第３８卷第２期 ２０１８年４月 西安工业大学学报 ＶｏＬ ３８ Ｎｏ．２ Ａｐｒ．２０１８ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｘｉ’ａｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ＤＯＩ：１０．１６１８５／ｊ．ｊｘａｔｕ．ｅｄｕ．ｃｎ．２０１８．０２．００８ 高熵合金Ａ１ｚＦｅＣｒＣｏＮｉ微观组织与力学性能研究 程一丹，要玉宏，陈 建，王晓博 （西安工业大学材料与化工学院，西安７１００２１） 摘 要： 为了研究Ａｌ含量对高熵合金Ａ１ＦｅＣｒＣｏＮｉ微观组织和力学性能的影响，通过真空 电弧炉熔炼制备出Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ高熵合金，采用Ｘ射线衍射仪、金相显微镜和扫描电镜对合 金微观组织进行分析，利用维氏硬度计、拉伸试验机对合金力学性能进行研究．研究结果表明： 随着Ａ１含量的升高，强度和硬度不断提高，显微组织由胞状树枝晶转变为柱状树枝晶．当 一 ０．４时，高熵合金的性能最佳；当ｚ一０．５时，出现了Ａｌ—Ｎｉ固溶体导致塑性下降，使材料从单 一的面心立方晶格（ＦＣＣ）转变为ＦＣＣ和少量体心立方晶格（ＢＣＣ）． 关键词： 高熵合金；微观组织；力学性能；拉伸 中图号：ＴＧ１４ 文献标志码： Ａ 文章编号： １６７３—９９６５（２０１８）０２—０１４０—０７ Ｓｔｕｄｙ ｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＡＩ ＦｅＣｒＣｏＮｉ Ｈｉｇｈ Ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ ＣＨＥＮＧ Ｙｉｄａｎ，ＹＡＯ Ｙｕｈｏｎｇ，ＣＨＥＮ Ｊｉａｎ，ＷＡＮＧ Ｘｉａｏｂｏ （Ｓｃｈｏｏｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｘｉ’ａｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｘｉ’ａｎ ７１００２１，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ： Ａｔ ＦｅＣｒＣｏＮｉ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ ｗａｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｖａｃｕｕｍ ａｒｃ ｆｕｒｎａｃｅ ｓｍｅｌｔｉｎｇ ｉｎ ｏｒｄｅｒ ｔｏ ｄｉｓｃｕｓｓ ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ａ１ ｃｏｎｔｅｎｔ ｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＡＩ ＦｅＣｒＣｏＮｉ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ．Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｗａｓ ａｎａｌｙｚｅｄ ｂｙ Ｘ—ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ，ｏｐｔｉｃａｌ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ ａｎｄ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ．Ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ａｌｌｏｙ ｗｅｒｅ ｓｔｕｄｉｅｄ ｂｙ ｔｈｅ Ｖｉｃｋｅｒｓ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｔｅｓｔｅｒ，ｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｓｔｉｎｇ ｍａｃｈｉｎｅ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ：Ｔｈｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｅｒｅａｓｅ ｏｆ Ａ１ ｃｏｎｔｅｎｔ．ａｎｄ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｃｅｌｌ ｄｅｎｄｒｉｔｅｓ ｉＳ ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ ｉｎｔｏ ｃｏｌｕｍｎａｒ ｄｅｎｄｒｉｔｅｓ．Ｔｈｅ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ ｈａｓ ｔｈｅ ｂｅｓｔ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ｗｈｅｎ 一０．