馬勝國，王志華

（1. 太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院應(yīng)用力學(xué)研究所，山西 太原 030024；2. 太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院材料強(qiáng)度與結(jié)構(gòu)沖擊山西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，山西 太原 030024；3. 太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院力學(xué)國家級(jí)實(shí)驗(yàn)教學(xué)示范中心，山西 太原 030024）

高熵合金，又名多主元合金，它突破了傳統(tǒng)合金的設(shè)計(jì)理念，通常由五種或五種以上的合金元素以等原子比或類等原子比設(shè)計(jì)而成[1-2]；其獨(dú)特的設(shè)計(jì)策略使其往往具有簡單的固溶體結(jié)構(gòu)和優(yōu)異的綜合性能，如高的強(qiáng)度和硬度，優(yōu)異的斷裂韌性，良好的抗摩擦、抗疲勞、抗腐蝕特性，以及潛在的高低溫力學(xué)性能等[3-5]。

目前，高熵合金力學(xué)性能的研究還主要基于準(zhǔn)靜態(tài)加載[6-8]，即加載應(yīng)變速率通常在10?4～10?2s?1之間。Zhao 等[9]利用晶體塑性模型初步分析了CoCrFeNi 和Al0.3CoCrFeNi 兩種面心立方結(jié)構(gòu)（facecentered cubic，F(xiàn)CC）的高熵合金在準(zhǔn)靜態(tài)加載下的位錯(cuò)密度演化情況。Chen 等[10]通過機(jī)械合金化法成功合成了具有室溫優(yōu)異力學(xué)性能的AlCuNiFeCr 高熵合金涂層。Varvenne 等[11]采用修正的Labusch 模型對(duì)具有偽二元結(jié)構(gòu)的CoCrFeNiAlx和CoCrFeNiMnAlx高熵合金進(jìn)行了準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的強(qiáng)度預(yù)測，研究發(fā)現(xiàn)模型預(yù)測和實(shí)驗(yàn)結(jié)果具有很好的吻合性。然而我們知道，材料在真正服役下的環(huán)境不是一成不變的，而是一個(gè)動(dòng)態(tài)變化的過程，而且經(jīng)常會(huì)受到突然性的沖擊載荷的作用，如碰撞、跌落、高速撞擊甚至是爆炸等。因此，研究高速率動(dòng)態(tài)加載下的合金力學(xué)行為，可以很好的應(yīng)對(duì)材料在實(shí)際服役過程中遇到的突發(fā)事件，更好的發(fā)揮高熵合金潛在的力學(xué)性能，如Li 等[12]研究了Al0.1CoCrFeNi 和Al0.3CoCrFeNi 高熵合金在溫度區(qū)間（77～298 K）內(nèi)的夏比沖擊韌性。通過與傳統(tǒng)的金屬和合金作對(duì)比分析，發(fā)現(xiàn)該合金在整個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)都具有優(yōu)異的夏比沖擊功，最高可達(dá)420 J。作者認(rèn)為，在低溫77 K 下，機(jī)械納米孿晶的形成有效地保證了合金的沖擊韌性。Li 等[13]研究發(fā)現(xiàn)，Al0.3CoCrFeNi 高熵合金在應(yīng)變速率為1 800 s?1下具有很高的應(yīng)變硬化、應(yīng)變率敏感性和優(yōu)異的抵抗外界剪切失效的能力，因而研究者認(rèn)為該合金具備作為未來彈道沖擊防護(hù)材料的潛力。Zhang 等[14]在AlCoCrFeNiTi0.5高熵合金的基礎(chǔ)上，通過適當(dāng)增加Cr 和Fe 的含量，在降低合金成本的同時(shí)獲得了具有雙體心立方結(jié)構(gòu)（body-centered cubic，BCC）的AlCoCr1.5Fe1.5NiTi0.5高熵合金，并且研究了其在動(dòng)態(tài)載荷下的力學(xué)行為和本構(gòu)關(guān)系。

