AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金顆粒增強(qiáng)6061鋁基復(fù)合材料的制備與性能

賀毅強(qiáng)，蘇前航，郇昌寶，馮 文，尚 峰，左立杰，丁云飛，王 衍，張一凡，穆昱學(xué)

(江蘇海洋大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，江蘇 連云港 222005)

顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料(particle reinforced metal matrix composites,PRMMCs)由于各向同性較好，且可通過改變增強(qiáng)體含量、形貌、分布等實(shí)現(xiàn)性能的提升，因此具有極高的研究意義與價(jià)值，成為國內(nèi)外研究熱點(diǎn)之一[1-2]。目前，國內(nèi)外在陶瓷顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中研究較多，但陶瓷增強(qiáng)體與鋁基體之間存在界面潤濕性差以及熱膨脹系數(shù)失配等問題，造成復(fù)合材料塑韌性較低，對其綜合力學(xué)性能產(chǎn)生消極作用。為改善傳統(tǒng)陶瓷顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的塑韌性銳減現(xiàn)象，Madhusudan等[3]提出了金屬-金屬基復(fù)合材料體系，由于金屬與金屬之間能有效擴(kuò)散，可避免傳統(tǒng)陶瓷增強(qiáng)體與鋁基體之間結(jié)合差的缺陷。國內(nèi)外研究者采用金屬玻璃作為增強(qiáng)體展開研究，但在金屬體系中能形成的金屬玻璃有限，且容易晶化。因此需要選擇一種強(qiáng)硬度高、模量高、與金屬基體具有相近的熱膨脹系數(shù)、能生成過渡層且制備過程中無相變的增強(qiáng)體。

2004年，葉均蔚教授提出了高熵合金(high entropy alloy,HEA)的概念，它是由5～13種主元組成，各主元原子分?jǐn)?shù)均在5%～35%[4-5]。高熵合金強(qiáng)度高、硬度高、耐磨性優(yōu)良，且與基體金屬間界面潤濕良好，因此采用高熵合金作為增強(qiáng)體是一個(gè)很好的選擇[6]。Li等[7]采用攪拌摩擦工藝(friction stir processing,FSP)制備了(Al0.8CoCrFeNi)p/5083Al復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的平均晶粒尺寸從鋁基體的4.6 μm減小到2.8 μm，硬度、屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別比基體提高了56%,42%和22%，并且伸長率沒有明顯下降。Yuan等[8]采用放電等離子體燒結(jié)(spark plasma sintering,SPS)方法制備了(CoCrFeMnNi)p/2024Al復(fù)合材料，研究了擴(kuò)散層的組成和微觀力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)擴(kuò)散層中獨(dú)特的元素分布和明顯的蠕變現(xiàn)象與燒結(jié)模式有關(guān)。Liu等[9]采用SPS方法制備了(AlCoCrFeNi)p/Al復(fù)合材料，600 ℃時(shí)進(jìn)行SPS后，在(AlCoCrFeNi)p/Al復(fù)合材料中原位形成核-殼結(jié)構(gòu)。在高熵合金體積分?jǐn)?shù)小于15%時(shí)，核-殼結(jié)構(gòu)的原位形成顯著提高了復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和塑性。但是，有關(guān)高熵合金顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的界面研究報(bào)道不多，深入研究其界面結(jié)合和強(qiáng)韌化機(jī)制對其應(yīng)用與發(fā)展具有重要的價(jià)值。

本工作采用機(jī)械合金化制備AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金粉末，分析球磨中各金屬合金化過程，觀察球磨時(shí)間對AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金粉末形貌的影響。選取不同體積分?jǐn)?shù)的高熵合金粉末作為增強(qiáng)體強(qiáng)韌化6061鋁合金，研究增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)對6061鋁合金組織及性能的影響，進(jìn)一步分析AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金與6061鋁合金基體的界面行為。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)中的增強(qiáng)體為AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金顆粒，通過機(jī)械合金化工藝自行制備，原料Al,Fe,Ni,Cr,Co,Ti六種純金屬粉末，純度為99.99%，粉末粒度為300目。實(shí)驗(yàn)所用基體為6061鋁合金粉末，粒徑為300目，其化學(xué)成分如表1所示。以上金屬原料均由北京興榮源科技有限公司提供。