４．Ｗｈｅｎ ｚ一０．５。ｔｈｅ ｅｍｅｒｇｅｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅ ＢＣＣ ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ ｏｆ Ａ１一Ｎｉ ｌｃａｄｓ ｔｏ ａ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｉｎ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ｗｈｉｃｈ ｃａｕｓｅｓ ｔｈｅ ｍａｔｅｒｉａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｔｏ ｃｈａｎｇｅ ｆｒｏｍ ａ ｓｉｎｇｌｅ ｆａｃｅ—ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｔｏ ａ ｆａｃｅ—ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ａｎｄ ａ ｓｍａｌｌ ａｍｏｕｎｔ ｏｆ ｂｏｄｙ—ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ｈｉｇｈ—ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ；ｓｔｒｅｔｃｈ 随着科技的发展，人们对材料的综合性能的要 求越来越高，传统合金已经很难满足需求．１９９５年 学者叶均蔚提出了高熵合金 ．高熵合金最佳 组成元素 ＝＝＝５～１３，元素种类过多易形成金属间 收稿日期：２Ｏｌ６—１Ｏ ２７ 基金资助：国家自然科学基金（５１４７１１２３）；陕西省青年科技新星专项（２０１３ＫＪＸＸ一６１） 第一作者简介：程一丹（１９９４一），女，西安工业大学硕士研究生． 通信作者：要玉宏（１９６７－－），男，西安工业大学副教授，主要研究方向为高温结构材料．Ｅ ｍａｉｌ：ｙｙｈｏｎｇ０６１２＠ｘａｔｕ．ｅｄｕ．ｃｎ 第２期 程一丹，等：高熵合金Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ微观组织与力学性能研究 １４１ 化合物，由多种元素共同表现特性，每种主要元素 均具有较高摩尔分数，但都不超过３５ ｌ２。］．形成 固溶体时，需在选配元素时考虑原子之间的电负性 差异，电负性差异很大时形成化合物，且在置换固 溶体时溶质与溶质的溶解度会随电负性的增大而 减小．原子之间的原子尺寸不能差异太大，原子半 径差小于１２ 为宜，两种元素的原子半径相差不 大时，易形成固溶体结构；相差很大时，晶格结构崩 塌，容易形成非晶结构；所选元素间的混合焓需介 于一４０～１０ ｋＪ·ｍｏｌ 之间，混合焓越小，吉布斯 自由能越小，合金元素偏析趋势越小；合金中的固 溶体结构相比金属间化合物或其他相更容易形成， 结构上也趋于稳定＿４］． 高熵合金给多主元合金带来高硬度、优质的耐 磨性、耐蚀性和高电阻率等优异性能［５］，可用于刀 具、工具和模具，以及高尔夫球头打击面、马达的磁 心、油压气压杆、高频变压器、磁头、磁盘涡轮叶片、 热交换器、高温炉耐热材料和微机电材料等［２ ］． 但由于目前理论指导不系统，制备成本高，难以精 确控制性能等问题还有待解决．目前，高熵合金已 逐渐成为金属材料研究领域的热点Ｉ一一 一～一一 一。 一７ ］．文献［９— １６］通过不同的研究方法研究了Ａ１ＦｅＣｒｃｏＮｉ的性 能，表明高熵合金Ａ１ＦｅＣｒＣｏＮｉ具有良好的加工 性，并表现出加工硬化性和耐退火软化．但目前没 有研究Ａ１含量的改变对材料性能的影响．文中采 用ｘ射线衍射（Ｘ—Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ，ＸＲＤ）分析、金 相显微分析、显微硬度、拉伸以及拉伸断口扫描研 究不同Ａ１含量高熵合金 一一㈤～一 一Ａｌ ～ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（Ｊ～一一一～一～２—０，一 ０．１，０．２，０．３，合性横向对比，进一步完善高熵合金的研究．一Ｎ 一０．４，０．５）的组织和力学性能，通过综 １实验材料及方法 表１为合金理论成分（原子数百分比ｎ／９／６）． 实验采用纯度大于９９．９ 的铝、铁、铬、钴和镍金 属，结合表１计算的合金理论成分进行配料作为原 材料．硼酐净化后的原材料在氩气保护下的真空电 弧熔炼炉中熔炼，为了保证成分均匀，合金重复熔 炼至少５次，并且每次熔炼时采用电磁搅拌．采用 日本岛津ＸＲＤ一６０００型ｘ射线衍射仪进行物相鉴 定，金相采用日本生产的Ｎｉｋｏｎ ＥＰＩＰＨＯＴ３００金 相显微镜表征．合金的显微硬度采用４０２ＭＶＤ型 维氏硬度计测试，其中载荷为２００ ｇ，加载时间为 １５ Ｓ．拉伸试验在ＣＭＴ－１０电子万能材料试验机上 ２实验结果及分析 ２．