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一般来讲，高强度和高塑性通常是相互排斥的，如同一个硬币的两面，强度的提升往往会导致塑性的降低[1]。近年来，高熵合金（HEA）这一新的合金化策略的提出，为金属材料的设计和开发提供了无限的可能，引起了广大研究者们的浓厚兴趣。目前，已开发的高熵合金大部分昂贵且密度较高，不适用于工业应用[2-6]；大部分的轻质高熵合金（ρ<7 g/cm3）不具备拉伸塑性，研究者们对拉伸变形行为的研究较少[7-8]，因此亟需改善高熵合金密度大、塑性差等缺点。
高熵合金中元素种类和浓度的变化对其结构和相组成的影响较大，并且直接关系到各种性能[9-10]。在已报道的轻质高熵合金中，基于TiZr的轻质高熵合金在室温下表现出良好的高强度和塑性结合[11-13]。此外，Chen等[14]的工作证实了单相耐火高熵合金的延展性随着VEC的降低而提高。在V-Nb-Zr-Ti合金中，V和Nb的VEC高于Zr和Ti，因此适当调整V和Nb的含量可改善变形性[11]。
近年来有研究发现，在高熵合金中添加少量Si原子，能够对合金的微观组织和力学性能产生一定影响。刘源等[15]发现，HfMo0.5NbTiV0.5和HfMo0.5NbTiV0.5Si0.7合金在1200℃时强度分别为60 MPa和235 MPa，强度的提升很大程度上取决于硅化物的强化效应。Zhang等[16]制备出了含BCC相和硅化物的难熔合金HfNbTiVSi0.5，表现出高温下高强度和室温下高延展性的平衡。郭娜娜等[17]研究和讨论了Mo0.5NbHf0.5ZrTiSix高熵合金的相组成、微观结构演变和力学性能，研究发现合金的硬度和屈服强度随着Si的添加而增加，但是塑性降低。目前为止含Si高熵合金的研究有限，对其拉伸性能的研究更少，基于成分、微观组织、力学性能之间的内在联系与影响机制尚不明确。
真空电弧熔炼是指在氩气气氛下，利用钨极在铜坩埚中进行高温熔炼，目前有关高熵合金块体的报道中，有大约三分之一是通过真空电弧熔炼方法制备的[18-20]。本课题设计并通过真空电弧熔炼技术制备了密度仅为6.1 g/cm3的(TiZrV0.5Nb0.5)99.4Si0.6的轻质高熵合金，以期能够获得良好强度和高塑性的匹配。为了获得组织均匀、性能良好的合金，在此工作中采用热轧工艺对合金改性。研究了不同热轧温度对合金的相组成、微观结构、力学性能的影响，为生产高性能轻质高熵合金提供了新的见解。
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高熵合金采用高真空非自耗电弧炉DHL-450熔炼制备，电弧炉设备如图1所示。需要注意的是，熔炼合金锭之前，需要先熔炼纯钛以吸收炉内残余的O、N等元素并确保其真空度。准备好的各个组元原料，依次放入真空炉室内的水冷铜坩埚中，其中，高熔点原料（Nb、V）置于上方，低熔点原料（Zr、Ti、Si）置于坩埚的底部。当真空度低于10−3 Pa之后，冲入纯度>99.9%的0.04 MPa的高纯氩气作为保护气体，继续抽真空直到真空度低于10−4 Pa。为了使铸锭成分均匀，熔炼过程需要重复9次，每次都要将铸锭翻转后重新熔炼。熔炼后使用水冷铜坩埚冷却凝固得到铸锭（简称为AC合金）。
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为了实现性能的优化，采用双锟轧机对合金进行热轧处理。热变形前需要利用线切割机将合金切成20 mm×25 mm×50 mm的规则块状，并用120#砂纸打磨表面和四边，确保金属块表面光洁无污垢。变形处理在北京科技大学高效轧制中心的轧机上完成，轧机的轧辊直径为310 mm，转速15 rad/min，轧制速率约为0.2 m/s。根据预实验及文献调研，本研究采用的热轧下压量为80%，分为3道次进行。合金的热轧温度分别为900℃、1000℃和1100℃（以下分别简称为HR-900、HR-1000、HR-1100合金）。
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采用德国Bruker公司生产的Bruker D8 Advance型X射线衍射仪（XRD）对合金进行物相分析。采用日本JEOL公司生产的JSM-7200F型场发射电子显微镜（SEM）对样品等进行形貌观察，观察方向平行于热轧方向（RD）。采用Axio Observer A1 m型光学显微镜（OM）对合金金相进行观察。采用双射流电化学抛光法制备透射电子显微镜样品，对样品的透射观察采用是美国FEI公司生产的Tecnai G2 F20透射电子显微镜（TEM），数据结果采用Digital micrograph 3进行分析。其中需要腐蚀的样品，使用的腐蚀剂配比为氢氟酸:硝酸:水=1:3:6，腐蚀时间为5~10 s。
采用阿基米德排水法对高熵合金进行密度的测量。硬度采用维氏硬度测试仪HV-1000A进行测定，载荷为2.942 N，加载时间为15 s，每个样品测量出10个数据。合金的室温准静态拉伸性能使用Zwick Z2.5 TH单立柱台式电子万能试验机测试，该试验机配备laserXtens激光引伸计，应变率为10−3 s−1。准静态拉伸样品形状为“狗骨头状”，试样进行三次实验，结果取中间值。