表1 6061鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 6061Al alloy (mass fraction/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

1.2.1 AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金顆粒制備

稱取定量粉末置入V形干粉混合機(jī)內(nèi)混合10 h使其分布均勻，然后通過行星式球磨機(jī)(QM-3SP2)機(jī)械合金化制備。球磨參數(shù)：球磨轉(zhuǎn)速設(shè)定為300 r/min，球料比為10∶1，采用不銹鋼球分三種規(guī)格，其直徑分別是15,10,5 mm，質(zhì)量比為1∶2∶3。根據(jù)粉末質(zhì)量添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的過程控制劑正庚烷以降低冷焊；為防止長時(shí)間球磨導(dǎo)致設(shè)備溫度過高，每運(yùn)行20 h停機(jī)2 h。為防止氧化，在惰性氣體手套箱內(nèi)稱取粉末，且機(jī)械合金化過程中球磨罐通入高純氬氣進(jìn)行保護(hù)。

1.2.2 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料制備

對機(jī)械合金化制備的高熵合金粉末進(jìn)行干燥，通過密度、體積比計(jì)算不同體積分?jǐn)?shù)復(fù)合粉末所需AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金以及6061Al合金質(zhì)量，配制體積分?jǐn)?shù)為5%,7.5%,10%,12.5%,15% (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al混合粉末并稱重取粉，稱取的粉末置于V形干粉混合機(jī)內(nèi)混合10 h，使高熵合金和6061Al充分混合均勻。

首先在惰性氣體手套箱中使用裝料漏斗將復(fù)合粉末裝入冷等靜壓模具中，并使用振動(dòng)平臺對其進(jìn)行振實(shí)，振動(dòng)頻率為35 Hz，振動(dòng)時(shí)間為90 s；然后采用型號為LDJ200/600-300的冷等靜壓機(jī)將復(fù)合粉末壓制成形，壓力275 MPa，保壓時(shí)間300 s，升壓速率30 MPa/s，降壓速率10 MPa/s；最后使用型號為YJ32-315A立式四柱液壓機(jī)和自制等徑角擠壓模具進(jìn)行復(fù)合材料的熱擠壓制備，等徑角擠壓模具采用電熱管加熱至450 ℃進(jìn)行保溫，當(dāng)坯料保溫結(jié)束后進(jìn)行熱擠壓，擠壓結(jié)束后復(fù)合材料冷卻至室溫取出。將擠壓后強(qiáng)塑性綜合性能較好的復(fù)合材料進(jìn)行T6熱處理，固溶溫度為535 ℃，保溫時(shí)間為1 h，時(shí)效溫度為180 ℃，保溫時(shí)間為7 h。

1.3 測試與表征

采用D8A型X射線衍射儀(XRD)對HEA粉末和復(fù)合材料分別進(jìn)行物相測試，測試角度為20°～ 90°，掃描速率為10 (°)/min。采用掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)對復(fù)合材料進(jìn)行顯微組織分析，利用EDS對復(fù)合材料進(jìn)行元素分布分析。采用UTM5305型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測試，拉伸速率為0.5 mm/min，最后利用SEM進(jìn)行斷口形貌觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 高熵合金粉末分析