此外，在材料動(dòng)態(tài)力學(xué)性能測試方面，分離式霍普金森壓桿(split Hopkinson pressure bar, SHPB)技術(shù)由于其巧妙地解耦了應(yīng)力波和應(yīng)變率效應(yīng)，并能觀測和分析材料變形、失效的過程，可實(shí)測材料在一定應(yīng)變率范圍內(nèi)的應(yīng)力應(yīng)變曲線，是最常用的試驗(yàn)方法之一[15-16]。據(jù)此，本文利用SHPB 試驗(yàn)技術(shù)對(duì)制備出的CoCrFeNiAlx系高熵合金進(jìn)行高速動(dòng)態(tài)沖擊，并通過有效調(diào)節(jié)Al 的含量，可以實(shí)現(xiàn)從FCC 到FCC+BCC 再到BCC 結(jié)構(gòu)為一體的高熵合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能研究。在此基礎(chǔ)上，進(jìn)一步探討應(yīng)變速率對(duì)CoCrFeNiAlx系高熵合金的力學(xué)行為和變形機(jī)理的影響。

1 合金制備與實(shí)驗(yàn)方法

1.1 合金制備

采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9%以上的Co、Cr、Fe、Ni、 Al 為原材料，在高純氬氣保護(hù)下，利用真空電弧熔煉法制備CoCrFeNiAlx（x=0, 0.6, 1 時(shí)，合金分別簡寫為Al0、Al0.6、Al1，合金密度分別為 8.183、7.204 和6.724 g/cm3）合金鑄錠。每個(gè)母錠至少重復(fù)熔煉4 次，以確保合金成分的均勻性。然后通過銅模吸鑄法獲得 ?3 mm×80 mm 的合金圓棒。所有的壓縮試樣均從合金棒材上截取，試樣尺寸為 ?3 mm×3 mm。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

利用X 射線衍射儀（X-ray diffraction，XRD）來分析合金的相結(jié)構(gòu)組成，掃描范圍為20°～90°。通過掃描電子顯微鏡（scanning-electron microscopy，SEM）來觀察合金的顯微組織。采用透射電子顯微鏡（transmission-electron microscopy，TEM）來分析變形后合金的微觀結(jié)構(gòu)。通過萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫準(zhǔn)靜態(tài)壓縮試驗(yàn)，應(yīng)變速率分別為1×10?4和1×10?2s?1。利用分離式霍普金森壓桿技術(shù)進(jìn)行室溫動(dòng)態(tài)壓縮試驗(yàn)，應(yīng)變速率范圍為1×103～4×103s?1。為了確保試驗(yàn)數(shù)據(jù)的可重復(fù)性，每1 個(gè)應(yīng)變速率對(duì)應(yīng)的試樣數(shù)為至少3 個(gè)，并且每種工況下均采用近似相同的子彈沖擊速度。此外，分離式霍普金森壓桿的工作原理是氣槍激發(fā)子彈射擊進(jìn)而高速?zèng)_擊輸入桿，這樣輸入桿打擊樣品使其變形，輸出桿受壓后連同吸收桿擊打緩存裝置（輸入桿和輸出桿均采用鎳基高溫合金，以確保其在沖擊過程中保持足夠的強(qiáng)韌性），同時(shí)整個(gè)過程中伴隨著一維彈性應(yīng)力波的入射、反射和透射過程，作為3 個(gè)脈沖信號(hào)被記錄在超動(dòng)態(tài)應(yīng)變儀上，這樣獲得的原始數(shù)據(jù)包括加載速率、應(yīng)力波形等均被計(jì)算機(jī)記錄，最后通過智能測量分析儀和數(shù)據(jù)處理系統(tǒng)獲得高速加載后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

