AlFeCoNiMo0.2高熵合金热变形行为及热加工图

宋繁策，李鉴霖，韩金科，彭雨涵，周舸，陈立佳，曹雪

AlFeCoNiMo0.2高熵合金热变形行为及热加工图

宋繁策1，李鉴霖1，韩金科1，彭雨涵1，周舸1，陈立佳1，曹雪2

（1. 沈阳工业大学材料科学与工程学院，沈阳 110870；2. 中国航发北京航空材料研究院，北京 100095）

确定AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热加工工艺参数，为该合金热挤压工艺的制定及优化提供有效依据。采用Gleeble-3800热模拟试验机，在变形温度为900～1150 ℃，应变速率为0.001～1 s−1，真应变量为0.6的条件下对AlFeCoNiMo0.2高熵合金进行热压缩实验。基于Arrhennius模型对热压缩实验数据进行拟合，建立AlFeCoNiMo0.2高熵合金的Arrhennius本构方程，并绘制AlFeCoNiMo0.2高熵合金在不同真应变下的热加工图。AlFeCoNiMo0.2高熵合金的流变应力值与应变速率呈正相关，与变形温度呈负相关；Arrhennius热变形本构方程的平均相对误差为3.97%；该合金热加工图中的流变失稳区分别为900～1120 ℃/ 0.1～1 s−1和1120～1150 ℃/0.2～1 s−1；热加工安全区为1075～1150 ℃/0.001～0.01s−1；最佳热加工工艺参数为：1090～1125 ℃/0.001～0.002 s−1。AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形过程为加工硬化和动态再结晶为主的动态软化，建立的Arrhennius本构方程可较好地描述该合金的热变形行为，绘制的热加工图可为该合金热挤压工艺的制定及优化提供有效指导。

高熵合金；热变形；本构方程；热加工图

高熵合金是一种由5种（或5种以上）元素按等摩尔比或近似等摩尔比混合而成的新型合金[1]。它所特有的高熵效应可以避免金属间化合物的形成，使高熵合金具备优异的力学性能，如高强度[2]、高硬度[3]、耐磨性[4]、耐腐蚀性等[5]。这些性能使高熵合金拥有了巨大的应用空间，其潜在应用领域主要包括模具、高速切削刀具、船舶工业、航空航天和国防等。目前，人们对高熵合金组织及性能的研究主要是针对铸态高熵合金，并常常采用真空电弧熔炼的方法得到高熵合金母材。但是用这种方法熔炼的高熵合金往往存在许多弊端，其晶粒会变得十分粗大，组织也会不均匀。这些缺陷会使高熵合金的性能显著下降，难以直接投入使用[6]。

为避免缺陷的产生，在工程上人们普遍采用热变形的方法对传统合金进行加工，例如热挤压、热轧和热锻。此外，为实现稳定的热加工常常需要确定工艺参数，而改进热加工工艺参数最有效的方法便是绘制热加工图，它已被广泛用于钢、钛合金、镁合金等材料[7—9]。目前已有高熵合金的相关文献大多为室温变形加工，少有热变形加工。因此，高熵合金的热变形行为及热加工图成为了近年来的研究热点。

WANG等[10]通过热加工图确定了AlCrCuFeNi高熵合金的最佳热加工工艺参数，并通过EBSD分析发现：当合金的变形温度一定时，应变速率越低，动态再结晶越多；DONG等[11]基于动态材料模型（DMM）建立了MoNbHfZrTi高熵合金的热加工图，并对热加工图中的不同区域进行了EBSD分析，发现合金的变形温度越高，动态再结晶的晶粒尺寸越大；JEONG等[12]通过热加工图确定了CoCrFeMnNi高熵合金的热加工工艺参数，并通过EBSD分析发现，随着变形温度的升高，合金由不连续动态再结晶转变为连续动态再结晶。由此可见，热加工图可以优化热加工工艺，实现高熵合金组织及性能的控制。

