材料物理毕业论文

材料物理毕业论文一.摘要

在当代材料科学领域，新型功能材料的研发与应用已成为推动科技进步的核心驱动力。本研究以高熵合金（High-EntropyAlloys,HEAs）为研究对象，聚焦其微观结构调控与力学性能优化，旨在揭示成分-结构-性能之间的内在关联。案例背景源于传统合金设计方法的局限性，难以满足极端工况下的性能需求，而高熵合金凭借其独特的多主元成分设计和快速凝固技术，展现出优异的强韧性、抗腐蚀性和高温稳定性。研究采用原子尺度模拟与实验验证相结合的方法，首先通过第一性原理计算（DensityFunctionalTheory,DFT）构建高熵合金的电子结构模型，分析不同元素间的相互作用机制；随后，利用透射电子显微镜（TEM）和X射线衍射（XRD）等技术表征合金的微观结构特征，包括晶粒尺寸、相组成和位错密度等。实验结果表明，通过精确控制合金成分（如CrMnFeCoNi体系）和热处理工艺，可在纳米尺度形成均匀的固溶体或双相结构，从而显著提升材料的屈服强度和断裂韧性。进一步的研究发现，高熵合金的优异性能源于其独特的电子配体效应、晶格畸变效应和固态扩散机制，这些因素共同促进了位错运动的受阻和晶界强化。结论指出，高熵合金的微观结构调控为高性能材料设计提供了新思路，其在航空航天、生物医疗和能源装备等领域的应用潜力巨大，为解决传统合金性能瓶颈提供了创新解决方案。

二.关键词

高熵合金；微观结构；力学性能；电子结构；热处理；晶界强化

三.引言

金属材料作为现代工业与科技发展的基石，其性能的提升直接关系到诸多关键领域的技术突破，如航空航天器的轻量化与耐高温需求、能源转换设备的效率与稳定性以及生物医学植入物的生物相容性与耐久性等。传统合金设计主要基于“主元-溶剂”模型，通过调整少量合金元素的浓度来优化材料性能。然而，随着应用需求的日益严苛，特别是极端环境（如超高温、强腐蚀、高应力）下的性能要求，传统合金设计方法逐渐显现其局限性。一方面，元素个数的增加往往会引发复杂的相变行为和脆性断裂，使得材料性能预测变得异常困难；另一方面，单一元素的显著优化往往以牺牲其他性能为代价，难以实现多目标性能的协同提升。这种设计范式在应对新兴挑战时显得力不从心，亟需一种突破性的材料设计理论和方法论。

正是在这样的背景下，高熵合金（High-EntropyAlloys,HEAs）作为一种新兴的多主元合金体系，自2004年由美国材料科学家Mishin等人提出以来，便引起了全球材料学界的广泛关注。高熵合金的核心特征在于其独特的成分设计理念，即采用等原子比或近等原子比（通常包含5种或更多主量元素）的复杂合金化策略，与传统合金中仅含1-2种主元元素形成鲜明对比。这种高混合熵（HighMixingEntropy）的设计思路，旨在通过强烈的固溶强化、晶格畸变、尺寸效应和元素间的协同效应，抑制脆性相的形成，促进形成相对稳定的奥氏体或固溶体基体，从而在宏观上实现强度、韧性、耐磨性、耐腐蚀性及高温性能等多方面的显著改善。其内部丰富的相组成、精细的微观结构（如纳米晶、多尺度复合结构）以及独特的物理化学行为，为理解材料性能的内在机制提供了新的视角，也为高性能材料的设计开辟了新的途径。

高熵合金的概念提出后，其优异的室温及高温力学性能、良好的耐磨与抗腐蚀性能、以及对纯金属或传统合金的潜在替代潜力，使其在多个领域展现出巨大的应用前景。例如，在航空航天领域，轻质高强材料是提升飞行器性能的关键；在能源领域，耐高温、抗蠕变的材料对于先进燃气轮机和核反应堆至关重要；在生物医学领域，具有良好生物相容性和耐磨性的合金是人工关节、牙科植入物的理想选择。实验研究表明，多种高熵合金体系，如CrMnFeCoNi、CoCrFeMo、AlCrFeCoNi等，均表现出远超其组元金属或传统合金的性能水平。例如，某些高熵合金在室温下即可达到极高的强度（超过1000MPa），同时维持良好的塑韧性；在高温下，其抗蠕变性能和抗氧化性能也得到了显著增强。这些初步的实验观察和理论探索极大地激发了研究者们进一步探索高熵合金微观结构-性能关联机制的热情。

然而，尽管高熵合金的研究取得了长足进步，但其设计原则、形成机制、微观结构演变规律以及性能调控机制仍存在诸多亟待阐明的关键科学问题。首先，在成分空间探索方面，如何高效、精确地预测和设计具有特定性能目标的高熵合金成为一大挑战。高熵合金的成分-性能关系极其复杂，涉及大量元素间的相互作用，传统的经验性设计方法难以应对如此高维度的自由度。其次，在微观结构调控方面，高熵合金的相组成和微观结构对其性能具有决定性影响，但如何通过合金成分和热处理工艺实现对微观结构的精确控制和优化，仍然缺乏系统深入的理解。例如，不同元素比例如何影响固溶体相的形成、析出相的种类、尺寸和分布，以及这些微观结构特征如何进一步影响位错运动、晶界行为和元素扩散等，都需要更精细的刻画。再次，在性能机制解析方面，高熵合金优异性能的来源并非单一因素，而是多种效应（如固溶强化、晶格畸变、尺寸效应、协同效应、界面强化等）综合作用的结果，这些效应之间的相对贡献、相互作用方式以及它们在不同温度、应力条件下的演变规律，目前尚缺乏清晰的认识。特别是对于不同服役条件下（如高温、腐蚀、冲击）性能的内在关联机制，亟待深入探究。最后，在理论计算与实验验证的衔接方面，虽然第一性原理计算等理论方法在高熵合金电子结构、原子间相互作用和基本物理化学性质的研究中发挥了重要作用，但如何将理论计算得到的原子尺度的信息有效连接到实验可观测的微观结构特征和宏观性能，构建起可靠的预测模型，仍然是一个重要的瓶颈。

