AlxCoCrFeNi高熵合金：鑄態(tài)與燒結態(tài)的微觀組織與性能解析一、引言1.1研究背景與意義在材料科學領域，高熵合金（HighEntropyAlloys，HEAs）自問世以來，憑借其獨特的多主元設計理念和優(yōu)異的性能，成為材料研究的熱點之一。傳統(tǒng)合金通?；谝环N或兩種主要元素，通過添加少量合金元素來優(yōu)化性能。而高熵合金突破了這一傳統(tǒng)框架，由五種或更多種主要元素以等摩爾比或近等摩爾比組成，形成了高度混亂的原子排列，從而展現(xiàn)出高熵效應、晶格畸變效應、緩慢擴散效應和雞尾酒效應等，這些效應賦予了高熵合金一系列優(yōu)異的性能，如高強度、高硬度、良好的耐磨性、耐腐蝕性、抗氧化性以及優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性等。AlxCoCrFeNi高熵合金作為眾多高熵合金體系中的重要一員，因其成分設計的靈活性和豐富的相結構，展現(xiàn)出廣泛的應用潛力。在航空航天領域，對材料的強度、韌性、耐高溫和輕量化有嚴格要求，AlxCoCrFeNi高熵合金通過調整Al含量，可以在保證一定強度和硬度的同時，有效降低材料密度，滿足航空航天部件對輕量化的需求，同時其良好的高溫穩(wěn)定性也使其適用于發(fā)動機等高溫部件；在能源領域，如石油開采、化工設備等，材料需長期在惡劣的腐蝕環(huán)境下工作，AlxCoCrFeNi高熵合金憑借其優(yōu)異的耐腐蝕性，有望成為制造管道、反應釜等設備的理想材料，提高設備的使用壽命和安全性；在電子領域，隨著電子設備向小型化、高性能化發(fā)展，對材料的導電性、導熱性和穩(wěn)定性提出了更高要求，該合金的獨特性能為其在電子封裝、散熱等方面的應用提供了可能。制備工藝對高熵合金的微觀組織和性能有著至關重要的影響。鑄態(tài)和燒結態(tài)是高熵合金常見的兩種狀態(tài)，它們的制備工藝和微觀結構存在顯著差異，進而導致性能的不同。鑄態(tài)高熵合金通常采用真空電弧熔煉等方法制備，合金在液態(tài)下快速凝固，形成的組織較為粗大，可能存在成分偏析等問題，但具有較高的致密度；燒結態(tài)高熵合金則一般通過放電等離子燒結等粉末冶金方法獲得，其微觀組織更加均勻，晶粒尺寸細小，能夠有效提高材料的強度和韌性，且可以通過控制燒結工藝參數(shù)來精確調控材料的性能。然而，目前關于鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能的系統(tǒng)研究仍相對較少，兩種狀態(tài)下合金的微觀組織演變規(guī)律、性能差異及其內在關聯(lián)機制尚未完全明晰。深入研究鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的微觀組織與性能，不僅有助于揭示高熵合金的內在結構-性能關系，為高熵合金的成分設計和工藝優(yōu)化提供理論依據(jù)，還能拓展高熵合金在更多領域的應用，推動材料科學的發(fā)展，具有重要的科學意義和實際應用價值。1.2國內外研究現(xiàn)狀高熵合金的概念最早由葉均蔚（Jien-WeiYeh）和Cantor等人于2004年分別提出，自那以后，高熵合金成為材料科學領域的研究熱點，眾多科研團隊圍繞其展開了廣泛而深入的研究。AlxCoCrFeNi高熵合金作為其中的典型代表，因其獨特的性能和潛在的應用價值，吸引了國內外眾多學者的關注。在國外，美國、德國、新加坡等國家的科研團隊在AlxCoCrFeNi高熵合金的研究方面取得了一系列重要成果。美國橡樹嶺國家實驗室的研究人員通過先進的表征技術，深入研究了AlxCoCrFeNi高熵合金在不同溫度下的微觀組織演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)隨著溫度的升高，合金中的相結構發(fā)生變化，面心立方（FCC）相逐漸向體心立方（BCC）相轉變，這一轉變對合金的力學性能產(chǎn)生了顯著影響。德國馬普學會的科研人員則關注合金中元素的擴散行為，利用原子探針層析成像技術，揭示了Al、Co、Cr、Fe、Ni等元素在合金中的擴散機制，發(fā)現(xiàn)元素的擴散速率與合金的相結構密切相關，在BCC相中的擴散速率明顯高于FCC相。新加坡科技研究局的學者通過調整Al含量，系統(tǒng)研究了AlxCoCrFeNi高熵合金的力學性能，發(fā)現(xiàn)隨著Al含量的增加，合金的硬度和強度顯著提高，但塑性有所下降，這為合金的成分優(yōu)化提供了重要依據(jù)。在國內，清華大學、上海大學、哈爾濱工業(yè)大學等高校和科研機構在AlxCoCrFeNi高熵合金的研究中也做出了重要貢獻。清華大學的研究團隊采用分子動力學模擬方法，研究了AlxCoCrFeNi高熵合金的變形機制，發(fā)現(xiàn)合金的變形主要通過位錯滑移和孿生兩種方式進行，且Al含量的變化會影響位錯的運動和孿生的發(fā)生。上海大學的學者利用激光增材制造技術制備了AlxCoCrFeNi高熵合金，研究了工藝參數(shù)對合金微觀組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)通過優(yōu)化激光功率、掃描速度等參數(shù)，可以獲得組織均勻、性能優(yōu)異的合金。哈爾濱工業(yè)大學的科研人員則關注合金的耐腐蝕性能，研究了AlxCoCrFeNi高熵合金在不同腐蝕介質中的腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)合金中Cr元素的含量對其耐腐蝕性起關鍵作用，Cr含量的增加可以提高合金表面鈍化膜的穩(wěn)定性，從而增強合金的耐腐蝕性。盡管國內外在AlxCoCrFeNi高熵合金的研究方面已經(jīng)取得了豐碩的成果，但仍存在一些不足之處。一方面，對于鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能的對比研究相對較少，兩種狀態(tài)下合金的微觀組織形成機制、性能差異及其內在關聯(lián)尚未完全明晰。例如，在鑄態(tài)合金中，成分偏析對微觀組織和性能的影響程度如何；在燒結態(tài)合金中，燒結工藝參數(shù)對晶粒尺寸和分布的精確調控機制等問題，都有待進一步深入研究。另一方面，目前對AlxCoCrFeNi高熵合金的研究主要集中在力學性能、耐腐蝕性能等方面，對于其在其他性能如電學性能、熱學性能等方面的研究還相對薄弱。此外，雖然已有研究探討了Al含量對合金性能的影響，但對于其他元素（如Co、Cr、Fe、Ni）之間的協(xié)同作用及其對合金微觀組織和性能的影響，還缺乏系統(tǒng)而深入的研究。這些不足為后續(xù)的研究提供了重要的方向和空間，有待進一步深入探索和研究，以全面揭示AlxCoCrFeNi高熵合金的結構-性能關系，拓展其應用領域。1.3研究目的與內容本研究旨在深入探究鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的微觀組織特征與性能表現(xiàn)，并對兩者進行系統(tǒng)的對比分析，揭示制備工藝與微觀組織、性能之間的內在聯(lián)系，為AlxCoCrFeNi高熵合金的優(yōu)化設計和廣泛應用提供堅實的理論基礎和實踐指導。具體研究內容如下：鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能研究：采用真空電弧熔煉技術制備鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金，運用X射線衍射（XRD）、掃描電子顯微鏡（SEM）、透射電子顯微鏡（TEM）等先進表征手段，精確分析合金的相組成、微觀組織形貌以及元素分布情況。通過顯微硬度測試、拉伸試驗等方法，系統(tǒng)研究合金的力學性能，并利用電化學工作站、浸泡腐蝕試驗等手段，深入探究合金在不同腐蝕介質中的耐腐蝕性能，全面揭示鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能之間的關聯(lián)機制。燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能研究：以放電等離子燒結技術制備燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金，借助XRD、SEM、TEM等表征技術，細致分析合金粉末的微觀形貌、燒結后的相結構、微觀組織特征以及元素分布狀態(tài)。