１ ＸＲＤ衍射分析 根据文献［１６］的研究结果，混乱度ｎ≥１．１和 原子半径差 ≤６．６ 才可以形成固溶体．根据以 下公式计算得出混乱度和原子半径差． Ｔ…一ＣｉＴ （１） ＡＨ…一∑ｎｉｊｃｉｆ （２） ＡＳ ｉ 一一Ｒ∑ｃ ｌｎｃ （３） 一 ㈩ 一 √ ［厂 —————１—－——ｒ—，／—（— ￣ ————一 （５） 式中：Ｔｍｉ 为混合熔点； 为元素ｚ的熔点； 为原 子比；△Ｈ…为混合焓；ｒ 为原子半径；ＡＳ 为混合 熵；Ｒ为通用气体常数，且Ｒ一８．３１４ Ｊ·ｍｏｌ · Ｋ＿。； 为混乱度； 为原子半径差．查阅文献［－１７］ 得到表２，通过表２和表３数据，将式（１）～（３）代 入式（４）中得到ｎ；将Ｃ 和ｒ 代入式（５）得到 ． 表２元素混合焓（ｋＪ·ｔｏｏｌ ） Ｔａｂ．２ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ ｍｉｘｉｎｇ ｅｎｔｈａｌｐｉｅｓ（ｋＪ·ｔｏｏｌ一 ） 通过计算，得到混乱度和原子半径差，见表４． 由表４可知，计算结果均满足ｎ≥１．１， ≤６．６ ， 所以Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｘ一０，０．１，０．２，０．３，０．４，０．５） １４２ 西安工业大学学报 第３８卷 合金可以形成固溶体． 表３金属元素的基本属性 Ｔａｂ．３ Ｂａｓｉｃ ａｔｔｒｉｂｕｔｅｓ ｏｆ ｍｅｔａｌｓ 合金衍射峰由一个主峰（２００）和三个弱峰（（１１１）， （２２０），（３１１））组成．在Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金中，随着 Ａｌ元素含量的增加，当 ≤０．４时，合金的衍射峰 并没有产生明显的变化，即仍然只存在单一的面心 元素糊ｇ…一熔点 Ｋ黼ｃ墨 ２ ７ Ｏ ７ ８ ７ ７ １ ９ ８ ７ ｌ ８ ９ Ｏ ２ Ｏ ０ ０ Ｏ 固溶相．这是因为Ａｌ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｃｏ和Ｎｉ都在元素周 期表第四周期，且Ａｌ元素含量相对来说不是很 多，所以该合金仍然以面心立方结构固溶相为主 １９ ２ １ １ ３ ３ ８ Ｏ ８ １ ３ ０ ７ ６ ５ ７ ２ ６ 相，如图ｌ（ａ）所示．Ａｌ元素对Ａｌ ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金 ＦＢ ，■ ，．＾一．一一一一一Ｉ ＿～．一 ， 一，～ 一ｌ 的影响如图１（ｂ）和图１（ｃ）（对（１１１）和（２００）两组 面心立方结构（Ｆａｃｅ—Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ，ＦＣＣ）衍射峰 局部区域放大）所示，Ａｌ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ 一０，０．１， ０．２，０．３，０．４，０．５）合金中比较明显的（１１１）衍射峰 出现于４３。～４５。之间，（２００）衍射峰出现于５０。～ ２ ４ ３ Ｏ ２ ６ ２ ９ ２ ７ 表４ 混乱度和原子半径差计算结果 ７ Ｏ ２ Ｏ ２ ６ Ｏ ７ Ｏ ３ Ｔａｂ．４ Ｔｈｅ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ ｒｅｓｕｌｔｓ ｏｆ ｔｈｅ ｄｅｇｒｅｅ ｏｆ ｃｈａｏｓ ａｎｄ ａｔｏｍｉｃ ｒａｄｉｕｓ ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅ ｌ １ １ １ １ ４ ３ ２ ４ ２ ５ ２ ５ ２ ５ ５２。之间；同时，３７—０．５时，在衍射角２０＝４４．６９。处 出现（１１０）衍射峰，即体心立方结构（Ｂｏｄｙ—Ｃｅｎ— ｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ，ＢＣＣ）Ａ１一Ｎｉ固溶体出现．说明当Ａｌ原 子以一定的摩尔比添加到ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金中时，且 Ａｌ元素原子半径比合金其他元素原子半径大，产 生严重的晶格畸变，致使点阵常数升高，所以致使 ＦＢ 一一一一一『Ｉ 图１所示为Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ 一０，０．１，０．２， ＸＲＤ图谱中各固溶相所对应的峰位置明显左移． ＯＯＯ０Ｏ０ ＝二三 ０．３，０．４，０．５）铸态的ＸＲＤ衍射图谱．经过粉末衍 射文件卡片中数据库对比可知，当 一０时， 姜 在Ａｌ ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金系中，Ａｌ和Ｎｉ的原子对混 ５４３＾Ｚ，● 合焓最小，所以Ａ１原子和Ｎｉ原子最易结合形成新 的固溶相，即Ａｌ—Ｎｉ固溶体． ＦｅＣｒＣｏＮｉ高熵合金为面心立方结构的固溶体，该 ４８ ４９ ５０ ５１ ５２ ２Ｏ／（。） （ａ）铸态 ２ｏ／ｏ） （ｂ）２０＝３８ ０ ～４８．