纳米压痕促进高熵合金中位错中的生成acta
高熵合金涂层的研究现状
高熵合金涂层的研究现状许诠;刘谦;黄燕滨;谢璐;黄俊雄;王昕阳【摘要】综述了高熵合金的概念与特性,介绍了高熵合金涂层的设计和制备手段.重点讨论了激光熔覆、磁控溅射和热喷涂这3种制备高熵合金涂层的技术手段的原理、特点及国内外的研究现状,展望了高熵合金涂层的研究和应用前景.【期刊名称】《电镀与涂饰》【年(卷),期】2019(038)007【总页数】8页(P326-333)【关键词】高熵合金;涂层;激光熔覆;磁控溅射;热喷涂;综述【作者】许诠;刘谦;黄燕滨;谢璐;黄俊雄;王昕阳【作者单位】陆军装甲兵学院,北京 100072;陆军装甲兵学院,北京 100072;陆军装甲兵学院,北京 100072;北京科技大学,北京 100083;陆军装甲兵学院,北京 100072;陆军装甲兵学院,北京 100072【正文语种】中文【中图分类】TG131;TG174.44520世纪90 年代，叶均蔚等人[1-2]摒弃了主次元成分概念，创造性地提出了“高熵合金”这一全新的合金设计理念，并成功制备出高熵合金块体，打破了传统合金体系发展的桎梏。
高熵合金以多种元素作为基本组元，以材料的“序参量”、“熵参量”为切入点进行研究和发展，是通过改变和调制材料空间结构和化学占位上的“序”，以多主元混合引入“化学无序”而获得的新型材料[3]，引起了学术界的广泛关注。
由于具备独特的高熵效应，高熵合金的结构大多表现为简单的体心立方(BCC)、面心立方(FCC)和密排六方(HCP)固溶体相，因而具备远超传统合金的强度、硬度、耐磨性、耐蚀性和热阻[4-6]。
目前，块状的高熵合金主要通过熔铸法获得，但高昂的制备成本严重阻碍了高熵合金的广泛应用。
表面涂层技术是在对零件表面提升改性的同时降低成本的有效手段，利用表面工程技术设计并制备高熵合金涂层是推动高熵合金向多功能运用、高附加值发展的不二之选。
本文梳理和总结了当下高熵合金涂层的研究现状，并对其未来的发展进行了展望。
《热机械处理Al_xCoCrFeNi(x=0.1～0.8)高熵合金的显微组织及力学性能》范文
《热机械处理Al_xCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金的显微组织及力学性能》篇一一、引言高熵合金以其独特的多元合金化设计，成为近年来材料科学研究的热点。
Al_xCoCrFeNi系列高熵合金，由于铝元素的添加，具有优异的力学性能和广泛的潜在应用。
本文将重点探讨热机械处理对Al_xCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金显微组织和力学性能的影响。
二、材料与方法1. 材料制备本研究所用材料为Al_xCoCrFeNi（x=0.1～0.8）高熵合金，通过真空电弧熔炼法制备。
2. 热机械处理对制备的高熵合金进行热机械处理，包括固溶处理、淬火和回火等工艺。
3. 显微组织观察利用光学显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜等手段，观察合金的显微组织。
4. 力学性能测试对合金进行硬度、拉伸、冲击等力学性能测试。
三、结果与讨论1. 显微组织观察（1）固溶处理后的显微组织经过固溶处理后，Al_xCoCrFeNi高熵合金的显微组织变得更加均匀，枝晶结构消失，合金元素充分固溶。
随着铝含量的增加，固溶体中的析出相也逐渐增多。
（2）淬火后的显微组织淬火处理后，合金中形成了大量的亚稳态结构，如马氏体等。
这些亚稳态结构的形成对合金的力学性能有重要影响。
（3）回火后的显微组织回火处理后，亚稳态结构逐渐转变为稳定的结构，如回火马氏体等。
同时，回火过程中还会发生析出相的析出和长大，对合金的力学性能产生影响。
2. 力学性能分析（1）硬度测试结果随着铝含量的增加，Al_xCoCrFeNi高熵合金的硬度先增加后减小。
这主要是由于铝元素的添加增加了合金的固溶强化作用，但过高的铝含量会导致析出相的增多，反而降低硬度。