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真空电弧熔炼获得的铸态Ti-Zr-V-Nb-Si合金与轧态Ti-Zr-V-Nb-Si合金的XRD图谱如图2所示。XRD图谱仅可见BCC衍射峰，其四个衍射峰分别对应BCC的（110）、（200）、（211）和（200）晶面。但需要注意的是，因为XRD射线无法检测到体积分数很低的相[4,21]，因此该系列合金中是否存在其他相还需进一步验证。
图3为真空电弧熔炼直接制得的AC合金组织形貌图。AC合金有明显的亮暗两相存在（亮相为基体相，暗相为第二相），第二相均匀分布且形状各异，尺寸为10~20 μm。进一步放大可见暗相区域实则由暗相和亮相共同组成的，具有不规则的共晶形貌。图3（b）为AC合金经过腐蚀之后的光学显微镜图像，可见AC合金为典型的树枝晶形貌，真空熔炼制备的合金会产生溶质的偏析。此外，真空电弧熔炼制备的合金在扫描电镜下未发现氧化物、氮化物等污染物，合金具有较高的纯净度，为合金具有优良力学性能提供了基础。
图4为经过热轧处理后的Ti-Zr-V-Nb-Si系合金背散射图，可见经过不同温度热轧的合金微观组织在SEM图像下差距并不明显。对比AC合金可见，第二相由铸态时的共晶网络分布变为沿轧制方向呈现链状分布。并且第二相相比于铸态时发生了显著的细化（尺寸约为1 μm），分布更加均匀。并且结合EDS结果可知，浅灰色区域为基体相，Ti、Nb和V元素在此相中均匀富集；深灰色区域为富集Si元素和Zr元素的硅化物相。
图5为三种轧态Ti-Zr-V-Nb-Si合金经过腐蚀以显示晶界的背散射电子显微镜图。合金均不再呈现树枝晶形貌，而是沿轧制方向拉长的晶粒。使用Nano Measurer 1.2软件统计得到三种合金的平均晶粒尺寸分别为13.9 μm、14.2 μm和17.6 μm（见插图所示）。相较于更高温度的热轧，在900℃下热轧得到的合金晶粒尺寸更加细小和均匀。
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Ti-Zr-V-Nb-Si合金在900℃、1000℃和1100℃的热轧温度下轧制得到的合金准静态拉伸应力−应变曲线如图6（a）所示。随着热轧温度的升高，合金的强度和塑性不断降低。AC合金仅具有1009.6 MPa的屈服强度和1.4%的延伸率。900℃轧制后合金性能提升最大，HR-900合金具有1116.3 MPa的屈服强度和1164.5 MPa的抗拉强度，拉伸延伸率可达14.7%。
拉伸试验后合金的断口SEM图如图6（b）~（e）所示。AC合金的断口可见撕裂棱、解理面，没有发现韧窝，形貌为典型的脆性解理断裂，对应其较差的拉伸延伸率。HR-900和HR-1000合金表现出典型的高密度韧窝的韧性断裂特征。HR-1100合金表现出更少的韧窝和一定的晶间解理断口特征，与之对应的是其可见但有限的断裂伸长率。
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为探究合金具有优异力学性能的原因，通过透射电子显微镜分别对三种轧态合金进行进一步观察。图7为HR-1000和HR-1100合金的TEM图像。热轧态合金晶粒中位错密度较高，位错缠绕有形成位错网的趋势，大量的位错线绕过第二相颗粒。衍射班点标定合金的基体为BCC相，硅化物为四方结构的Zr3Si2（PDF卡号：PDF#14-0368）。
在该体系合金中，Si元素原子与其他元素原子有着很大的原子半径差和较负的混合焓，其中和Zr原子形成的二次混合焓值最负（如表1），因此合金中添加的Si原子具有优先和Zr原子结合生成硅化物的趋势，且对应生成的硅化物具有相对最强和最稳定的结合键。一般来讲，在基体中的引入第二相，会起到第二相强化的效果，使得合金强度、硬度比基体合金高得多，因此Ti-Zr-V-Nb-Si高熵合金的维氏硬度、拉伸屈服强度随着Si的添加不断提升。
而在图8的HR-900合金的TEM亮场图像中，合金存在三种组织：BCC基体、富集Si的硅化物以及纳米级析出相。尺寸为5~10 nm的纳米级析出相，主要分布在硅化物的周围，并且根据EDS图可知，该颗粒富集大量的V元素（如图3所示）。对该相的衍射班点进行标定发现，该相与基体相有着一样的BCC结构和相似的晶格常数，但化学成分却不同。这主要是由于合金在制备的过程中，形成的硅化物主要富集Zr和Si元素，会导致块状硅化物周围Ti、V、Nb元素过多。并且合金在热轧后的硅化物附近位错的密度较高（如图7所示），有利于扩散。因此在热轧过程中，一种主要受扩散控制的富集V元素的相仅在硅化物的附近析出。这种富集V的析出相与基体之间存在较低的晶格错配度，并保持着纳米尺寸分布在基体中，这使得合金在变形过程中不会出现局部的应力集中，从而抑制微裂纹的形成。但是进一步的分析认为，因为该相的体积分数相对较低，该相对合金强塑性的影响并不大。
