曹雷剛，王 帆，侯鵬宇，楊 越，崔 巖

（北方工業(yè)大學 機械與材料工程學院，北京 100144）

高熵合金由5 種及5 種以上元素構成，且每種元素含量在5%~35%（原子分數(shù)，下同）之間［1-2］。在多種高含量組元共存的條件下可形成簡單物相組成甚至單一固溶體結構，例如，面心立方CoCrFeNiMn 合金［3］、體心立方AlCoCrFeNi 合金［4］和密排六方型HoDyYGdTb 合金［5］?，F(xiàn)已證實，高熵合金表現(xiàn)出優(yōu)異的力學性能，包括高強度［6］、高硬度［7］、高耐磨性［8-10］、抗輻照［11］、良好的高低溫力學性能［12-14］等，具有潛在的廣闊應用前景和重要的理論研究價值。

盡管多主元高熵合金原子排列化學無序，但是晶體結構清晰，經(jīng)典位錯理論依然適用，采用傳統(tǒng)合金強化機制可以有效調控高熵合金的組織和性能，例如有關CoCrFeNi 基高熵合金的固溶強化、第二相強化、細晶強化等。其中，通過改變組元含量即可有效調控合金的微觀組織和力學性能。Wang 等［15］研究表明，添加Al 元素可促使AlxCoCrFeNi 高熵合金析出BCC相，使得合金相組成由FCC 相（x<0.5），經(jīng)由FCC+BCC 雙相組織（0.50.9），合金硬度顯著提升。然而，合金熔體凝固過程的枝晶生長和元素偏析等行為使得鑄態(tài)合金微觀組織不均勻，難以達到良好的綜合力學性能。

當合金的塑性變形能力較好時，可以通過變形和再結晶等工藝進一步調控鑄態(tài)合金的組織和性能。Gludovatz 等［16］通過冷鍛、冷軋和再結晶工藝成功獲得晶粒度為6 μm 的等軸晶CoCrFeNiMn 高熵合金，合金的抗拉強度為759 MPa，伸長率約為57%。Schuh等［17］通過高壓扭轉技術成功制備出晶粒度約為50 nm的超細晶CoCrFeNiMn 高熵合金，抗拉強度和硬度顯著提升，分別約為1950 MPa 和520HV，但合金塑性較差。He 等［18］基于析出強化思路，通過冷軋變形和時效處理，在引入2%Ti 和4%Al 元素的FCC 型CoCrFeNi四元高熵合金中成功實現(xiàn)大密度共格納米相（TiAl）的均勻彌散析出，合金表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性變形和加工硬化能力。

共晶高熵合金設計思路也可以較好地解決因偏析造成的組織不均勻的情況。凝固過程雙相耦合生長使得合金呈現(xiàn)典型的層狀共晶組織，例如Al-CoCrFeNi2.1共晶高熵合金由L12和B2 雙相交替排列而成，合金具有良好的室溫和低溫綜合力學性能［13］。通過干預凝固過程晶體生長機制可以進一步調控合金的微觀組織和力學性能，例如Shi 等［19］采用定向凝固技術成功制備出“魚骨狀”取向型、兼具高強度和高延展性的共晶高熵合金。此外，采用高能激光束對高熵合金表層進行局部重熔再凝固的表面改性處理，也可以顯著提高合金表面硬度和耐磨性等［20-22］。

目前有關AlxCoCrFeNi 系高熵合金物相穩(wěn)定性研究表明，合金熱處理過程存在兩類固態(tài)相變行為。首先，當鋁含量較低時，AlxCoCrFeNi 鑄態(tài)合金以FCC相為主，熱處理過程FCC 相會脫溶析出第二相，可以提高合金強度［23］。其次，高鋁含量的AlCoCrFeNi 高熵合金塑性較差，升溫過程無序BCC 相在600 ℃以上會分解為σ相和FCC 相，950 ℃以上σ相會再次分解為FCC 相和B2 相。因此，高溫熱處理最終析出軟FCC相可以有效提升合金塑性［24-26］。由此可知，高溫熱處理固態(tài)相變行為可以改變AlCoCrFeNi 系鑄態(tài)高熵合金微觀組織和力學性能。然而，鑄態(tài)合金物相組成和微觀組織隨合金成分而改變，兩種固態(tài)相變共同作用下合金組織和性能的變化規(guī)律尚不完全清楚。本工作對比分析了鑄態(tài)和高溫熱處理態(tài)AlxCoCrFeNi（x=0.5，0.6，0.7 和0.8）高熵合金的物相組成、微觀組織和力學性能，揭示了高溫熱處理過程相變和合金成分共同作用下合金微觀組織演變和力學性能變化規(guī)律。