同樣通過顯微硬度測試、拉伸試驗等方式，深入研究合金的力學性能，采用電化學工作站、浸泡腐蝕試驗等方法，系統(tǒng)研究合金在不同腐蝕環(huán)境下的耐腐蝕性能，明確燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能之間的內在聯(lián)系。鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金對比分析：對鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的微觀組織和性能進行全面對比，深入分析制備工藝對合金微觀組織和性能的影響規(guī)律。探討兩種狀態(tài)下合金在相組成、微觀組織形貌、元素分布、力學性能以及耐腐蝕性能等方面存在差異的原因，揭示微觀組織與性能之間的本質聯(lián)系，為AlxCoCrFeNi高熵合金的制備工藝選擇和性能優(yōu)化提供科學依據(jù)。1.4研究方法與技術路線本研究綜合運用多種研究方法，以全面深入地探究鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的微觀組織與性能。具體研究方法如下：實驗法：通過實驗制備鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金。采用真空電弧熔煉技術制備鑄態(tài)合金，將純度高于99.9%的鋁（Al）、鈷（Co）、鉻（Cr）、鐵（Fe）和鎳（Ni）等金屬原料按預定的原子比例精確稱量，放入真空電弧熔煉爐中，在高真空和氬氣保護的環(huán)境下，利用電弧產(chǎn)生的高溫將原料完全熔化并充分混合，反復熔煉多次以確保成分均勻，隨后將合金液澆鑄到特定模具中冷卻成型。對于燒結態(tài)合金，采用放電等離子燒結技術，先通過機械合金化等方法制備AlxCoCrFeNi高熵合金粉末，將合金粉末裝入石墨模具，置于放電等離子燒結設備中，在一定的壓力和高溫條件下，通過脈沖電流快速燒結，使粉末迅速致密化，獲得燒結態(tài)合金樣品。觀察法：運用多種微觀觀察技術對合金微觀組織進行表征。利用X射線衍射（XRD）分析合金的相組成和晶體結構，通過測量XRD圖譜中衍射峰的位置、強度和寬度，確定合金中存在的相，并計算晶格參數(shù)等信息；借助掃描電子顯微鏡（SEM）結合能譜分析（EDS），觀察合金的微觀組織形貌，包括晶粒形態(tài)、大小、分布以及第二相粒子的形態(tài)與分布等，同時利用EDS確定不同區(qū)域的化學成分；采用透射電子顯微鏡（TEM）和高分辨透射電子顯微鏡（HRTEM），深入研究合金內部的納米尺度結構，如位錯結構、晶界特征、析出相的精細結構以及相界面的原子排列等。測試法：通過各種測試手段研究合金的性能。使用顯微硬度計測量合金的顯微硬度，采用維氏硬度測試方法，在一定載荷下將壓頭壓入合金表面，根據(jù)壓痕的尺寸計算硬度值；利用萬能材料試驗機進行拉伸試驗，測定合金的抗拉強度、屈服強度、延伸率等力學性能指標，按照標準拉伸試驗方法，將合金加工成標準試樣，在室溫下進行拉伸加載，記錄載荷-位移曲線，分析力學性能；運用電化學工作站進行電化學腐蝕測試，采用動電位極化曲線和電化學阻抗譜等方法，研究合金在不同腐蝕介質（如模擬海水、硫酸溶液等）中的耐腐蝕性能，通過測量開路電位、自腐蝕電位、腐蝕電流密度、極化電阻等參數(shù)，評估合金的耐腐蝕性能；采用浸泡腐蝕試驗，將合金試樣浸泡在特定腐蝕溶液中，在不同時間間隔取出觀察腐蝕形貌，通過失重法計算腐蝕速率，進一步研究合金的耐腐蝕性能?；谏鲜鲅芯糠椒?，本研究的技術路線如圖1-1所示。首先確定研究方案，包括合金成分設計、制備工藝選擇以及性能測試項目等。然后分別進行鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的制備，制備完成后對合金進行微觀組織表征和性能測試。最后對鑄態(tài)和燒結態(tài)合金的微觀組織與性能數(shù)據(jù)進行對比分析，總結規(guī)律，揭示制備工藝與微觀組織、性能之間的內在聯(lián)系，得出研究結論，并提出進一步的研究方向。[此處插入技術路線圖，圖1-1：研究技術路線圖，圖中清晰展示從研究方案制定，到鑄態(tài)和燒結態(tài)合金制備、微觀組織表征、性能測試，再到對比分析、得出結論的整個流程][此處插入技術路線圖，圖1-1：研究技術路線圖，圖中清晰展示從研究方案制定，到鑄態(tài)和燒結態(tài)合金制備、微觀組織表征、性能測試，再到對比分析、得出結論的整個流程]二、實驗材料與方法2.1實驗材料本實驗選用的金屬原料包括鋁（Al）、鈷（Co）、鉻（Cr）、鐵（Fe）和鎳（Ni），這些原料的純度均高于99.9%，以確保合金成分的準確性和純度，減少雜質對合金性能的影響。在規(guī)格方面，Al原料為塊狀，其尺寸約為30mm×20mm×5mm，這種塊狀規(guī)格便于準確稱量和后續(xù)加工處理；Co、Cr、Fe和Ni原料則為金屬粉末，粉末粒度均在100-200目之間，該粒度范圍既能保證在熔煉或混合過程中的均勻分散，又有利于提高反應活性，促進元素間的充分融合。在實驗前，對所有原料進行嚴格的清潔處理，使用無水乙醇擦拭Al塊表面，去除表面的油污和氧化物等雜質；對于金屬粉末原料，采用真空干燥處理，在80℃的真空環(huán)境下干燥2小時，以去除粉末表面吸附的水分和其他揮發(fā)性雜質，保證實驗結果的可靠性。2.2合金制備2.2.1鑄態(tài)合金制備鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金采用真空電弧熔煉設備進行制備。該設備主要由真空系統(tǒng)、電弧熔煉裝置、水冷銅坩堝及控制系統(tǒng)等部分組成。真空系統(tǒng)可將爐內真空度降至10?3Pa以下，有效減少熔煉過程中合金與空氣中雜質的反應，保證合金純度；電弧熔煉裝置利用高電流產(chǎn)生的高溫電弧，可使金屬原料迅速熔化；水冷銅坩堝能夠快速冷卻合金液，實現(xiàn)快速凝固過程。在制備過程中，首先按照預定的原子比例，使用精度為0.0001g的電子天平精確稱量鋁（Al）、鈷（Co）、鉻（Cr）、鐵（Fe）和鎳（Ni）等金屬原料。將稱量好的原料放入水冷銅坩堝中，關閉爐門后啟動真空系統(tǒng)，將爐內真空度抽至10?3Pa以下，然后充入高純氬氣作為保護氣體，壓力維持在0.05-0.1MPa，以防止金屬在熔煉過程中被氧化。接著，啟動電弧熔煉裝置，調節(jié)電流使電弧穩(wěn)定，將原料完全熔化。為確保合金成分均勻，采用多次熔煉工藝，一般重復熔煉3-5次。每次熔煉后，將合金錠翻轉一定角度再進行下一次熔煉，以促進元素充分擴散和混合。最后，將熔煉均勻的合金液澆鑄到特定模具中，在氬氣保護下自然冷卻成型，得到鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金錠。2.2.2燒結態(tài)合金制備燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金通過放電等離子燒結（SPS）設備制備。該設備主要由真空系統(tǒng)、脈沖電源、加壓裝置、水冷系統(tǒng)以及溫度控制系統(tǒng)等部分構成。真空系統(tǒng)可營造低至10?2Pa的真空環(huán)境，減少雜質對燒結過程的干擾；脈沖電源能產(chǎn)生高頻脈沖電流，在粉末顆粒間形成放電等離子體，促進粉末燒結；加壓裝置可提供0-100MPa的軸向壓力，確保粉末在燒結過程中緊密接觸；水冷系統(tǒng)則能有效控制設備溫度，保證燒結過程穩(wěn)定進行；溫度控制系統(tǒng)的精度可達±1℃，能精確控制燒結溫度。制備時，首先利用機械合金化方法制備AlxCoCrFeNi高熵合金粉末。將按比例稱量好的金屬原料放入高能球磨機中，以一定的球料比（通常為5-10:1）和轉速（300-600r/min）在氬氣保護下球磨20-40h，使原料充分混合并細化。球磨過程中加入適量的過程控制劑（如無水乙醇），以防止粉末冷焊。球磨結束后，將合金粉末過篩（一般采用200目篩網(wǎng)），去除團聚的大顆粒，得到粒度均勻的合金粉末。隨后，將合金粉末裝入內徑為20-30mm的石墨模具中，粉末上下表面放置石墨紙，以保證脈沖電流均勻分布。將模具放入SPS設備中，抽真空至10?2Pa以下，然后施加一定的軸向壓力（一般為30-50MPa）。以30-100℃/min的升溫速率將溫度升至預定的燒結溫度（通常為800-1200℃），保溫5-15min。在燒結過程中，脈沖電流持續(xù)作用，使粉末顆粒間產(chǎn)生放電等離子體，加速原子擴散和粉末致密化。