高熵合金熱變形行為研究進展

于秋穎，謝孝昌，2，蘭 博，張利偉，李 能，熊華平*

（1 中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京科技大學 碳中和研究院，北京 100083）

高熵合金（high entropy alloy，HEA）是2004 年Yeh 等［1］根據“高混合熵”特性命名的一類新型合金，其通常由至少5 種元素組成（每種元素的原子比在5%~35%），又稱為多主元、等原子比或近等原子比多組元合金等［2］。高熵合金顛覆了傳統合金以一、兩種元素為主的設計思想，提供了巨大的成分設計空間。與傳統合金相比，其高熵效應傾向于形成穩定的固溶體相；晶格畸變、遲滯擴散和“雞尾酒”等效應的協同作用，使其具有優異的性能［3-5］，如高強、高韌、優異的熱穩定性和高耐腐蝕性等。因此，高熵合金具有廣闊的應用前景，可用作航空航天、核電工程、船舶和石油化工等重要領域的關鍵結構材料。

作為極端服役環境下極具潛力的關鍵材料，高熵合金研發已成為研究熱點，目前在以“成分-組織-性能”關系為基礎的成分設計方面已梳理出豐富的研究成果［6-8］。熱加工變形可改善原始制備態組織，并進一步通過熱變形參數優化組織和提高合金性能［9］，是推動高熵合金走向工程應用的主要途徑。其中，熱變形本構關系及應力預測對高熵合金成形設計非常重要，熱變形組織演變和變形機制對高熵合金組織調控優化作用重大。與合金成分設計研究相比，高熵合金熱變形行為的研究起步較晚，但近10 年來熱變形相關研究的熱度持續高漲，逐步加深了對高熵合金力學基礎理論和高溫變形的認識，為提高其性能和推進工程應用提供了支撐。

本文首先總結了熱變形研究的高熵合金體系，概括了高熵合金熱變形本構關系及其建模方法，分析了熱變形過程中的組織演變，并討論了熱變形過程中的微觀結構演變機制。最后，對高熵合金熱變形研究存在的問題進行了梳理，對未來的研究方向進行了展望。

1 研究熱變形行為涉及的高熵合金體系

2011 年，Senkov 等［10］報道了Nb25Mo25Ta25W25和V20Nb20Mo20Ta20W20高熵合金在1073~1873 K 和10-3s-1條件下的熱變形組織演變規律。高熵合金材料主要分為3 類：（1） 含有Al，Sn，Zr，Sn，C 和N 等元素的Cr-Mn-Fe-Co-Ni 體系［11-13］；（2） 含有Zr，Ta，Nb，Mo，Cu，C 和N 元素的Cr-Fe-Co-Ni體系［14-16］；（3）其他類型的高熵合金，如AlCoCrFeNi2.1［17］，TiAlVNb2［18］，MoNbHfZrTi［19］等材料。

表1 列舉了熱變形研究用高熵合金的成分、晶粒組織、相結構和熱變形范圍等［20-39］。可以看出，熱變形前高熵合金大多為鑄態或者均勻化態，合金晶粒組織較為粗大。其中，針對單相FCC 或FCC（主要）+BCC（次要）相高熵合金的熱壓縮變形研究最為廣泛。

表1 熱變形研究用高熵合金成分、相結構、晶粒度和熱變形條件Table 1 Compositions，phase structure，grain size and hot deformation condition of HEAs studied by hot deformation

在所研究的高熵合金中，AlxCoCrFeMnNi［26］（x=0~1）和AlxCoCrFeNi［16，18］體系通過添加不同含量的Al 元素形成多相組織或第二相來調整微觀結構，從而優化力學性能，表現出與傳統合金相當或優于傳統合金的性能，如AlxCoCrFeNi 高熵合金比Haynes230 和Ti-6Al-4V 等具有更好的抗高溫軟化性能［40］，比316L不銹鋼具有更好的加工硬化特性、更長的疲勞壽命［41］以及極佳的抗氧化、耐磨損和耐蝕性能等［42-44］，是汽車、艦船和建筑等領域極具潛力的工程材料。更重要的是，上述體系高熵合金通過適當的形變熱處理，其力學性能得到明顯提升，如Al0.3CoCrFeNi 合金的拉伸性能由160 MPa 提高至1800 MPa［45］。