1 實驗材料與方法

選用純度均為99.99%以上的高純金屬Al，Co，Cr，F(xiàn)e 和Ni 作為原材料，采用真空電弧熔煉制備AlxCoCrFeNi（x=0.5，0.6，0.7 和0.8）高熵合金鑄錠和鑄棒。為了簡化描述，將4 種合金分別標記為Al0.5，Al0.6，Al0.7 和Al0.8。熔鑄過程均在高純氬氣保護下進行，為了充分除去爐腔內殘余的氧，熔鑄前先用機械泵和分子泵將爐腔壓力抽至3×10-3Pa，繼而通入高純氬氣至3×103Pa，“抽氣-通氣”操作重復4 次，爐腔惰性氣體壓力最終保持在3×103Pa。其次，通過熔煉腔內中央工位的鈦錠進一步消耗腔內殘余氧分子，該過程中使用陶瓷片遮蓋熔煉工位的原材料。合金熔鑄環(huán)節(jié)借助機械臂移開陶瓷片，合金熔煉過程不再熔煉鈦錠，為了保證合金樣品成分均勻性，合金逐次熔煉時需翻轉5 次。將所得紐扣鑄錠放在腔內澆鑄工位，采用相同的抽真空和除氧操作獲得所需的惰性保護氣氛，進而制備尺寸為10 mm×10 mm×60 mm 的合金棒。

采用馬弗爐對合金鑄棒進行1100 ℃高溫熱處理，保溫3 h，置于空氣中冷卻。盡管高熵合金具有良好的抗氧化性能［24］，但為了防止熱處理過程高溫氧化對測試結果的影響，一方面，在鑄棒表面涂覆以MgO 和Cr2O3為主的高溫抗氧化涂料［27］，實驗證實熱處理態(tài)合金鑄棒表面經(jīng)簡單打磨即可恢復原有的金屬光澤。另一方面，實驗過程先對合金鑄棒整體進行高溫熱處理，后續(xù)避開表層區(qū)域，從合金鑄棒內部取樣，用于組織和性能表征。

采用線切割獲取用于物相分析、微觀組織分析和力學性能測試的試樣。其中物相分析和力學性能分析試樣需依次用200#~2000#砂紙將涉及的測試面進行打磨，除去切割過程產(chǎn)生的痕跡。微觀組織分析試樣選用導電樹脂進行熱鑲嵌，依次用200#~2000#的SiC 砂紙研磨樣品表面，再用W2.5，W1.0，W0.5 的金剛石拋光膏和0.05 μm 的Al2O3研磨液進行拋光處理。實驗采用Rigaku Ultima Ⅳ型XRD 測試儀進行物相分析（Cu 靶材Kα 輻射，管電流40 mA，掃描速率為5 （°）/min），采用Sigma-300 掃描電鏡（Bruker 能譜儀）分析高熵合金的微觀組織和斷口形貌分析。力學性能測試采用厚1 mm 的工字型合金試樣，兩端夾持區(qū)寬10 mm，中間測試段截面寬度4 mm。采用滿載荷100 kN 的UTN5105X 電子萬能試驗機和EAG-010M-1000-S 型引伸計（標距10 mm）測試合金拉伸力學性能（拉伸速率為1×10-3s-1）。

2 結果與分析

2.1 物相組成

圖1 為鑄態(tài)和1100 ℃熱處理態(tài)AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）高熵合金的XRD 測試結果，其中橫坐標約44°和50°衍射峰分別對應于面心立方晶體（111）和（200）晶面，45°衍射峰對應體心立方晶體（110）晶面。由圖1可知，隨著Al 含量增加，鑄態(tài)合金體心立方相含量逐漸增加。其中，Al0.5 和Al0.6 鑄態(tài)合金以面心立方相為主，而Al0.7 和Al0.8 鑄態(tài)合金以體心立方相為主。有關AlxCoCrFeNi 鑄態(tài)合金物相組成研究較多，實驗結果與文獻報道一致［15］。需要重點關注的是1100 ℃熱處理態(tài)合金的物相組成，對比同一合金熱處理前后的圖譜可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)高溫熱處理合金體心立方相衍射強度顯著降低，面心立方相衍射強度顯著增加。Al0.7 和Al0.8 合金變化最為明顯，高溫熱處理態(tài)合金均轉變?yōu)橐悦嫘牧⒎较酁橹?，證實高溫熱處理過程無序BCC 相發(fā)生固態(tài)相變，最終轉變?yōu)槊嫘牧⒎较啵?4］。