为了确定是否存在应变诱导相变或者形变孪晶，对拉伸后的样品进行了TEM分析。在变形后合金的TEM图像中既没有发现孪生相，也没有检测到二次相的形成。在目前所研究的HR-900合金中，室温下的变形似乎主要是由位错活动来调节的，室温下的变形性与位错的易动性有关。从图9中可以看出，变形后的HR-900合金中存在大量位错，高密度的长直位错线和弯曲位错网络均匀分布在成像区，没有明显的局域化。图9（c）在Zr3Si2颗粒周围堆积了大量位错，而位错却不能穿过颗粒内部，这体现了第二相对位错运动的阻碍作用。此外，在图9（d）中可以清楚地识别局部钉住点，导致高度弯曲的位错。特别是位错通道中的这种位错的不可运动性，不仅增强了合金的强度，而且提高了合金的加工硬化能力，从而延缓了合金颈缩的发生，进一步提高了合金的拉伸延性。
根据前人对高熵合金力学性能的研究[14,23-26]，由于高熵合金中存在严重的高熵效应和晶格畸变效应，因此力学性能的提高不能简单地归因于晶粒的细化，不同强化机制的强度贡献将在下面讨论。
（1）固溶强化机制。Ti-Zr-V-Nb-Si轻质高熵合金中存在的大量的Ti和V导致基体相中存在严重的晶格失配。原子半径较小的Si以间隙原子的形式存在于固溶体中。Ti-Zr-V-Nb-Si合金中原子的尺寸差异较大，错配度较高，内部晶格畸变严重，对滑移面上运动的位错具有阻碍作用，或者溶质原子对位错产生钉扎作用，从而提高了合金的强度。
（2）第二相强化机制。富集Si的Zr3Si2颗粒细小弥散的均匀分布于基体相BCC中，在变形时阻碍位错的运动，提高合金的抗变形能力，产生显著的强化作用。第二相颗粒可以充当位错启动后的第一道防线，减慢位错在晶界处积累的速率，提升材料的位错存储能力。
由于硅化物通常都是硬而脆的[27]，并且硅化物在热轧后的合金中的尺寸较小，析出相的强化机制应该是Orowan位错旁路机制，如图9硅化物附近所堆积的大量位错可以证明。Orowan应力的表达式为[28]：
其中，
$ M $ 为泰勒因子，$ G $ 为矩阵的剪切模量，$ b $ 为伯格矢量，$ \lambda $ 为析出相间距，$ \nu $ 为泊松比，$ \bar{r} $ 为析出相的平均半径。合金经过热轧后，使原有的共晶硅化物分散，从而大大减小了间距$ \lambda $ ，从而提升合金的强度。（3）细晶强化。通过热轧，粗大树枝状晶粒变为微米级的晶粒，明显减小晶粒尺寸，引入更多晶界，阻碍位错运动，能够有效的提升合金硬度。这也是合金能够具有良好拉伸性能的关键。晶粒越细小，晶界越多，变形过程中晶界处位错塞积的数目越多，多位错运动阻碍越大，强度也越高，根据Hall-Petch公式：
$ \mathrm{\sigma }={\mathrm{\sigma }}_{0}+{k}{{d}}^{-\tfrac{1}{2}} $ ，晶粒直径d越细小，屈服强度σ就越高，同时材料的塑性韧性也会有所提升。（4）加工硬化。热变形引入大量的位错，TEM明场像可以看出经过轧制后的合金BCC基体中存在大量的位错网。热轧是通过降低晶粒尺寸和增加位错密度来提高硬度的有效途径[29]。
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本研究通过探究真空电弧熔炼制备的(TiZrV0.5Nb0.5)99.4Si0.6轻质高熵合金在不同热轧温度（900、1000和1100℃）下热轧对微观组织与力学性能的影响，并分析所得到的HR-900合金具有优异强塑性的原因，得出以下结论：
（1）真空电弧熔炼制备的铸态合金纯净、无O、N等污染，由BCC基体相和Zr3Si2相组成，且Zr3Si2相与BCC相呈现共晶分布。经过热轧，相组成不变，但Zr3Si2相形貌和分布发生变化，为沿轧制方向弥散分布在BCC基体中。经过热轧合金由树枝状晶变为被拉长的晶粒，且随着热轧温度的升高，合金平均晶粒尺寸逐渐增大，HR-900合金具有均匀且细小的晶粒。
（2）经过热轧合金强塑性都得到了提升。但随着热轧温度的升高，合金的强度和塑性下降。HR-900合金具有1164.5 MPa的抗拉强度和14.7%的拉伸塑性，较铸态分别提高13.9%和950%，与迄今为止报道的大多数其他轻质高熵合金相比，表现出优异的强塑性。
（3）HR-900合金具有较高屈服强度可由金属的四大强化机制来解释：仅为13.9 μm的平均晶粒尺寸的细晶强化，弥散分布且细小的第二相颗粒引起的第二相强化，热加工引入大量位错导致的加工硬化以及高熵合金固有的固溶强化效应。
热轧温度对Ti-Zr-V-Nb-Si合金微观组织和力学性能的影响
Effect of Hot Rolling Temperature on Microstructure and Mechanical Properties of Ti-Zr-V-Nb-Si Alloy
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摘要: 采用真空电弧熔炼制备了密度仅为6.1 g/cm3的(TiZrV0.5Nb0.5)99.4Si0.6轻质高熵合金，并分别选取900℃、1000℃和1100℃的热轧温度对合金进行轧制改性处理，探究了不同热轧温度对微观组织与力学性能的影响。结果表明：真空电弧熔炼制备的合金经轧制后强度和延伸率均得到提高，在900℃下热轧的合金具有的1164.5 MPa的拉伸断裂强度以及14.7%的延伸率，性能提升最佳，较铸态合金分别提高了13.9%和950%。随着热轧温度的进一步升高，合金平均晶粒尺寸变大、力学性能不断下降。900℃下热轧后合金优异的综合力学性能是位错增殖、固溶强化、第二相强化和晶粒细化四种强化机制共同作用的结果。