2 熱變形本構關系與應力預測

2.1 本構關系

本構關系是描述合金熱變形流變應力與熱力參數關系的模型，主要用于優化成形工藝參數。目前高熵合金本構關系的研究主要為經驗公式型。與傳統合金相似，利用Zener-Hollomon 參數（Z）［46］來描述高熵合金流變應力與變形參數的關系，如式（1）~（3）所示。

式中：ε?為應變速率；Q為熱變形過程中的表觀激活能；R為氣體常數；T為變形溫度；A1，A2，A，β和α為材料常數；n1，n為應力指數；σ為流變應力。冪函數形式的式（1）適合于低應力變形條件［47］，指數形式的式（2）適合于低溫、高速率、高應力變形條件，雙曲正弦形式的式（3）適合于所有應力范圍內的變形條件［23］。因此，通常選取式（3）來描述高熵合金本構關系模型，又稱為Arrhenius 模型。

表2 總結了目前高熵合金雙曲正弦本構模型中相關參數的計算值［18，23，25，27-28，31-34，36，48-53］。受高熵合金初始組織狀態和數據分析差異的影響，本構模型中各參數的計算值不盡相同。例如，表2 中高熵合金CoCr-FeMnNi 的熱變形表觀激活能的平均值為（350+305.40）/2=327.7 kJ/mol，接近于該合金中所有元素自擴散激活能的平均值327.7 kJ/mol，其中Co，Cr，Fe，Mn，Ni 的自擴散激活能分別為288.5，441.9，284.12，288.4，276.7 kJ/mol［54］。此外，Steurer［55］指出，高熵合金性能很大程度受主元性能的平均值控制，這與上述CoCrFeMnNi 合金熱變形表觀激活能的相關分析一致。而且，Daryoush 等［56］研究也發現，Al-FeCuZnTi 高熵合金熱分析過程中的結晶激活能與主元的平均自擴散激活能相當。因此，通過高熵合金平均自擴散激活能可以評估熱變形表觀激活能，進而判斷高熵合金的熱變形性能。

表2 高熵合金本構模型中相關參數的計算值Table 2 Calculated values of relevant parameter in constitutive model of high entropy alloy

2.2 流變應力預測

熱變形流變應力預測對設計合金成形工藝非常重要，可以用來模擬合金在加載條件下的熱變形響應［57-58］。目前高熵合金流變應力預測建模方法主要為Arrhenius 模型［25］，而其他建模方法，如人工神經網絡（artificial neural network，ANN）模型［59］、Zerilli-Armstrong（ZA）模型［60］、JohnsonCook （JC）模型［61］等的相關報道相對較少。

2.2.1 Arrhenius 模型

對式（3）進行重新排列，可以獲得給定應變ε條件下預測流變應力的Arrhenius 模型，如式（4）所示。

Wang 等［36］開展了AlCrCuFeNi 高熵合金流變應力預測值與實驗值的對比研究，如圖1 所示，可見Arrhenius 模型能夠較好地預測高熵合金的流變應力。Mirzadeh［62］針對位錯滑移和攀移控制變形（n=5），通過引入與溫度相關的參數——彈性模量E和擴散系數D，對Arrhenius 模型進行簡化處理，提出ε?D=B[sinh(α′σ E)]5模型，其中B和α′為材料常數。該簡化模型對傳統合金流變應力具有良好的預測能力，并得到了Rastegari 等［63］和Shalbafi 等［64］的驗證。但是，目前缺少針對高熵合金E和D隨溫度變化的相關數據，因此該模型不適用于預測高熵合金流變應力。

圖1 AlCrCuFeNi 高熵合金流動應力預測值與實驗值的對比［36］（a）0.001 s-1；（b）0.01 s-1；（c）0.1 s-1；（d）1 s-1Fig.1 Comparison of predicted and experimental values of flow stress of AlCrCuFeNi high entropy alloys［36］（a）0.001 s-1；（b）0.01 s-1；（c）0.1 s-1；（d）1 s-1