０。 ２Ｏ／ｏ） 图１ Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｘ－－０，０．１，０．２，０．３，０．４，０．５）ＸＲＤ图谱 Ｆｉｇ．１ ＸＲＤ ｐａｔｔｅｒｎｓ ｏｆ Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｘ＝０，０．１，０。２，０．３，０．４，０．５）ａｌｌｏｙ ２．２ 金相组织 组织图，可以看出，虽然添加了少量的Ａｌ元素到 ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金中，但没有明显改变合金的组织形 图２所示为Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ 一０，０．１，０．２， ０．３，０．４，０．５）高熵合金的金相组织．图２（ａ）为 ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金的金相组织图，可观察到ＦｅＣｒＣｏ— Ｎｉ合金的组织为典型的胞状树枝晶，胞状树枝晶 呈四叶草状分布于晶粒中．图２（ｂ）和图２（ｃ）分别 状及分布，合金组织仍然以胞状树枝晶的形式存在 于晶粒间．图２（ｄ）是Ａ１。 ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金的金相组 织图，可以观察到Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金的组织为典 型的柱状树枝晶，呈树枝状分布于晶粒问．一次枝 晶臂和二次枝晶臂较发达，并且出现少量三次枝晶 臂．说明当Ａｌ元素含量增加到一定程度（ 一０．３） 为Ａ１ ＩＪ＿１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ和Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金的金相 第２期 程一丹，等：高熵合金Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ微观组织与力学性能研究 １４３ 时，Ａｌ原子固溶到ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金中，致使合金的 组织粗大．图２（ｅ）和图２（ｆ）分别为Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ 和Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ合金的金相组织图，可以看到， ２．３拉伸力学性能和显微硬度 图３为Ａｌ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｊ’一０，０．１，０．２，０．３， 日 ＼Ｒ 合金的组织为典型的等轴树枝晶，并且在晶间分别 出现了点状和线条状组织． ０．４，０。５）高熵合金的拉伸应力应变曲线． Ｏ ∞Ｏ 如 ０ Ｏ 如 Ｏ ０ ｍ Ｏ Ｏ （ａ）ｘ＝０ （ｄ） ：Ｏ．３ （ｅ） ０．４ （ｆ）ｘ＝０．５ 图２ ＡＩ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｘ一０，０．１，０．２，０．３，０．４，０．５）金相组织 Ｆｉｇ．２ Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ＡＩ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（』’一０，０．１，０．２，０．３，０．４。０．５）ａｌｌｏｙ ０ ０ ｌ Ｏ．２ ０．３ Ｏ．４ ０．５ ０．６ ０．７ 应变 应变 （ａ）应力．应变曲线 （ｂ）曲线的局部放大 图３ ＡＩ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｘ＝０，０．１，０．２，０．３，０．４，０．５）的应力一应变曲线 Ｆｉｇ．３ Ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｓｓ—ｓｔｒａｉｎ ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｘ－－０，０．１，０．２，０．３．０．４，０．５）ａｌｌｏｙ 从图３可以看出， 一０，０．１，０．２，０．３，０．４， 也升高．但是当Ａｌ继续持续增加时，合金由单相 ＦＣＣ结构变成ＦＣＣ＋ＢＣＣ结构，即单相出现Ａ卜 ０．５的屈服强度 分别为２４１，２３５，２５１，２５６，２８５， ３７７ ＭＰａ；抗拉强度 ｂ分别为４６１，４６５，４７３，４８２， Ｎｉ固溶体（ＢＣＣ），所以强度继续升高，而塑性则降 ５３７，６５２ ＭＰａ；断后伸长率Ａ分别为６３ ９／６，６４ ９，６， ６６ ，６１ ，５８ ，３８ ．