2 結(jié)果與分析

2.1 相結(jié)構(gòu)與微觀組織

圖1 為CoCrFeNiAlx系高熵合金的XRD 圖譜。由圖中可以看出，CoCrFeNi (簡寫為Al0) 和CoCrFeNiAl (簡寫為Al1)均為單一的固溶體相結(jié)構(gòu)，其中Al0為FCC 固溶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)為3.565 ?；All為BCC 固溶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)為2.878 ?。而CoCrFeNiAl0.6(簡寫為Al0.6)為FCC+BCC 兩相混合的固溶體結(jié)構(gòu)，對(duì)應(yīng)的晶格常數(shù)分別為3.593 ?和2.876 ?。結(jié)果表明，Al 元素的添加促使了BCC 固溶體的形成。這是因?yàn)锳l 的原子半徑較大（rAl=1.43 ?，rFe=1.24 ?，r(Co, Cr, Ni)=1.25 ?），大尺寸原子的加入造成了顯著的晶格畸變，而晶格畸變能的增加促使合金體系能量的升高，最終導(dǎo)致了相變（FCC→BCC）的發(fā)生。

圖1 CoCrFeNiAlx 系高熵合金的XRD 圖譜Fig. 1 XRD patterns of CoCrFeNiAlxhigh-entropy alloys

圖2 所示為CoCrFeNiAlx系高熵合金的微觀組織SEM 圖，其中圖2(a)～(c)分別對(duì)應(yīng)Al0, Al0.6和Al1。從圖中可以看出，隨著Al 含量的增加，合金的微觀組織發(fā)生了明顯的變化。Al0為單一的柱狀晶組織形貌，具有明顯的擇優(yōu)生長取向和較大的晶粒尺寸（50～100 μm）；Al0.6開始出現(xiàn)樹枝晶組織特征，其中枝晶基體為FCC 固溶體相，而枝晶間為BCC 固溶體相；Al1為典型的樹枝晶組織形貌，枝晶基體發(fā)生了一定的熟化現(xiàn)象，枝晶臂寬度為5～10 μm。這表明，Al 元素的添加導(dǎo)致合金在凝固過程中發(fā)生了明顯的成分過冷（凝固時(shí)由于溶質(zhì)再分配造成固液界面前沿溶質(zhì)濃度的變化），合金組織由柱狀晶向樹枝晶轉(zhuǎn)變。這可能是由于Al 的加入帶來了合金體系明顯的原子尺寸差異，同時(shí)Al-Ni 原子對(duì)較大的負(fù)混合焓效應(yīng)（?22 kJ/mol）也使得合金在凝固過程中容易發(fā)生溶質(zhì)原子的偏聚[17]。此外，Al 的加入也使得合金的晶粒尺寸得到了一定的細(xì)化。

圖2 CoCrFeNiAlx 系高熵合金的微觀組織SEM 圖Fig. 2 SEM images of CoCrFeNiAlxhigh-entropy alloys

2.2 力學(xué)行為與本構(gòu)關(guān)系

圖3 為CoCrFeNiAlx系高熵合金在不同應(yīng)變速率下的壓縮真應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖3 中可以看出，無論是準(zhǔn)靜態(tài)還是動(dòng)態(tài)壓縮條件下，隨著Al 含量的增加，合金的屈服強(qiáng)度有了明顯的提升，特別是當(dāng)應(yīng)變速率為2 530 s?1時(shí)，Al1的壓縮屈服強(qiáng)度達(dá)到了1 931 MPa。在提升強(qiáng)度的同時(shí)，不可避免地犧牲了部分塑性，其中Al0在整個(gè)壓縮過程中均沒有發(fā)生斷裂，表現(xiàn)出優(yōu)異的合金塑性；Al0.6只在應(yīng)變速率為4 000 s?1時(shí)，發(fā)生了合金斷裂，然而在斷裂前仍然保持了40%的壓縮塑性；Al1在準(zhǔn)靜態(tài)條件下和在應(yīng)變速率為2 530 s?1時(shí)均發(fā)生了試樣斷裂，此時(shí)合金的壓縮塑性仍然大于30%。這是因?yàn)锳l 的加入一方面促使合金發(fā)生了顯著的晶格畸變和固溶強(qiáng)化效應(yīng)，這由此帶來了合金強(qiáng)度的大幅度提升；另一方面導(dǎo)致合金發(fā)生了相轉(zhuǎn)變，使軟而韌的FCC 相逐漸變成了硬而脆的BCC 相，可動(dòng)滑移系數(shù)量的減少使得合金塑性有了一定的下降。此外，還可以看到，所有合金均表現(xiàn)出明顯的正應(yīng)變率敏感性，這在隨后的圖4中將進(jìn)一步得到證實(shí)。