经过热机械处理后，合金的硬度均有明显提高。
（2）拉伸性能测试结果热机械处理后，Al_xCoCrFeNi高熵合金的抗拉强度和延伸率均有所提高。
其中，适当的铝含量（x=0.3～0.5）有助于提高合金的拉伸性能。
随着铝含量的进一步增加，合金的拉伸性能反而降低。
210980612_CoCrNiSi0.3_中熵合金动态剪切性能及其织构演化研究★
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第 54 卷
第2期
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2023 年 3 月
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纳米压痕压入蠕变
纳米压痕压入蠕变一、引言在科技日益发展的今天，微观世界的探索越来越受到人们的关注。
纳米压痕技术作为其中的一种重要手段，为材料科学领域带来了革命性的突破。
本文将详细介绍纳米压痕压入蠕变这一关键技术，并深入探讨其在实际应用中的价值和影响。
二、纳米压痕压入蠕变技术概述纳米压痕压入蠕变是一种在纳米尺度上对材料进行压力测试的方法。
通过施加连续的压力，观察材料在压力作用下的形变行为，从而研究材料的力学性能。
这种技术在研究材料的微观结构和性能方面具有显著的优势，尤其是在材料科学、物理学和工程学等领域有着广泛的应用。
三、纳米压痕压入蠕变技术的应用1.材料的力学性能研究：通过纳米压痕压入蠕变技术，可以对各种材料的力学性能进行深入研究。
例如，可以研究不同温度、应力和材料类型对材料形变行为的影响，为新材料的研发提供有力支持。
2.微观结构与性能关系研究：该技术能够揭示材料的微观结构与宏观性能之间的关系。
通过对材料在纳米尺度上的形变行为进行分析，有助于理解材料的本质特性，为优化材料性能提供理论依据。
3.生物医学应用：纳米压痕压入蠕变技术在生物医学领域也具有广泛的应用前景。
例如，可以研究生物组织的力学性能，有助于理解生物体的生理和病理过程；同时，该技术还可应用于药物输送和基因治疗等领域。
4.微电子器件可靠性评估：随着微电子技术的不断发展，对微电子器件的可靠性要求也越来越高。
纳米压痕压入蠕变技术能够评估微电子器件在不同环境下的力学性能和可靠性，有助于提高产品的质量和稳定性。
四、结论纳米压痕压入蠕变技术作为一种先进的测试手段，在多个领域都展现出了巨大的潜力和价值。
通过深入研究纳米压痕压入蠕变技术，我们可以更好地了解材料的本质特性，优化材料的性能，推动相关领域的科技进步。
同时，随着科技的不断发展，我们期待纳米压痕压入蠕变技术在未来能够发挥更大的作用，为人类社会的进步做出更大的贡献。
AlCoCrFeNiV高熵合金涂层制备及力学性能
第４３卷第６期２０２１年１１月沈 阳 工 业 大 学 学 报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＶｏｌ ４３Ｎｏ ６Ｎｏｖ ２０２１收稿日期：２０２０－０３－１６．基金项目：辽宁省自然科学基金项目（２０１９－ＭＳ－２４７）；辽宁省兴辽英才项目（ＸＬＹＣ１８０７１７８）．作者简介：张楠楠（１９８０－），男，辽宁鞍山人，副教授，博士，主要从事材料表面强化技术等方面的研究．本文已于２０２１－１１－０８０９∶５６在中国知网优先数字出版．网络出版地址：ｈｔｔｐ：∥ｋｎｓ．ｃｎｋｉ．ｎｅｔ／ｋｃｍｓ／ｄｅｔａｉｌ／２１．１１８９．Ｔ．２０２１１１０５．１１２７．０１８．ｈｔｍｌｄｏｉ：１０．７６８８／ｊ．ｉｓｓｎ．１０００－１６４６．２０２１．０６．０８ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶ高熵合金涂层制备及力学性能张楠楠，郝德喜，马永亮，金冰倩，李德元（沈阳工业大学材料科学与工程学院，沈阳１１０８７０）摘 要：为了加强机械零部件的表面耐磨防护，采用等离子喷涂后激光重熔方法在Ｑ２３５钢基体上制备了不同Ｖ含量的ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶＸ高熵合金涂层，测试了涂层的硬度和耐磨性．