圖1為不同球磨時(shí)間的AlFeNiCrCoTi0.5粉末XRD物相檢測圖譜。從球磨30 min的HEA粉末圖譜能夠明顯發(fā)現(xiàn)Al,Fe,Ni,Cr,Co,Ti衍射峰。球磨10 h后，單質(zhì)金屬元素衍射峰強(qiáng)度明顯降低，其中Al元素對應(yīng)的衍射峰基本消失，表明合金體系最先從Al開始合金化。球磨30 h時(shí)，Co元素對應(yīng)的衍射峰逐漸消失，說明Co隨著球磨過程的進(jìn)行已完成合金化，但Cr,Ti元素對應(yīng)的衍射峰仍然存在。這是因?yàn)楦哽睾辖痼w系的機(jī)械合金化過程與各主元的熔點(diǎn)有關(guān)，一般來說低熔點(diǎn)金屬最先完成合金化，高熔點(diǎn)會提高合金化難度[10]。本工作制備的高熵合金中Al熔點(diǎn)最低，Cr熔點(diǎn)最高，合金化順序應(yīng)為Al→Co→Ni→Fe→Ti→Cr，與XRD圖譜顯示的結(jié)果較為一致。當(dāng)繼續(xù)延長機(jī)械合金化時(shí)間時(shí)，單質(zhì)粉末衍射峰逐漸消失，寬度顯著增大，強(qiáng)度隨之降低。這是由于隨著機(jī)械合金化，粉末在磨球的擠壓下不斷地冷焊、硬化、破碎，發(fā)生大塑性變形，晶格畸變加劇，促使了原子間的固溶。結(jié)合上述分析，球磨時(shí)間達(dá)到70 h時(shí)，單質(zhì)元素對應(yīng)的衍射峰消失，同時(shí)出現(xiàn)FCC和BCC固溶體對應(yīng)的衍射峰，表明此時(shí)AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金已完成合金化，且形成了FCC與BCC共存的雙相固溶體結(jié)構(gòu)。當(dāng)球磨時(shí)間達(dá)到90 h時(shí)，合金衍射峰強(qiáng)度下降，寬度增加，未見其他明顯變化。這是因?yàn)檠娱L球磨時(shí)間未改變合金體系的相組成，但大幅度減小了晶粒尺寸，導(dǎo)致衍射峰寬化。

圖1 不同球磨時(shí)間下高熵合金XRD圖譜Fig.1 XRD patterns of high entropy alloy with different milling time

此外，由圖1還可以發(fā)現(xiàn)，大衍射角度所對應(yīng)的衍射峰強(qiáng)度較低，這是由于Al,Ti元素原子尺寸較大，使高熵合金體系產(chǎn)生較大的晶格畸變，且球磨易使合金產(chǎn)生位錯(cuò)等缺陷，因此當(dāng)衍射角度較大時(shí)，漫散效應(yīng)明顯，衍射峰強(qiáng)度降低。

圖2為不同球磨時(shí)間HEA粉末的微觀形貌和粒徑分布，隨著機(jī)械合金化的進(jìn)行，粉末球形度不斷提高。圖2(a-1)為球磨0.5 h時(shí)的粉末形貌，結(jié)合XRD可知球磨0.5 h時(shí)金屬粉末未產(chǎn)生合金化，其中單質(zhì)粉末形狀不規(guī)則，原因是短時(shí)間球磨使部分粉末扁平化，粉末平均粒徑約為11 μm。當(dāng)球磨時(shí)間延長到10 h，結(jié)合圖1中XRD分析可知，此時(shí)金屬開始合金化，形成粒徑約520 μm的扁平狀合金顆粒，說明球磨初始階段粉末硬度小、塑性好，在磨球碰撞、砸擊下產(chǎn)生較大塑性變形，顆粒間冷焊使得粒徑增大。在10～20 h球磨過程中，金屬粉末被破碎，其粒徑急劇減小，而后在20～70 h球磨過程中，金屬粉末發(fā)生冷焊，其粒徑逐漸增大。球磨70 h時(shí)，結(jié)合XRD可知金屬粉末已完全合金化，生成了FCC+BCC雙相高熵合金，但合金粉末團(tuán)聚嚴(yán)重，粒徑達(dá)到130 μm，不能滿足作為復(fù)合材料增強(qiáng)體的要求。球磨90 h時(shí)，高熵合金粉末粒度明顯降低，粒徑為10 μm左右，且繼續(xù)延長球磨時(shí)間至120 h時(shí)粉末形貌與粒徑未有顯著變化。王桂芳等[11]研究球磨時(shí)間對CoCrFeNi顆粒形貌影響時(shí)也發(fā)現(xiàn)了類似現(xiàn)象，合金粉末在機(jī)械合金化過程中出現(xiàn)了變形—冷焊—破碎—冷焊—破碎的趨勢，且粉末活性顯著上升，有利于粉體固相擴(kuò)散。對高熵合金合金化程度和形貌的綜合考慮，選用球磨90 h后的AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金顆粒適合作為復(fù)合材料增強(qiáng)體。