基于上述背景，本研究聚焦于高熵合金的微观结构调控及其对力学性能的影响机制。具体而言，本研究旨在通过结合先进的计算模拟与精密的实验表征技术，系统地揭示高熵合金在特定成分设计下，其微观结构（如相组成、晶粒尺寸、微观应变、位错密度等）的形成机制、演变规律及其与宏观力学性能（如强度、韧性、塑性）之间的内在联系。我们特别关注以下几个方面：第一，通过第一性原理计算，深入探究不同元素配比对高熵合金电子结构、晶格畸变和元素间相互作用的影响，揭示微观机制与成分设计的关联性；第二，通过精确控制合金制备工艺（如熔炼、凝固方式）和热处理制度（如固溶、时效、退火），获得具有特定微观结构特征的高熵合金样品；第三，利用透射电子显微镜（TEM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射（XRD）等先进的材料表征技术，原位或非原位地观测和分析高熵合金的微观结构特征，包括晶体结构、相分布、晶粒尺寸、缺陷类型和密度等；第四，通过室温及高温拉伸实验、硬度测试、冲击试验等，系统评价高熵合金的力学性能，并与微观结构特征进行关联分析；第五，基于实验和计算结果，构建高熵合金成分-微观结构-性能关系模型，探索有效的微观结构调控策略，以期指导高性能高熵合金的设计与应用。

本研究的核心问题在于：在高熵合金体系中，如何通过成分设计和热处理工艺的协同调控，精确构建理想的微观结构，从而实现力学性能的显著优化？我们的假设是：通过理论计算指导成分设计，结合精密的实验制备和表征，可以揭示高熵合金中微观结构形成的关键机制，并建立明确的微观结构特征与力学性能之间的定量关系。验证这一假设，不仅有助于深化对高熵合金基本科学规律的认识，也为开发具有优异综合性能的新型功能材料提供理论依据和技术支撑，推动高熵合金从实验室走向实际应用。因此，本研究的开展具有重要的理论意义和潜在的应用价值，期望能为高性能金属材料的设计提供新的思路和方法，助力解决当前工业发展面临的材料挑战。

四.文献综述

高熵合金（High-EntropyAlloys,HEAs）作为近年来材料科学领域最具活力的研究方向之一，其独特的成分设计理念和优异的物理化学性能吸引了全球范围内研究者的广泛关注。相关研究已从最初的探索性阶段逐步发展到系统性的理论分析、实验验证和潜在应用研究阶段，在成分体系构建、形成机制、热力学稳定性、力学性能、腐蚀行为、加工工艺以及应用前景等方面均取得了显著进展。本综述旨在梳理高熵合金领域的关键研究进展，重点关注其微观结构调控与力学性能优化方面的成果，并在此基础上指出当前研究存在的空白与争议点，为后续研究提供参考。

在成分设计与体系探索方面，早期的研究主要集中在CrMnFeCoNi等五元合金体系，旨在通过高混合熵抑制脆性相的析出，形成以面心立方（FCC）、体心立方（BCC）或密排六方（HCP）结构为主的固溶体基体。随着研究的深入，研究者们认识到元素种类、原子比以及总浓度对合金的相稳定性、结构和性能具有决定性影响。后续工作扩展到了更多的元素组合和体系，如添加Al、Ti、V、Mo、W等过渡金属元素，或引入轻元素如Mg、Zn等，以调控合金的晶格常数、电子浓度（Ec）或化学势梯度，从而影响其相形成行为和性能。例如，Li等人的研究表明，通过调整CrMnFeCoNi体系中的元素比例，可以实现对奥氏体相区和析出相类型的调控。此外，关于高熵合金形成机制的理论探讨也日益深入，形成了包括高熵效应、晶格畸变效应、尺寸效应、元素间协同效应等多种解释。其中，高熵效应认为高混合熵降低了形成脆性相的驱动力；晶格畸变效应强调大量异质原子引入导致的晶格严重扭曲，阻碍了位错运动，从而提高强度；协同效应则指出不同元素间的相互作用可能产生单一元素所不具备的优异性能。尽管这些效应被广泛提及，但它们各自的贡献程度以及在不同合金体系中的具体表现仍存在较大差异，且相互之间可能存在复杂的耦合作用，这成为当前研究中的一个核心挑战。

在热力学与相稳定性方面，理解高熵合金的相形成序列和热稳定性对于指导合金设计和工艺优化至关重要。热力学计算，特别是基于相软件（如Thermocalc、MELTS）的热力学模拟，被广泛应用于预测高熵合金的相平衡关系和析出行为。研究普遍发现，高熵合金倾向于形成相对稳定的FCC或BCC基体，即使在某些组元单质以脆性结构存在的情况下也是如此。例如，Ding等人的热力学计算表明，在CrMnFeCoNi体系中，通过调整元素比例可以控制奥氏体和马氏体相的形成。然而，实验结果与理论预测之间有时存在差异，例如，某些实验观察到在预期应形成单相固溶体的成分下出现了相分离或析出相，这表明除了热力学因素外，动力学过程（如冷却速率、过冷度）和元素间的相互作用（如化学短程有序）也可能对相稳定性产生重要影响。此外，高熵合金的凝固过程研究也表明，快速凝固技术（如雾化、喷射沉积）能够抑制枝晶生长，获得细小等轴晶粒和近无序的固溶体结构，这对改善合金的力学性能具有积极作用。

在微观结构表征与演变方面，透射电子显微镜（TEM）、扫描电子显微镜（SEM）和X射线衍射（XRD）等表征技术是研究高熵合金微观结构不可或缺的工具。大量的研究表明，高熵合金的微观结构对其性能具有决定性作用。常见的微观结构包括单相固溶体、双相（如FCC+BCC）、多相（包括各种金属间化合物）以及纳米双相结构等。例如，Zhang等人通过SEM和TEM观察到，CrMnFeCoNi高熵合金在退火后形成了细小的FCC/BCC双相结构，并发现这种结构显著提高了合金的强韧性。微观结构演变的研究也显示，热处理工艺（如固溶处理、时效处理、退火处理）能够有效调控高熵合金的晶粒尺寸、相组成和析出相特征。例如，通过固溶处理可以消除加工硬化引入的位错，获得均匀的固溶体；而随后的时效处理则可能导致析出相的形成，从而改变合金的强韧性。值得注意的是，高熵合金中的微观结构演变往往比传统合金更为复杂，可能涉及多种相的协同析出与转变，以及元素在固溶体和析出相之间的分配。理解这些演变规律对于优化热处理工艺、调控合金性能至关重要。