2.2.2 其他模型

目前ANN 模型在高熵合金流變應力預測方面還處于起步階段，相關的報道研究很少。Jain 等［59］利用ANN 模型對（CoCrFeNi）90Zr10高熵合金的流變應力進行了預測，通過分析可知，ANN 模型預測值與實驗值的平均相對誤差為1.22%，表明ANN 模型在高熵合金流變應力預測方面具有巨大的潛力。

ZA 模型是基于熱激活位錯機制的流變應力預測模型，其中基于Samantaray 等［65］的優化模型應用最為廣泛。Brown 等［60］分別利用原始ZA 模型和優化模型對CoCrFeMnNi 高熵合金流變應力進行了預測分析，結果表明原始ZA 模型更適合高應變率下的流變應力預測。

JC 模型是應變ε、應變速率ε?和變形溫度T對流變應力影響的模型。Zhang 等［61］考慮到熱變形絕熱溫升效應而提出了修正模型，并預測了AlCoCr1.5Fe1.5Ni-Ti0.5高熵合金的熱變形流變應力，發現修正模型具有很好的預測能力。此外，Brown 等［60］也發現，修正后的JC 模型能夠更好地預測CoCrFeMnNi 高熵合金的流變應力。

3 熱變形組織演變

3.1 FCC 和FCC+BCC 結構高熵合金

CoCrFeNiMn 體系是FCC 高熵合金的基礎體系，具有良好的塑性，是目前研究最為廣泛的FCC 高熵合金之一。Stepanov 等［11］發現，該高熵合金在600~1100 ℃熱變形時都會出現再結晶，指出較低變形溫度下再結晶主要出現在絕熱剪切帶中，再結晶分數和晶粒尺寸隨著變形溫度的升高而增加，這與Eleti 等［23］，Jeong 等［24］，Patnamsetty 等［66］和Shabani 等［52］的研究結果一致。同時，統計得到600 ℃時再結晶分數僅為0.085，而1000 ℃時再結晶分數可達0.95，接近完全再結晶。

對CoCrFeNiMn 合金進行大量的成分調整，衍生出不同系列的FCC/FCC+BCC 高熵合金，主要包括：（1）添加Al，Sn，C 或N 等元素形成的高熵合金，典型代表為AlxCoCrFeNiMn（x=0~1）；（2）去掉Mn 元素形成的CoCrFeNi 合金，以及在CoCrFeNi 合金基礎上添加Al，Cu，Ta，Zr 或Ti 等元素形成的高熵合金，典型代表為AlxCoCrFeNi（x=0~1）。針對上述高熵合金，國內外已經開展了相關的熱變形研究。其中，AlxCoCrFeMnNi 和AlxCoCrFeNi（x=0~1）體系通過熱變形后力學性能明顯提升。

Jeong 等［13］發現，1373 K 以上AlCoCrFeMnNi 高熵合金很快發生動態再結晶，而1373 K 及以下溫度時再結晶動力學較低。主要是因為，Al 元素起到溶質拖曳作用，位錯滑移速度減慢，進而導致亞晶形成速度減慢；并且認為，提高Al含量有利于延緩熱變形時的流動不穩定性，從而提高熱加工性能。Al0.7CoCrFeMnNi高熵合金在熱變形過程中表現出明顯的晶粒細化，這與初始晶粒細小、BCC 相破碎形成的第二相粒子誘發形核和BCC/FCC 界面處局部變形程度高密切相關［22］。Kim 等［20］也觀察到，Al0.5CoCrFeMnNi高熵合金中BCC誘發再結晶，并且由于該作用，Al0.5CoCrFeMnNi合金再結晶分數明顯高于CoCrFeMnNi 合金，晶粒尺寸明顯小于CoCrFeMnNi 合金。因此，Al 元素的添加有利于提高AlxCoCrFeNiMn（x=0~1）高熵合金的熱變形性能。