文中自主研发设计了一种新型的AlFeCoNiMo0.2高熵合金，在合金具有显著特性的前提下，对其进行热压缩实验，基于热压缩实验数据和Arrhennius模型建立了AlFeCoNiMo0.2高熵合金的本构方程，并结合DMM绘制了基于Prasad失稳准则的热加工图，真应变量分别为0.3，0.45，0.6，最终确定了合金的最佳热加工工艺参数，为AlFeCoNiMo0.2高熵合金热挤压工艺的制定及优化提供有效依据。

1 实验

所用材料为自主研发设计的AlFeCoNiMo0.2高熵合金。为避免杂质的影响，采用纯度为99.9%的Al，Fe，Co，Ni，Mo金属块体为原料，按照设计出的合金成分配料，高熵合金的成分如表1所示。在氩气保护的环境下，使用真空电弧熔炼炉熔炼高熵合金，之后在水冷铜模中将合金铸锭反复熔炼4次，最终获得圆柱形的铸锭，如图1a所示。为避免试样形状对实验结果的影响，使用线切割机将铸锭切割成8 mm×12 mm的圆柱形试样，如图1b所示。铸态AlFeCoNiMo0.2高熵合金的微观组织如图2所示，可知其组织为粗大的铸态晶粒，且晶粒大小较为均匀，平均晶粒尺寸约为228 μm。

表1 AlFeCoNiMo0.2高熵合金成分（质量分数）

Tab.1 Composition of AlFeCoNiMo0.2 high-entropy alloy (mass fraction) %

图1 高熵合金铸锭及试样示意

图2 铸态AlFeCoNiMo0.2高熵合金的微观组织

2 结果及分析

2.1 真应力-真应变曲线

图3为AlFeCoNiMo0.2高熵合金在变形温度为900～1150 ℃，应变速率为0.001～1 s−1的条件下变形的真应力-真应变曲线。从总体上看，AlFeCoNiMo0.2高熵合金真应力-真应变曲线的形状大致相同。变形刚开始时为合金的弹性变形阶段，真应力-真应变曲线近似于直线，且流变应力迅速增至最大值，此时合金的主要变形机制为加工硬化。当流变应力达到最大值后，随着真应变的进一步增加，流变应力值逐渐减小，此时合金开始发生以动态再结晶为主的动态软化。由于动态软化的出现，加工硬化失去了原有的主导位置，合金的变形抗力降低，从原来的硬化状态转变成软化状态。最终，流变应力值基本趋于稳定，此时加工硬化与动态软化之间的竞争结束，二者相互抵消。

图3 AlFeCoNiMo0.2高熵合金在不同变形条件下的真应力-真应变曲线

从图3还可以看出，当变形温度一定时，AlFeCoNiMo0.2高熵合金的流变应力值与应变速率呈正相关。即合金处于高应变速率时，流变应力值最大。这是因为合金的变形速率过快，位错在短时间内迅速增殖，此时合金几乎只发生加工硬化，阻碍了动态软化发生。当应变速率一定时，AlFeCoNiMo0.2高熵合金的流变应力值与变形温度呈负相关，即合金处于较高的变形温度时，流变应力值最小。这是因为变形温度较高时，原子的运动速率加快，合金中的位错数量减少，使动态软化更加容易进行，并阻碍了加工硬化的发生[13]。

2.2 本构方程

合金的热变形主要由变形激活能来控制。变形激活能越小，合金越容易发生变形。ZENER等[14]提出了Zener-Hollomon参数，并建立了热变形参数与流变应力的关系式，如式（1）所示：

为描述AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形行为，基于式（4）构建了AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形本构方程。对式（2—4）两边同时取对数，得：

图4 -ln σ和-σ关系曲线

将计算的加权关联度ri，按大小次序排序，然后用有序样品聚类法[18]对ri进行分级，得到分级结果见表4。根据表4的分级结果，对55株野生钟花樱的关联度差异性进行方差分析，检验结果见表5。由表5可知，检验统计量F=241.989，显著性概率P值为P=0.000<0.05，检验结果显著，说明关于关联度的有序样品聚类分级结果合理。