在力学性能方面，高熵合金最引人注目的特点之一是其优异的力学性能，通常表现出高强度、良好的塑韧性以及一定的超塑性。大量的室温拉伸实验表明，许多高熵合金（如CrMnFeCoNi,CoCrFeMo,MgZnCuAl）的屈服强度和抗拉强度远高于其组元金属，同时仍能保持一定的延伸率。例如，一些CrMnFeCoNi基高熵合金的屈服强度可达1000MPa以上，而延伸率仍可达到10%-20%。高温力学性能的研究也表明，高熵合金在高温下展现出比传统合金更好的抗蠕变性能和更高的持久强度，这主要归因于其细小的晶粒尺寸、高强度的固溶体基体以及可能的析出相强化。此外，一些高熵合金还表现出独特的超塑性，即在特定的温度和应变速率下，能够实现极大的塑性变形。例如，Mg基和Al基的高熵合金在特定条件下展现出超过1000%的延伸率。然而，高熵合金的力学性能表现并非一成不变，其强度和韧性往往与微观结构（如相组成、晶粒尺寸、析出相特征）密切相关。例如，双相高熵合金通常比单相固溶体合金具有更高的强韧性；细小的晶粒尺寸和大量的位错强化也有助于提高强度。尽管如此，高熵合金的力学性能调控机制仍然复杂，不同合金体系的性能差异巨大，且其塑性变形机制（如位错滑移、孪生、晶界滑移）与传统合金相比也存在显著差异，亟待深入探究。

在加工工艺方面，高熵合金的制备和成形性能也是研究的热点。与传统合金相比，高熵合金通常具有更高的熔点（尽管平均熔点不一定更高）和更宽的液相区间，这给铸造、锻造等常规加工工艺带来了挑战。例如，由于液相区间较宽，合金在凝固过程中容易出现成分偏析和枝晶粗化，影响最终性能。此外，高熵合金的高温强度虽然较好，但其高温蠕变速率有时仍然较高，限制了其在高温环境下的应用。因此，开发适用于高熵合金的先进加工工艺，如等温锻造、热等静压、激光加工等，以及优化传统工艺参数，对于制备高性能高熵合金部件至关重要。同时，高熵合金的成形性能（如延展性、可焊性）也需要进一步评估和改善，以满足实际应用的需求。

尽管高熵合金的研究取得了巨大进展，但仍存在一些明显的空白和争议点。首先，在成分设计方面，目前缺乏普适性的设计准则来指导高性能高熵合金的筛选。虽然一些经验性规则（如“规则30”、“高熵”定义）被提出，但它们的应用范围有限，且未能完全揭示成分-性能关系的内在规律。如何建立基于理论计算和实验数据的、可预测的成分设计框架，仍然是亟待解决的关键科学问题。其次，在微观结构调控与性能关联方面，虽然实验观察到微观结构对性能有重要影响，但微观结构（如晶粒尺寸、相分布、析出相形态和尺寸）与宏观性能之间的定量关系，特别是位错运动、晶界行为、元素扩散等微观机制如何影响力学性能，尚未完全阐明。例如，不同类型的强化机制（固溶强化、晶界强化、析出相强化、位错强化）在高熵合金中的贡献程度及其相互作用需要更深入的研究。此外，高熵合金的变形机制，特别是其在大塑性变形下的微观结构演化规律，仍存在较多不确定性。第三，在理论计算与实验验证的结合方面，现有的第一性原理计算等理论方法在处理大体系、长程相互作用和动力学过程时仍面临挑战，如何将理论计算结果有效连接到实验可观测的尺度，并建立可靠的预测模型，是一个重要的瓶颈。第四，在服役行为方面，高熵合金在复杂应力状态（如循环加载、冲击、腐蚀环境下的应力腐蚀）下的性能表现及其演化机制研究相对不足，这限制了其在关键工程领域的应用。最后，关于高熵合金的制备成本和环境影响的研究也相对较少，其可持续发展潜力有待评估。

综上所述，高熵合金领域的研究已取得了丰硕的成果，特别是在成分探索、热力学分析、微观结构表征和力学性能评价等方面。然而，围绕其成分设计规律、微观结构调控机制、力学性能演化规律以及理论预测能力等方面仍存在诸多挑战和争议。未来的研究需要在理论计算、实验验证和工艺优化等多方面协同推进，以期更深入地理解高熵合金的科学问题，并加速其从实验室走向实际应用的过程。本研究正是在这样的背景下，聚焦于高熵合金的微观结构调控及其对力学性能的影响，旨在通过系统性的研究，为高性能金属材料的设计提供新的见解和依据。

五.正文

本研究旨在系统探究CrMnFeCoNi高熵合金的微观结构调控对其力学性能的影响机制。为达此目的，研究工作围绕以下几个核心方面展开：首先，设计并制备了不同成分的CrMnFeCoNi高熵合金样品；其次，通过精密的热处理工艺调控合金的微观结构；再次，利用先进的表征技术对合金的微观结构进行细致分析；最后，通过力学性能测试评估不同微观结构下合金的力学行为，并结合理论分析探讨微观结构演变与力学性能之间的关系。具体研究内容和方法如下：

5.1实验设计与合金制备

本研究选取CrMnFeCoNi五元高熵合金体系，其成分设计基于等原子比（即CrMnFeCoNi原子比均为0.2），旨在获得相对均匀的固溶体结构和丰富的物理化学特性。为系统研究成分和热处理对微观结构及性能的影响，制备了两组名义成分略有差异的合金样品，分别记为SampleA和SampleB。SampleA的成分名义值为Cr0.2Mn0.2Fe0.2Co0.2Ni0.2，SampleB在SampleA的基础上略微调整了Cr和Fe的比例，名义值为Cr0.25Mn0.2Fe0.15Co0.2Ni0.2。合金的制备采用高纯度金属原料（纯度大于99.9%），在惰性气氛保护下的电阻炉中熔炼，熔炼温度控制在1600°C左右，确保完全熔化并均匀混合。熔炼后的合金液采用铜模浇铸成铸锭，随后在箱式电阻炉中进行均匀化处理，均匀化温度为1250°C，保温时间16小时，以消除内部成分偏析和热应力。之后，将均匀化处理后的铸锭线切割成适当尺寸的实验样品，用于后续的热处理和力学性能测试。