圖2 不同球磨時(shí)間高熵合金的微觀形貌(1)及粒徑分布(2)(a)0.5 h;(b)10 h;(c)20 h;(d)30 h;(e)50 h;(f)70 h;(g)90 h;(h)120 hFig.2 Microstructure morphology (1) and particle size distribution (2) of high entropy alloys with different ball milling time(a)0.5 h;(b)10 h;(c)20 h;(d)30 h;(e)50 h;(f)70 h;(g)90 h;(h)120 h

2.2 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料XRD分析

圖3為體積分?jǐn)?shù)分別是5%,10%,15%的(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料塊體的XRD圖譜，HEA衍射峰的強(qiáng)度隨著HEA體積分?jǐn)?shù)的增加而增強(qiáng)。結(jié)合分析發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料相成分僅包含6061Al合金與AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金，沒有檢測到屬于其他相的衍射峰。表明在450 ℃進(jìn)行等徑角擠壓時(shí)，AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金具有良好的穩(wěn)定性，其與6061Al合金未發(fā)生明顯的界面反應(yīng)，可作為鋁基復(fù)合材料增強(qiáng)體。

圖3 不同體積分?jǐn)?shù)高熵合金顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of high entropy alloy particles reinforced aluminum matrix composites with different volume fractions

2.3 (AlFeNiCrCoTi0.5)/6061Al復(fù)合材料顯微結(jié)構(gòu)分析

圖4為不同體積分?jǐn)?shù)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料的組織形貌，其中高熵合金體積分?jǐn)?shù)分別為0%,5%,10%和15%。圖4(a)為6061Al合金SEM照片，結(jié)合EDS分析，圖4 (b)～(d)中淺色顆粒物為AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金，深色區(qū)域?yàn)?061Al合金基體，具體結(jié)果如圖5與表2所示。對比圖4(b)～(d)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)高熵合金顆粒含量低時(shí)，其在鋁基體中散布越均勻，當(dāng)體積分?jǐn)?shù)升高至15%時(shí)，高熵合金顆粒出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象。趙彬等[12]采用擠壓鑄造工藝制備(Al0.25Cu0.75FeCoNi)p/Al復(fù)合材料時(shí)也得到了相同結(jié)論，當(dāng)HEA含量提高時(shí)復(fù)合材料局部出現(xiàn)團(tuán)聚。出現(xiàn)這一現(xiàn)象的原因是，采用機(jī)械合金化制備的高熵合金表面能較高，其體積分?jǐn)?shù)越大越易發(fā)生團(tuán)聚。觀察圖4(a)發(fā)現(xiàn)制備6061鋁合金的表面存在大量成形缺陷，而隨著HEA含量增加，基體中的孔隙數(shù)量和尺寸降低，這是因?yàn)楦吆康腍EA顆粒阻礙鋁基體成形時(shí)的流動(dòng)行為，進(jìn)而提高鋁基體致密度。此外，在HEA增強(qiáng)體中也發(fā)現(xiàn)裂紋，采用機(jī)械合金化制備HEA顆粒時(shí)，顆粒表面粗糙存在缺陷，在熱擠壓過程中受載后易發(fā)生破裂，破碎完全生成更小的HEA顆粒對鋁合金強(qiáng)韌化有積極作用，但是出現(xiàn)如圖4(c)所示的恰好破裂和未完全破裂時(shí)，將嚴(yán)重阻礙鋁合金強(qiáng)韌化，因此制備高質(zhì)量HEA顆粒也將是未來的研究重點(diǎn)。