随着Ａｌ含量的升高，强度 逐渐升高，塑性先增大后减小．这是因为开始Ａｌ 低．其中当 一０．４时强度和塑性最佳．由图３（ｂ） 可以看出，塑性变形开始时，Ａｌ含量少的合金应力 大，Ａｌ含量多的合金应力小；但随着塑性变形的进 行，Ａ１含量少的合金应力比Ａ１含量多的合金应力 小．这是因为Ａｌ含量少的合金屈服时需要克服原 的层错能比较大。加入少量的Ａｌ，合金还是单一的 ＦＣＣ结构，层错能升高更容易发生位错的交滑移 及攀移，塑性变好，Ａｌ的加入产生晶格畸变，强度 子钉扎位错的力比较大，屈服现象结束后进行塑性 西安工业大学学报 第３８卷 变形． 化．因此造成了更大的品格畸变，符合高熵合金的 晶格畸变效应． ２．４拉伸断口 Ａｌ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ｊ’一０，０．１．０．２，０．３。０．４，０．５）高 熵合金的硬度测试结果分别为１２６．７，１３４．７，１５７．８， １６４．１。１６７．３，１８２．４ ＨＶ，可以看出，随着Ａｌ元素的 增加合金的硬度逐渐升高，这是因为铝原子的半径 较其他元素大．造成了更大的品格畸变，即固溶强 图４和图５分别为拉伸断口的宏观和微观扫 描照片． （ｄ）ｘ＝０．３ （ｅ）ｘ＝０．４ （ｆ）ｘ＝０．５ 图４ Ａ１，ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ 一０，０．１，０．２，０．３，０．４．０．５）宏观断口扫描图 Ｆｉｇ．４ Ｔｈｅ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｍａｃｒｏ—ＳＥＭ ｉｍａｇｅｓ ｏｆ Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（＿『：０，０１．０．２．０．３．０．４．０．５）ａ１１ｏ、 ．（ａ）Ｘ－０ （ｂ）ｘ＝０．１ （ｃ）ｘ＝０ ２ （ｄ）ｘ＝０ ３ （ｅ）ｘ＝０ ４ （ｆ）ｘ＝０．５ 图５ ＡＩ．ＦｅＣｒＣｏＮｉ（－ｒ一０．０．１．０．２，０．３．０．４，０．５）微观断口扫描照片 ［ｒａｃｌｕｒｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｍｉｃｒｏ—ＳＥＭ ｉｍａｇｅｓ ｏｆ ＡＩ ＦｅＣｒＣｏＮｉ（ａ’一０，０１，０．２，０．３，０．４，０．５）ａｌｌｏｙ ．第２期 程一丹，等：高熵合金Ａ１ ＦｅＣｒＣｏＮｉ微观组织与力学性能研究 １４５ 从图４可以看出，断口产生了颈缩现象，而且 断口为杯锥型断口，中间有明显的纤维区，呈现出 灰暗色，纤维区周围有放射区以及最外面的剪切 唇，断口具有明显的韧性断裂特征． 一０．５时由于 ｍｅｎｔ［Ｊ］．Ｒａｒｅ Ｍｅｔａｌｓ ａｎｄ Ｃｅｍｅｎｔｅｄ Ｃａｒｂｉｄｅｓ，２０１２， ４０（１）：４５．（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） Ｅ３］马壮，王倪，王恩杰，等．高熵合金基复合材料研究进 展［Ｊ］．材料导报Ａ：综述篇，２０１５，２９（９）：１４４． ＭＡ Ｚｈｕａｎｇ，ＷＡＮＧ Ｎｉ，ＷＡＮＧ Ｅｎｊ ｉｅ，ｅｔ ａ１．Ｐｒｏｇｒｅｓｓ 存在ＢＣＣ固溶相故塑性较差． 从图５中可以看到韧窝、孔洞和撕裂棱，断裂 类型为微孔聚集型断裂．微孔聚集型断裂是通过微 ｉｎ Ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ１－Ｊ］．Ｍａｔｅ— ｒｉａｌｓ Ｒｅｖｉｅｗ Ａ：Ｒｅｖｉｅｗｅｄ Ａｒｔｉｃｌｅ，２０１５，２９（９）：１４４． （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） 孔形核、长大聚合而导致材料分离，即微孔长大相 互连接导致材料最终断裂，微孔是通过第二相或者 －１４］杨晓宁，邓伟林，黄晓波，等．高熵合金制备方法进展 ［Ｊ］．热加工工艺，２０１４，４３（２２）：３０． 夹杂物质点的本身破裂，或者第二相或者夹杂物与 基体界面脱离而成核，其是金属材料在断裂前塑性 变形进行到一定程度时产生．在第二相质点处微孔 成核的原因在于位错引起的应力集中，或者在高应 变条件下因为第二相与基体塑性变形不协调而产 生分离．而且金属材料一般情况下均产生这类性质 的断裂．微孔形核长大和集合在断口上留下的痕 迹，就是在电子显微镜下观察到的大小不等的圆形 或椭圆形韧窝．而且韧窝是微孔聚集型断裂的基本 特征．Ａ１含量较少时韧窝和孔洞较多，Ａｌ含量较 多时韧窝和孔洞较少，撕裂棱较多． ３ 结论 １）随着Ａｌ含量的增加，由于ｚ一０．５时出现 了Ａ１一Ｎｉ固溶体（ＢＣＣ），材料从最开始的单相ＦＣＣ 逐渐转变为ＦＣＣ＋少量ＢＣＣ． ２）随着Ａｌ含量的增加，材料晶粒尺寸逐渐减 小，由最开始的胞状树枝晶逐渐转变为柱状 树枝晶． ３）Ａ１的层错能较大，随着Ａ１含量的增加，更 易发生位错的交滑移和攀移，发生了晶格畸变，强 度升高，塑性升高．