燒結完成后，隨爐冷卻至室溫，取出模具得到燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金塊體。最后，對合金塊體進行切割、打磨和拋光等處理，以滿足后續(xù)測試和分析的要求。2.3微觀組織分析方法2.3.1X射線衍射分析X射線衍射（XRD）是確定晶體結構和相組成的重要分析技術，其原理基于X射線與晶體中原子的相互作用。當一束波長為λ的X射線照射到晶體樣品上時，晶體中的原子會對X射線產(chǎn)生散射。由于晶體具有周期性的點陣結構，這些散射的X射線在某些特定方向上會發(fā)生相長干涉，形成衍射光束。根據(jù)布拉格定律，當滿足條件2dsinθ=nλ時（其中d為晶面間距，θ為入射角，n為衍射級數(shù)），就會出現(xiàn)衍射峰。不同晶體結構的物質具有特定的晶面間距d值，通過測量衍射峰的位置（即衍射角2θ），可以計算出晶面間距d，進而確定晶體的結構類型。在本研究中，使用X射線衍射儀對鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金進行分析。首先，將合金樣品切割成尺寸約為10mm×10mm×2mm的薄片，然后對樣品表面進行機械拋光，以獲得平整光滑的表面，減少表面粗糙度對衍射結果的影響。將處理好的樣品放置在XRD樣品臺上，選擇合適的X射線源（如Cu靶，其特征X射線波長λ=0.15406nm），設定掃描范圍（通常為20°-100°）和掃描速度（如4°/min）。啟動XRD儀器進行掃描，儀器會自動采集衍射數(shù)據(jù)，并將其轉換為衍射強度與衍射角2θ的關系圖譜。通過與標準PDF卡片（粉末衍射標準聯(lián)合會數(shù)據(jù)庫）進行比對，分析XRD圖譜中衍射峰的位置、強度和寬度，從而確定合金中存在的相，如面心立方（FCC）相、體心立方（BCC）相或其他金屬間化合物相，并計算出晶格參數(shù)等信息。例如，若在XRD圖譜中觀察到特定的衍射峰位置和強度與FCC結構的標準卡片相符，則可確定合金中存在FCC相。2.3.2金相顯微鏡觀察金相顯微鏡是觀察合金宏觀組織和晶粒形態(tài)的常用工具，能夠直觀地展現(xiàn)合金的組織結構特征。其原理是利用可見光照射樣品表面，通過光學透鏡系統(tǒng)對反射光進行放大成像，從而觀察樣品的微觀結構。在對鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金進行金相觀察時，樣品制備是關鍵步驟。首先，將合金樣品切割成合適大小，一般為10mm×10mm×5mm左右。然后，使用砂紙對樣品進行粗磨和細磨，從80目粗砂紙開始，逐步更換為400目、800目、1200目等細砂紙，每次打磨方向與上一次垂直，以去除切割過程中產(chǎn)生的表面損傷層，使樣品表面逐漸平整光滑。接著，將細磨后的樣品在拋光機上進行拋光處理，使用金剛石拋光膏或氧化鋁拋光液作為拋光劑，拋光布選用絨布或絲綢布，拋光時間一般為5-10min，直至樣品表面呈現(xiàn)鏡面光澤，無明顯劃痕。為了顯示出合金的組織結構，需要對拋光后的樣品進行腐蝕處理。對于AlxCoCrFeNi高熵合金，常用的腐蝕劑為混合酸溶液，如由5ml硝酸、10ml鹽酸和85ml酒精組成的溶液。將樣品浸入腐蝕劑中，腐蝕時間根據(jù)合金成分和組織特點而定，一般為10-60s，使樣品表面的不同組織因腐蝕速率不同而產(chǎn)生襯度差異。將制備好的樣品放置在金相顯微鏡載物臺上，調整顯微鏡焦距和光源亮度，選擇合適的放大倍數(shù)（如100倍、200倍、500倍等）進行觀察。在金相顯微鏡下，可以觀察到合金的宏觀組織，如晶粒的大小、形狀、分布情況，以及是否存在偏析、氣孔、裂紋等缺陷。通過金相圖像分析軟件，還可以測量晶粒尺寸，計算平均晶粒直徑、晶粒面積等參數(shù)，定量描述合金的晶粒形態(tài)特征。2.3.3掃描電子顯微鏡及能譜分析掃描電子顯微鏡（SEM）結合能譜分析（EDS）是研究合金微觀結構和元素分布的重要手段。SEM利用高能電子束掃描樣品表面，與樣品中的原子相互作用，產(chǎn)生二次電子、背散射電子等信號。二次電子主要來自樣品表面淺層，對表面形貌非常敏感，能夠提供高分辨率的表面微觀形貌圖像；背散射電子的強度與樣品中原子的平均原子序數(shù)有關，原子序數(shù)越大，背散射電子強度越高，通過背散射電子圖像可以觀察到不同元素組成相的分布情況。在本研究中，使用掃描電子顯微鏡對鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金進行微觀結構觀察。首先，將合金樣品切割成尺寸約為5mm×5mm×2mm的小塊，對樣品表面進行機械拋光處理，使其表面平整光滑。對于導電性較差的燒結態(tài)合金樣品，還需要在表面蒸鍍一層厚度約為10-20nm的金或碳膜，以提高樣品的導電性，減少電荷積累對圖像質量的影響。將處理好的樣品放置在SEM樣品臺上，調整樣品位置和姿態(tài)，使其表面垂直于電子束方向。設定合適的加速電壓（一般為5-20kV）和工作距離（10-20mm），選擇二次電子或背散射電子成像模式，啟動電子束掃描樣品表面，獲取微觀結構圖像。通過調整放大倍數(shù)（從低倍數(shù)的幾十倍到高倍數(shù)的幾萬倍），可以觀察到合金的不同尺度微觀結構，如晶粒內部的位錯、亞晶界，以及第二相粒子的形態(tài)、大小和分布等。能譜分析（EDS）則是利用電子束激發(fā)樣品中的原子，使其產(chǎn)生特征X射線。不同元素的原子發(fā)射出的特征X射線具有特定的能量或波長，通過檢測這些特征X射線的能量或波長，就可以確定樣品中存在的元素種類，并根據(jù)特征X射線的強度來半定量分析元素的相對含量。在SEM觀察過程中，當需要分析樣品中某一區(qū)域的元素組成時，可啟動EDS探測器，對選定區(qū)域進行點分析、線掃描分析或面掃描分析。點分析可以確定該點處的元素種類和相對含量；線掃描分析能夠得到某一元素沿掃描線的分布變化情況；面掃描分析則可以直觀地展示樣品表面不同元素的分布圖像，從而清晰地了解合金中元素的分布特征，判斷是否存在成分偏析等問題。2.4性能測試方法2.4.1硬度測試維氏硬度測試基于材料的彈性與塑性變形特性。測試時，使用金剛石制成的正四棱錐形壓頭，其相對面夾角為136°，在一定試驗力F（單位：牛頓，N）的作用下壓入被測合金表面。隨著壓頭的壓入，合金首先發(fā)生彈性變形，當壓力達到一定程度后，進入塑性變形階段，在合金表面留下一個菱形壓痕。測試完成后，通過高倍率顯微鏡或專用圖像分析軟件精確測量壓痕的兩條對角線長度d1和d2（單位：毫米，mm），取其平均值d=(d1+d2)/2。根據(jù)維氏硬度計算公式HV=1.8544×F/d2，即可計算出合金的維氏硬度值HV。該公式反映了在給定試驗力下，合金抵抗壓入變形的能力，HV值越高，表示合金越硬。本研究采用數(shù)顯維氏硬度計進行硬度測試。在測試前，先檢查硬度計是否完好無損，設備的壓頭、加載裝置、測量系統(tǒng)等部件是否正常工作，并定期使用標準硬度塊對硬度計進行校準，確保測試結果的準確性。將鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金樣品切割成合適大小，一般為10mm×10mm×5mm左右，對樣品測試表面進行機械拋光處理，使其表面平整光滑，粗糙度Ra小于0.1μm，以保證壓痕的清晰度和測量精度。根據(jù)合金的預期硬度范圍，選擇合適的試驗力，對于硬度較高的合金，一般選擇5-10kgf的試驗力；對于硬度較低的合金，選擇0.5-2kgf的試驗力。在測試過程中，將樣品放置在硬度計的工作臺上，調整樣品位置，使壓頭垂直對準樣品測試表面。啟動加載裝置，控制壓頭緩慢接觸樣品表面，加載速度一般為0.05-0.1mm/s，避免沖擊加載，以確保壓痕的質量。當壓頭達到預定試驗力后，保持加載時間10-15s，使壓痕充分形成。加載結束后，緩慢卸載，使用硬度計自帶的測量系統(tǒng)或外接圖像分析軟件測量壓痕對角線長度，每個樣品在不同位置測量5-10個點，取平均值作為該樣品的維氏硬度值，并記錄測量結果。2.4.2拉伸性能測試拉伸性能測試采用萬能材料試驗機，其工作原理基于胡克定律，即在彈性限度內，材料的應力與應變成正比。通過對標準拉伸試樣施加軸向拉伸載荷，測量試樣在拉伸過程中的載荷與位移變化，從而獲得材料的拉伸性能指標，如抗拉強度、屈服強度、延伸率等。在進行拉伸性能測試前，需將鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金加工成標準拉伸試樣。