圖1 鑄態(tài)和熱處理態(tài)AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）高熵合金XRD 測試結果（a）x=0.5；（b）x=0.6；（c）x=0.7；（d）x=0.8Fig.1 XRD diffraction patterns of as-cast and heat-treated AlxCoCrFeNi （0.5≤x≤0.8） high-entropy alloys（a）x=0.5；（b）x=0.6；（c）x=0.7；（d）x=0.8

需指出，根據(jù)單晶衍射和粉末衍射原理，合金面心立方相（111）晶面理論衍射強度最高，（200）和（220）晶面衍射強度依次降低，而體心立方晶體（110）晶面衍射強度最高，（200）晶面衍射強度次之。對比圖1 的4 種合金衍射圖譜可知，Al0.7（圖1（c））和Al0.8（圖1（d））各物相相對衍射強度比較符合理論衍射規(guī)律，然而Al0.5（圖1（a））和Al0.6（圖1（b））面心立方相（200）衍射強度最高。這是因為合金凝固過程需要通過四周模壁快速散熱，面心立方相逆著散熱方向生長會使得合金內部晶粒存在一定程度的取向性，從而造成物相晶面衍射峰強度錯序［28-29］，但這不影響衍射角和物相分析結果。

2.2 微觀組織形貌

圖2 為Al0.5 和Al0.6 鑄態(tài)高熵合金的微觀組織，微觀組織均呈現(xiàn)為典型的枝晶形貌，晶間區(qū)域為細化的雙相組織。結合物相分析結果和文獻報道可知，枝晶相應為FCC 相，雙相組織為BCC 相和B2 相調幅分解組織［24，30］。同時，隨著Al 含量增加，Al0.6 鑄態(tài)合金枝晶區(qū)域面積明顯減少，晶間區(qū)域面積明顯增加，對應于圖1（b）體心立方相衍射強度有所升高。

圖2 Al0.5（a）和Al0.6（b）鑄態(tài)合金微觀組織形貌Fig.2 Microstructure morphologies of as-cast Al0.5 （a） and Al0.6（b） high-entropy alloys

圖3 為1100 ℃高溫熱處理態(tài)Al0.5 和Al0.6 高熵合金微觀組織。由圖3 可知，盡管Al0.5 和Al0.6 合金整體組織形貌沒有變化，但是枝晶區(qū)域和晶間區(qū)域微觀組織均發(fā)生了改變。首先，枝晶區(qū)域析出大量細長棒狀第二相，表明Al0.5 和Al0.6 鑄態(tài)高熵合金FCC枝晶相是過飽和固溶體，高溫熱處理過程發(fā)生過飽和相脫溶分解，形成細小均勻分布的短棒狀B2 相［23，31］。過飽和相的形成可能是因為多主元高熵合金凝固過程的動力學遲滯擴散行為［32］。其次，晶間區(qū)域的BCC/B2 調幅分解組織轉變?yōu)榇只膬上嘟M織。根據(jù)已有文獻報道可知，無序BCC 相升溫過程可發(fā)生連續(xù)固態(tài)相變，最終會轉變?yōu)镕CC 相和B2 有序相［24-25］。

圖3 1100 ℃熱處理態(tài)Al0.5（a）和Al0.6（b）高熵合金微觀組織形貌Fig.3 Microstructure morphologies of 1100 ℃ heat-treated Al0.5（a） and Al0.6（b） high-entropy alloys

不同于Al0.5 和Al0.6 合金，Al0.7 和Al0.8 鑄態(tài)和熱處理態(tài)合金微觀組織均有較大變化。圖4 為Al0.7 和Al0.8 鑄態(tài)合金的微觀組織形貌。由圖4（a）可知，Al0.7 高熵合金呈現(xiàn)為均勻細化的“類共晶組織”形貌，不同的是它包括絮狀FCC 相和調幅分解組織，而調幅分解組織包括無序BCC 相和有序B2 相。由圖4（b）可知，Al0.8 合金組織基本上由調幅分解組織組成，只有相界或晶界等位置零星分散著少量絮狀的面心立方相，這與XRD 衍射圖譜各物相衍射強度相符。