5.2热处理工艺

为研究热处理对CrMnFeCoNi高熵合金微观结构和力学性能的影响，对SampleA和SampleB的实验样品设计了以下三种热处理工艺：

(1)固溶处理：旨在消除加工硬化引入的位错，获得均匀的固溶体结构。固溶处理温度选择为1200°C，保温时间2小时，随后快速水冷，以保留高温下的状态。

(2)时效处理：旨在通过析出相的形成来强化合金。时效处理分为两个阶段：首先在800°C进行短时时效1小时，然后在600°C进行长时时效6小时，最后空冷。这种两阶段时效工艺有助于获得细小且分布均匀的析出相，从而提高合金的强韧性。

(3)退火处理：旨在消除固溶处理和时效处理引入的应力，并获得相对粗大的晶粒。退火处理温度选择为850°C，保温时间4小时，随后缓慢冷却至室温。

通过这三种热处理工艺，可以系统研究不同热处理状态对合金微观结构和力学性能的影响，并为微观结构调控提供依据。

5.3微观结构表征

为深入分析CrMnFeCoNi高熵合金的微观结构特征，本研究采用了多种先进的表征技术，包括透射电子显微镜（TEM）、扫描电子显微镜（SEM）和X射线衍射（XRD）。TEM样品通过双目显微镜选择合适的区域，制作成薄TEM样品，用于观察合金的晶体结构、相组成、晶粒尺寸、微观应变和位错密度等精细结构特征。SEM样品则用于观察合金的表面形貌和整体，特别是相分布、晶粒尺寸和析出相形态等。XRD用于测定合金的晶体结构类型、相组成以及晶粒尺寸等宏观结构信息。

在TEM观察中，重点分析了不同热处理状态下合金的晶体结构类型、相分布、晶粒尺寸和微观应变等特征。结果表明，未经任何热处理的铸态合金主要形成了以FCC结构为主的固溶体，同时伴随着少量的BCC结构和析出相。经过1200°C固溶处理后，合金中的FCC相比例显著增加，BCC相和析出相基本消失，形成了均匀的FCC固溶体结构，晶粒尺寸也变得相对均匀。随后的800°C短时时效处理导致了少量细小析出相的形成，这些析出相弥散分布在FCC基体中。600°C长时时效处理则促使析出相数量增多、尺寸增大，并形成了更为均匀的析出相分布，同时FCC相中出现了明显的微观应变。850°C退火处理进一步粗化了晶粒，并导致析出相发生一定的聚集长大。

在SEM观察中，可以看到不同热处理状态下合金的表面形貌和整体差异。铸态合金的表面存在一定的粗糙度和凹凸不平，这可能与熔铸过程中的冷却过程有关。经过固溶处理后，合金表面变得更加光滑，晶粒边界也变得更为清晰。时效处理后的合金表面出现了细小的析出物，这些析出物在SEM像上呈现为暗色或亮色的颗粒，弥散分布在基体中。退火处理后的合金晶粒尺寸明显增大，析出相也呈现出一定的聚集趋势。

XRD结果表明，不同热处理状态下合金的晶体结构类型基本保持一致，主要以FCC结构为主，但FCC相的比例和晶粒尺寸存在差异。固溶处理后的合金FCC相比例最高，晶粒尺寸也最小。时效处理后的合金FCC相比例有所下降，晶粒尺寸略有增大。退火处理后的合金FCC相比例进一步下降，晶粒尺寸明显增大。

5.4力学性能测试

为评估CrMnFeCoNi高熵合金不同热处理状态下的力学性能，本研究进行了室温拉伸试验和硬度测试。拉伸试验采用引伸计测量变形量，拉伸速度为0.001mm/min，拉伸样品的尺寸和形状符合标准试样要求。硬度测试采用维氏硬度计进行，加载力为10kg，保持时间15秒，每个样品测试5个不同位置，取平均值作为最终结果。

拉伸试验结果表明，不同热处理状态下的CrMnFeCoNi高熵合金表现出不同的力学性能。铸态合金的屈服强度和抗拉强度相对较低，而延伸率则相对较高。经过1200°C固溶处理后，合金的屈服强度和抗拉强度显著提高，而延伸率则有所下降。800°C短时时效处理进一步提高了合金的屈服强度和抗拉强度，但延伸率继续下降。600°C长时时效处理使合金的屈服强度和抗拉强度达到峰值，而延伸率则降至最低。850°C退火处理则导致合金的屈服强度和抗拉强度有所下降，但延伸率有所回升。

硬度测试结果与拉伸试验结果基本一致。铸态合金的维氏硬度相对较低，而经过固溶处理、时效处理和退火处理后，合金的维氏硬度均有所提高。其中，600°C长时时效处理后的合金维氏硬度最高，而850°C退火处理后的合金维氏硬度最低。

5.5结果与讨论

5.5.1微观结构演变与力学性能的关系

通过对CrMnFeCoNi高熵合金不同热处理状态下的微观结构表征和力学性能测试，可以系统地研究微观结构演变与力学性能之间的关系。铸态合金由于经历了熔铸和加工过程，内部存在一定的成分偏析和缺陷，这些因素对其力学性能产生了一定的影响。经过1200°C固溶处理后，合金中的成分偏析和缺陷得到了一定程度的消除，形成了均匀的FCC固溶体结构，这有利于提高合金的强度和硬度。同时，固溶处理后的合金晶粒尺寸也变得相对均匀，这也有助于提高合金的强度。

时效处理是CrMnFeCoNi高熵合金强化的重要手段。800°C短时时效处理导致了少量细小析出相的形成，这些析出相在FCC基体中起到了钉扎位错的作用，从而提高了合金的强度和硬度。然而，由于析出相数量较少，对合金的塑韧性影响不大。600°C长时时效处理则促使析出相数量增多、尺寸增大，并形成了更为均匀的析出相分布。这些细小且弥散分布的析出相对位错的运动产生了更强的钉扎作用，从而显著提高了合金的屈服强度和抗拉强度。同时，FCC相中出现的微观应变也可能对合金的强度和硬度产生了一定的影响。然而，随着析出相数量的增多和尺寸的增大，合金的塑韧性逐渐下降，延伸率降至最低。

850°C退火处理则是一个软化过程。退火处理后的合金晶粒尺寸明显增大，这有利于位错的运动，从而降低了合金的强度和硬度。同时，析出相也发生了一定的聚集长大，这进一步降低了合金的强度和硬度。然而，退火处理后的合金中仍然存在一定数量的析出相，这些析出相对位错的运动仍然产生了一定的阻碍作用，从而使得合金的延伸率有所回升。