FeCoCrNi 高熵合金為FCC 單相組織，在900~1100 ℃，10-3~10-1s-1下可發生動態再結晶，1000 ℃/10-2s-1下可獲得完全再結晶組織［26］。隨著Al 元素的添加，AlxCoCrFeNi（x=0~1）高熵合金組織逐漸由FCC 相向FCC+BCC/B2 兩相和BCC 相轉變。當x=0.3時，Al0.3CoCrFeNi合金在1273~1423 K，10-2~2×10-1s-1范圍內發生動態再結晶，在1048~1148 K，10-3~3×10-3s-1范圍內發生動態回復（dynamic recovery，DRV），在變形溫度<1123 K，10-2~10-1s-1范圍內出現局部剪切帶和晶界開裂現象［28］，并且熱變形過程中會發生B2 型NiAl 相與位錯的交互作用［28，45，67］。當x=0.5 時，Al0.5CoCrFeNi 合金在較低溫度和較高應變速率區域出現失穩現象，確定最佳熱變形區間為900~960 ℃，1.3×10-3~2×10-3s-1的變形范圍［14］。當x=0.6 時，Al0.6CoCrFeNi 合金在900 ℃時發生動態再結晶，當溫度超過1100 ℃時，BCC 相完全再結晶，而即便變形溫度升高到1200 ℃，FCC 相也不能完全再結晶［29］。 當x=0.7 時，Al0.7CoCrFeNi 合金在800 ℃時發生再結晶，熱變形時BCC/B2 片層組織破碎，某些晶粒內BCC/B2 相還會發生動態球化，部分FCC 晶界處開裂，如圖2 所示［31］，并且得到再結晶分數隨應變量變化的曲線呈“C”型［30］。當x=1 時，AlCoCrFeNi 合金熱變形時發生相轉變，由室溫無序BCC （A2）+有序BCC （B2）相轉變為1073 K 和1173 K 時的FCC+A2+B2+σ相，再轉變為1273 K 和1373 K 時的FCC+A2+B2 相。

圖2 Al0.7CoCrFeNi 高熵合金熱變形后的顯微組織［31］（a）800 ℃，0.01 s-1；（b）900 ℃，0.1 s-1；（c）1000 ℃，0.01 s-1Fig.2 Microstructures of Al0.7CoCrFeNi high entropy alloys after hot deformation［31］（a）800 ℃，0.01 s-1；（b）900 ℃，0.1 s-1；（c）1000 ℃，0.01 s-1

3.2 BCC 結構高熵合金

除了部分3d 過渡元素高熵合金和高熵高溫合金等具有BCC 結構外，難熔高熵合金大多為BCC 結構［68］，是耐高溫領域極具潛力的新型材料，但是難熔高熵合金一般室溫塑性較差［69-70］，所以熱變形是提高其變形能力的重要途徑，是近年來難熔高熵合金組織性能調控研究的一個重點。

Eleti 等［71］發現，HfNbTaTiZr 高熵合金在1000~1200 ℃，10-4~10-2s-1的變形條件下可觀察到動態再結晶組織。1100 ℃時，在最大應變量下熱變形組織仍為由粗大未再結晶組織和細小項鏈狀再結晶組織組成的非均勻組織，而1200 ℃時，該合金可發生完全再結晶。 Cao 等［37］發現，當應變速率>1 s-1時，Ti29Zr24Nb23Hf24高熵合金會出現變形帶，并且隨著變形溫度的升高和應變速率的降低，動態再結晶分數和晶粒尺寸逐漸增大。Dong 等［19］觀察了MoNbHfZrTi高熵合金試樣熱變形后的表面開裂狀態，進一步分析得到沿晶界和剪切帶逐漸形成具有項鏈形態的動態再結晶晶粒，其比例和尺寸隨應變速率的降低和溫度的升高而增大。通過構建熱加工圖確定了最佳熱加工窗口為1110~1170 ℃和10-3~10-2.5s-1，如圖3所示。

圖3 MoNbHfZrTi 高熵合金熱變形行為［19］（a）熱加工圖；（b）宏觀形貌Fig.3 Hot deformation behavior of MoNbHfZrTi high entropy alloys［19］（a）processing map；（b）macroscopic morphology