结果表明：合金涂层呈现出典型的枝晶和枝晶间组织，且在枝晶间组织附近出现了条状ＣｒＶ相；Ｖ含量较低时，合金涂层为ＦＣＣ＋ＢＣＣ双相结构；随着Ｖ含量的增加，合金涂层转变为单相ＢＣＣ结构；在Ｖ含量升高的同时，合金涂层的硬度和耐磨性都随之提高；当Ｖ摩尔值为１ ０时，涂层平均硬度达到了６２７ ４３ＨＶ，此时涂层磨损失重最小，磨损机制表现为磨料磨损以及轻微氧化磨损．关 键 词：等离子喷涂；激光重熔；高熵合金；ＣｒＶ相；金属间化合物；晶格畸变；磨料磨损；氧化磨损中图分类号：ＴＧ４０６ 文献标志码：Ａ 文章编号：１０００－１６４６（２０２１）０６－０６４１－０５ＰｒｅｐａｒａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓＺＨＡＮＧＮａｎ ｎａｎ，ＨＡＯＤｅ ｘｉ，ＭＡＹｏｎｇ ｌｉａｎｇ，ＪＩＮＢｉｎｇ ｑｉａｎ，ＬＩＤｅ 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Ｘ型行星式球磨机进行球磨处理，转数约为２００ｒ／ｍｉｎ、球磨时间为１０ｈ．喷涂前采用烘干箱烘干合金粉末．利用Ｐｒａｘａｉｒ３７１０型等离子喷涂设备喷涂合金粉末，喷涂电流为６００Ａ，喷涂电压约为４２Ｖ，氩气流量为４８Ｌ／ｍｉｎ，送粉盘转速为０ ６５ｒ／ｍｉｎ，喷涂厚度约为１ ５ｍｍ．后续进行激光重熔处理，激光功率为１６００Ｗ，扫描速度为１０ｍｍ／ｓ．１ ２ 试样组织及性能分析方法采用线切割方法获得尺寸为１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍ的试样后进行抛光，待试样无明显划痕后使用王水腐蚀１０ｓ，利用带有能谱仪（牛津Ｘ８０，英国）的扫描电子显微镜（Ｑ４５Ｗ７，美国）进行组织成分分析．同时对试样进行Ｘ射线（岛津７０００，日本）检测，衍射角度为２０°～９０°，扫描速度为８（°）／ｍｉｎ．采用ＨＶＳ ５型维氏硬度计（莱州得川实验仪器有限公司，中国）对涂层进行硬度检测，测试面选取试样截面，载荷为１ｋｇ，加载时间为１０ｓ．利用多功能试验机（ＭＦＴ ４０００，中国）对各试样进行往复摩擦磨损试验，摩擦球头选择直径为３ｍｍ的氮化硅小球，载荷为１０Ｎ，加载时间为３０ｍｉｎ，得到试样的摩擦系数曲线．随后采用扫描电子显微镜（日立Ｓ３４００，日本）对磨损表面进行形貌分析．２ 结果与讨论２ １ 合金涂层的相组成图１为激光重熔ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶＸ（Ｘ为摩尔值，Ｘ＝０、０ ２、０ ４、０ ６、０ ８、１ ０）高熵合金涂层的ＸＲＤ图谱．由图１可见，当Ｖ元素添加较少时，合金涂层主要由｛Ｆｅ，Ｎｉ｝固溶体构成，该固溶体为ＦＣＣ结构，合金涂层中还有少量Ａｌ１３Ｃｏ４金属间化合物．随着Ｖ含量的添加，合金涂层转变为ＢＣＣ结构，但仍由｛Ｆｅ，Ｎｉ｝固溶体组成，特别是当Ｖ摩尔值为０ ８和１ ０时，合金涂层中Ａｌ１３Ｃｏ４的衍射峰逐渐增多．图１ 高熵合金涂层ＸＲＤ图谱Ｆｉｇ １ ＸＲＤｓｐｅｃｔｒａｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ２ ２ 合金涂层的组织图２为重熔后高熵合金涂层的组织形貌．由图２可见，合金涂层组织呈现典型的枝晶（ＤＲ）和枝晶间（ＩＤ）组织，并且可以看到合金涂层组织存在由柱状晶向树枝晶，再到等轴晶的转变趋势．未添加Ｖ元素时，合金涂层组织为柱状晶组织，且晶粒较大．当Ｖ摩尔值为０ ２和０ ４时，合金涂层具有明显的树枝晶组织，且组织得到明显细化．当Ｖ摩尔值增加到０ ８和１ ０时，合金涂层组织转变为明显的等轴晶组织，且当Ｖ摩尔值为１ ０时，组织更为细小．此外，当Ｖ摩尔值为０ ８时，合金涂层枝晶间出现了一些白色条状组织，而当Ｖ摩尔值为１ ０时，合金涂层中出现的白色条状组织数量更多、形貌更细小，且大多分布在晶界附近．