对式（1）两边取自然对数得到式（10），并根据式（10）绘制出ln-ln[sinh()]关系曲线，如图7所示。根据Origin线性拟合结果得到ln-ln[sinh()]关系曲线的截距ln=28.34，得结构因子=2.03×1012。

图6 ln[sinh(ασ)]-1/T关系曲线

图7 ln Z-ln[sinh(ασ)]关系曲线

将上面所求各值代入式（4），得到AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形本构方程，如式（11）所示：

由式（1）与式（4）可得到参数与流变应力的关系，如式（12）所示：

将计算得到的，，值代入式（12），可得到AlFeCoNiMo0.2高熵合金用参数表示的流变应力本构方程，如式（13）所示：

为确定本构方程的精确度，进行误差分析。将流变应力的计算值和实验值进行对比，误差用相关系数（）和平均相对误差（AARE）表示，其计算方法如式（14—15）所示。

图8为流变应力实验值与计算值的比较。曲线的斜率为0.986 31，相关系数为0.986 33。由图8可知，流变应力实验值与计算值呈正相关。由式（15）可得，流变应力实验值与计算值的AARE=3.97%，说明该本构方程能较好地描述AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形行为。

图8 流变应力实验值与计算值的比较

2.3 热加工图

热加工图是确定AlFeCoNiMo0.2高熵合金热加工工艺参数的重要依据，Prasad等[16]提出了动态材料模型（DMM），认为合金热变形过程中单位时间从外界吸收的总能量可用式（16）表示：

在合金的热变形过程中，流变应力与应变速率之间存在如式（17）所示的关系：

式中：为材料常数；为应变速率敏感型指数。

在某些情况下，流变失稳区也可能存在很高的值。因此，不能单纯地通过功率耗散图来判定合金的可加工性。Prasad基于Ziegler[18]大塑性变形连续介质力学和不可逆热力学等原理提出了流变失稳判据，以此来排除流变失稳区中出现高值的情况。若满足式（19），合金在高温下可发生稳定的塑性变形。

图9a—c为AlFeCoNiMo0.2高熵合金在真应变为0.3，0.45，0.6的热加工图。其中灰色区域为流变失稳区，在此区域内进行热加工，合金有产生缩孔、裂纹的倾向[19]。从图9可以发现，当真应变=0.3时，AlFeCoNiMo0.2高熵合金有两个流变失稳区，主要位于变形温度为930～1120 ℃和1120～1150 ℃，应变速率为0.1～1 s−1和0.3～1 s−1的范围内；当真应变=0.45时，AlFeCoNiMo0.2高熵合金有两个流变失稳区，主要位于变形温度为915～985 ℃和1040～1150 ℃，应变速率为0.2～1 s−1的范围内，此时流变失稳区明显减少；当真应变=0.6时，AlFeCoNiMo0.2高熵合金仍有两个流变失稳区，主要位于变形温度为900～965 ℃和1045～1150 ℃，应变速率为0.3～1 s−1和0.2～1 s−1的范围内，且图9c中的流变失稳区相对于图9b变化不大。

图9 AlFeCoNiMo0.2高熵合金在不同真应变下的热加工图

其中白色区域为热加工安全区，值越大，合金越容易发生动态再结晶，其热加工性能也就越好。当真应变=0.3时，最大值主要集中在变形温度为1085～1125 ℃、应变速率为0.001～0.002 s−1的范围内，此时=59%；当真应变=0.45时，最大值主要集中在变形温度为1090～1140 ℃、应变速率为0.001～ 0.003 s−1的范围内，此时=60%；当真应变=0.6时，最大值主要集中在变形温度为1075～1150 ℃、应变速率0.001～0.01 s−1的范围内，此时=51%。由此可见，真应变的增加并没有对合金的值造成明显影响。