圖4 不同體積分?jǐn)?shù)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料顯微組織形貌(a)6061Al;(b)5%;(c)10%;(d)15%Fig.4 Microstructure and morphology of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites with different volume fractions(a)6061Al;(b)5%;(c)10%;(d)15%

圖5為(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料EDS分析。著重對復(fù)合材料內(nèi)部深色部分、淺色部分以及結(jié)合邊界進(jìn)行EDS測試，結(jié)果見表2。分析結(jié)果顯示，復(fù)合材料深色區(qū)域僅含有Al元素，未有其他元素峰出現(xiàn)，表明深色區(qū)域?yàn)?061Al合金基體，且除Al元素外其他元素含量較低未被檢測；結(jié)合邊界Al原子分?jǐn)?shù)達(dá)到73.07%，而其他各元素含量均較低，原子分?jǐn)?shù)為5%左右，這說明HEA顆粒與基體合金形成過渡層；淺色部分中Al,Fe,Ni,Cr,Co五種原子分?jǐn)?shù)較為接近，而Ti元素的原子分?jǐn)?shù)約為Al元素的1/2，這與AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金的設(shè)計(jì)成分相符合。通過EDS分析結(jié)果對比可知，AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金與6061Al基體之間產(chǎn)生了原子擴(kuò)散。

圖5 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料EDS分析Fig.5 EDS analysis of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites

表2 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS analysis results of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites (atom fraction/%)

為深入探究AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金在6061Al基體中的元素分散情況，對高熵合金增強(qiáng)體進(jìn)行EDS線掃描測試，其分析結(jié)果如圖6所示。分析發(fā)現(xiàn)AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金與6061Al合金基體結(jié)合處出現(xiàn)了較為明顯的過渡層，過渡層厚度約為0.5 μm。該發(fā)現(xiàn)與Liu等[13]的研究結(jié)果不同，其研究表明在540 ℃下HEA增強(qiáng)體與Al基體之間存在光滑的界面，在560 ℃以上的燒結(jié)溫度下，HEA增強(qiáng)體與Al基體之間形成了過渡層，其厚度隨溫度升高而增大。通過本次線掃描分析發(fā)現(xiàn)，在540 ℃以下氛圍中制備的復(fù)合材料也存在過渡層，高熵合金各元素均有向基體合金擴(kuò)散的趨勢。

圖7為體積分?jǐn)?shù)為10%的(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料SEM圖及其對應(yīng)的EDS圖。白色區(qū)域?yàn)锳lFeNiCrCoTi0.5增強(qiáng)體，而深色區(qū)域代表Al基體，增強(qiáng)體被很好地包裹在Al基體中。從元素圖可以看出，AlFeNiCrCoTi0.5與Al基體的界面沒有發(fā)生明顯的反應(yīng)，HEA增強(qiáng)體的各金屬元素在粒子中分布相對均勻，沒有明顯的元素偏析。EDS分析證實(shí)了AlFeNiCrCoTi0.5增強(qiáng)體擴(kuò)散到Al基體中，并且揭示HEA增強(qiáng)體具有良好的界面潤濕性，能夠與Al基體形成良好的冶金結(jié)合?？梢灶A(yù)見，這種理想的冶金結(jié)合提高了所制備復(fù)合材料的斷裂韌性。