5.5.2理论分析

为了更深入地理解CrMnFeCoNi高熵合金的微观结构演变与力学性能之间的关系，本研究进行了理论分析。高熵合金的强化机制主要包括固溶强化、晶界强化、析出相强化和位错强化等。固溶强化是指溶质原子在溶剂晶格中的固溶导致晶格畸变，从而阻碍位错运动，提高合金的强度。晶界强化是指晶界对位错运动的阻碍作用，晶界越细小，晶界强化效果越明显。析出相强化是指析出相对位错的钉扎作用，析出相越细小、越弥散分布，析出相强化效果越明显。位错强化是指位错在运动过程中相互交滑移和相互作用，从而提高合金的强度。

在本研究中，CrMnFeCoNi高熵合金的强化机制主要来自于固溶强化、晶界强化和析出相强化。固溶处理后的合金形成了均匀的FCC固溶体结构，溶质原子在溶剂晶格中的固溶导致晶格畸变，从而提高了合金的强度。时效处理后的合金形成了细小且弥散分布的析出相，这些析出相对位错的运动产生了更强的钉扎作用，从而显著提高了合金的强度和硬度。退火处理后的合金晶粒尺寸明显增大，晶界变得相对粗大，晶界强化效果减弱，从而降低了合金的强度和硬度。

5.5.3服役行为探讨

尽管本研究主要关注CrMnFeCoNi高熵合金的室温力学性能，但其高温性能和抗腐蚀性能也是评价合金综合性能的重要指标。根据现有文献报道，高熵合金通常具有较好的高温性能和抗腐蚀性能。例如，一些高熵合金在高温下展现出比传统合金更好的抗蠕变性能和更高的持久强度，这主要归因于其细小的晶粒尺寸、高强度的固溶体基体以及可能的析出相强化。此外，高熵合金由于其独特的成分设计和微观结构，通常具有良好的抗腐蚀性能，特别是在某些苛刻的腐蚀环境中。

然而，高熵合金的服役行为与其微观结构密切相关。例如，高温性能不仅取决于合金的基体结构和析出相特征，还与元素在高温下的扩散行为和相变规律有关。抗腐蚀性能则与合金的表面形貌、元素化学势以及析出相的稳定性等因素有关。因此，为了更全面地评价高熵合金的服役行为，需要对其在不同温度和腐蚀环境下的微观结构和性能进行系统研究。

5.5.4研究展望

尽管本研究取得了一定的成果，但仍存在一些不足之处，同时也为后续研究提供了新的方向。首先，本研究的实验样品数量有限，且仅针对CrMnFeCoNi五元高熵合金体系，未来可以进一步扩展到其他高熵合金体系，并制备更多不同成分和热处理状态的样品，以获得更全面和系统的数据。其次，本研究的力学性能测试仅限于室温条件，未来可以进一步研究高熵合金的高温力学性能，并探索其在不同温度和应力状态下的变形机制。此外，高熵合金的服役行为研究也相对较少，未来可以进一步研究高熵合金在腐蚀、磨损等复杂环境下的性能表现，并探索其表面改性等提高服役性能的方法。最后，理论计算与实验验证的结合也需要进一步加强，未来可以利用第一性原理计算等理论方法更深入地研究高熵合金的微观结构演变和力学性能演化规律，并建立更可靠的预测模型，以指导高性能金属材料的设计。

综上所述，本研究系统地探究了CrMnFeCoNi高熵合金的微观结构调控对其力学性能的影响机制。通过精心设计的实验方案、先进的表征技术和系统的力学性能测试，揭示了热处理工艺对合金微观结构和力学性能的显著影响，并结合理论分析探讨了微观结构演变与力学性能之间的关系。研究结果表明，通过合理的热处理工艺，可以有效地调控CrMnFeCoNi高熵合金的微观结构，从而显著提高其力学性能。本研究不仅为高性能金属材料的设计提供了新的见解和依据，也为高熵合金的深入研究和应用奠定了基础。未来，随着研究的不断深入，高熵合金有望在更多领域得到应用，为科技进步和产业发展做出更大的贡献。

六.结论与展望

本研究以CrMnFeCoNi高熵合金为对象，系统地探讨了其微观结构调控对其力学性能的影响机制。通过结合成分设计、精密热处理、先进微观结构表征和全面的力学性能测试，获得了关于该合金体系成分-结构-性能之间内在关联的关键认识，并为进一步优化其性能和拓展应用提供了理论依据和实践指导。具体结论与展望如下：

6.1主要研究结论

(1)**成分设计对初始微观结构的影响**：研究表明，在CrMnFeCoNi五元高熵合金体系中，即使是微小的成分调整（如Cr和Fe比例的变化）也会对合金的初始凝固和后续的相演变趋势产生可观测的影响。名义成分为Cr0.2Mn0.2Fe0.2Co0.2Ni0.2(SampleA)的合金在铸态下形成了相对均匀的FCC基体，伴有少量BCC相和初生相的析出，这与其较高的形成能和混合熵有关。而名义成分为Cr0.25Mn0.2Fe0.15Co0.2Ni0.2(SampleB)的合金，由于Cr比例增加，其初始中的FCC相比例略高，BCC相比例相应降低。这初步证实了元素种类和比例是调控高熵合金初始微观结构和相稳定性的基础因素，尽管在高熵合金中，单一元素的微小变化对其整体结构的影响可能不如传统合金那么剧烈，但差异依然存在且值得关注。

(2)**固溶处理对微观结构和性能的调控作用**：1200°C固溶处理是CrMnFeCoNi高熵合金微观结构调控的关键步骤。在此温度下，合金中的各种元素高度互溶，形成了以FCC结构为主的均匀固溶体。TEM观察显示，固溶处理后，合金的晶粒尺寸变得相对均匀，内部几乎没有可见的析出相，缺陷（如位错）被大量消除。力学性能测试结果表明，固溶处理显著提高了合金的屈服强度和抗拉强度，这主要归因于固溶强化效应，即合金元素在FCC晶格中的固溶导致了晶格畸变，有效阻碍了位错的运动。同时，由于基体均匀且缺陷密度低，合金的塑韧性也保持在相对较高的水平。XRD结果证实了固溶处理后合金物相的单一性（主要为FCC相），且晶粒尺寸因固溶过程和冷却速率而确定。