圖4 Al0.7（a）和Al0.8（b）鑄態(tài)合金微觀組織Fig.4 Microstructure morphologies of as-cast Al0.7（a） and Al0.8（b） high-entropy alloys

圖5 為1100 ℃高溫熱處理態(tài)Al0.7和Al0.8高熵合金的微觀組織。首先，由圖5（a）可知，熱處理態(tài)Al0.7合金B(yǎng)CC/B2 調幅分解組織消失，“類共晶組織”也完全轉變?yōu)殡p相組織。這是因為高溫條件下原子擴散能力增強，無序BCC 分解的過程中，細小晶粒也同時會發(fā)生粗化長大。其次，熱處理態(tài)Al0.8 高熵合金微觀組織變化最為顯著（圖5（b）），由鑄態(tài)合金的BCC/B2 調幅分解組織完全轉變?yōu)殡p相組織，其中FCC 相均勻分布于B2基體相。綜合物相組成和微觀組織形貌分析可以發(fā)現(xiàn)，借助FCC 相的脫溶和無序BCC 相的分解可以有效改變AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）鑄態(tài)高熵合金的微觀組織，這也會對合金力學性能有較大的影響。

圖5 1100 ℃高溫熱處理態(tài)Al0.7（a）和Al0.8（b）高熵合金微觀組織形貌Fig.5 Microstructure morphologies of 1100 ℃ heat-treated Al0.7（a） and Al0.8（b） high-entropy alloys

2.3 室溫拉伸力學性能

圖6 為高溫熱處理前后AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）高熵合金室溫拉伸應力-應變曲線，相應的屈服強度、抗拉強度和伸長率等數(shù)據(jù)見表1。結果表明，隨著Al 含量的增加，鑄態(tài)合金屈服強度先由291 MPa（x=0.5）升高至462 MPa（x=0.6），繼而顯著升高至1004 MPa（x=0.7）。合金的抗拉強度表現(xiàn)出類似的變化趨勢，由733 MPa（x=0.5）依次升高至994 MPa（x=0.6）和1423 MPa（x=0.7）。合金伸長率的變化規(guī)律正好相反，先由39.7%（x=0.5）降低至20.3%（x=0.6），后迅速降低至6.8%（x=0.7）。其中，Al0.8 鑄態(tài)合金強度和塑性均較差，這是因為Al 含量過高使得合金由細化的BCC 和B2 調幅分解組織組成，體心立方相塑性變形能力很差，材料拉伸過程會存在顯著的應力集中而發(fā)生提前斷裂的情況，故而表1 未列出Al0.8 合金的力學性能數(shù)據(jù)。

表1 鑄態(tài)和1100 ℃熱處理態(tài)AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）高熵合金強度和伸長率Table 1 Strength and elongation of as-cast and heat-treated at 1100 ℃ AlxCoCrFeNi （0.5≤x≤0.8） high-entropy alloys

圖6 鑄態(tài)和1100 ℃熱處理態(tài)AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）高熵合金室溫拉伸應力-應變曲線Fig.6 Tensile stress-strain curves at room temperature of as-cast and heat-treated AlxCoCrFeNi （0.5≤x≤0.8） high-entropy alloys

經(jīng)1100 ℃高溫熱處理后，AlxCoCrFeNi（0.5≤x≤0.8）高熵合金力學性能展現(xiàn)出不同的變化規(guī)律。其中，Al0.5 合金屈服強度和抗拉強度分別由291 MPa和733 MPa 提升至 370 MPa 和 866 MPa，塑性稍有下降。Al0.6 合金高溫熱處理前后強度和塑性基本保持一致。Al0.7 和Al0.8 合金的力學性能變化與Al0.5合金截然相反，表現(xiàn)為塑性顯著提升，強度有所下降。尤其是Al0.8 高熵合金，經(jīng)高溫熱處理后，合金應力-應變曲線可以觀察到明顯的屈服現(xiàn)象，這也間接表明了Al0.8 鑄態(tài)合金由于塑性較差導致試樣提前斷裂。