4 熱變形過程微觀結構演變機制

4.1 變形機制

4.1.1 位錯運動

熱變形過程中高熵合金的變形機制以位錯運動為主，但由于高熵合金具有“拓撲有序、化學無序”的獨特結構［72］，其短程有序、第二相和晶粒尺寸等微結構會對位錯運動造成阻礙，因此，與傳統合金相比，高熵合金的位錯運動更為復雜，會出現交滑移和多滑移以及位錯塞積等。

高熵合金的短程有序通常是指幾個原子尺度內主元的偏聚和有序排布，包括納米域、有序間隙復合物和拓撲有序等。Lei 等［73］在TiZrHfNb 合金中摻雜O形成有序氧復合物，該短程有序結構不僅能夠促使平面滑移轉變為交滑移，還可誘發二次交滑移。Ding等［74］利用與其他組元差異較大的Pd 元素替換Mn 元素，產生納米尺度的成分波動，進而形成交替分布的拉/壓應變場，可有效釘扎位錯，將位錯平面滑移轉變為交滑移。Wang 等［53］發現，NbZrTiTa 高熵合金在低溫和高應變速率下因位錯堆積和扭結帶，導致產生強烈的應變硬化，而變形溫度升高和應變速率降低后，短程有序結構釘扎位錯，流變應力急劇下降。

第二相種類、尺寸、含量、分布等會對高熵合金位錯運動產生顯著影響。Yuan 等［75］發現，Co40Cr20Ni30-Mo2Al4Ti4合金中L12型γ′相隨溫度升高逐漸粗化，導致不同溫度下變形機制有所不同。600 ℃及以下時主要為位錯滑移機制，700 ℃以上時為變形軟化機制，包括原子遷移率增加導致的多平面、多方向位錯滑移，位錯攀移和晶界旋轉。Tian 等［32］揭示了由于相轉變的影響，AlCoCrFeNi 高熵合金的位錯運動由1073 K時細晶組織晶界滑移機制和粗晶組織內局部位錯滑移機制的共同作用轉變為1373 K 時的位錯攀移機制。

目前高熵合金大多為多晶材料，晶粒尺寸不同必然導致位錯運動存在差異。Ma 等［67］利用原位觀察法研究了粗晶和細晶Al0.3CoCrFeNi 高熵合金的拉伸變形行為，指出細晶高熵合金的位錯密度比粗晶高熵合金的位錯密度增加得更快，表現出更明顯的晶界變形行為，但晶內位錯密度分布更為均勻，因此，細晶高熵合金塑性變形更為均勻。同時，闡明了細晶高熵合金的變形機制，即隨著應變量的增加，位錯很快轉移到FCC 晶界處，避免了晶內開裂。

4.1.2 其他變形機制

式（1）中的應力指數n1 能夠表征某一特定變形機制，其中n1=3 時，合金一般發生溶質拖曳蠕變行為［76］。在對AlxCoCrFeNiMn（x=0~1）高熵合金n1 值計算中發現，隨著富鋁BCC 相含量的增加，n1 值接近3 的蠕變特性更加明顯。Joeng 等［13］和Kim 等［20］認為，Al 元素是引起溶質拖曳蠕變行為的本質原因。圖4 為CoCrFeMnNi 和Al0.5CoCrFeMnNi 高熵合金在不同晶粒尺寸、變形溫度和應變速率下的變形機制圖［21］。可以看出，兩種高熵合金變形機制最明顯的差異在于Al0.5CoCrFeMnNi 高熵合金存在溶質拖曳蠕變。

圖4 CoCrFeMnNi（a）和Al0.5CoCrFeMnNi（b）高熵合金的變形機制圖［21］Fig.4 Deformation mechanism maps of CoCrFeMnNi（a） and Al0.5CoCrFeMnNi（b） high entropy alloys［21］