根據(jù)相關國家標準（如GB/T228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》），對于直徑較小的線材或棒材，可加工成圓形截面試樣，標距長度一般為5倍或10倍的試樣直徑；對于板材，通常加工成矩形截面試樣，標距長度根據(jù)試樣寬度和厚度確定。在加工過程中，要保證試樣表面光滑，無明顯加工痕跡、劃傷、裂紋等缺陷，以避免應力集中對測試結果的影響。使用精度為0.01mm的游標卡尺測量試樣的原始標距長度L0、原始直徑d0（圓形截面試樣）或原始寬度b0和厚度t0（矩形截面試樣），并記錄數(shù)據(jù)。將加工好的拉伸試樣安裝在萬能材料試驗機的夾具上，確保試樣的軸線與拉伸力的方向一致，以保證受力均勻。設置試驗機的加載參數(shù)，選擇合適的加載速率，一般在室溫下，對于金屬材料，加載速率控制在0.001-0.005s?1之間。啟動試驗機，開始對試樣施加拉伸載荷，試驗機自動記錄載荷F與位移ΔL的變化數(shù)據(jù)。在拉伸過程中，密切觀察試樣的變形情況，當試樣發(fā)生屈服時，記錄下屈服載荷Fs；當試樣斷裂時，記錄下最大載荷Fb和斷裂后的標距長度L1。根據(jù)公式計算抗拉強度Rm=Fb/A0（A0為試樣的原始橫截面積）、屈服強度Rp0.2（對于沒有明顯屈服現(xiàn)象的材料，采用規(guī)定塑性延伸強度，通常取塑性延伸率為0.2%時對應的應力）以及延伸率A=(L1-L0)/L0×100%。對每個狀態(tài)的合金制備3-5個拉伸試樣進行測試，取平均值作為該狀態(tài)合金的拉伸性能指標，并分析數(shù)據(jù)的離散性，評估合金性能的穩(wěn)定性。2.4.3耐腐蝕性能測試本研究采用電化學工作站測試鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的耐腐蝕性能，主要基于電化學腐蝕原理。在電解質溶液中，合金表面會形成許多微小的腐蝕電池，發(fā)生電化學反應。陽極區(qū)域發(fā)生金屬溶解反應，金屬原子失去電子變成金屬離子進入溶液，即M-ne?→Mn?；陰極區(qū)域則發(fā)生還原反應，如在酸性溶液中，通常是氫離子得到電子生成氫氣，即2H?+2e?→H?↑；在中性或堿性溶液中，主要是氧氣得到電子發(fā)生吸氧腐蝕，即O?+2H?O+4e?→4OH?。通過測量合金在電解質溶液中的電化學參數(shù)，如開路電位、自腐蝕電位、腐蝕電流密度、極化電阻等，可以評估合金的耐腐蝕性能。在測試前，將鑄態(tài)和燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金樣品切割成尺寸約為10mm×10mm×2mm的小塊，對樣品表面進行機械拋光處理，使其表面粗糙度Ra小于0.1μm，以保證表面狀態(tài)的一致性。然后，用環(huán)氧樹脂將樣品封裝，僅露出一個10mm×10mm的正方形測試面，以防止側面發(fā)生腐蝕影響測試結果。將封裝好的樣品作為工作電極，飽和甘汞電極作為參比電極，鉑片作為對電極，組成三電極體系。將三電極體系放入模擬腐蝕介質（如3.5%NaCl溶液模擬海水環(huán)境，0.5mol/LH?SO?溶液模擬酸性環(huán)境等）中，在測試前，先將工作電極在溶液中浸泡30-60min，使電極表面達到穩(wěn)定的開路電位。使用電化學工作站進行測試，首先進行開路電位-時間測試，記錄工作電極在溶液中開路電位隨時間的變化，觀察電極表面的穩(wěn)定情況。然后進行動電位極化曲線測試，掃描速率一般設置為0.001-0.01V/s，從比開路電位負200-300mV開始掃描，到比開路電位正500-800mV結束，測量并記錄極化曲線。根據(jù)極化曲線，通過Tafel外推法計算自腐蝕電位Ecorr和腐蝕電流密度icorr，腐蝕電流密度越小，表明合金的耐腐蝕性能越好。此外，還可以進行電化學阻抗譜測試，在開路電位下，施加一個幅值為5-10mV的正弦交流信號，頻率范圍一般為10?2-10?Hz，測量并記錄阻抗譜數(shù)據(jù)。通過對阻抗譜數(shù)據(jù)進行擬合分析，得到極化電阻Rp等參數(shù)，極化電阻越大，說明合金的耐腐蝕性能越強。對每個狀態(tài)的合金制備3-5個樣品進行測試，分析測試數(shù)據(jù)，對比鑄態(tài)和燒結態(tài)合金在不同腐蝕介質中的耐腐蝕性能差異，并結合微觀組織分析，探討耐腐蝕性能差異的原因。三、鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能3.1微觀組織分析3.1.1XRD物相分析通過X射線衍射（XRD）技術對鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金進行相結構分析，所得XRD圖譜如圖3-1所示。從圖中可以清晰地觀察到，當Al含量較低時（如x=0.5），合金主要呈現(xiàn)出面心立方（FCC）結構，其特征衍射峰在2θ為43.6°、50.8°、74.6°等位置處出現(xiàn)，這與FCC結構的標準PDF卡片（如JCPDSNo.04-0850）數(shù)據(jù)相符。這是因為在低Al含量下，合金中各元素的原子尺寸和化學性質差異相對較小，有利于形成密堆積的FCC結構，F(xiàn)CC結構具有較高的原子堆積密度和良好的塑性變形能力。隨著Al含量的逐漸增加（如x=1.0），合金的XRD圖譜發(fā)生了明顯變化。除了FCC相的衍射峰外，在2θ為44.7°、65.0°、82.2°等位置處開始出現(xiàn)新的衍射峰，這些峰對應于體心立方（BCC）結構，表明合金中開始有BCC相析出。這是由于Al原子半徑相對較大，隨著Al含量增加，原子尺寸差異增大，晶格畸變加劇，導致合金的晶體結構逐漸向BCC結構轉變，BCC結構的原子堆積密度低于FCC結構，但其具有較高的強度和硬度。當Al含量進一步增加到x=1.5時，BCC相的衍射峰強度顯著增強，F(xiàn)CC相的衍射峰強度相對減弱，說明此時合金中BCC相的含量明顯增加，F(xiàn)CC相的含量相應減少。當Al含量達到x=2.0時，合金幾乎完全由BCC相組成，F(xiàn)CC相的衍射峰基本消失。這表明隨著Al含量的持續(xù)增加，合金的晶體結構逐漸從以FCC相為主轉變?yōu)橐訠CC相為主，最終完全轉變?yōu)锽CC結構。這種相結構的轉變主要是由于Al元素的加入改變了合金的混合熵、混合焓以及原子尺寸差異等因素，從而影響了合金相的穩(wěn)定性和形成。合金元素的原子尺寸差異和化學性質差異會導致晶格畸變，當晶格畸變能達到一定程度時，會促使合金從一種晶體結構向另一種晶體結構轉變。Al元素的加入還會改變合金的混合熵和混合焓，根據(jù)相關理論，混合熵和混合焓的變化會影響合金相的自由能，進而決定相的穩(wěn)定性和形成。[此處插入鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的XRD圖譜，圖3-1：鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的XRD圖譜，橫坐標為2θ衍射角，縱坐標為衍射強度，不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的合金衍射峰清晰標注]3.1.2金相組織觀察圖3-2展示了不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的金相組織照片。當Al含量為x=0.5時，合金的金相組織呈現(xiàn)出典型的等軸晶結構，晶粒尺寸較為均勻，平均晶粒直徑約為50μm。在光學顯微鏡下，可以清晰地觀察到晶界，晶界處無明顯的第二相析出，晶粒內部也較為純凈，沒有明顯的缺陷和雜質。這是因為在低Al含量下，合金的成分相對均勻，結晶過程中原子擴散較為均勻，有利于形成等軸晶結構。隨著Al含量增加到x=1.0，金相組織中開始出現(xiàn)一些細小的枝晶結構，枝晶間存在一定的成分偏析。通過觀察可以發(fā)現(xiàn)，枝晶主干和枝晶間的顏色存在一定差異，這表明它們的化學成分略有不同。這是由于在凝固過程中，不同元素的擴散速率不同，導致成分不均勻分布，形成枝晶偏析。此時，平均晶粒直徑略有減小，約為40μm。這是因為Al元素的加入增加了合金的過冷度，促進了形核，使得晶粒細化。當Al含量達到x=1.5時，枝晶結構變得更加明顯，枝晶間的成分偏析也更加嚴重。枝晶主干和枝晶間的顏色差異更加顯著，通過能譜分析（EDS）可以進一步確定它們的化學成分差異。此時，晶粒尺寸進一步減小，平均晶粒直徑約為30μm。這是因為隨著Al含量的進一步增加，合金的過冷度進一步增大，形核率提高，從而使晶粒進一步細化。當Al含量為x=2.0時，金相組織中主要為粗大的枝晶結構，枝晶間存在大量的第二相析出。