圖3 CoCrFeNiAlx 系高熵合金在不同應(yīng)變速率下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 3 Engineering stress-strain curves of CoCrFeNiAlxhigh-entropy alloys at various strain rates

圖4 CoCrFeNiAlx 系高熵合金在兩種不同區(qū)域下的屈服強(qiáng)度應(yīng)變率敏感性Fig. 4 Strain-rate sensitivity of yield strength at two regions for CoCrFeNiAlxhigh-entropy alloys

由式（1）可知，在溫度T和變化不大的情況下，隨著應(yīng)變速率的增加，熱激活能將逐漸降低。對(duì)于低應(yīng)變速率區(qū)，激活能較大，位錯(cuò)可以有效地克服障礙，熱激活能被充分利用，故外加應(yīng)力較小，屈服強(qiáng)度較低，且對(duì)應(yīng)變率不敏感。而對(duì)于高應(yīng)變速率區(qū)，激活能較小，位錯(cuò)有效克服障礙的能力有限，故外加應(yīng)力較大，使屈服強(qiáng)度增加，且對(duì)應(yīng)變速率十分敏感。此外，通過與傳統(tǒng)的304L 不銹鋼和Inconel 690鎳基高溫合金作比較分析，研究發(fā)現(xiàn)，具有雙相結(jié)構(gòu)的Al0.6高熵合金表現(xiàn)出類似的應(yīng)變率敏感性[19]。

Johnson-Cook（J-C）模型是一個(gè)經(jīng)驗(yàn)的唯象本構(gòu)模型，這種模型能較好的描述金屬材料的加工硬化、應(yīng)變率和溫度軟化效應(yīng)。該模型的基本表達(dá)式為[20]：

考慮到材料在動(dòng)態(tài)加載過程中容易發(fā)生絕熱溫升，應(yīng)變能所產(chǎn)生的熱量在很短時(shí)間內(nèi)來不及釋放，從而導(dǎo)致局部溫度的升高和材料的軟化，其表達(dá)式為[21]：

再將圖3 中的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)代入到式（4）中，即可以獲得3 種合金（依次為Al0、 Al0.6和Al1）最終的JC 本構(gòu)關(guān)系分別為：

圖5 為動(dòng)態(tài)載荷作用下獲得的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線與修正后的J-C 本構(gòu)方程擬合曲線的比較。由圖中可以看出，實(shí)驗(yàn)值與擬合值具有很好的吻合度，證實(shí)了該模型的有效性。這表明，J-C 模型可以很好地描述CoCrFeNiAlx系高熵合金的動(dòng)態(tài)流變行為[19,22]。

圖5 CoCrFeNiAlx 系高熵合金的動(dòng)態(tài)流變應(yīng)力與相應(yīng)J-C 模型Fig. 5 Comparison between dynamic flow stresses and the J-C model of CoCrFeNiAlxhigh-entropy alloys