熱變形過程中孿生變形也發揮著重要作用，其通常發生在層錯能較低的FCC 結構高熵合金中。Ming等［77］證實，Cr20Fe6Co34Ni34Mo6高熵合金中孿晶界能夠阻礙位錯運動，從而顯著提高高熵合金的應變硬化能力。Ma 等［67］指出，Al0.3CoCrFeNi 高熵合金B2 相可減少鄰近FCC 基體的層錯能，使變形孿晶易于在B2 和FCC 兩相交界處形核；而且發現，細晶合金具有比粗晶合金更多的相界，容易產生更多的變形孿晶。這樣一方面，可釋放相界處因局部位錯堆積造成的應力集中，降低晶內開裂的可能性，另一方面，能夠產生新的界面，減少位錯滑移的平均自由程，增加位錯容量，從而加強加工硬化速率和材料強度，因此變形孿晶提高了細晶Al0.3CoCrFeNi 高熵合金的強塑性。Jain 等［78］發現，Co-Cr-Fe-Ni-V 高熵合金在1273，1373 K 下以0.1 s-1和1073 K 下以10 s-1熱變形時出現變形孿晶，闡明變形孿晶一方面通過與原始晶粒形成新的界面，阻礙原始晶粒內位錯運動而提高材料強度，另一方面，減少原始晶粒內局部應變積累程度，從而有利于提高合金塑性。

4.2 再結晶機制

熱變形過程中再結晶細化晶粒主要有兩種機制：不連續動態再結晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX）和連續動態再結晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）。DDRX 是通過晶界彎弓形核和后續晶核長大形成再結晶晶粒的機制［79］。CDRX 是指熱變形產生的位錯在晶粒內部形成胞狀組織，隨后增加應變量形成亞晶，再通過亞晶旋轉使亞晶界取向差角度不斷增大形成大角度晶界，從而產生新晶粒［30］，其中該過程中再結晶形核和長大沒有明確的區別。

晶界彎弓是DDRX 發生的典型特征，由晶界彎弓形成的等軸再結晶晶粒和未再結晶變形組織所構成的項鏈組織是DDRX 發生后形成的典型組織。CoCrFeNiMn［11］，FeCoCrNi［26］，FeCrCuNi2Mn2［51］和FeCrCuMnNi［52］等3d 過渡金屬高熵合金熱變形時只發生DDRX。 此外，HfNbTaTiZr［57，71］和MoNbHf-ZrTi［19］難熔高熵合金也在熱變形過程中只發生DDRX，最終形成非均勻項鏈狀再結晶組織。

CDRX 是高熵合金熱變形過程中另一種重要的再結晶機制。Kim 等［20］揭示，Al0.5CoCrFeMnNi 高熵合金中硬質BCC 相可作為第二相，通過粒子激發形核（particle stimulated nucleation，PSN）誘導的CDRX 機制提供形核位置和細化FCC 基體。Jeong 等［22］闡明，Al0.7CoCrFeMnNi 高熵合金通過BCC 破碎形成小顆粒引起PSN 效應和BCC/FCC 界面產生局部大變形兩種方式發生CDRX。Wang 等［30］也指出，NiCoFe-CrAl0.7合金發生CDRX，并揭示了其演變過程，即依次出現無序位錯、胞狀結構、亞晶粒和動態再結晶（dynamic recrystallization，DRX）晶粒。

大多數情況下，高熵合金在不同熱變形條件會發生不同的再結晶機制，或者CDRX 和DDRX 同時發生。Khan 等［80］揭示，Al0.5Ti2Nb1Zr1W0.5高熵合金在1273 K 熱變形時同時發生DDRX 和CDRX。Wang等［16］闡明，Al0.6CoCrFeNi 高熵合金在950 ℃/0.1 s-1熱變形時，BCC 和FCC 中都存在小角度晶界向大角度晶界轉化的過程，表明該條件下CDRX 主要占優勢；1100 ℃/0.1 s-1熱變形時，BCC 相主要發生CDRX，而FCC 相存在大角度晶界和部分中角度晶界，表明DRV 和CDRX 同時發生在FCC 相中。Liu等［39］指出，MoNbTaTiV 高熵合金在低變形溫度和高應變速率條件下，局部嚴重的晶界畸變強烈釘扎位錯運動，限制晶界遷移并產生晶界彎弓現象，因此該條件下DDRX 是主要的再結晶機制；高變形溫度和低應變速率條件下，合金出現小角度晶界向中角度晶界的轉化，且中角度晶界進一步旋轉形成大角度晶界，因此該條件下CDRX 是主要再結晶機制，同時揭示了細小第二相可促進CDRX 發生，如圖5 所示。Wang 等［53］發現，NbZrTiTa 高熵合金熱變形時主要發生DDRX，但隨著變形溫度升高和應變速率降低，該高熵合金也發生CDRX，表現為變形晶粒內形成新的晶粒。