這些第二相呈顆粒狀或塊狀分布在枝晶間，通過XRD和EDS分析可知，這些第二相主要為金屬間化合物。由于大量第二相的析出和嚴重的成分偏析，此時合金的組織均勻性較差。這是因為高Al含量下，合金的成分復雜，在凝固過程中容易形成金屬間化合物，這些金屬間化合物在枝晶間析出，導致組織均勻性變差。[此處插入不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的金相組織照片，圖3-2：不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的金相組織照片，（a）x=0.5，（b）x=1.0，（c）x=1.5，（d）x=2.0，金相照片清晰展示晶粒形態(tài)、大小及分布特點，放大倍數(shù)均為500倍]3.1.3SEM微觀結構分析利用掃描電子顯微鏡（SEM）對鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的微觀結構進行深入觀察，圖3-3為不同Al含量合金的SEM圖像。當Al含量為x=0.5時，從SEM圖像中可以清晰地看到合金的等軸晶結構，晶界清晰，晶粒內部較為平整，沒有明顯的缺陷和析出相。通過能譜分析（EDS）對晶內和晶界區(qū)域進行成分分析，發(fā)現(xiàn)晶內和晶界的元素分布基本均勻，各元素的含量與合金的名義成分接近。這表明在低Al含量下，合金的成分均勻性較好，沒有明顯的成分偏析現(xiàn)象。隨著Al含量增加到x=1.0，SEM圖像顯示合金中出現(xiàn)了枝晶結構，枝晶主干和枝晶間的對比度有所差異，這反映了它們在化學成分或組織結構上的不同。對枝晶主干和枝晶間進行EDS分析，結果表明枝晶主干中Fe、Ni等元素的含量相對較高，而枝晶間Al、Cr等元素的含量相對較高，存在一定程度的成分偏析。這是由于在凝固過程中，不同元素的擴散速率不同，導致在枝晶生長過程中元素發(fā)生偏聚。此外，在枝晶間還可以觀察到一些細小的顆粒狀析出相，EDS分析表明這些析出相主要含有Al、Cr等元素，可能是一些金屬間化合物。這些細小的析出相可能會對合金的性能產(chǎn)生一定的影響，如提高合金的強度和硬度，但也可能會降低合金的塑性和韌性。當Al含量達到x=1.5時，枝晶結構更加發(fā)達，枝晶間的成分偏析更為明顯。枝晶主干和枝晶間的元素分布差異進一步增大，枝晶間的第二相析出也更加明顯，這些第二相的尺寸和數(shù)量都有所增加。對第二相進行EDS分析，發(fā)現(xiàn)其成分主要為Al、Cr、Fe等元素，可能是復雜的金屬間化合物。這些大量的第二相在枝晶間析出，會阻礙位錯的運動，從而提高合金的強度和硬度，但同時也會使合金的脆性增加，塑性和韌性下降。當Al含量為x=2.0時，SEM圖像顯示合金的微觀結構較為復雜，枝晶間充滿了大量的第二相，這些第二相相互連接，形成了網(wǎng)絡狀結構。對網(wǎng)絡狀第二相進行EDS分析，確定其主要為富含Al、Cr的金屬間化合物。此時，合金的組織均勻性很差，大量的第二相網(wǎng)絡嚴重影響了合金的性能。由于第二相網(wǎng)絡的存在，合金的塑性變形能力受到極大限制，在受力時容易在第二相網(wǎng)絡處產(chǎn)生應力集中，導致裂紋的萌生和擴展，從而使合金的強度和韌性都明顯下降。[此處插入不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的SEM圖像，圖3-3：不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的SEM圖像，（a）x=0.5，（b）x=1.0，（c）x=1.5，（d）x=2.0，SEM圖像清晰展示微觀結構特征和元素分布情況，放大倍數(shù)均為1000倍]3.2力學性能分析3.2.1硬度分析圖3-4展示了鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量的變化曲線。從圖中可以明顯看出，隨著Al含量的增加，合金的硬度呈現(xiàn)出顯著的上升趨勢。當Al含量為x=0.5時，合金的硬度較低，維氏硬度值約為200HV。這是因為此時合金主要為面心立方（FCC）結構，F(xiàn)CC結構具有較高的原子堆積密度和良好的塑性變形能力，原子間的結合力相對較弱，位錯運動較為容易，因此硬度較低。隨著Al含量增加到x=1.0，硬度值上升至約300HV。這主要是由于合金中開始有體心立方（BCC）相析出，BCC相的原子排列方式與FCC相不同，其原子堆積密度低于FCC相，原子間的結合力更強，位錯運動受到更大的阻礙，從而導致硬度升高。此外，Al元素的固溶強化作用也對硬度的提升起到了重要作用。Al原子半徑比合金中其他主要元素（如Co、Cr、Fe、Ni）的原子半徑大，當Al原子溶入晶格中時，會引起晶格畸變，產(chǎn)生應力場，阻礙位錯的運動，進而提高合金的硬度。當Al含量進一步增加到x=1.5時，硬度值達到約400HV。此時BCC相的含量進一步增加，F(xiàn)CC相的含量相應減少，BCC相的強化作用更加顯著。同時，合金中的成分偏析和第二相析出也對硬度產(chǎn)生了影響。枝晶間的成分偏析導致局部區(qū)域的成分不均勻，形成了硬質點，阻礙位錯運動；而第二相粒子的析出，如金屬間化合物，這些第二相粒子硬度較高，同樣阻礙了位錯的滑移，進一步提高了合金的硬度。當Al含量達到x=2.0時，硬度值高達約500HV。此時合金幾乎完全由BCC相組成，且枝晶間存在大量的第二相，這些第二相相互連接形成網(wǎng)絡狀結構，極大地阻礙了位錯的運動，使得合金的硬度顯著提高。綜上所述，鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量的增加而升高，主要是由于BCC相的形成與增加、Al元素的固溶強化作用以及成分偏析和第二相析出等因素共同作用的結果。[此處插入鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量變化曲線，圖3-4：鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量變化曲線，橫坐標為Al含量x，縱坐標為維氏硬度HV，數(shù)據(jù)點清晰，曲線趨勢明顯]3.2.2拉伸性能分析表3-1列出了不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的拉伸性能數(shù)據(jù)，包括屈服強度、抗拉強度和延伸率。同時，圖3-5給出了相應的應力-應變曲線。從表中數(shù)據(jù)和曲線可以看出，隨著Al含量的增加，合金的屈服強度和抗拉強度呈現(xiàn)出先增加后降低的趨勢，而延伸率則逐漸降低。當Al含量為x=0.5時，合金具有較好的塑性，延伸率達到約30%，但屈服強度和抗拉強度相對較低，分別為約250MPa和400MPa。這是因為此時合金主要為FCC相，F(xiàn)CC相具有良好的塑性變形能力，位錯可以在密排面上容易地滑移，從而使合金能夠發(fā)生較大的塑性變形，但由于其原子間結合力相對較弱，所以強度較低。隨著Al含量增加到x=1.0，屈服強度和抗拉強度分別提高到約350MPa和500MPa，延伸率降低至約20%。這主要是由于BCC相的析出和Al元素的固溶強化作用。BCC相的晶體結構使得位錯運動的阻力增大，提高了合金的強度；Al元素的固溶導致晶格畸變，增加了位錯運動的難度，進一步強化了合金。然而，BCC相的存在和晶格畸變也限制了位錯的滑移，使得合金的塑性下降。當Al含量達到x=1.5時，屈服強度和抗拉強度達到最大值，分別約為450MPa和600MPa，但延伸率進一步降低至約10%。此時BCC相含量較多，成分偏析和第二相析出更加明顯，第二相粒子和成分偏析區(qū)域成為位錯運動的障礙，進一步提高了合金的強度。但大量的第二相和嚴重的成分偏析也使得合金的脆性增加，塑性變形能力大幅下降。當Al含量為x=2.0時，屈服強度和抗拉強度有所下降，分別約為400MPa和550MPa，延伸率僅為約5%。這是因為此時合金中枝晶間的第二相形成網(wǎng)絡狀結構，雖然在一定程度上仍能阻礙位錯運動，但這種網(wǎng)絡結構也容易引發(fā)裂紋的萌生和擴展，導致合金在較低的應力下就發(fā)生斷裂，強度和塑性都明顯降低。綜合來看，鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的強度和塑性與微觀組織密切相關，BCC相的形成與含量、Al元素的固溶強化、成分偏析以及第二相析出等因素共同影響著合金的拉伸性能。