Abstract: Light weight high entropy alloy (TiZrV0.5Nb0.5)99.4Si0.6 with a density of 6.1 g/cm3 was prepared by vacuum arc melting. The effects of different hot-rolling temperatures (900℃, 1000℃ and 1100℃) on the microstructure and mechanical properties were investigated. The results show that after rolling, the strength and elongation are both improved. The tensile strength and elongation of the alloy with a rolling temperature of 900℃ reached 1164.5 MPa and 14.7%, which was best and can surpass 13.9% and 950% than that of the as-cast alloy respectively. However, with the further increase of hot-rolling temperature, the grain size increases and the mechanical properties decline. The excellent mechanical properties of the alloy with a rolling temperature of 900℃ are the result of dislocation, solid solution, second phase and grain refinement.
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Key words:
- High entropy alloy /
- Microstructure /
- Mechanical property /
- Strengthening mechanism /
- Vacuum arc melting .
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图 4 SEM图像。（a）HR-900，（b）HR-1000，（c）HR-1100，（d）HR-1100放大图及其相对应的元素映射图
Figure 4. SEM back-scattered electron microscopy images. (a) HR-900, (b) HR-1000, (c) HR-1100, (d) Magnified image and elemental distribution maps of HR-1100
图 5 晶粒形貌和粒径分布统计图。（a）HR-900，（b）HR-1000，（c）HR-1100
Figure 5. Grain morphology and particle size distribution statistics. (a) HR-900, (b) HR-1000, (c) HR-1100
图 6 Ti-Zr-V-Nb-Si系合金。（a）准静态拉伸工程应力-应变曲线图，（b）~（d）拉伸后断口的扫描电镜图
Figure 6. Ti-Zr-V-Nb-Si HEAs. (a) Quasi-static tensile engineering stress-strain curve, (b)~(d) the SEM images of fracture
图 7 TEM图像。（a）HR-1000合金的TEM明场像，（b）为（a）中区域Ⅰ的SAED模式，（c）为（a）中区域Ⅱ的SAED模式，（d）HR-1100合金的TEM明场像
Figure 7. TEM images. (a) Bright field TEM image of HR-1000, (b) SAED patterns of the circled regions I in (a), (c) SAED patterns of the circled regions II in (a), (d) bright field TEM image of HR-1100
图 8 HR-900合金。（a）TEM明场像，（b）为（a）中区域Ⅱ的SAED模式，（c）为（a）中区域Ⅰ的SAED模式，（d）TEM亮场图像和相应的元素映射图
Figure 8. HR-900 HEA. (a) Bright field TEM images, (b) SAED patterns of the circled regions II in (a), (c) SAED patterns of the circled regions I in (a), (d) bright field and elemental distribution maps
图 9 HR-900合金经拉伸变形后的位错结构TEM图。（a）位错墙，（b）为（a）中相应的衍射斑点，（c）基体中缠结的位错，（d）钉扎位错