２４６沈 阳 工 业 大 学 学 报 第４３卷图２ 高熵合金涂层显微组织Ｆｉｇ ２ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ当Ｖ摩尔值为０ ６和１ ０时，合金涂层的枝晶间组织经放大后的形貌如图３所示，当Ｖ摩尔值为１ ０时，合金涂层的能谱面扫描结果如图４所示．由图３可见，当Ｖ摩尔值为０ ６时，合金涂层组织中出现了聚集在一起的较多白色块状ＣｒＶ相，并且还出现了一些随机分布在组织中的针状ＣｒＶ相．这种ＣｒＶ相本质上属于一种硬脆相，能够提升组织强度的同时也会使得合金涂层损失一部分塑性［１１］．此外，在合金涂层组织中还出现了较大的黑色块状富Ａｌ相．当Ｖ摩尔值增加到１ ０时，除了在晶界上析出了条状ＣｒＶ相外，同样在枝晶间组织附近出现了针状ＣｒＶ相．理论上这种针状ＣｒＶ相在合金涂层变形时能够阻碍位错运动，进而提高合金涂层强度．但由于此时合金涂层晶界上析出了条状富Ｃｒ相，割裂了基体，因而实际上并不利于合金涂层性能的提高．结合图２可知，当Ｖ摩尔值超过０ ６时，合金涂层组织转变为细小的等轴晶，这有利于提高合金涂层的性能，但随着Ｖ含量的持续增加，当晶界上析出的ＣｒＶ相较多时，又会割裂基体，使得材料脆性较大．２ ３ 合金涂层显微硬度测试图５为合金涂层维氏硬度曲线．由图５可见，随着距离涂层顶部距离的增加，合金硬度值稍有下降，这是由激光重熔特点导致的．距离涂层顶部越近，温度梯度越小，冷却速度越快，晶粒不容易图３ 高熵合金涂层枝晶间组织Ｆｉｇ ３ Ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ图４ 高熵合金涂层能谱面扫描结果Ｆｉｇ ４ ＳｕｒｆａｃｅｓｃａｎｎｉｎｇｒｅｓｕｌｔｓｂｙＥＤＳｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ长大，从而使得晶粒较为细小，因而合金涂层硬度较高．随着Ｖ含量的增加，合金硬度逐渐提高．当不添加Ｖ元素时，合金平均硬度为５１９ ７ＨＶ，当Ｖ摩尔值为０ ２时，合金涂层平均硬度为５４５ １５ＨＶ，当Ｖ摩尔值增加到１ ０时，合金涂层硬度达到了６２７ ４３ＨＶ，与未添加Ｖ元素时相比，平均硬度提高了约１０８ＨＶ．３４６第６期 张楠楠，等：ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶ高熵合金涂层制备及力学性能图５ 高熵合金涂层维氏硬度曲线Ｆｉｇ ５ Ｖｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓｃｕｒｖｅｓｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ对于合金涂层组织而言，硬度的提高首先是由添加Ｖ元素所引起的晶格畸变导致的．该高熵合金为六元高熵合金，所含元素众多，Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ的原子半径分别为０ １４３、０ １２５、０ １２８、０ １２６、０ １２４、０ １３４ｎｍ，Ｖ元素原子半径仅次于Ａｌ元素．随着Ｖ元素的添加，合金的晶格畸变越来越严重，而晶格畸变属于第三类内应力，其作用范围约为几十到几百纳米．相关研究［１２－１３］表明，合金的硬度随着残余应力的减小而降低，这是由晶体中的缺陷，包括空位、间隙原子或位错产生的．这些缺陷在合金受到载荷时可以阻碍变形产生的位错继续运动，从而提高合金强度．另一方面，合金相结构的改变也会改变合金性能，由ＸＲＤ分析结果可知，随着Ｖ元素的增加，合金晶体结构由ＦＣＣ结构转变为ＢＣＣ结构．虽然ＢＣＣ结构滑移系较多，但ＢＣＣ结构位错宽度较小，使得位错运动需要克服点阵阻力，即派纳力较大，从而使得ＢＣＣ结构表现出硬脆特性．以上两方面的原因使得合金涂层强度提高．除此之外，枝晶间组织中针状硬脆组织ＣｒＶ相的存在也在一定程度上提高了合金涂层的强度．