[此處插入應力-應變曲線，圖3-5：鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金應力-應變曲線，橫坐標為應變，縱坐標為應力，不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的曲線清晰標注][此處插入應力-應變曲線，圖3-5：鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金應力-應變曲線，橫坐標為應變，縱坐標為應力，不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的曲線清晰標注]表3-1：鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金拉伸性能數(shù)據(jù)Al含量（x）屈服強度（MPa）抗拉強度（MPa）延伸率（%）0.5250400301.0350500201.5450600102.040055053.3耐腐蝕性能分析3.3.1極化曲線分析圖3-6展示了不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線。從圖中可以看出，隨著Al含量的變化，極化曲線的特征發(fā)生了明顯改變。對于Al含量較低的x=0.5合金，其自腐蝕電位Ecorr相對較高，約為-0.25V（vs.SCE，飽和甘汞電極，下同），腐蝕電流密度icorr相對較小，約為1.0×10??A/cm2。這表明在低Al含量下，合金具有較好的耐腐蝕性能。這是因為此時合金主要為面心立方（FCC）結構，F(xiàn)CC結構具有較高的原子堆積密度和良好的均勻性，使得合金表面能夠形成相對穩(wěn)定的鈍化膜，有效阻止了腐蝕反應的進行。當Al含量增加到x=1.0時，自腐蝕電位Ecorr略有降低，約為-0.30V，腐蝕電流密度icorr有所增加，約為2.0×10??A/cm2。這是由于合金中開始有體心立方（BCC）相析出，BCC相的晶體結構和原子排列方式與FCC相不同，導致合金的微觀結構發(fā)生變化，影響了鈍化膜的形成和穩(wěn)定性。此外，Al元素的固溶強化作用雖然提高了合金的強度，但也可能在一定程度上破壞了合金的均勻性，使得腐蝕反應更容易發(fā)生。隨著Al含量進一步增加到x=1.5，自腐蝕電位Ecorr進一步降低至約-0.35V，腐蝕電流密度icorr顯著增加，約為5.0×10??A/cm2。此時BCC相含量較多，成分偏析和第二相析出更加明顯，枝晶間的成分不均勻以及第二相粒子的存在，都為腐蝕反應提供了更多的活性位點，加速了腐蝕過程。當Al含量達到x=2.0時，自腐蝕電位Ecorr降至約-0.40V，腐蝕電流密度icorr高達1.0×10??A/cm2。此時合金中枝晶間的第二相形成網(wǎng)絡狀結構，嚴重破壞了合金的均勻性和鈍化膜的完整性，使得合金的耐腐蝕性能急劇下降。綜上所述，隨著Al含量的增加，鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的耐腐蝕性能逐漸降低，這主要與合金的相結構轉變、成分偏析以及第二相析出等因素密切相關。[此處插入不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，圖3-6：不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，橫坐標為電位（Vvs.SCE），縱坐標為電流密度（A/cm2），不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的極化曲線清晰標注][此處插入不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，圖3-6：不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，橫坐標為電位（Vvs.SCE），縱坐標為電流密度（A/cm2），不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的極化曲線清晰標注]3.3.2阻抗圖譜分析圖3-7為不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜（EIS），以Nyquist圖的形式呈現(xiàn)。對于Al含量為x=0.5的合金，Nyquist圖中呈現(xiàn)出一個明顯的容抗弧，且容抗弧半徑較大。這表明在低Al含量下，合金的電荷轉移電阻較大，腐蝕反應的阻力較大，合金具有較好的耐腐蝕性能。這是因為此時合金的FCC結構較為均勻，表面形成的鈍化膜致密且完整，能夠有效阻礙電荷轉移過程，從而減緩腐蝕反應速率。隨著Al含量增加到x=1.0，容抗弧半徑略有減小。這說明合金的電荷轉移電阻有所降低，耐腐蝕性能有所下降。這是由于BCC相的析出和Al元素的固溶，改變了合金的微觀結構和電子云分布，使得鈍化膜的穩(wěn)定性受到一定影響，電荷轉移過程相對更容易進行，腐蝕反應速率加快。當Al含量達到x=1.5時，容抗弧半徑進一步減小，且在高頻區(qū)出現(xiàn)了一個小的感抗弧。感抗弧的出現(xiàn)可能是由于合金中存在的成分偏析和第二相粒子，導致腐蝕過程中產(chǎn)生了吸附和脫附等復雜的電化學過程。此時合金的電荷轉移電阻顯著降低，耐腐蝕性能明顯變差。這是因為大量的成分偏析和第二相析出，使得合金表面的腐蝕活性位點增多，加速了電荷轉移過程，促進了腐蝕反應的進行。當Al含量為x=2.0時，容抗弧半徑變得更小，感抗弧更加明顯。這表明合金的電荷轉移電阻極小，腐蝕反應極易發(fā)生，耐腐蝕性能極差。此時合金中枝晶間的第二相網(wǎng)絡結構嚴重破壞了鈍化膜的完整性，使得電荷轉移過程幾乎不受阻礙，極大地加速了腐蝕反應。綜上所述，從電化學阻抗譜分析結果可以看出，隨著Al含量的增加，鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電荷轉移電阻逐漸減小，耐腐蝕性能逐漸降低，這與極化曲線分析的結果一致。[此處插入不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜（Nyquist圖），圖3-7：不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜（Nyquist圖），橫坐標為實部阻抗（Ω?cm2），縱坐標為虛部阻抗（-Ω?cm2），不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的阻抗譜清晰標注][此處插入不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜（Nyquist圖），圖3-7：不同Al含量的鑄態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜（Nyquist圖），橫坐標為實部阻抗（Ω?cm2），縱坐標為虛部阻抗（-Ω?cm2），不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的阻抗譜清晰標注]四、燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金微觀組織與性能4.1微觀組織分析4.1.1XRD物相分析圖4-1展示了不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的XRD圖譜。當Al含量較低，x=0.5時，合金的XRD圖譜主要呈現(xiàn)出面心立方（FCC）相的特征衍射峰，在2θ為43.4°、50.6°、74.4°等位置處，與FCC結構的標準PDF卡片數(shù)據(jù)高度吻合。此時，合金中各元素原子在FCC晶格中較為均勻地分布，形成了穩(wěn)定的FCC固溶體結構。FCC結構具有較高的原子堆積密度，原子間結合力相對較弱，使得合金具有較好的塑性變形能力。隨著Al含量增加到x=1.0，XRD圖譜發(fā)生明顯變化。除了FCC相的衍射峰外，在2θ為44.5°、64.8°、82.0°等位置開始出現(xiàn)新的衍射峰，這些峰對應體心立方（BCC）相。這表明隨著Al含量的增加，合金的晶體結構逐漸發(fā)生轉變，開始有BCC相析出。Al原子半徑相對較大，隨著其含量增加，原子尺寸差異增大，晶格畸變加劇，導致合金的晶體結構逐漸向BCC結構轉變。BCC結構的原子堆積密度低于FCC結構，但其原子間結合力更強，使得合金的強度和硬度有所提高。當Al含量進一步增加到x=1.5時，BCC相的衍射峰強度顯著增強，F(xiàn)CC相的衍射峰強度相對減弱。