利用熱加工圖并結合微觀組織分析可以得到高熵合金熱加工時的安全區間，同時也可以有效判斷高熵合金的軟化機制。Patnamsetty 等［81］構建了CoCr-FeMnNi 高熵合金的熱加工圖，如圖6 所示，確定了不同類型再結晶機制的區域。Wang 等［36］構建了AlCr-CuFeNi 高熵合金的熱加工圖，通過功率耗散值和組織分析確定了不同熱變形條件下的再結晶機制。Jiang等［34］通過構建CoCrCu1.2FeNi 高熵合金的熱加工圖來確定不同的再結晶機制。

圖6 CoCrFeMnNi 高熵合金在應變量為0.6 時的熱加工圖［81］Fig.6 Processing diagram of CoCrFeMnNi high entropy alloys at strain of 0.6［81］

5 結束語

高熵合金的發展給材料理論、新型高性能材料研發和未來武器裝備開發帶來了顛覆性影響。本文綜述了高熵合金的熱變形行為，總結了表征高熵合金熱變形流變行為的本構關系以及流變應力預測模型，指出目前Arrhenius 模型應用較為廣泛，而ANN，ZA 和JC 等其他本構建模工作尚處于起步階段；歸納了目前已研究過的熱變形行為高熵合金及其涉及的熱變形條件，分別討論了FCC/FCC+BCC 結構和BCC 結構高熵合金在不同熱變形條件下的組織演變，闡述了高熵合金熱變形過程中的變形機制，討論了短程有序、第二相和晶粒尺寸等組織因素對高熵合金熱變形過程中位錯運動的影響，同時指出孿生變形和Al 元素添加所致的溶質拖曳蠕變在熱變形過程中也發揮著重要作用；揭示了高熵合金的再結晶機制，討論了以晶界彎弓為特征的DDRX 和以PSN 和局部大變形方式產生的CDRX，指出不同熱變形條件下會發生不同的再結晶機制（CDRX 和DDRX 或同時發生）；此外，認為利用熱加工圖并結合微觀組織分析的方法也可有效判斷高熵合金的再結晶機制。

作為新型材料體系，高熵合金越來越受到關注，已有越來越多的高熵合金被成功研發出來。目前已經在高熵合金成分、組織和性能方面建立了較為豐富的數據庫，但是在高熵合金熱變形方面的研究并不系統，還有很多需要解決的問題，具體體現在：

（1）基于高熵合金物理性質的本構關系

目前高熵合金仍沿用傳統合金的熱變形本構關系，缺少對高熵合金短程有序、晶格畸變等組織結構的定量表征，很難建立可靠的結構模型，無法構建起基于高熵合金物理性質的本構關系。因此，需要加強對高熵合金的基礎研究，建立起表征關鍵結構特征的原子結構模型。

（2）基于高熵合金結構特征的再結晶模型

目前關于高熵合金再結晶建模方面的研究報道較少，已有研究大多也是基于傳統合金的模型，缺少針對高熵合金的再結晶模型。因此，應該結合高熵合金的結構特征，通過適當引入結構因子或其他方式，建立適合高熵合金的再結晶模型。

（3）不同制備工藝條件下的熱變形研究

現有高熵合金的熱變形研究主要是針對熔鑄狀態合金開展的，而針對粉末冶金、噴射成形和激光增材制造等工藝制備的合金熱變形研究較少。因此，應系統開展多種制備工藝條件的熱變形研究，建立制備工藝與熱變形行為的關聯性。

（4）復雜載荷作用下的熱變形研究

相比于單軸載荷作用下的熱變形行為，面向工程應用的復雜載荷（如軋制、擠壓和鍛造）作用下的熱變形研究較少。應在單軸熱變形行為研究的基礎上，開展復雜載荷作用下的探索性研究，突破高熵合金關鍵制備工藝，制備出滿足工況條件、綜合性能優異的新型裝備高熵結構材料。