已知面心立方相比體心立方相更容易發(fā)生位錯滑移，前者強度低、塑性好，而后者強度高、塑性差［24］。由物相組成和微觀組織分析結果可知，隨著Al 含量的增加，Al0.5 和Al0.6 鑄態(tài)合金枝晶FCC 相含量逐漸降低，Al0.7 鑄態(tài)合金呈現(xiàn)為FCC 相和BCC/B2 相類共晶組織形貌，Al0.8 鑄態(tài)合金以BCC/B2 枝晶形貌為主。鑄態(tài)高熵合金B(yǎng)CC/B2 調幅組織含量逐漸增加，使得合金強度逐漸提升。

經(jīng)高溫熱處理后，Al0.5 合金枝晶區(qū)域FCC 相脫溶析出大量細小的硬質B2 相，可以起到明顯的析出強化作用［23，31，33］。盡管晶間區(qū)域因相變產(chǎn)生的FCC 相會降低合金強度、提升合金塑性［34］，但由于晶間區(qū)域體積分數(shù)較低（僅為7.1%），對力學性能作用較小。整體上，1100 ℃熱處理態(tài)Al0.5 高熵合金枝晶區(qū)域B2 析出強化作用明顯，使得合金強度上升、伸長率下降。隨著Al 含量的增加，Al0.6 鑄態(tài)合金枝晶區(qū)域體積分數(shù)降低至72.5%（Al0.5 合金對應體積分數(shù)是92.9%），使得高溫熱處理后第二相析出強化的效果有所減弱。與此同時，鑄態(tài)合金晶間區(qū)域體積分數(shù)增加至27.5%，無序BCC 相分解產(chǎn)生的 FCC 相含量比Al0.5 合金更高，這對合金強度降低、塑性增加的作用更顯著。在兩種機制的共同作用下，1100 ℃熱處理前后Al0.6 高熵合金的力學性能基本無變化。

研究表明，由L12和B2 相組成的AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金具有良好的綜合力學性能。這是因為共晶合金雙相耦合生長，獲得兩相交替排列、各相均勻分布的細化組織，其中“軟”L12相（有序FCC 相）可以通過不斷的塑性變形來減緩局部應力集中程度，材料的承載能力得以提升，唯有繼續(xù)增加載荷才會使界面區(qū)域L12相一側位錯不斷集聚，最終導致材料失穩(wěn)斷裂［13］。由圖4（a）可知，Al0.7 鑄態(tài)合金呈現(xiàn)為細化的類共晶合金組織形貌（分別為FCC 相和BCC/B2 調幅組織），得益于類似的變形機制，鑄態(tài)合金具有良好的綜合力學性能，屈服強度和抗拉強度分別為1004 MPa和1423 MPa，并保持著一定的伸長率6.8%。由于Al0.7 鑄態(tài)合金調幅組織含量進一步提高，無序BCC相變產(chǎn)生的FCC 相含量也有所增加，再考慮到熱處理態(tài)合金晶粒粗化，1100 ℃熱處理態(tài)Al0.7 雙相合金的屈服強度和抗拉強度大幅下降，分別降低為586 MPa和1092 MPa，伸長率提升至14.2%。

體心立方型晶體比面心立方型晶體的位錯滑移難度大，因此由BCC/B2 調幅組織組成的Al0.8 鑄態(tài)合金在應變早期就會發(fā)生局部應力集中，導致合金過早斷裂。由圖6 可知，Al0.8 鑄態(tài)合金抗拉強度和伸長率均較低。由圖1（d）和圖5（b）可知，高溫熱處理態(tài)Al0.8 合金FCC 相含量顯著增加，組織轉變?yōu)榈湫偷腇CC 和B2 雙相組織，這使得Al0.8 合金塑性得以顯著提升，可以觀察到明顯的屈服階段，屈服強度為648 MPa。

2.4 斷口形貌分析

圖7 為高溫熱處理前后Al0.5 和Al0.6 高熵合金斷口形貌。由圖7（a-1）可知，以FCC 相為主的Al0.5合金斷口形貌可觀察到明顯的位錯滑移現(xiàn)象（圖中箭頭），同時存在明顯的撕裂帶，這是因為FCC 枝晶粗大。相比而言，由圖7（b-1）可知，Al0.6 合金斷口形貌可觀察到韌窩和明顯的解理斷裂區(qū)域（圖中箭頭），這是因為合金晶間區(qū)域（BCC/B2 調幅組織）體積分數(shù)增加。由圖7（a-2），（b-2）可知，經(jīng)高溫熱處理后Al0.5 和Al0.6 合金斷口發(fā)現(xiàn)大量的小尺寸蜂窩狀形貌（圖中橢圓區(qū)域），結合微觀組織分析結果可以確定該蜂窩狀斷口形貌對應于熱處理態(tài)合金含B2 析出相的FCC 枝晶區(qū)域，細長解理脆斷形貌對應于熱處理態(tài)合金晶間區(qū)域，因為該區(qū)域以塑性較差的B2 相為主。