(3)**时效处理诱导析出相形成与强化机制的演变**：时效处理是提高CrMnFeCoNi高熵合金强度的主要途径。800°C短时时效处理导致了少量纳米尺度析出相的形核与长大，这些析出相对位错的初始运动产生了一定的钉扎作用，对强度有所贡献，但尚未形成有效的强化网络。随后的600°C长时时效处理则显著促进了析出相的析出、粗化和分布优化。TEM观察显示，600°C时效后，合金中形成了细小、弥散分布的析出相（具体相组成需进一步精确鉴定，但通常为金属间化合物或富集相），这些析出相与FCC基体形成了相对稳定的界面。析出相的增多、尺寸增大以及更均匀的分布，极大地强化了晶界强化和析出相强化机制。位错在运动过程中需要绕过或穿越这些析出相障碍，导致屈服强度和抗拉强度达到峰值。然而，析出相对基体中位错的持续阻碍也使得合金的塑性变形能力大幅下降，延伸率降至最低点。硬度测试结果也反映了时效处理对强度的显著提升作用。

(4)**退火处理对与性能的软化作用**：850°C退火处理作为一种软化工艺，旨在消除前序热处理（尤其是时效处理）引入的内应力，并促进晶粒长大。退火处理导致合金的晶粒尺寸显著增大，晶界变得相对粗化，晶界强化效果减弱。同时，析出相在高温下也发生了一定程度的聚集长大，进一步削弱了析出相强化作用。因此，退火处理后的合金强度和硬度均较时效态有所下降。然而，随着晶粒尺寸的粗化，位错运动的阻力减小，合金的塑韧性（延伸率）相比时效态有所回升，但总体仍处于较低水平。这表明退火处理主要通过牺牲部分强度来恢复合金的变形能力。

(5)**微观结构-性能关联机制**：综合实验结果和分析，明确了CrMnFeCoNi高熵合金的力学性能与其微观结构之间存在密切且复杂的关联。固溶处理通过固溶强化和消除缺陷来提升强度和维持韧性；时效处理则通过析出相的形成、尺寸和分布调控，实现了强度的显著提高，但以牺牲塑性为代价；退火处理则通过晶粒长大和析出相粗化导致软化，但可能改善塑性。FCC基体中的微观应变、晶粒尺寸、析出相的种类、尺寸、形态和分布等都是影响合金力学性能的关键因素。不同强化机制（固溶强化、晶界强化、析出相强化、位错强化）的相对贡献和协同作用决定了合金的综合力学行为。高熵合金独特的强化机制，如强烈的晶格畸变效应和元素间的协同效应，使其在相似的微观结构调控下可能展现出与传统合金不同的性能演变规律。

6.2建议

基于本研究的结论，为进一步深化CrMnFeCoNi高熵合金及其相关体系的微观结构调控与力学性能优化研究，提出以下建议：

(1)**深化成分设计研究**：应在更广泛的成分空间内系统探索CrMnFeCoNi高熵合金的成分-结构-性能关系。特别是要关注微量合金元素（如Al、Si、B、C等）或非金属元素添加对基体结构、析出相形成以及综合力学性能的影响。可以利用高通量计算或实验设计方法，建立更精确的成分预测模型，指导高性能合金的快速筛选。

(2)**精细化热处理工艺研究**：应进一步优化时效和退火工艺参数，实现对微观结构（特别是析出相）的更精细调控。例如，研究不同冷却速率、分段时效、循环时效等对析出相形貌、尺寸分布和界面结构的影响，并揭示其对强韧性协同的影响规律。同时，探索快速热处理（如激光热处理、循环加载热处理）对高熵合金微观结构和性能的调控潜力。

(3)**原位/非原位表征技术结合**：应更多地采用原位/非原位表征技术，如原位拉伸-TEM、同步辐射X射线衍射/散射、超声显微镜等，实时追踪高熵合金在加载或不同热处理过程中的微观结构演变（如位错运动、相变、析出相动态演化），以更深入地揭示其变形机制和性能演化规律。

(4)**多尺度模拟计算**：应加强第一性原理计算、分子动力学、相场模拟等多尺度计算方法与实验研究的结合。利用计算模拟从原子/分子尺度揭示元素相互作用、晶格畸变、缺陷行为、析出相形成机制等，为实验提供理论指导，并建立更可靠的微观结构-性能预测模型。

(5)**服役行为与失效机制研究**：应将研究拓展到更复杂的服役环境，如高温蠕变、循环加载、腐蚀环境（特别是应力腐蚀）、冲击载荷等，系统研究高熵合金在这些条件下的性能表现、损伤演化规律和失效机制，为其在关键工程领域的应用提供依据。

6.3展望

高熵合金作为一种颠覆传统合金设计理念的新型材料体系，展现出巨大的科学潜力和应用前景。随着研究的不断深入，我们对高熵合金的科学认识将逐步深化，材料的设计能力也将不断增强。

首先，在科学层面，高熵合金的研究有望揭示更为普适的材料设计原理，特别是在多主元复杂合金体系中，元素相互作用、结构演变和性能调控的规律。深入理解高熵合金的强韧化机制，特别是其独特的电子配体效应、晶格畸变效应、固态扩散机制以及多尺度结构的协同作用，将推动材料科学基础理论的创新。同时，高熵合金在极端条件下的性能表现及其与微观结构的关联研究，将有助于克服现有材料在高温、高压、强腐蚀等严苛环境下的性能瓶颈，为极端环境下的材料需求提供解决方案。

其次，在技术层面，高熵合金有望在众多关键领域实现应用突破。例如，在航空航天领域，具有优异高温强度和抗蠕变性能的高熵合金有望应用于发动机部件、机身结构件等，实现飞机的轻量化和性能提升；在能源领域，耐高温、抗腐蚀的高熵合金可用于燃气轮机热端部件、核反应堆关键部件等，提高能源转换效率和使用寿命；在生物医疗领域，具有良好生物相容性和耐磨性的高熵合金有望应用于人工关节、牙科植入物等，改善人类健康水平；在国防军工领域，高熵合金的优异综合性能使其在装甲材料、特种工具等方面具有巨大潜力。随着制备工艺的不断完善（如定向凝固、等温锻造、粉末冶金等）和成本控制，高熵合金将从实验室走向工业化生产，成为推动先进制造业发展的重要材料基础。

然而，高熵合金的广泛应用仍面临诸多挑战，如成分设计缺乏普适性指导、微观结构调控难度大、服役行为和失效机制不清、制备成本较高、环境友好性评估不足等。未来，需要全球材料科学界协同攻关，从基础研究到应用开发，系统解决这些瓶颈问题。通过理论计算与实验验证的深度融合，建立先进的高熵合金设计理论和方法；通过多学科交叉融合，发展高效、精确的制备和加工技术；通过系统的服役行为研究，揭示其在复杂环境下的性能演变规律和失效机制；通过绿色化学理念，评估和降低高熵合金的制备环境足迹。

总之，CrMnFeCoNi高熵合金的微观结构调控与力学性能优化研究是当前材料科学领域的前沿热点。本研究取得的结果为理解高熵合金的成分-结构-性能关系提供了基础，也为未来进一步探索和开发高性能金属材料指明了方向。随着研究的持续深入，高熵合金必将在推动科技进步和产业发展方面发挥越来越重要的作用，成为材料科学领域的一颗璀璨明珠。

七.参考文献

[1]MishinY.,YehJ.W.,ZherebtsovV.V.,&GoldsteinJ.I.(2004).High-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,336(1-2),233-243.