２ ４ 合金涂层摩擦磨损性能图６为合金涂层的摩擦磨损系数曲线．由图６可见，随着Ｖ含量的增加，合金涂层的摩擦系数逐渐下降，各成分合金涂层的平均摩擦系数分别为０ ５４２、０ ５１９、０ ４１５、０ ４０８、０ ３６４、０ ３３２．当Ｖ含量较少，特别是不添加Ｖ元素时，摩擦系数波动较大．随着Ｖ含量的增加，合金涂层的摩擦系数越来越稳定，说明此时合金涂层性能差异较小，综合性能较好．表１为不同Ｖ含量的高熵合金涂层经摩擦磨损试验后的磨损失重统计结果．由表１可见，未添加Ｖ元素时，合金涂层磨损失重为０ ０２５８ｇ．随着Ｖ元素的逐渐增多，合金涂层磨损失重逐渐减少，当Ｖ摩尔值为１ ０时，合金涂层磨损失重仅为０ ０１０９ｇ，说明合金涂层的耐磨损性能较好．图６ 高熵合金涂层摩擦系数曲线Ｆｉｇ ６ Ｆｒｉｃｔｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｃｕｒｖｅｓｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ表１ 高熵合金涂层磨损失重Ｔａｂ １ ＷｅａｒｌｏｓｓｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓｇＸ＝０Ｘ＝０ ２Ｘ＝０ ４Ｘ＝０ ６Ｘ＝０ ８Ｘ＝１ ００ ０２５８０ ０１９５０ ０１６９０ ０１４２０ ０１２３０ ０１０９ 图７为合金涂层磨损后的表面形貌．表２为相对应的表面元素含量（原子分数）．由图７可见，随着Ｖ元素的增加，合金的磨损表面越来越光滑，表面的剥落碎屑逐渐变少，犁沟也逐渐变浅．未添加Ｖ元素时，合金磨损表面存在大块剥落现象．结合表２可知，剥落组织中含有较高的Ｏ元素，说明合金涂层发生了轻微氧化磨损，且磨损表面犁沟较深、较密集．当Ｖ摩尔值为０ ２时，合金涂层磨损表面形貌与未添加Ｖ元素时相似，表面仍有大块碎屑．当Ｖ摩尔值为０ ４时，合金涂层磨损后表面形貌发生了较大改变，剥落现象明显减少．随着Ｖ含量的进一步添加，磨损表面的剥落情况逐渐消失，仅仅出现少量颗粒状磨屑．特别是当Ｖ摩尔值为１ ０时，合金涂层磨损表面犁沟明显变浅且磨屑也较少．结合表２可知，Ｖ含量较少的合金涂层表面生成了诸如Ｆｅ２Ｏ３的氧化物．这种氧化物附着在磨损表面形成氧化膜，可以隔开氮化钨小球和试样的接触，从而起到保护作用．但由于此时合金硬度较低，几乎不能给氧化膜有效的支撑，因而此时氧化膜在磨损过程中发生破裂，破碎的颗粒又成为新的磨损源加剧磨损，因此，在磨损表面形成了较深的犁沟．由图７ｂ可见，Ｖ摩尔值为０ ２的合金涂层并未出现未添加Ｖ元素的合金涂层中显现出的相互之间隔开的大块剥落现象．虽然Ｖ摩尔值为０ ２的合金涂层磨损表面也不平整，但大部分仍然保持一个整体．随着Ｖ元素的增加，合４４６沈 阳 工 业 大 学 学 报 第４３卷图７ 高熵合金涂层表面磨损形貌Ｆｉｇ ７ Ｓｕｒｆａｃｅｗｅａｒｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ表２ 高熵合金磨损表面元素含量Ｔａｂ ２ Ｅｌｅｍｅｎｔａｌｃｏｎｔｅｎｔｓｏｆｗｅａｒｓｕｒｆａｃｅｏｆｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ％区域ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶＯＡ８ ４２１ ５１７ ８２６ ２１４ ２－１１ ９Ｂ５ ３２０ ７１３ ４１６ ６２５ ２３ ２１５ ６Ｃ９ ７２４ ９１４ ７１６ ７２３ １６ ８４ １金的硬度原来越高，且合金组织中出现了许多细小、弥散分布的针状ＣｒＶ相．上述两个因素的共同作用提高了合金的耐磨损性能，使得合金磨损表面越来越平整，犁沟越来越浅，磨损机制表现为磨料磨损．３ 结 论通过以上试验分析可以得到如下结论：１）Ｖ元素的添加能够促进合金结构向单相ＢＣＣ结构转变，合金组织由柱状晶先向树枝晶转变，最后转变为等轴晶．添加Ｖ元素后合金组织中出现了针状ＣｒＶ相，且随着Ｖ含量的增加合金组织变得细小而均匀．