Figure 9. TEM image of the dislocation structure after tensile deformation of HR-900 HEA. (a) Dislocation wall, (b) the corresponding diffraction spots in (a), (c) entangled dislocations in the matrix, (d) pinning dislocations
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[1] Ritchie R O. The conflicts between strength and toughness[J]. Nature Materials, Nature Publishing Group,2011,10(11):817−822 [2] Gao Q, Song K, Yan D, et al. Structure-property relations of lightweight Ti-Sc-Zr-Nb-V high-entropy alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds,2022,915:165295 doi: 10.1016/j.jallcom.2022.165295 [3] Liu Y, Yao Z, Zhang P, et al. Tailoring high-temperature oxidation resistance of FeCrMnVSi x high entropy alloy coatings via building Si-rich dendrite microstructure[J]. Applied Surface Science,2022,606:154862 doi: 10.1016/j.apsusc.2022.154862 [4] Tang Z, Senkov O N, Parish C M, et al. Tensile ductility of an AlCoCrFeNi multi-phase high-entropy alloy through hot isostatic pressing (HIP) and homogenization[J]. Materials Science and Engineering: A,2015,647:229−240 doi: 10.1016/j.msea.2015.08.078 [5] Miao J, Slone C E, Smith T M, et al. The evolution of the deformation substructure in a Ni-Co-Cr equiatomic solid solution alloy[J]. Acta Materialia,2017,132:35−48 doi: 10.1016/j.actamat.2017.04.033 [6] 吴炳乾, 饶湖常, 张冲, 等. Si含量对FeCoCr0.5NiBSi x高熵合金涂层组织结构和耐磨性的影响[J]. 表面技术,2015,44(12):85−91(in Chinese) Wu B Q, Rao H C, ZHANG C, et al. Effect of silicon content on the microstructure and wear resistance of FeCoCr0.5NiBSi x high-entropy alloy coatings[J]. Surface Technology,2015,44(12):85−91 [7] Chen L, Zhou Z, Tan Z, et al. High temperature oxidation behavior of Al0.6CrFeCoNi and Al0.6CrFeCoNiSi0.3 high entropy alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds,2018,764:845−852 doi: 10.1016/j.jallcom.2018.06.036 [8] Wang N, Wang S, Gou X, et al. Alloying behavior and characterization of (CoCrFeNiMn)90M10 (M=Al, Hf) high-entropy materials fabricated by mechanical alloying[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2022,32(7):2253−2265 doi: 10.1016/S1003-6326(22)65945-4 [9] Ye Y F, Wang Q, Lu J, et al. High-entropy alloy: challenges and prospects[J]. Materials Today,2016,19(6):349−362 doi: 10.1016/j.mattod.2015.11.026 [10] 刘欣宁, 徐少华, 王璇. Y对轴承钢上激光熔覆FeCoCrNi涂层结构和冲蚀磨损的影响[J]. 