圖7 鑄態(tài)（1）和高溫熱處理態(tài)（2）Al0.5（a）和Al0.6（b）高熵合金斷口形貌Fig.7 Fracture surface of as-cast（1） and 1100 ℃ （2） heat-treated Al0.5（a） and Al0.6（b） high-entropy alloys

圖8 為高溫熱處理前后Al0.7 和Al0.8 合金斷口形貌。由圖8（a-1）可知，Al0.7 鑄態(tài)合金表現(xiàn)為準解理斷裂，斷口由韌性斷裂區(qū)（橢圓標記）和解理斷裂區(qū)（圖中箭頭）交替組成，這與微觀組織分析一致，即鑄態(tài)合金表現(xiàn)為類似共晶合金的組織形貌。可以確定韌窩區(qū)域對應合金中的面心立方相，而解理斷裂片狀區(qū)域對應于BCC/B2 調幅組織區(qū)域。由圖8（a-2）可知，經(jīng)高溫熱處理后，Al0.7 合金斷面韌窩區(qū)域顯著增加，表現(xiàn)為片狀交錯形貌，這與圖5（a）所示的FCC 和B2 雙相組織相吻合。由圖8（b-1）可知，Al0.8 鑄態(tài)合金斷面表現(xiàn)為典型的解理斷裂形貌，這是因為合金微觀組織主要為枝晶區(qū)域的BCC/B2 調幅組織，受力過程中極易產(chǎn)生局部應力集中現(xiàn)象，宏觀表現(xiàn)為合金過早斷裂，強度和伸長率均較低（圖6 和表1）。由圖8（b-2）可知，高溫熱處理態(tài)合金斷口形貌存在一定量的韌窩，這是因為合金微觀組織已經(jīng)轉變?yōu)镕CC 和B2 雙相組織，具有一定的塑性變形能力。但是由于其B2 相體積分數(shù)依然很高（42.2%），合金塑性依然較差，伸長率僅為4.6%。

圖8 鑄態(tài)（1）和高溫熱處理態(tài)（2）Al0.7（a）和Al0.8（b）高熵合金斷口形貌Fig.8 Fracture surface of as-cast（1） and 1100 ℃ heat-treated（2） Al0.7（a） and Al0.8（b） high-entropy alloys

3 結論

（1）隨著Al 含量增加，AlxCoCrFeNi 高熵合金微觀組織依次為FCC 枝晶組織（x=0.5 和0.6），類共晶組織（x=0.7）和BCC/B2 枝晶組織（x=0.8），斷裂方式分別為韌性斷裂、準解理斷裂和解理斷裂。合金屈服強度和抗拉強度分別由291 MPa 和733 MPa（x=0.5）提升至1004 MPa 和1423 MPa（x=0.7），伸長率由39.7%（x=0.5）降低至6.8%（x=0.7）。以BCC/B2 調幅組織為主的Al0.8 合金性能較差。

（2）1100 ℃高溫熱處理過程AlxCoCrFeNi 高熵合金FCC 枝晶區(qū)域析出大量棒狀B2 相，BCC/B2 調幅組織轉變?yōu)镕CC 和B2 雙相組織，兩者分別可以提升合金強度與塑性。兩種機制協(xié)同作用下，高溫熱處理態(tài)Al0.5CoCrFeNi 合金強度提升、塑性降低，Al0.6CoCrFeNi 合金力學性能基本不變，而Al0.7CoCrFeNi 和Al0.8CoCrFeNi 合金強度顯著降低、塑性顯著提升。

（3）熱處理態(tài)Al0.5CoCrFeNi 和Al0.6CoCrFeNi高熵合金斷口形貌由細密韌窩區(qū)和細長解理斷裂區(qū)組成，分別對應于含B2 棒狀相的FCC 枝晶組織和晶間雙相組織。而熱處理態(tài)Al0.7CoCrFeNi 和Al0.8CoCrFeNi 高熵合金均呈現(xiàn)為準解理斷裂，對應于交替均勻分布的FCC 和B2 雙相組織。