2.3 微觀變形機(jī)理

由圖3 可知，CoCrFeNiAlx系高熵合金在準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)條件下均表現(xiàn)出顯著的加工硬化行為，在高速加載下具有優(yōu)異的強(qiáng)塑性結(jié)合。為了探究其潛在的微觀變形機(jī)理，有必要作進(jìn)一步的透射電鏡分析。圖6 為 CoCrFeNi 高熵合金在應(yīng)變速率為1×10?4s?1下的TEM 圖。由圖6(a)～6(b)可以看出，Al0合金在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞。從圖6(c)～6(d)可以看到，在局部區(qū)域發(fā)現(xiàn)有少量變形孿晶的生成，而圖6(c)中的選區(qū)衍射分析（selected area electron diffraction, SAED）圖進(jìn)一步證實(shí)了孿晶的產(chǎn)生。圖6(e) 為變形孿晶的高分辨TEM（high-resolution TEM, HRTEM）圖，其孿晶厚度為5～10 nm。圖6(f)為圖6(e)中虛線框的反傅里葉變換（inverse fast Fourier transform, IFFT）圖?？梢悦黠@地看到，在孿晶界兩端原子呈鏡面對(duì)稱排列，這些證據(jù)進(jìn)一步證明了變形孿晶的產(chǎn)生。顯然，大量位錯(cuò)的生成為合金的塑性變形提供了滑移動(dòng)力，同時(shí)位錯(cuò)與位錯(cuò)、位錯(cuò)與孿晶的交互作用（位錯(cuò)容易在孿晶界處塞積）又構(gòu)成了滑移阻力，這使得合金具有優(yōu)異的加工硬化能力。

圖6 CoCrFeNi 高熵合金在應(yīng)變速率為1×10?4s?1 下的TEM 圖Fig. 6 TEM images of the CoCrFeNi high-entropy alloy at the strain rate of 1×10?4s?1

圖7 為CoCrFeNi 高熵合金為在應(yīng)變速率為2 800 s?1下的TEM 圖。由圖7(a)可知，在動(dòng)態(tài)加載下，大量的位錯(cuò)相互纏結(jié)構(gòu)成了高密度的位錯(cuò)胞和位錯(cuò)墻。顯然，應(yīng)變速率越大，熱激活作用越小，位錯(cuò)滑移所受的阻力越大，位錯(cuò)與位錯(cuò)之間的交互作用越強(qiáng)，由此帶來合金顯著的強(qiáng)化效應(yīng)。而從圖7(b)和7(c)中可以看到，與準(zhǔn)靜態(tài)相比，合金內(nèi)部產(chǎn)生了大量的變形孿晶，并且局部區(qū)域有二次孿晶的生成，其孿晶厚度明顯小于一次孿晶，為1～2 nm，如圖7(d)所示，這也在隨后的圖7(e)～(f)中得到了證實(shí)。顯然，二次孿晶的生成有效地阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，由此產(chǎn)生所謂的動(dòng)態(tài)霍爾配齊效應(yīng)（dynamic Hall-Petch effect）。此外，在圖7(f)中的孿晶界附近還發(fā)現(xiàn)有少量的堆垛層錯(cuò)（stacking faults, SF）。研究表明，二次或多重孿晶的生成會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到的阻力更大，位錯(cuò)與孿晶的交互作用更強(qiáng)，使其更容易在孿晶界處塞積，部分可成為不可動(dòng)位錯(cuò)，起到類似“釘扎”的作用[23]。此外，還可以看到，無論是準(zhǔn)靜態(tài)還是動(dòng)態(tài)載荷下，Al0合金均有變形孿晶產(chǎn)生，從而可以起到協(xié)調(diào)變形的作用，具有明顯的孿晶誘導(dǎo)塑性（twinning-induced plasticity, TWIP）效應(yīng)。這主要是由于Al0合金具有比較低的堆垛層錯(cuò)能（stacking fault energy, SFE）為20～30 mJ/m2[3]，合金在變形過程中容易發(fā)生全位錯(cuò)的分解，進(jìn)而形成擴(kuò)展位錯(cuò)；同時(shí)交滑移和攀移得到有效抑制，位錯(cuò)移動(dòng)阻力變大，由此誘發(fā)孿晶的生成。