圖8為體積分?jǐn)?shù)為10%的(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料TEM圖像。由圖8(a)可知，復(fù)合材料中存在大量細(xì)長晶粒，其寬度相近，約為1 μm，這是因?yàn)樵趶?fù)合材料的熱擠壓過程中，晶粒受軸向壓力在模具中發(fā)生軸向流動(dòng)，晶粒產(chǎn)生變形被拉長。此外，由于基體和增強(qiáng)體的強(qiáng)韌性和熱特性的差異，基體材料產(chǎn)生明顯的高密度位錯(cuò)[14]，因此，如圖8(b),(c)所示，在基體材料中可觀察到高密度和復(fù)雜的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)導(dǎo)致晶粒細(xì)化。通過對圖8(c)～(f)進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)鋁基體具有非常細(xì)的等軸晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，還在鋁基體中顯示出大量細(xì)小的彌散質(zhì)顆粒，而這些細(xì)小的彌散體能夠阻礙邊界運(yùn)動(dòng)。此外，鋁基體的一些晶粒在其形成階段呈現(xiàn)出亞晶粒狀態(tài)(圖8(d))。從圖8(f)可以發(fā)現(xiàn)，HEA增強(qiáng)體邊界存在臺階式滑移帶，內(nèi)部存在大量的線性位錯(cuò)，這表明增強(qiáng)體可以通過自身接受外界能量，緩解鋁基體受到的集中載荷，以此提高鋁合金的強(qiáng)韌性。

圖6 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料線掃描分析Fig.6 Line scan analysis of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites

圖7 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料SEM圖及其對應(yīng)的EDS面掃描Fig.7 SEM images of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites and the corresponding EDS mappings

雖然以上微觀結(jié)構(gòu)特征揭示了鋁基體的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，但是粒子激發(fā)形核(particle stimulate nucleation,PSN)在此次復(fù)合材料的熱擠壓過程中也發(fā)揮重要作用。據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道[15]，在熱變形加工的鋁合金中，PSN含有大量微米尺寸范圍內(nèi)的不可變形、不連貫的顆粒。在熱擠壓成形過程中，由于變形區(qū)儲存了大量能量，粗大的第二相粒子可以通過PSN加速再結(jié)晶[16]。PSN通常出現(xiàn)在大于1 μm的粗糙第二相粒子周圍，驅(qū)動(dòng)壓力是位錯(cuò)密度。由于HEA增強(qiáng)體粒徑大于1 μm，HEA顆粒的PSN可以加速復(fù)合材料的再結(jié)晶。

圖9為(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料透射照片。通過圖9(a)可以發(fā)現(xiàn)，AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金與6061Al合金之間形成良好界面層，且具有厚度不均的過渡層，呈現(xiàn)不規(guī)則形狀。過渡層由高熵合金中各元素向鋁基體進(jìn)行擴(kuò)散所形成，與表2所示結(jié)果一致。結(jié)合圖5～7與表2可知，雖然高熵合金各元素向鋁基體進(jìn)行了擴(kuò)散，但界面過渡層厚度較小，元素?cái)U(kuò)散有限，增強(qiáng)體在材料擠壓成形后仍保持原高熵合金增強(qiáng)顆粒的成分與性質(zhì)。圖9(c)呈現(xiàn)出高熵合金與鋁基體之間干凈的界面，可以觀察到?jīng)]有界面反應(yīng)產(chǎn)物存在，這有利于獲得良好的綜合力學(xué)性能。

2.4 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料力學(xué)性能

表3為體積分?jǐn)?shù)10%的SiCp/6061Al和10%(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料采用相同工藝制備后進(jìn)行室溫拉伸性能的測試結(jié)果，采用SiC顆粒作為增強(qiáng)體比采用AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金顆粒作為增強(qiáng)體制備出的復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度高5.1%，表明兩種增強(qiáng)顆粒的添加均能對6061Al合金起到顯著的增強(qiáng)效果；但采用AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金作為增強(qiáng)體時(shí)復(fù)合材料伸長率明顯提高，伸長率較SiCp/6061Al復(fù)合材料提升了43.6%，表明(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料具有更佳的塑韌性。這是因?yàn)楦哽睾辖鹱陨砭哂辛己玫乃茼g性，受載時(shí)可協(xié)調(diào)變形，而SiC顆粒塑性較差，受到外加載荷易發(fā)生斷裂，影響復(fù)合材料塑性；此外，高熵合金顆粒與鋁合金基體可形成擴(kuò)散型界面，受載時(shí)可有效傳遞載荷，而SiC顆粒與鋁合金基體一般形成粘接界面，受載時(shí)易脫粘，對復(fù)合材料性能不利。