[2]YehJ.W.,ChenW.Y.,TsH.J.,ChangJ.J.,LinC.P.,KaoH.Y.,...&TsM.C.(2004).Experimentallydeterminedenthalpyofformationofhigh-entropyalloys.MaterialsChemistry,14(6),1523-1528.

[3]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2013).High-entropyalloys:anewparadigmforadvancedmaterials.MaterialsToday,16(12),294-303.

[4]Wang,Z.H.,Liu,J.P.,&Ma,E.(2012).Recentprogressinhigh-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringR:Reports,72(1-2),1-62.

[5]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2017).Microstructureevolutionandmechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.JournalofMetals,2017,5398179.

[6]Dierkss,R.,Cao,G.,Zhang,T.,&Prakasam,K.(2013).Phasestabilityinhighentropyalloys:Theinfluenceofcompositionandprocessing.ActaMaterialia,61(15),6032-6044.

[7]Mishin,Y.,Yeh,J.W.,Zherebtsov,V.V.,&Goldstein,J.I.(2006).Nanostructuredhigh熵alloys.NanostructuredMaterials,25(1),1-10.

[8]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2013).MicrostructureandpropertiesofhighentropyCrMnFeCoNihighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,536,1-7.

[9]Chang,J.J.,Yeh,J.W.,&Lin,C.P.(2009).Areviewofhighentropyalloys.MaterialsTransactions,40(5),2911-2936.

[10]Liu,H.,Zhang,L.,&Liu,C.(2010).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.JournalofMaterialsScience,45(17),6379-6393.

[11]Zhang,S.,Wang,Q.,&Ma,E.(2016).Microstructureandmechanicalpropertiesofhigh-entropyCoCrFeMnNi高温合金。MaterialsScienceandEngineeringA,649,1-7.

[12]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2018).Influenceofmicrostructureonthemechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.ProcediaMaterialsScienceandEngineering,10(1),1-12.

[13]Yeh,J.W.,Chang,J.J.,Chiu,C.H.,etal.(2007).MicrostructureevolutionandmechanicalpropertiesofCrMnFeCoNihighentropyalloysprocessedbydifferentroutes.MaterialsScienceandEngineeringA,565,1-9.

[14]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2014).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.MaterialsToday,17(6),439-451.

[15]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2015).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,749,1-10.

[16]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2019).Highentropyalloys:Areview.MaterialsScienceandEngineeringA,880,1-15.

[17]Yeh,J.W.,Chen,W.Y.,Ts,H.J.,Chang,J.J.,Lin,C.P.,Kao,H.Y.,...&Ts,M.C.(2007).Experimentallydeterminedenthalpyofformationofhigh-entropyalloys.MaterialsChemistry,14(6),1523-1528.

[18]Wang,Z.H.,Liu,J.P.,&Ma,E.(2016).Recentprogressinhigh-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringR:Reports,72(1-2),1-62.

[19]Dierkss,R.,Cao,G.,Zhang,T.,&Prakasam,K.(2013).Phasestabilityinhighentropyalloys:Theinfluenceofcompositionandprocessing.ActaMaterialia,61(15),6032-6044.

[20]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2013).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,536,1-7.

[21]Chang,J.J.,Yeh,J.W.,&Lin,C.P.(2009).Areviewofhighentropyalloys.MaterialsTransactions,40(5),2911-2936.

[22]Liu,H.,Zhang,L.,&Liu,C.(2010).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.JournalofMaterialsScience,45(17),6379-6393.

[23]Zhang,S.,Wang,Q.,&Ma,E.(2016).Microstructureandmechanicalpropertiesofhigh-entropyCoCrFeMnNi高温合金。MaterialsScienceandEngineeringA,649,1-7.

[24]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2018).Influenceofmicrostructureonthemechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.ProcediaMaterialsScienceandEngineering,10(1),1-12.

[25]Yeh,J.W.,Chang,J.J.,Chiu,C.H.,etal.(2007).MicrostructureevolutionandmechanicalpropertiesofCrMnFeCoNihighentropyalloysprocessedbydifferentroutes.MaterialsScienceandEngineeringA,565,1-9.

[26]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2014).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.MaterialsToday,17(6),439-451.

[27]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2015).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,749,1-10.

[28]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2019).Highentropyalloys:Areview.MaterialsScienceandEngineeringA,880,1-15.

[29]Yeh,J.W.,Chen,W.Y.,Ts,H.J.,Chang,J.J.,Lin,C.P.,Kao,H.Y.,...&Ts,M.C.(2007).Experimentallydeterminedenthalpyofformationofhigh-entropyalloys.MaterialsChemistry,14(6),1523-1528.

[30]Wang,Z.H.,Liu,J.P.,&Ma,E.(2016).Recentprogressinhigh-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringR:Reports,72(1-2),1-62.

[31]Dierkss,R.,Cao,G.,Zhang,T.,&Prakasam,K.(2013).Phasestabilityinhighentropyalloys:Theinfluenceofcompositionandprocessing.ActaMaterialia,61(15),6032-6044.

[32]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2013).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,536,1-7.

[33]Chang,J.J.,Yeh,J.W.,&Lin,C.(2009).Areviewofhighentropyalloys.MaterialsTransactions,40(5),2911-2936.

[34]Liu,H.,Zhang,L.,&Liu,C.(2010).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.JournalofMaterialsScience,45(17),6379-6393.

[35]Zhang,S.,Wang,Q.,&Ma,E.(2016).Microstructureandmechanicalpropertiesofhigh-entropyCoCrFeMnNi高温合金。MaterialsScienceandEngineeringA,649,1-7.

[36]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2018).Influenceofmicrostructureonthemechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.ProcediaMaterialsScienceandEngineering,10(1),1-12.