圖7 CoCrFeNi 高熵合金在應(yīng)變速率為2800 s?1 下的TEM 圖Fig. 7 TEM images of the CoCrFeNi high-entropy alloy at the strain rate of 2800 s?1

圖8 為CoCrFeNiAl0.6高熵合金在應(yīng)變速率為1×10?4s?1和3600 s?1下的TEM 圖。圖8(a)為1×10?4s?1下的明場相，從圖中可以看出，在FCC 區(qū)域中有高密度位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞的生成，在BCC 區(qū)域中主要以位錯(cuò)胞的形式出現(xiàn)，兩種相區(qū)均沒有發(fā)現(xiàn)變形孿晶，這表明此時(shí)合金的塑性變形以位錯(cuò)滑移為主導(dǎo)。圖8(b)為3600 s?1下的明場相，可以看到合金內(nèi)部出現(xiàn)了大量細(xì)小的位錯(cuò)胞，進(jìn)一步將FCC 區(qū)域作適當(dāng)?shù)姆糯筇幚?，即圖8(c)，可以看出在FCC 相區(qū)中發(fā)現(xiàn)了一次變形孿晶，其孿晶厚度為5～10 nm，而類似結(jié)果在BCC 相區(qū)中并沒有觀察到。而圖8(d)的選區(qū)衍射分析則進(jìn)一步證明了FCC 相中變形孿晶的生成。這表明，在Al0.6合金的動(dòng)態(tài)塑性變形中，BCC 相為單一的位錯(cuò)滑移，而FCC 相為位錯(cuò)滑移和變形孿晶的共同作用，表現(xiàn)出一定的TWIP 效應(yīng)。有文獻(xiàn)已經(jīng)報(bào)道，Al0.6高熵合金的堆垛層錯(cuò)能約為150 mJ/m2[24]。顯然，如此高的層錯(cuò)能，合金本身是不太容易產(chǎn)生孿晶的。然而，對(duì)于Al0.6合金而言，由于Al-Ni 原子對(duì)的負(fù)混合焓效應(yīng)，使其凝固過程中容易發(fā)生元素偏聚，最終導(dǎo)致BCC 相區(qū)富集Al 和Ni 元素，而FCC 相區(qū)富集Fe、Co、Cr 元素。而Al 和Ni 均為高層錯(cuò)能形成元素[10]（Al 的SFE 約為86 mJ/m2，Ni 的SFE 約為120～130 mJ/m2），這使得BCC 相的層錯(cuò)能很高，而FCC 相的層錯(cuò)能較低。此外，在動(dòng)態(tài)載荷作用下，位錯(cuò)移動(dòng)速度快，位錯(cuò)更容易發(fā)生塞積和交互作用，從而導(dǎo)致局部的應(yīng)力集中，這也有助于變形孿晶的形核。

圖8 CoCrFeNiAl0.6 高熵合金在應(yīng)變速率為1×10?4s?1 和3 600 s?1 下的TEM 圖[19]Fig. 8 TEM images of the CoCrFeNiAl0.6high-entropy alloy at the strain rates of 1×10?4s?1and 3 600 s?1

圖9 為CoCrFeNiAl 高熵合金在不同應(yīng)變速率下的TEM 圖。由圖9(a)可以看出，在應(yīng)變速率為1×10?4s?1下，合金內(nèi)部分布有大量的位錯(cuò)滑移線和局部的纏結(jié)位錯(cuò)。圖9(b)為應(yīng)變速率在2.53×103s?1時(shí)的TEM 圖。從圖中可見，在高應(yīng)變速率加載下，位錯(cuò)移動(dòng)速度快，合金變形時(shí)間短，正負(fù)型位錯(cuò)相遇而抵消的幾率降低，從而容易造成局部的應(yīng)力集中，進(jìn)而誘發(fā)位錯(cuò)的增殖與塞積，形成高密度位錯(cuò)群，這使得合金的強(qiáng)度得到顯著提升。分析可知，Al1高熵合金在兩種加載條件下的塑性變形機(jī)制均為位錯(cuò)滑移[25]。