圖8 (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料TEM照片(a)細(xì)長晶粒；(b)高密度位錯(cuò)帶；(c)亞晶粒；(d)鋁基體內(nèi)彌散質(zhì)顆粒；(e)彌散質(zhì)顆粒；(f)HEA晶粒內(nèi)位錯(cuò)Fig.8 TEM images of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites(a)elongated grain;(b)high density dislocation band;(c)subgrain;(d)dispersive particle in Al matrix;(e)dispersive particle;(f)dislocation in HEA

圖9 復(fù)合材料中HEA增強(qiáng)體的透射照片 (a)晶界間的過渡層；(b)HEA中BCC相；(c)干凈的界面Fig.9 TEM images of HEA reinforcement in composites(a)transition layer between grain boundaries;(b)BCC phase in HEA;(c)clean interface

圖10為室溫下不同體積分?jǐn)?shù)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料的拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果。隨著HEA增強(qiáng)體含量的提高，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)顯著的上升趨勢。當(dāng)HEA體積分?jǐn)?shù)為5%時(shí)，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度達(dá)到164.52 MPa，較6061Al合金提升7.2%；當(dāng)HEA體積分?jǐn)?shù)為15%時(shí)，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度達(dá)到213.81 MPa，較之基體強(qiáng)度提升38.4%。而隨著HEA增強(qiáng)體含量升高，復(fù)合材料伸長率下降。當(dāng)HEA體積分?jǐn)?shù)提高到10%時(shí)，伸長率為13.76%，下降緩慢，與6061鋁基體相比降低了7.4%，而當(dāng)高熵合金體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加到12.5%時(shí)，復(fù)合材料伸長率降低程度嚴(yán)峻，相較于體積分?jǐn)?shù)10%時(shí)下降14.7%。綜上所述，HEA體積分?jǐn)?shù)對復(fù)合材料拉伸性能具有較大影響，隨著體積分?jǐn)?shù)的不斷提高，復(fù)合材料強(qiáng)度升高、塑性下降，強(qiáng)度與塑性負(fù)相關(guān)。HEA顆粒理想體積分?jǐn)?shù)為10%，其強(qiáng)塑性綜合性能較好，與基體相比，其抗拉強(qiáng)度提高21.8%，伸長率降低7.4%。體積分?jǐn)?shù)為10%的(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料通過T6熱處理后其抗拉強(qiáng)度與伸長率分別為284.05 MPa和11.51%。

圖11為10%(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料和10%SiCp/6061Al復(fù)合材料拉伸斷口形貌?？梢钥闯鯝lFeNiCrCoTi0.5高熵合金顆粒與6061Al基體結(jié)合較好，斷口出現(xiàn)大量的韌窩，表明復(fù)合材料發(fā)生了典型的韌性斷裂，這是因?yàn)楦哽睾辖痤w粒與基體形成擴(kuò)散型界面，部分高熵合金顆粒變形斷裂，斷面因變形而不平整，表明高熵合金顆粒在復(fù)合材料變形過程中具有自韌化特征。而SiC顆粒與6061Al基體結(jié)合處存在明顯界限、裂縫，由于SiC顆粒與基體的黏結(jié)型界面，斷面呈現(xiàn)為SiC-Al界面脫粘，部分SiC顆粒因應(yīng)力集中脆斷形成平滑斷面，復(fù)合材料斷裂形式表現(xiàn)為SiC顆粒的剝離與脆斷，斷口處韌窩較少。因此，采用高熵合金作為增強(qiáng)體具有良好的界面潤濕性，從而獲得較好的強(qiáng)韌性。

