【摘 要】
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高熵合金作为一种新型多主元合金材料,打破了以一种或者两种元素为主要元素的传统合金设计理念。最初提出的高熵合金存在强韧化性能的共存问题,但通过合金成分设计可在高熵合金中激活相变诱导塑性（TRIP）效应,优化了高熵合金的强韧化协调性能。另外,掺杂高硬度陶瓷颗粒的复合材料可实现高耐磨性能。鉴于此,本论文将基于一种良好强韧化性能的TRIP型高熵合金,掺杂陶瓷颗粒,设计一种能够同时提高强韧化和耐磨性能的高熵
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高熵合金作为一种新型多主元合金材料,打破了以一种或者两种元素为主要元素的传统合金设计理念。最初提出的高熵合金存在强韧化性能的共存问题,但通过合金成分设计可在高熵合金中激活相变诱导塑性（TRIP）效应,优化了高熵合金的强韧化协调性能。另外,掺杂高硬度陶瓷颗粒的复合材料可实现高耐磨性能。鉴于此,本论文将基于一种良好强韧化性能的TRIP型高熵合金,掺杂陶瓷颗粒,设计一种能够同时提高强韧化和耐磨性能的高熵合金基复合材料。本论文工作通过在一种典型的TRIP型高熵合金(Fe50Mn30Co10Cr10)中掺杂不同类型和含量的碳化物陶瓷颗粒。研究形变和热处理对相成分、微观组织结构、拉伸力学性能和摩擦磨损性能的影响,得到以下结论:Fe49.5Mn30Co10Cr10X0.5（X=B4C,SiC和ZrC）的均匀态和再结晶态样品的晶粒尺寸均得到不同程度细化,且陶瓷颗粒能够稳定γ相,抑制ε相形成。在形变态样品中,晶粒发生破碎形成纤维状,陶瓷颗粒沿轧向呈流线分布,且形变为退火过程中陶瓷颗粒析出提供能量,导致再结晶态样品中陶瓷颗粒析出量显著增加。力学拉伸结果表明,掺杂SiC颗粒再结晶态样品的强韧化性能最佳（YS=272Mpa,UTS=789Mpa,FE=51%）,断裂机制为韧性断裂。掺杂SiC颗粒的再结晶态样品中陶瓷颗粒与基体结合处无孔洞和裂纹,合金元素分布均匀,导致界面结合强度较好;而掺杂B4C和ZrC颗粒样品中,陶瓷颗粒与基体的结合处存在孔洞甚至裂纹,且陶瓷颗粒与基体的润湿性较差,合金元素分布不均匀,导致界面结合强度不高,力学性能明显下降（B4C:YS=422Mpa,UTS=837Mpa,FE=22%;ZrC:YS=144Mpa,UTS=473Mpa,FE=19%）。Fe50-YMn30Co10Cr10（SiC）Y（Y=0,0.1,0.5,1和3）再结晶态样品中,随掺杂SiC颗粒含量增加,晶粒尺寸不断细化,相组成由γ和ε双相逐渐转变为γ单相,ε相变体数量随晶粒尺寸的细化而减少。在（SiC）3样品中,SiC颗粒发生团聚以及在颗粒附近形成孔洞,导致界面结合强度降低。拉伸力学结果表明,（SiC）1样品中弥散分布的细小SiC颗粒导致其力学性能最佳（YS=461MPa,UTS=1157Mpa,FE=31%）,断裂机制为韧性断裂。2N-4HZ-Si3N4-30min的摩擦磨损试验条件下,掺杂不同类型碳化物陶瓷颗粒（B4C,SiC和ZrC）再结晶态样品的耐磨损性能均高于基体样品,且磨损机制均为磨粒磨损和氧化磨损。掺杂不同SiC含量的再结晶态样品,耐磨损性能先增加（Y=0～1）后降低（Y=3）,磨损机制分别为:磨粒磨损和氧化磨损（Y=0,0.5）;磨粒磨损（Y=1）;磨粒磨损和严重氧化磨损（Y=3）。Fe49Mn30Co10Cr10（SiC）1再结晶态样品进行不同实验参数（摩擦副、载荷、频率和时间）的摩擦磨损实验:1)不同摩擦副（2N-4HZ-30min）,样品的磨损率从低到高分别为Si3N4<Al2O3<GCr15,磨损机制分别为磨粒磨损（Si3N4）;磨粒磨损和氧化磨损（Al2O3）;氧化磨损和粘着磨损(GCr15)。2)不同频率（2N-Si3N4-30min）,随频率增加,磨损率先减小（2～4HZ）后增加（4～6HZ）,磨损机制由轻微磨粒磨损转变为磨粒磨损和氧化磨损共同主导。3)不同时间（2N-4HZ-Si3N4）,磨损率随时间增加而减小,磨损机制分别为:磨粒磨损（0～5min）;磨粒磨损和氧化磨损（5～30min）;氧化磨损和轻微疲劳磨损（30～60min）。4)不同载荷（4HZ-Si3N4-30min）,随载荷增加,磨损率呈“N”字型变化,主要磨损机制分别为:磨粒磨损（2N）;磨粒磨损和氧化磨损（5N～10N）;磨粒磨损、氧化磨损和粘着磨损（10N～15N）。
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