真空科学与技术学报,2021,41(6):534−538(in Chinese) Liu X N, Xu S H, Wang X. Effect of Y on the structure and erosion wear of laser-cladding FeCoCrNi coating on bearing steel[J]. Chinese Journal Vacuum Science and Technology,2021,41(6):534−538 [11] Chen Y, Xu Z, Wang M, et al. A single-phase V0.5Nb0.5ZrTi refractory high-entropy alloy with outstanding tensile properties[J]. Materials Science and Engineering: A,2020,792:139774 doi: 10.1016/j.msea.2020.139774 [12] Wu Y D, Cai Y H, Wang T, et al. A refractory Hf25Nb25Ti25Zr25 high-entropy alloy with excellent structural stability and tensile properties[J]. Materials Letters,2014,130:277−280 doi: 10.1016/j.matlet.2014.05.134 [13] Yao T T, Zhang Y G, Yang L, et al. A metastable Ti–Zr–Nb–Al multi-principal-element alloy with high tensile strength and ductility[J]. Materials Science and Engineering: A,2022,851:143646 doi: 10.1016/j.msea.2022.143646 [14] Chen Y, Li Y, Cheng X, et al. The microstructure and mechanical properties of refractory high-entropy alloys with high plasticity[J]. Materials (Basel, Switzerland),2018,11(2):208 [15] Liu Y, Zhang Y, Zhang H, et al. Microstructure and mechanical properties of refractory HfMo0.5NbTiV0.5Si x high-entropy composites[J]. Journal of Alloys and Compounds,2017,694:869−876 doi: 10.1016/j.jallcom.2016.10.014 [16] Zhang Y, Liu Y, Li Y, et al. Microstructure and mechanical properties of a refractory HfNbTiVSi0.5 high-entropy alloy composite[J]. Materials Letters,2016,174:82−85 doi: 10.1016/j.matlet.2016.03.092 [17] Guo N N, Wang L, Luo L S, et al. Microstructure and mechanical properties of refractory high entropy (Mo0.5NbHf0.5ZrTi)BCC/M5Si3 in-situ compound[J]. Journal of Alloys and Compounds,2016,660:197−203 doi: 10.1016/j.jallcom.2015.11.091 [18] Otto F, Yang Y, Bei H, et al. Relative effects of enthalpy and entropy on the phase stability of equiatomic high-entropy alloys[J]. Acta Materialia,2013,61(7):2628−2638 doi: 10.1016/j.actamat.2013.01.042 [19] 王海艳, 孙旭, 王培芹, 等. 真空自耗熔炼制备Ti-22V-10Cr-2Zn-xY合金的组织和力学性能分析[J]. 真空科学与技术学报,2020,40(7):653−657(in Chinese) Wang H Y, Sun X, Wang P Q, et al. Property modification of vacuum consumption-molten Ti-V-Cr alloy by Y-Doping[J]. Chinese Journal Vacuum Science and Technology,2020,40(7):653−657 [20] 邓彦波, 刘玮. 