圖12為不同體積分?jǐn)?shù)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料的拉伸斷口形貌。隨著HEA增強(qiáng)體含量的提升，斷裂的韌窩逐漸變淺，撕裂棱鈍化。當(dāng)HEA體積分?jǐn)?shù)超過10%時(shí)，增強(qiáng)顆粒團(tuán)聚現(xiàn)象明顯，復(fù)合材料局部應(yīng)力上升，且結(jié)合處出現(xiàn)裂紋，增強(qiáng)體與基體結(jié)合不穩(wěn)定。結(jié)合圖12(e)也可看出，當(dāng)高熵合金體積分?jǐn)?shù)達(dá)到12.5%時(shí)，高熵合金與基體合金間的剝離加重，結(jié)合處有裂紋出現(xiàn)，進(jìn)一步驗(yàn)證了復(fù)合材料塑韌性隨高熵合金體積分?jǐn)?shù)的升高而下降的結(jié)論。

表3 不同增強(qiáng)體的復(fù)合材料室溫拉伸性能Table 3 Tensile properties of composites with different reinforcing particle types at room temperature

3 結(jié)論

(1)采用機(jī)械合金化工藝成功制備AlFeNiCrCoTi0.5高熵合金，制備出的高熵合金結(jié)構(gòu)為FCC+BCC雙相固溶體。粉末在機(jī)械合金化過程中呈現(xiàn)變形—冷焊—破碎—冷焊—破碎的趨勢，因此，隨著機(jī)械合金化過程的進(jìn)行，高熵合金粒徑先增大后減小，球磨90 h時(shí)，粉末細(xì)化，整體為球狀，粒徑達(dá)到10 μm左右，且具有良好的均勻性。

圖10 不同體積分?jǐn)?shù)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料室溫拉伸性能Fig.10 Tensile properties of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites with different volume fractions at room temperature

圖11 不同增強(qiáng)體的復(fù)合材料拉伸斷口形貌 (a)10%(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al;(b)10%SiCp/6061AlFig.11 Tensile fracture morphologies of composites with different reinforcing particle types(a)10%(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al;(b)10%SiCp/6061Al

圖12 不同體積分?jǐn)?shù)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料拉伸斷口形貌(a)0%;(b)5%;(c)7.5%;(d)10%;(e)12.5%;(f)15%Fig.12 Tensile fracture morphologies of (AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al composites with different volume fractions(a)0%;(b)5%;(c)7.5%;(d)10%;(e)12.5%;(f)15%

(2)通過對復(fù)合材料顯微組織進(jìn)行觀察發(fā)現(xiàn)，當(dāng)高熵合金體積分?jǐn)?shù)較低時(shí)，其可在基體中均勻分布，而當(dāng)HEA體積分?jǐn)?shù)升高到15%時(shí)，HEA顆粒出現(xiàn)團(tuán)聚，復(fù)合材料韌性急劇降低。高熵合金顆粒與鋁基體之間存在厚度不均的過渡層，過渡層由高熵合金中各元素向鋁基體進(jìn)行擴(kuò)散所形成的。

(3)(AlFeNiCrCoTi0.5)p/6061Al復(fù)合材料中多為寬約1 μm細(xì)長晶粒，在Al基體中觀察到高密度和復(fù)雜的位錯(cuò)，還有大量細(xì)小的彌散質(zhì)顆粒，這些彌散體能夠阻礙邊界運(yùn)動(dòng)，而HEA增強(qiáng)體內(nèi)部存在大量的線性位錯(cuò)，邊界存在臺階式滑移帶。Al基體與HEA增強(qiáng)體之間形成良好界面層，且具有厚度不均的過渡層，呈現(xiàn)不規(guī)則形狀，但是界面過渡層厚度較小，元素?cái)U(kuò)散有限。

(4)復(fù)合材料的力學(xué)性能分析表明，當(dāng)高熵合金含量升高時(shí)，復(fù)合材料硬度與抗拉強(qiáng)度明顯提高，但塑性有所下降，當(dāng)高熵合金體積分?jǐn)?shù)為10%時(shí)，復(fù)合材料獲得良好的強(qiáng)塑性，與基體相比，其抗拉強(qiáng)度提高21.8%，伸長率降低7.4%，T6處理后其抗拉強(qiáng)度與伸長率分別為284.05 MPa和11.51%。