状枝晶演变为两相树枝晶. 为确定 元中Ni和Al元素原子对之间的混合焓最负，表明这两
合金金相组织中枝晶和枝晶间的晶体结构及其组成 种原子之间的结合能力最强，合金熔体凝固时易形成
元素随Al含量的变化规律，利用EDS对枝晶和枝晶间 富Ni、Al元素的BCC相. 因此，结合XRD谱图、显微组

的化学成分及元素分布进行了分析，结果如表1和图3 织和EDS分析结果可知，图2(c)和(d)中枝晶和枝晶间
所示. 的物相结构较图2(b)已发生转变，分别为BCC相和
如表1所示，CuMnNi高熵合金中的元素接近等摩 FCC相.
尔比，与合金成分的理论设计一致. (CuMnNi) Al 高 为进一步分析(CuMnNi) 100-x Al 系列高熵铜合金
5
95
x
熵铜合金的枝晶区域富集Cu、Mn元素，而枝晶间处 中各物相随Al含量的变化规律，对图2中FCC和BCC
Ni、Al元素含量较高. 由于该合金XRD谱图中FCC相 相的体积分数进行了统计(见表1)，结果显示BCC相的
的峰强明显高于BCC相，可知图2(b)中枝晶区域为 含量随Al含量提高而逐渐增加，分别为37.6%、51.9%
FCC相，而枝晶间区域为BCC相. (CuMnNi) Al 高熵 和59.3%. 当Al含量较低时，高熵效应的主导作用使合
90
10
铜合金的枝晶和枝晶间元素的分布情况与(CuMnNi) Al 5 金主要由FCC相和少量BCC相组成. 随着Al含量增
95
合金相反，其枝晶区域富集Ni、Al元素，而枝晶间区富 加，Ni、Al元素大量结合使合金组织中BCC相的含量
[15]
Cu、Mn元素(见图3). 研究表明 ：高熵合金的显微组 显著提高，因此Al元素是促进高熵铜合金中BCC相形