但Ａｌ含量继续增加到ｚ一０．５ 时出现了Ａｌ—Ｎｉ固溶体（ＢＣＣ），强度继续升高，塑 性降低； 一０．４时性能最佳；ｚ一０．５时由于存在 ＢＣＣ，塑性较差，属于微孔聚集型断裂． 参考文献： ［１］ ＹＥＨ Ｊ Ｗ，ＣＨＥＮ Ｓ Ｋ，ＧＡＮ Ｊ Ｙ，ｅｔ ａ１．Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ Ｓｉｍｐｌｅ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｉｎ Ｃｕ—。Ｃｏ—。Ｎｉ—＿Ｃｒ—＿Ａ１—ｆＦｅ——Ｔｉ— Ｖ Ａｌｌｏｙｓ ｗｉｔｈ Ｍｕｌｔｉ Ｐｒｉｎｃｉｐａｌ Ｍｅｔａｌｌｉｃ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，６：２９９． ［２］ 邱星武，张云鹏．高熵合金的特点及研究现状［Ｊ］．稀 有金属及硬质合金，２０１２，４０（１）：４５． ＱＩＵ Ｘｉｎｇｗｕ，ＺＨＡＮＧ Ｙｕｎｐｅｎｇ．Ｔｈｅ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ ｏｆ Ｈｉｇｈ——ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ｌａｔｅｓｔ Ｄｅｖｅｌｏｐ—＿ ＹＡＮＧ Ｘｉａｏｎｉｎｇ，ＤＥＮＧ Ｗｅ．１ｉｎ，ＨＵＡＮＧ Ｘｉａｏｂｏ，ｅｔ ａ１． Ｒｅｓｅａｒｃｈ ｏｎ Ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ Ｍｅｔｈｏｄｓ ｏｆ Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ ＿Ｊ］．Ｈｏｔ Ｗｏｒｋｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１４，４３（２２）：３０． （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［５］李平，陈金凯，周晓东，等．高熵合金涂层研究进展 ［Ｊ］．材料保护，２０１５，４８（４）：４４． ＬＩＮＧ Ｐｉｎｇ，ＣＨＥＮ Ｊｉｎｋａｉ，ＺＨＯＵ Ｘｉａｏｄｏｎｇ，ｅｔ ａ１． Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｏｆ Ｈｉｇｈ—ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ Ｃｏａｔｉｎｇ －１Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｔｅｃｔｉｏｎ，２０１５，４８（４）：４４． （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［６］ 梁红玉，罗娟，颜雨飞．高熵合金在切削刀具上的应用 及发展趋势［Ｊ］．材料导报Ａ：综述篇，２０１３，２７ （３）：１Ｉ４． ＬＩＡＮＧ Ｈｏｎｇｙｕ。ＬＵＯ Ｊ ｕａｎ。ＹＡＮ Ｙｕｆｅｉ．Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ Ｔｅｎｄｅｎｃｙ ｏｆ ｔｈｅ Ｈｉｇｈ—。ｅｎｔｒｏｐｙ ＡＩ—。 ｌｏｙｓ ｉｎ Ｈｉｇｈ—ｓｐｅｅｄ Ｍａｃｈｉｎｉｎｇ Ｔｏｏｌｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｒｅｖｉｅｗ Ａ：Ｒｅｖｉｅｗｅｄ Ａｒｔｉｃｌｅ，２０１３，２７（３）：１１４． （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ｒ７］ ＳＡＮＴＯＤＯＮＡＴＯ Ｌ Ｊ，ＺＨＡＮＧ Ｙ，ＦＥＹＧＥＮＳＯＮ Ｍ，ｅｔ ａ１．Ｄｅｖｉａｔｉｏｎ ｆｒｏｍ Ｈｉｇｈ—ｅｎｔｒｏｐｙ Ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎｓ ｉｎ ｔｈｅ Ａｔｏｍｉｃ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｓ ｏｆ ａ Ｍｕｌｔｉ——ｐｒｉｎｃｉｐａｌ Ｅｌｅ—－ ｍｅｎｔ Ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ，２０ １ ５， １０：１０３８． ｒ８］ ＺＨＡＮＧ Ｙ Ｗ，ＳＴＯＣＫＳ Ｇ Ｗ，ＪＩＮ Ｋ，ｅｔ ａ１．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｄｉｓｏｒｄｅｒ ｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｓｉｐａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｄｅ— ｆｅｅｔ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｉｎ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｅｄ Ｓｏｌｉｄ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａｌｌｏｙｓ ［Ｊ］．Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ，２０１５，６：８７３６． －１９］吴兴财，张伟强，秦力，等．退火处理对Ａ１ＣｏＣｒＦｅＮｉ 高熵合金组织结构及性能的影响［Ｊ］．热加工工艺， ２０１５，４４（８）：２２０． ＷＵ Ｘｉｎｇｃａｉ，ＺＨＡＮＧ Ｗｅｉｑｉａｎｇ，ＱＩＮ Ｌｉ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ａ１ＣｏＣｒＦｅＮｉ Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｈｏｔ Ｗｏｒｋｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１５，４４（８）：２２０．（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［１Ｏ］唐群华，程虎，戴品强．轧制及退火后Ａ１ ＣｏＣｒＦｅＮｉ 高熵合金的组织和力学性能［Ｊ］．材料热处理学报， ２Ｏ１５，３６（１２）：７２． １４６ 西安工业大学学报 第３８卷 ＴＡＮＧ Ｑｕｎｈｕａ，ＣＨＥＮＧ Ｈｕ，ＤＡＩ Ｐｉｎｑｉａｎｇ．Ｍｉｃｒｏ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ａ１。３ ＣｏＣｒＦｅ— Ｎｉ Ｈｉｇｈ—ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ Ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｂｙ Ｒｏｌｌｉｎｇ ａｎｄ ３Ｏ４ Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌ ｔｏ Ｅｎｈａｎｃｅ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ａｎｄ Ｃａｖｉｔａ— ｔｉｏｎ Ｅｒｏｓｉｏｎ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ［Ｊ］．Ｏｐｔｉｃｓ ｎｏｌｏｇｙ，２０１６，８４：２３． ， ｌ Ｌａｓｅｒ Ｔｅｃｈ— Ｓｕｂｓｅｑｕｅｎｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ［Ｊ］．Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ，２Ｏ１５，３６（１２）：７２．（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［１４］ ～简～ ＮＩＵ Ｓ Ｚ，Ｋ０Ｕ Ｈ Ｃ，ＧＵ（）Ｔ，ｅｔ ａ１．Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｏｆ Ｎａｎｏｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｓ ｉｎ ａｎ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ａ１。５ ＣｏＣｒＦｅＮｉ ！ ～讯～ ［１１］ 唐群华，廖晓舟，戴品强．Ａ１ 。ＣｏＣｒＦｅＮｉ高熵合金高 压扭转过程中的组织结构演变［Ｊ］．材料工程，２０１５， ４３（１２）：４５． Ｈｉｇｈ Ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ＆Ｅｎｇｉ ｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，２Ｏ１６，６７ｌ：８２． ａ１．Ｍｉ ［１５］ ＧＩＷＡＡ Ｍ，Ｉ ＩＡＷ Ｐ Ｋ。ＤＡＨＭＥＮ Ｋ Ａ，ｅｔｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｓｍａｌｌ—ｓｃａｌｅ Ｓｉｚｅ Ｅｆｆｅｃｔｓ ｉｎ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｏｆ ｌｎｄｉｖｉｄｕａｌ Ｐｈａｓｅｓ ｏｆ Ａ１０ ７ ＣｏＣｒＦｅＮｉ Ｈｉｇｈ Ｅｎｔｒｏ ＴＡＮＧ Ｑｕｎｈｕａ，ＬＩＡ（）Ｘｉａｏｚｈｏｕ，ＤＡＩ Ｐｉｎｑｉａｎｇ．Ｍｉ ｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ Ａ１（）３ ＣｏＣｒＦｅＮｉ Ｈｉｇｈ ｅｎ ｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ Ｄｕｒｉｎｇ Ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｔｏｒｓｉｏｎ［Ｊ］．