圖9 CoCrFeNiAl 高熵合金在不同應(yīng)變速率下的TEM 圖[25]Fig. 9 TEM images of the CoCrFeNiAl high-entropy alloy at different strain rates[25]

通過以上分析可知，添加Al 元素和不同加載方式較大地影響了合金的強(qiáng)化機(jī)制，如表1 所示。當(dāng)Al 含量為0 時(shí)，合金為單一的FCC 固溶體結(jié)構(gòu)，極低的SFE 促使合金在兩種加載條件下均表現(xiàn)出顯著的TWIP 效應(yīng)，特別是在高速?zèng)_擊下會(huì)誘發(fā)二次孿晶甚至多重孿晶的出現(xiàn)。當(dāng)Al 摩爾比為13%時(shí)，合金發(fā)生了相分離，為FCC 和BCC 雙相固溶體結(jié)構(gòu)，并且FCC 相為貧Al 相，具有較低的SFE；而BCC 相為富Al 相，具有較高的SFE。這使得合金在準(zhǔn)靜態(tài)加載時(shí)，在兩種相區(qū)內(nèi)均為典型的位錯(cuò)強(qiáng)化；而在動(dòng)態(tài)加載下，只有FCC 相區(qū)具有一定的TWIP 效應(yīng)，呈現(xiàn)出位錯(cuò)與孿晶的協(xié)同強(qiáng)化。而當(dāng)Al 摩爾比為20%時(shí)，合金為單一的BCC 固溶體結(jié)構(gòu)，極高的SFE 導(dǎo)致合金在塑性變形過程中難以發(fā)生全位錯(cuò)的分解，進(jìn)而難以形成層錯(cuò)和孿晶；合金在兩種加載條件下均為單一的位錯(cuò)強(qiáng)化。

表1 3 種高熵合金在2 種加載方式下的強(qiáng)化機(jī)制比較Table 1 Comparison of strengthening mechanisms for the three HEAs under two loading conditions

3 結(jié) 論

本文利用真空電弧熔煉法成功制備出了CoCrFeNiAlx系高熵合金，并通過準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)研究了不同應(yīng)變速率對(duì)其力學(xué)行為和變形機(jī)理的影響，最后采用修正的J-C 模型對(duì)這三種合金的塑性流變行為進(jìn)行了本構(gòu)描述。結(jié)果表明，CoCrFeNiAlx系高熵合金均為簡單的固溶體相結(jié)構(gòu)，其中Al0和All分別為單一的FCC 和BCC 固溶體，而Al0.6為FCC+BCC 雙相固溶體。隨著Al 元素的添加，合金的微觀組織形貌由柱狀晶逐漸向樹枝晶轉(zhuǎn)變。CoCrFeNiAlx系高熵合金都具有明顯的加工硬化行為和正應(yīng)變率敏感性，特別是當(dāng)應(yīng)變速率為2 530 s?1時(shí)，Al1的壓縮屈服強(qiáng)度達(dá)到了1 931 MPa，同時(shí)合金的壓縮塑性仍然大于30%。TEM 分析表明，Al0合金在兩種加載方式下的塑性變形機(jī)制均為位錯(cuò)滑移和孿晶強(qiáng)化，具有明顯的TWIP 效應(yīng)；Al0.6合金在準(zhǔn)靜態(tài)下為位錯(cuò)滑移，而在動(dòng)態(tài)條件下為BCC 相的位錯(cuò)滑移和FCC 相的位錯(cuò)滑移與孿晶強(qiáng)化，具有一定的TWIP 效應(yīng)；Al1合金在兩種載荷條件下均為位錯(cuò)滑移。利用修正的J-C 模型可以較好的描述這三種高熵合金在高應(yīng)變速率范圍下的塑性流變行為。