综上所述，AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热加工图主要存在两个流变失稳区和一个热加工安全区。流变失稳区范围为：900～1120 ℃，0.1～1 s−1和1120～ 1150 ℃，0.2～1 s−1，在热加工时应尽量避开此区域；热加工安全区范围为：1075～1150 ℃，0.001～0.01 s−1，此区域为合金的可加工区域；最佳的热加工工艺参数为：1090～1125 ℃，0.001～0.002 s−1。

3 结论

1）在变形温度为900～1150 ℃、应变速率为0.001～ 1 s−1、真应变量为60%的条件下，AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形过程为加工硬化和动态再结晶为主的动态软化。当合金的变形温度一定时，流变应力值与应变速率呈正相关；当合金的应变速率一定时，流变应力值与变形温度呈负相关。

2）基于Arrhennius双曲正弦函数模型建立的AlFeCoNiMo0.2高熵合金热变形本构方程为：

用参数表示的流变应力本构方程为：

通过该本构方程算出的流变应力值与实验值吻合较好，能较好地预测AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热变形行为。

3）AlFeCoNiMo0.2高熵合金的热加工图主要存在两个流变失稳区和一个热加工安全区。流变失稳区范围为：900～1120 ℃，0.1～1 s−1和1120～1150 ℃，0.2～ 1 s−1，在热加工过程中应尽量避开此区域；热加工安全区范围为：1075～1150 ℃，0.001～0.01 s−1，此区域为合金的可加工区域；最佳的热加工工艺参数为：1090～1125 ℃，0.001～0.002 s−1。

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Hot Deformation Behavior and Processing Map of AlFeCoNiMo0.2High-Entropy Alloy

SONG Fan-ce1, LI Jian-lin1, HAN Jin-ke1, PENG Yu-han1, ZHOU Ge1, CHEN Li-jia1, CAO Xue2

(1. School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China; 2. AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

The work aims to determine the hot process parameters of AlFeCoNiMo0.2high-entropy alloy, and provide an effective basis for formulation and optimization of thermal extrusion process. The Gleeble-3800 thermal simulation machine was used to conduct a hot compression experiment on the AlFeCoNiMo0.2high-entropy alloy under the conditions of deformation temperature from 900 to 1150℃, strain rate from 0.001 to 1 s−1, and true strain of 0.6. Based on Arrhennius model, the thermal compression experiment data were fitted, the Arrhennius constitutive equation of the AlFeCoNiMo0.2high-entropy alloy was established, and the hot processing maps of AlFeCoNiMo0.2high-entropy alloy under different true strains were drawn. The flow stress values of the AlFeCoNiMo0.2high-entropy alloy were positively correlated with the strain rate and negatively correlated with the deformation temperature. The average absolute relative error of the constitutive equation was 3.97%. The flow instability areas in the hot processing maps of this alloy had a temperature of 900～1120 ℃/0.1～1 s−1and 1120～1150 ℃/0.2～1 s−1. The hot processing safety area had a temperature of 1075～1150 ℃/0.001～0.01 s−1. The best hot processing parameter was 1090～1125 ℃/0.001～0.002 s−1. The hot deformation process of AlFeCoNiMo0.2high-entropy alloy is work hardening and dynamic softening based on dynamic recrystallization. The Arrhennius constitutive equation can better describe the hot deformation behavior of this alloy. The hot processing maps can provide effective guidance for formulating and optimizing the thermal extrusion process of this alloy.

high-entropy alloy; hot deformation;constitutive equation; hot processing map

10.3969/j.issn.1674-6457.2021.06.012

TG376.2

A

1674-6457(2021)06-0091-07

2021-06-17

宋繁策（1996—），男，硕士生，主要研究方向为高熵合金。

周舸（1985—），男，副教授，主要研究方向为高熵合金的设计制备及组织性能控制。