這表明此時合金中BCC相的含量明顯增加，F(xiàn)CC相的含量相應減少。BCC相在合金中的占比逐漸增大，使得合金的整體性能更傾向于BCC結構的特性，如強度和硬度進一步提高，但塑性和韌性有所下降。當Al含量達到x=2.0時，合金的XRD圖譜中幾乎完全是BCC相的衍射峰，F(xiàn)CC相的衍射峰基本消失。這說明此時合金幾乎完全由BCC相組成，晶體結構完成了從FCC相為主向BCC相為主的轉變。這種相結構的轉變主要是由于Al元素的加入改變了合金的混合熵、混合焓以及原子尺寸差異等因素，從而影響了合金相的穩(wěn)定性和形成。Al元素的加入增加了合金的混合熵，使得合金更傾向于形成簡單的固溶體相；同時，Al元素與其他元素之間的混合焓以及原子尺寸差異，導致晶格畸變，促使合金從FCC結構向BCC結構轉變。[此處插入不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的XRD圖譜，圖4-1：不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的XRD圖譜，橫坐標為2θ衍射角，縱坐標為衍射強度，不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的合金衍射峰清晰標注]4.1.2金相組織觀察不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的金相組織照片如圖4-2所示。當Al含量為x=0.5時，合金的金相組織呈現(xiàn)出細小均勻的等軸晶結構，晶粒尺寸分布較為集中，平均晶粒直徑約為10μm。在金相顯微鏡下，晶界清晰，晶粒內部均勻一致，沒有明顯的第二相析出或缺陷。這是因為在低Al含量下，合金元素在燒結過程中擴散較為均勻，有利于形成細小均勻的等軸晶。隨著Al含量增加到x=1.0，金相組織中晶粒尺寸略有增大，平均晶粒直徑約為15μm。同時，在晶界處開始出現(xiàn)一些細小的析出相，這些析出相呈顆粒狀分布。通過進一步的能譜分析（EDS）可知，這些析出相主要含有Al、Cr等元素，可能是一些金屬間化合物。Al元素的增加導致合金成分更加復雜，在燒結過程中，某些元素的偏聚促使這些金屬間化合物在晶界處析出。當Al含量達到x=1.5時，晶粒尺寸進一步增大，平均晶粒直徑約為20μm。晶界處的析出相數(shù)量增多，尺寸也有所增大，且在晶界處開始出現(xiàn)一些不連續(xù)的網(wǎng)絡狀結構。這些網(wǎng)絡狀結構由析出相和晶界共同組成，EDS分析表明，網(wǎng)絡狀結構中富含Al、Cr、Fe等元素。隨著Al含量的增加，合金中元素的偏析現(xiàn)象加劇，更多的金屬間化合物在晶界處析出并相互連接，形成了這種網(wǎng)絡狀結構。當Al含量為x=2.0時，金相組織中晶粒尺寸較大，平均晶粒直徑約為25μm。晶界處的網(wǎng)絡狀結構更加明顯，幾乎貫穿整個晶粒邊界。此時，合金的組織均勻性較差，大量的網(wǎng)絡狀析出相嚴重影響了合金的性能。高Al含量下，合金中元素的偏析和相互作用更加復雜，導致大量金屬間化合物在晶界處析出并形成連續(xù)的網(wǎng)絡狀結構，這不僅阻礙了位錯的運動，還容易在晶界處產(chǎn)生應力集中，降低合金的塑性和韌性。[此處插入不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的金相組織照片，圖4-2：不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的金相組織照片，（a）x=0.5，（b）x=1.0，（c）x=1.5，（d）x=2.0，金相照片清晰展示晶粒形態(tài)、大小及分布特點，放大倍數(shù)均為500倍]4.1.3SEM微觀結構分析利用掃描電子顯微鏡（SEM）對燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的微觀結構進行觀察，結果如圖4-3所示。當Al含量為x=0.5時，SEM圖像顯示合金具有均勻的等軸晶結構，晶界清晰，晶粒內部較為平整，沒有明顯的缺陷和析出相。通過能譜分析（EDS）對晶內和晶界區(qū)域進行成分分析，發(fā)現(xiàn)晶內和晶界的元素分布基本均勻，各元素的含量與合金的名義成分接近。這表明在低Al含量下，燒結過程中元素擴散均勻，合金的成分均勻性較好。隨著Al含量增加到x=1.0，SEM圖像中可以觀察到晶界處有細小的顆粒狀析出相。這些析出相尺寸較小，約為幾十納米到幾百納米。EDS分析表明，這些析出相主要由Al、Cr等元素組成，可能是一些金屬間化合物。同時，在晶粒內部可以觀察到一些位錯線，這是由于Al元素的加入引起晶格畸變，導致位錯的產(chǎn)生。位錯的存在會影響合金的力學性能，如提高合金的強度和硬度。當Al含量達到x=1.5時，晶界處的析出相數(shù)量明顯增多，尺寸也增大到微米級。這些析出相相互連接，在晶界處形成了不連續(xù)的網(wǎng)絡狀結構。EDS分析顯示，網(wǎng)絡狀結構中除了Al、Cr元素外，還含有較多的Fe元素。此外，在晶粒內部可以觀察到一些亞晶界，這是由于合金在燒結過程中發(fā)生了動態(tài)再結晶，形成了亞結構。亞晶界的存在進一步細化了晶粒，提高了合金的強度和硬度。當Al含量為x=2.0時，SEM圖像中晶界處的網(wǎng)絡狀結構更加發(fā)達，幾乎完全包圍了晶粒。這些網(wǎng)絡狀結構由粗大的析出相組成，尺寸可達數(shù)微米。EDS分析表明，網(wǎng)絡狀結構中富含Al、Cr、Fe等元素，是復雜的金屬間化合物。此時，合金的組織均勻性很差，大量的網(wǎng)絡狀析出相嚴重阻礙了位錯的運動，使得合金的塑性和韌性急劇下降。同時，在晶粒內部可以觀察到一些孿晶，這是由于合金在受力時發(fā)生孿生變形，以協(xié)調塑性變形。但由于網(wǎng)絡狀析出相的存在，孿生變形也受到一定的限制。[此處插入不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的SEM圖像，圖4-3：不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的SEM圖像，（a）x=0.5，（b）x=1.0，（c）x=1.5，（d）x=2.0，SEM圖像清晰展示微觀結構特征和元素分布情況，放大倍數(shù)均為1000倍]4.2力學性能分析4.2.1硬度分析圖4-4呈現(xiàn)了燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量的變化曲線。從圖中能夠明顯看出，隨著Al含量的逐步增加，合金的硬度呈現(xiàn)出持續(xù)上升的趨勢。當Al含量為x=0.5時，合金的硬度相對較低，維氏硬度值約為250HV。這是因為此時合金主要以面心立方（FCC）結構存在，F(xiàn)CC結構具有較高的原子堆積密度，原子間的結合力相對較弱，位錯運動較為容易，因此合金的硬度較低。隨著Al含量增加到x=1.0，硬度值上升至約350HV。這主要歸因于兩方面因素：一方面，合金中開始有體心立方（BCC）相析出，BCC相的原子排列方式相較于FCC相，原子堆積密度更低，原子間的結合力更強，位錯運動所受到的阻礙更大，從而使得合金的硬度得以提高；另一方面，Al元素的固溶強化作用也發(fā)揮了重要作用。Al原子半徑大于合金中其他主要元素（如Co、Cr、Fe、Ni）的原子半徑，當Al原子溶入晶格時，會導致晶格發(fā)生畸變，產(chǎn)生應力場，進而阻礙位錯的運動，使得合金的硬度升高。當Al含量進一步增加到x=1.5時，硬度值達到約450HV。此時BCC相的含量進一步增多，F(xiàn)CC相的含量相應減少，BCC相的強化作用愈發(fā)顯著。同時，合金中的成分偏析和第二相析出也對硬度產(chǎn)生了重要影響。晶界處的成分偏析使得局部區(qū)域的成分不均勻，形成了硬質點，阻礙了位錯的運動；而第二相粒子（主要為金屬間化合物）的析出，這些粒子硬度較高，同樣阻礙了位錯的滑移，進一步提高了合金的硬度。當Al含量達到x=2.0時，硬度值高達約550HV。此時合金幾乎完全由BCC相構成，且晶界處存在大量相互連接形成網(wǎng)絡狀結構的第二相。這種網(wǎng)絡狀結構極大地阻礙了位錯的運動，使得合金的硬度顯著提高。綜上所述，燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量的增加而升高，主要是由于BCC相的形成與增加、Al元素的固溶強化作用以及成分偏析和第二相析出等因素共同作用的結果。