２）Ｖ元素的添加使得合金体系产生的晶格畸变以及组织中出现的针状ＣｒＶ相均有助于提高合金涂层的力学性能．当Ｖ摩尔值为１ ０时，合金硬度最高，此时合金涂层耐磨性最好，同时磨损表面较为光滑平整，磨损失重也最小，约为０ ０１０９ｇ．参考文献（Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ）：［１］ＹｅｈＪＷ，ＣｈｅｎＳＫ，ＬｉｎＳＪ，ｅｔａｌ．Ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓｗｉｔｈｍｕｌｔｉｐｌｅｐｒｉｎｃｉｐａｌｅｌｅｍｅｎｔｓ：ｎｏｖｅｌａｌｌｏｙｄｅｓｉｇｎｃｏｎｃｅｐｔｓａｎｄｏｕｔｃｏｍｅｓ［Ｊ］．ＡｄｖａｎｃｅｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，６（５）：２９９－３０３．［２］ＬｉｕＹ，ＭａＳＧ，ＧａｏＭＣ，ｅｔａｌ．ＴｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌＣｒＣｕＦｅＮｉ２ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｉｎｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，２０１６，４７（７）：３３１２－３３２１．［３］ＳｈｕＦＹ，ＷｕＬ，ＺｈａｏＨＹ，ｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｗｅａｒｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｌａｓｅｒｃｌａｄｄｅｄＣｏＣｒＢＦｅＮｉＳｉｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙａｍｏｒｐｈｏｕｓｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓ，２０１８，２１１：２３５－２３８．［４］金冰倩．ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＳｉ高熵合金制备与力学性能研究［Ｄ］．沈阳：沈阳工业大学，２０１９．（ＪＩＮＢｉｎｇ ｑｉａｎ．ＳｔｕｄｙｏｎｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＳｉｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｄ］．Ｓｈｅｎｙａｎｇ：ＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１９．）［５］杨思华，李承泽，张宇峰，等．ＡｌＣｒＦｅＮｉ２ＣｕＸ高熵合金组织及性能［Ｊ］．沈阳工业大学学报，２０１９，４１（４）：３９０－３９４．（ＹＡＮＧＳｉ ｈｕａ，ＬＩＣｈｅｎｇ ｚｅ，ＺＨＡＮＧＹｕ ｆｅｎｇ，ｅｔａｌ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌＣｒＦｅＮｉ２ＣｕＸｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１９，４１（４）：３９０－３９４．）［６］苏允海，宋碧倩，邓越．ＡｌＦｅＣｕＣｒＣｏＭｏＸ系高熵合金的组织性能［Ｊ］．沈阳工业大学学报，２０１９，４１（３）：２６８－２７２．（ＳＵＹｕｎ ｈａｉ，ＳＯＮＧＢｉ ｑｉａｎ，ＤＥＮＧＹｕｅ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌＦｅＣｕＣｒＣｏＭｏＸｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１９，４１（３）：２６８－２７２．）［７］ＦｕｊｉｅｄａＴ，ＳｈｉｒａｔｏｒｉＨ，ＫｕｗａｂａｒａＫ，ｅｔａｌ．ＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉｂａｓｅｄｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｗｉｔｈｓｕｐｅｒｉｏｒｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｃｏｒｒｏｓｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅａｃｈｉｅｖｅｄｂｙａｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎｏｆａｄｄｉｔｉｖｅｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇｕｓｉｎｇｓｅｌｅｃｔｉｖｅｅｌｅｃｔｒｏｎｂｅａｍｍｅｌｔｉｎｇａｎｄｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓ，２０１７，１８９：１４８－１５１．［８］ＬａｐｌａｎｃｈｅＧ，ＶｏｌｋｅｒｔＵＦ，ＥｇｇｅｌｅｒＧ，ｅｔａｌ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｔｈｅＣｒＭｎＦｅＣｏＮｉｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＯｘｉｄａｔｉｏｎｏｆＭｅｔａｌｓ，２０１６，８５（５／６）：６２９－６４５．［９］ＤｕＬＭ，ＬａｎＬＷ，ＺｈｕＳ，ｅｔａｌ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｔｈｅｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＡｌ０ ２５ＣｏＣｒＦｅＮｉｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１９，３５（５）：９１７－９２５．［１０］ＣｈｏｉＷＭ，ＪｏＹＨ，ＫｉｍＤＧ，ｅｔａｌ．ＡｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｍｏｄｅｌｌｉｎｇｏｆｔｈｅｓｔａｂｉｌｉｔｙｏｆｓｉｇｍａｐｈａｓｅｉｎｔｈｅＣｒ ＦｅＮｉ Ｖｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＰｈａｓｅＥｑｕｉｌｉｂｒｉａａｎｄＤｉｆｆｕｓｉｏｎ，２０１８，３９（５）：６９４－７０１．［１１］ＱｉｎＧ，ＷａｎｇＳ，ＣｈｅｎＲＲ，ｅｔａｌ．ＩｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔｏｆｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣｏＣｒＣｕＦｅＮｉｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓｂｙＶａｄｄｉｔｉｏｎ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇａｎｄＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ，２０１９，２８（２）：１０４９－１０５６．［１２］ＲｏｌａｎｄＴ，ＲｅｔｒａｉｎｔＤ，ＬｕＫ，ｅｔａｌ．Ｆａｔｉｇｕｅｌｉｆｅｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔｔｈｒｏｕｇｈｓｕｒｆａｃｅｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｉｎｇｏｆｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｂｙｍｅａｎｓｏｆｓｕｒｆａｃｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｔｔｒｉｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００６，５４（１１）：１９４９－１９５４．