真空电弧熔炼轮毂用AlCrFeCuNi-xB高强合金温氧化性能[J]. 真空科学与技术学报,2020,40(11):1070−1074(in Chinese) Deng Y B, Liu Wei. Oxidation resistance of AlCrFeCuNi alloy modified by B-Doping in vacuum Arc-Melting[J]. Chinese Journal Vacuum Science and Technology,2020,40(11):1070−1074 [21] He J Y, Wang H, Huang H L, et al. A precipitation-hardened high-entropy alloy with outstanding tensile properties[J]. Acta Materialia,2016,102:187−196 doi: 10.1016/j.actamat.2015.08.076 [22] Takeuchi A, Inoue A. Classification of bulk metallic glasses by atomic size difference, heat of mixing and period of constituent elements and its application to characterization of the main alloying element[J]. Materials Transactions,2005,46(12):2817−2829 doi: 10.2320/matertrans.46.2817 [23] Zhang S, Wang Z, Yang H J, et al. Ultra-high strain-rate strengthening in ductile refractory high entropy alloys upon dynamic loading[J]. Intermetallics,2020,121:106699 doi: 10.1016/j.intermet.2020.106699 [24] George E P, Curtin W A, Tasan C C. High entropy alloys: A focused review of mechanical properties and deformation mechanisms[J]. Acta Materialia,2020,188:435−474 doi: 10.1016/j.actamat.2019.12.015 [25] 杨雨茜. 轧制变形对CrMnFeCoNiAl0.6高熵合金组织与性能的影响[D]. 哈尔滨工业大学, 2022(in Chinese) Yang Y X. Effect of rolling deformation on microstructure and properties of CrMnFeCoNiAl0.6 High-entropy alloy[D]. Harbin Institute of Technology, 2022 [26] 杨勇, 赫全锋. 高熵合金中的晶格畸变[J]. 金属学报, 57(4): 385–392(in Chinese) Yang Y, He Q F. Lattice distortion in high-entropy alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 57(4): 385–392 [27] Tsakiropoulos P. On Nb silicide based alloys: alloy design and selection[J]. Materials (Basel, Switzerland),2018,11(5):844 [28] Fuller C B, Seidman D N, Dunand D C. Mechanical properties of Al(Sc, Zr) alloys at ambient and elevated temperatures[J]. Acta Materialia,2003,51(16):4803−4814 doi: 10.1016/S1359-6454(03)00320-3 [29] Ren Y, Wu H, Liu B, et al. A novel L12-strengthened AlCoCuFeNi high-entropy alloy with both high hardness and good corrosion resistance[J]. Materials Letters,2023,331:133339 doi: 10.1016/j.matlet.2022.133339 -
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