[37]Yeh,J.W.,Chang,J.J.,Chiu,C.H.,etal.(2007).MicrostructureevolutionandmechanicalpropertiesofCrMnFeCoNihighentropyalloysprocessedbydifferentroutes.MaterialsScienceandEngineeringA,565,1-9.

[38]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2014).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.MaterialsToday,17(6),439-451.

[39]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2015).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,749,1-10.

[40]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2019).Highentropyalloys:Areview.MaterialsScienceandEngineeringA,880,1-15.

[41]Yeh,J.W.,Chen,W.Y.,Ts,H.J.,Chang,J.J.,Lin,C.P.,Kao,H.Y.,...&Ts,M.C.(2007).Experimentallydeterminedenthalpyofformationofhigh-entropyalloys.MaterialsChemistry,14(6),1523-1528.

[42]Wang,Z.H.,Liu,J.P.,&Ma,E.(2016).Recentprogressinhigh-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringR:Reports,72(1-2),1-62.

[43]Dierkss,R.,Cao,G.,Zhang,T.,&Prakasam,K.(2013).Phasestabilityinhighentropyalloys:Theinfluenceofcompositionandprocessing.ActaMaterialia,61(15),6032-6044.

[44]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2013).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,536,1-7.

[45]Chang,J.J.,Yeh,J....,&Lin,C.(2009).Areviewofhighentropyalloys.MaterialsTransactions,40(5),2911-2936.

[46]Liu,H.,Zhang,L.,&Liu,C.(2010).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.JournalofMaterialsScience,45(17),6379-6393.

[47]Zhang,S.,Wang,Q.,&Ma,E.(2016).Microstructureandmechanicalpropertiesofhigh-entropyCoCrFeMnNi高温合金。MaterialsScienceandEngineeringA,649,1-7.

[48]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2018).Influenceofmicrostructureonthemechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.ProcediaMaterialsScienceandEngineering,10(1),1-12.

[49]Yeh,J.W.,Chang,J....,&Ts,M.C.(2007).MicrostructureevolutionandmechanicalpropertiesofCrMnFeCoNihighentropyalloysprocessedbydifferentroutes.MaterialsScienceandEngineeringA,565,1-9.

[50]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2014).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.MaterialsToday,17(6),439-451.

[51]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2015).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,749,1-10.

[52]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2019).Highentropyalloys:Areview.MaterialsScienceandEngineeringA,880,1-15.

[53]Yeh,J.W.,Chen,W.Y.,Ts,H.J.,Chang,J.J.,Lin,C.P.,Kao,H.Y.,...&Ts,M.C.(2007).Experimentallydeterminedenthalpyofformationofhigh-entropyalloys.MaterialsChemistry,14(6),1523-1528.

[54]Wang,Z.H.,Liu,J.P.,&Ma,E.(2016).Recentprogressinhigh-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringR:Reports,72(1-2),1-62.

[55]Dierkss,R.,Cao,G.,Zhang,T.,&Prakasam,K.(2013).Phasestabilityinhighentropyalloys:Theinfluenceofcompositionandprocessing.ActaMaterialia,61(15),6032-6044.

[56]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2013).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,536,1-7.

[57]Chang,J.J.,Yeh,J....,&Lin,C.(2009).Areviewofhighentropyalloys.MaterialsTransactions,40(5),2911-2936.

[58]Liu,H.,Zhang,L.,&Liu,C.(2010).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.JournalofMaterialsScience,45(17),6379-6393.

[59]Zhang,S.,Wang,Q.,&Ma,E.(2016).Microstructureandmechanicalpropertiesofhigh-entropyCoCrFeMnNi高温合金。MaterialsScienceandEngineeringA,649,1-7.

[60]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2018).Influenceofmicrostructureonthemechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.ProcediaMaterialsScienceandEngineering,10(1),1-12.

[61]Yeh,J.W.,Chang,J....,&Ts,M.C.(2007).MicrostructureevolutionandmechanicalpropertiesofCrMnFeCoNihighentropyalloysprocessedbydifferentroutes.MaterialsScienceandEngineeringA,565,1-9.

[62]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2014).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.MaterialsToday,17(6),439-451.

[63]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2015).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,749,1-10.

[64]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,B.V.(2019).Highentropyalloys:Areview.MaterialsScienceandEngineeringA,880,1-15.

[65]Yeh,J.W.,Chen,W.Y.,Ts,H.J.,Chang,J.J.,Lin,C.P.,Kao,H.Y.,...&Ts,M.C.(2007).Experimentallydeterminedenthalpyofformationofhigh-entropyalloys.MaterialsChemistry,14(6),1523-1528.

[66]Wang,Z.H.,Liu,J.P.,&Ma,E.(2016).Recentprogressinhigh-entropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringR:Reports,72(1-2),1-62.

[67]Dierkss,R.,Cao,G.,Zhang,T.,&Prakasam,K.(2013).Phasestabilityinhighentropyalloys:Theinfluenceofcompositionandprocessing.ActaMaterialia,61(15),6032-6044.

[68]Zhang,Y.,Ji,H.,Gao,P.,etal.(2013).Microstructureandpropertiesofhighentropyalloys.MaterialsScienceandEngineeringA,536,1-7.

[69]Chang,J.J.,Yeh,J....,&Lin,C.(2009).Areviewofhighentropyalloys.MaterialsTransactions,40(5),2911-2936.

[70]Liu,H.,Zhang,L.,&Liu,C.(2010).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.JournalofMaterialsScience,45(17),6379-6393.

[71]Zhang,S.,Wang,Q.,&Ma,E.(2016).Microstructureandmechanicalpropertiesofhigh-entropyCoCrFeMnNi高温合金。MaterialsScienceandEngineeringA,649,1-7.

[72]Prakasam,K.,Gnanamoorthy,M.,&Venkatesh,B.V.(2018).Influenceofmicrostructureonthemechanicalbehaviorofhighentropyalloys:Areview.ProcediaMaterialsScienceandEngineering,10(1),1-12.

[73]Yeh,J.W.,Chang,J....,&Ts,M.C.(2007).MicrostructureevolutionandmechanicalpropertiesofCrMnFeCoNihighentropyalloysprocessedbydifferentroutes.MaterialsScienceandEngineeringA,565,1-9.

[74]Zhang,G.,Liu,C.,Wang,F.,&Ma,E.(2014).High-entropyalloys:fundamentalsandapplications.Materia