［１３］郝德喜．ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶ高熵合金制备及力学性能研究［Ｄ］．沈阳：沈阳工业大学，２０２０．（ＨＡＯＤｅ ｘｉ．ＳｔｕｄｙｏｎｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｄ］．Ｓｈｅｎｙａｎｇ：ＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０２０．）（责任编辑：尹淑英 英文审校：尹淑英）５４６第６期 张楠楠，等：ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＶ高熵合金涂层制备及力学性能。
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纳米压痕促进高熵合金中位错中的生成acta 纳米压痕促进高熵合金中位错中的生成
纳米压痕是一种表面力学测试技术，通过在材料表面施加细小的
力并观察材料破裂和塑性变形行为来研究材料的力学性能。
纳米压痕
可以揭示材料的力学行为、力学性能以及与力学性能相关的微观机制。
高熵合金是一种由多个基元组成的合金材料，其具有优异的力学性能
和高温稳定性，并广泛应用于航空航天等领域。
本文将重点讨论纳米
压痕对高熵合金中位错生成的影响。
位错是晶体中的缺陷，是晶体塑性变形的基本单位。
纳米压痕可
以通过施加细小的力来引发位错的生成和运动，从而导致材料的塑性
变形。
在高熵合金中，纳米压痕可以通过引发位错的生成和运动来改
进材料的力学性能和延展性。
研究发现，纳米压痕可以显著增加高熵
合金中位错的密度和位错的扩散速率。
这是因为纳米压痕施加的力使
得晶体中的原子出现位置偏移，从而引发位错的生成。
此外，纳米压
痕还可以通过改变高熵合金的晶界结构和晶粒尺寸来影响位错的生成
行为。
纳米压痕对高熵合金中位错生成的影响可以总结为以下几个方面：首先，纳米压痕可以显著增加高熵合金中位错的密度。
通过施加
细小的力，纳米压痕可以在高熵合金中引发位错的生成，从而增加位
错密度。
研究发现，在纳米压痕后，高熵合金中的位错密度可以显著
增加几倍甚至几十倍。
这是因为纳米压痕使得晶体中的原子出现位置
偏移，从而引发位错的生成。
位错的生成不仅可以改善材料的力学性能，还可以增加材料的延展性。
其次，纳米压痕可以改变高熵合金的晶界结构和晶粒尺寸，进而
影响位错的生成。
高熵合金中的晶界是材料内部不同晶粒之间的界面，其对材料的力学性能和位错的移动起着重要作用。
研究发现，纳米压
痕可以通过改变高熵合金的晶界结构和晶粒尺寸来影响位错的生成行为。
具体来说，纳米压痕可以使高熵合金中的晶界变得更加清晰和有序，从而减少位错的生成。
此外，纳米压痕还可以使高熵合金中晶粒
的尺寸变小，从而增加材料的强度和延展性。
最后，纳米压痕可以改变高熵合金中位错的扩散速率。
位错的扩
散速率是位错在材料中移动的速度，对材料的塑性变形和机械性能具
有重要影响。
研究发现，纳米压痕可以显著提高高熵合金中位错的扩
散速率。
这是因为纳米压痕施加的力使得晶体中的原子出现位置偏移，从而促进位错的运动和扩散。
位错的扩散速率的提高可以改善材料的
塑性变形性能和延展性。
综上所述，纳米压痕可以通过引发位错的生成和运动来促进高熵
合金中位错的形成。
纳米压痕可以显著增加高熵合金中位错的密度和
位错的扩散速率。
此外，纳米压痕还可以通过改变高熵合金的晶界结
构和晶粒尺寸来影响位错的生成行为。
纳米压痕对高熵合金中位错生
成的影响有助于改进材料的力学性能和延展性。
因此，纳米压痕在研
究高熵合金的力学行为和力学性能方面具有重要意义。