Ｊｏｕｒ— ｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１５，４３（１２）：４５． （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ＰＹ Ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｅｘｔｒｅｍｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０１６， ８：２２０． ［１６］ ＨＥＪ Ｙ，Ｉ ＩＵ Ｗ Ｈ，ＷＡＮＧ Ｈ，ｅｔ ａ１．Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ Ａｌ Ａｄｄｉｔｉｏｎ ｏｎ Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ａｎｄ Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｐｒｏｐ ｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ＦｅＣｏＮｉＣｒＭｎ Ｈｉｇｈ—。ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ Ｓｙｓ—－ ［１２］ 童重经．Ｃｕ－Ｃｏ—Ｎｉ－Ｃｒ－Ｆｅ高熵合金变形结构与高温 特性之研究［Ｄ］．新竹：国立清华大学，２００２． ＴＯＮＧ Ｃｈｏｎｇｊｉｎｇ．Ｃｕ－Ｃｏ－Ｎｉ—Ｃｒ－Ｆｅ Ｓｔｕｄｙ ｏｎ Ｄｅｆｏｒｍａ— ｔｉｏｎ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｈｉｇｈ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｅｍ［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２Ｏ１４，６２：１Ｏ５． ｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ｂｕｌｋ Ｍｅ— ［１７］ ＴＡＫＥＵＣＨＩＡ，ＩＮ０ＵＥ Ａ．Ｃｌａｓｓｉｔａｌｌｉｃ Ｇｌａｓｓｅｓ ｂｙ Ａｔｏｍｉｃ Ｓｉｚｅ Ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅ，Ｈｅａｔ ｏｆ Ｍｉｘ— ｉｎｇ ａｎｄ Ｐｅｒｉｏｄ ｏｆ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ ａｎｄ Ｉｔｓ Ａｐｐｌｉｃａ— Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ［Ｄ］．Ｈｓｉｎｃｈｕ：Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｔｓｉｎｇ Ｈｕａ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，２００２．（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ） ［１３］ＺＨＡＮＧ Ｓ，ｗｕ Ｃ Ｉ ，ＺＨＡＮＧ ｃ Ｈ，ｅｔ ａ１．Ｌａｓｅｒ Ｓｕｒ— ｆａｃｅ Ａｌｌｏｙｉｎｇ ｏｆ ＦｅＣｏＣｒＡＩＮｉ Ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ ｏｎ ｔｉｏｎ ｔＯ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ Ｍａｉｎ Ａｌｌｏｙｉｎｇ Ｅｌｅｍｅｎｔ ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，２００６，４６（１２）：２８１７． （责任编辑、校对 肖 晨） 光幕阵列天幕立靶测试系统 射击密集度参数是国防工业中的基础参数，在舰炮、自行火炮等武器系统的研制、生产 和试验中均需要测量。针对这一现实需求，西安工业大学凭借多年来在光电测试技术方面 的积累，研制出了光幕阵列天幕立靶测试系统。该系统主要用于单管炮、多管转管炮等武器 单发和连发射击密集度的测量，也可以用于靶位落速的测量和近炸引信脱靶量的测量。该 系统采用多个探测光幕组成光幕阵列，当飞行弹丸穿过光幕阵列，各光幕依次输出弹丸穿过 光幕的信号，由多路信号采集仪采集信号，采用专用算法处理得到弹丸穿过多个光幕的时 间，依据光幕阵列的角度和距离等参数计算出弹丸着靶坐标、飞行速度和飞行方向角度参 数。将非电量参数转化为时间量的测量，一次射击，测量得到多个参数，采用抗蚊虫、激波措 施和灵敏度天空亮度自动控制技术，适应野外环境，可靠性好，布靶方便。 （张立新）