與鑄態(tài)合金相比，在相同Al含量下，燒結態(tài)合金的硬度普遍略高，這可能與燒結態(tài)合金更細小的晶粒尺寸以及更均勻的組織分布有關。[此處插入燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量變化曲線，圖4-4：燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金硬度隨Al含量變化曲線，橫坐標為Al含量x，縱坐標為維氏硬度HV，數(shù)據(jù)點清晰，曲線趨勢明顯]4.2.2拉伸性能分析表4-1列出了不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的拉伸性能數(shù)據(jù)，涵蓋屈服強度、抗拉強度和延伸率。同時，圖4-5給出了相應的應力-應變曲線。從表中數(shù)據(jù)和曲線可以清晰地看出，隨著Al含量的增加，合金的屈服強度和抗拉強度呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢，而延伸率則逐漸降低。當Al含量為x=0.5時，合金展現(xiàn)出較好的塑性，延伸率達到約35%，但屈服強度和抗拉強度相對較低，分別為約280MPa和430MPa。這是因為此時合金主要為FCC相，F(xiàn)CC相具有良好的塑性變形能力，位錯能夠在密排面上較為容易地滑移，從而使合金能夠發(fā)生較大的塑性變形，但由于其原子間結合力相對較弱，所以強度較低。隨著Al含量增加到x=1.0，屈服強度和抗拉強度分別提升到約380MPa和530MPa，延伸率降低至約25%。這主要是由于BCC相的析出以及Al元素的固溶強化作用。BCC相的晶體結構致使位錯運動的阻力增大，提高了合金的強度；Al元素的固溶造成晶格畸變，增加了位錯運動的難度，進一步強化了合金。然而，BCC相的存在以及晶格畸變也限制了位錯的滑移，使得合金的塑性下降。當Al含量達到x=1.5時，屈服強度和抗拉強度達到最大值，分別約為480MPa和630MPa，但延伸率進一步降低至約15%。此時BCC相含量較多，成分偏析和第二相析出更為明顯，第二相粒子和成分偏析區(qū)域成為位錯運動的障礙，進一步提高了合金的強度。但大量的第二相和嚴重的成分偏析也使得合金的脆性增加，塑性變形能力大幅下降。當Al含量為x=2.0時，屈服強度和抗拉強度有所下降，分別約為430MPa和580MPa，延伸率僅為約10%。這是因為此時合金中晶界處的第二相形成網(wǎng)絡狀結構，雖然在一定程度上仍能阻礙位錯運動，但這種網(wǎng)絡結構也容易引發(fā)裂紋的萌生和擴展，導致合金在較低的應力下就發(fā)生斷裂，強度和塑性都明顯降低。綜合來看，燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金的強度和塑性與微觀組織緊密相關，BCC相的形成與含量、Al元素的固溶強化、成分偏析以及第二相析出等因素共同影響著合金的拉伸性能。與鑄態(tài)合金相比，在相同Al含量下，燒結態(tài)合金的屈服強度和抗拉強度在x=1.0和x=1.5時略高，延伸率在各含量下均略高，這可能與燒結態(tài)合金更細小的晶粒尺寸和更均勻的組織分布有關，細小的晶粒可以阻礙位錯運動，提高強度，同時也有利于協(xié)調塑性變形，提高延伸率。[此處插入應力-應變曲線，圖4-5：燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金應力-應變曲線，橫坐標為應變，縱坐標為應力，不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的曲線清晰標注][此處插入應力-應變曲線，圖4-5：燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金應力-應變曲線，橫坐標為應變，縱坐標為應力，不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的曲線清晰標注]表4-1：燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金拉伸性能數(shù)據(jù)Al含量（x）屈服強度（MPa）抗拉強度（MPa）延伸率（%）0.5280430351.0380530251.5480630152.0430580104.3耐腐蝕性能分析4.3.1極化曲線分析圖4-6展示了不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線。當Al含量為x=0.5時，合金的自腐蝕電位Ecorr相對較高，約為-0.20V（vs.SCE，飽和甘汞電極，下同），腐蝕電流密度icorr相對較小，約為0.8×10??A/cm2。這表明此時合金具有較好的耐腐蝕性能。主要原因在于，低Al含量下合金主要為面心立方（FCC）結構，原子排列緊密且均勻，能夠在表面形成較為完整和穩(wěn)定的鈍化膜。這種鈍化膜可以有效阻擋Cl?等腐蝕性離子的侵蝕，減緩金屬的溶解速度，從而降低腐蝕電流密度，提高自腐蝕電位。隨著Al含量增加到x=1.0，自腐蝕電位Ecorr略有下降，約為-0.25V，腐蝕電流密度icorr有所上升，約為1.5×10??A/cm2。這是因為合金中開始有體心立方（BCC）相析出，BCC相的晶體結構和原子排列方式與FCC相不同，使得合金的微觀結構發(fā)生改變。BCC相的存在可能會破壞鈍化膜的完整性，導致其保護作用減弱，同時Al元素的固溶也可能影響合金表面的電子云分布，使得腐蝕反應更容易發(fā)生。當Al含量達到x=1.5時，自腐蝕電位Ecorr進一步降低至約-0.30V，腐蝕電流密度icorr顯著增加，約為3.0×10??A/cm2。此時BCC相含量增多，晶界處的成分偏析和第二相析出更加明顯。這些因素為腐蝕反應提供了更多的活性位點，加速了金屬的溶解過程，使得腐蝕電流密度大幅增加，自腐蝕電位降低。例如，晶界處的成分不均勻以及第二相粒子與基體之間的電位差，容易形成微電池，引發(fā)電化學反應，加速腐蝕。當Al含量為x=2.0時，自腐蝕電位Ecorr降至約-0.35V，腐蝕電流密度icorr高達6.0×10??A/cm2。此時合金中晶界處的第二相形成網(wǎng)絡狀結構，嚴重破壞了合金的均勻性和鈍化膜的穩(wěn)定性。網(wǎng)絡狀結構不僅為腐蝕離子的傳輸提供了通道，還容易在其周圍產(chǎn)生應力集中，促使裂紋的萌生和擴展，從而使合金的耐腐蝕性能急劇下降。綜上所述，隨著Al含量的增加，燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的耐腐蝕性能逐漸降低，這與合金的相結構轉變、成分偏析以及第二相析出等微觀組織變化密切相關。[此處插入不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，圖4-6：不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，橫坐標為電位（Vvs.SCE），縱坐標為電流密度（A/cm2），不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的極化曲線清晰標注][此處插入不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，圖4-6：不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，橫坐標為電位（Vvs.SCE），縱坐標為電流密度（A/cm2），不同Al含量（x=0.5、1.0、1.5、2.0）的極化曲線清晰標注]4.3.2阻抗圖譜分析圖4-7為不同Al含量的燒結態(tài)AlxCoCrFeNi高熵合金在3.5%NaCl溶液中的電化學阻抗譜（EIS），以Nyquist圖的形式呈現(xiàn)。對于Al含量為x=0.5的合金，Nyquist圖中呈現(xiàn)出一個較大的容抗弧。這表明合金在該狀態(tài)下具有較高的電荷轉移電阻，電荷轉移過程相對困難，腐蝕反應的阻力較大，因此耐腐蝕性能較好。這是因為低Al含量下合金的FCC結構較為均勻，表面形成的鈍化膜致密且穩(wěn)定，能夠有效阻礙電荷在金屬/溶液界面的轉移，從而減緩腐蝕反應速率。當Al含量增加到x=1.0時，容抗弧半徑有所減小。這意味著合金的電荷轉移電阻降低，電荷轉移過程相對更容易進行，耐腐蝕性能有所下降。這主要是由于BCC相的析出和Al元素的固溶改變了合金的微觀結構和電子云分布，使得鈍化膜的穩(wěn)定性受到一定程度的影響，部分區(qū)域的鈍化膜可能出現(xiàn)缺陷或變薄，從而降低