.768 北京科技大学学报 第30卷 要组元的传统合金其混合熵约为5.74J·K-1.可 序固溶体，而A10和A15合金其混合嫡相对A11和 见，本多组元合金系的混合熵要远远高于传统合金， A12合金有所降低，混合熵效应的减弱使得组织中 根据自由能的计算公式G=H一TS(G为吉 除固溶体外还析出了σ相、Al3Ti等化合物 布斯自由能，H为焓，T为热力学温度，S为混合 Al1和A12两种合金中由于只存在fcc、bcc无序 熵)以及有关熵和系统混乱度之间联系的玻尔兹曼 固溶体，溶质原子A1的固溶强化作用使得其强度和 假设，高混合熵的作用主要体现为：(1)显著降低合 硬度都很大，A10合金中无序固溶体与σ相等脆性 金的自由能，从而降低其有序化的可能性，提高了合 相多相混杂（图5(a),在外应力作用下裂纹易于在 金在高温下的稳定性]；(2)促进合金中组元间 相界上产生与扩展，最终导致合金断裂；而A15合金 的互溶从而形成置换固溶体；(3)由于大原子溶 在枝晶边界和枝晶间隙中析出了Al3Ti等金属间化 入晶格而导致合金发生晶格应变，使得固溶体相比 合物（图5(b),这使得合金变脆，固溶度的降低也 理想当量的有序金属间化合物更为稳定2] 使得溶质原子固溶强化作用减弱，因而这两种合金 由于本合金系中AI1和AI2合金的混合熵非常 硬度虽然大，但断裂强度下降，塑性也完全丧失 高，高混合嫡作用使得合金组织主要为fcc和bcc无 图5铸态AI0(a)和A5(b)合金微观组织形貌 Fig.5 SEM backscattered electron images of as"cast Al0 (a)and Al5(b)alloys 由图6和图7可以看出，合金基体组织上弥散 分布着大量的纳米相粒子，纳米相弥散强化效应也 使得AlTiVCrMnFeCoNiCu合金系具有很高的断 裂强度和显微硬度， 2 nm 纳米粒子 非品相 5nm 5 nm 图7AMO合金HRTEM和相应的选区反快速傅里叶变换(IFFT) 100nm 图像(a),IFFT图像(b)和(c)分别指纳米粒子A和非晶基体B. 内嵌为非晶基体傅里叶变换(FFT)图像 图6AI0合金的透射电镜明场像 Fig.7 HRTEM and corresponding selected area IFFT images of Fig.6 TEM bright-field image of as cast Al0 alloy Al0 alloy (a),IFFT images (b)and (c)indicating region A of nanoparticles and region B of full amorphous matrix,respectively 图8为AlxTiVCrMnFeCoNiCu合金系随着Al The inset shows the FFT image of amorphous matrix 含量提高时的组织变化示意图，可见，随着A!含量 增加，合金系组织结构发生了非晶晶化、塑性较好的 4结论 fcc相向强度较高的bcc相的转变和脆性金属间化 Al:TiVCrMnFeCoNiCu合金系的断裂强度均 合物的析出等现象，这些组织结构变化也对合金系 大于1.3GPa,其中Al1合金的断裂强度达到 的断裂强度等力学性能产生了重要影响 2.4GPa·A10与A15两种合金在压缩过程中表现为要组元的传统合金其混合熵约为5∙74J·K —1．可 见‚本多组元合金系的混合熵要远远高于传统合金． 根据自由能的计算公式 G＝ H— TS （ G 为吉 布斯自由能‚H 为焓‚T 为热力学温度‚S 为混合 熵）以及有关熵和系统混乱度之间联系的玻尔兹曼 假设‚高混合熵的作用主要体现为：（1）显著降低合 金的自由能‚从而降低其有序化的可能性‚提高了合 金在高温下的稳定性［9—11］；（2）促进合金中组元间 的互溶从而形成置换固溶体［4］；（3）由于大原子溶 入晶格而导致合金发生晶格应变‚使得固溶体相比 理想当量的有序金属间化合物更为稳定［12］． 由于本合金系中 Al1和 Al2合金的混合熵非常 高‚高混合熵作用使得合金组织主要为 fcc 和 bcc 无 序固溶体‚而 Al0和 Al5合金其混合熵相对 Al1和 Al2合金有所降低‚混合熵效应的减弱使得组织中 除固溶体外还析出了 σ相、Al3Ti 等化合物． Al1和 Al2两种合金中由于只存在fcc、bcc 无序 固溶体‚溶质原子 Al 的固溶强化作用使得其强度和 硬度都很大．Al0合金中无序固溶体与 σ相等脆性 相多相混杂（图5（a））‚在外应力作用下裂纹易于在 相界上产生与扩展‚最终导致合金断裂；而 Al5合金 在枝晶边界和枝晶间隙中析出了 Al3Ti 等金属间化 合物（图5（b））‚这使得合金变脆‚固溶度的降低也 使得溶质原子固溶强化作用减弱．因而这两种合金 硬度虽然大‚但断裂强度下降‚塑性也完全丧失． 图5 铸态 Al0（a）和 Al5（b）合金微观组织形貌 Fig．5 SEM backscattered electron images of as-cast Al0（a） and Al5（b） alloys 由图6和图7可以看出‚合金基体组织上弥散 分布着大量的纳米相粒子．纳米相弥散强化效应也 使得 Al xTiVCrMnFeCoNiCu 合金系具有很高的断 裂强度和显微硬度． 图6 Al0合金的透射电镜明场像 Fig．6 TEM bright-field image of as-cast Al0alloy 图8为 Al xTiVCrMnFeCoNiCu 合金系随着 Al 含量提高时的组织变化示意图．可见‚随着 Al 含量 增加‚合金系组织结构发生了非晶晶化、塑性较好的 fcc 相向强度较高的 bcc 相的转变和脆性金属间化 合物的析出等现象‚这些组织结构变化也对合金系 的断裂强度等力学性能产生了重要影响． 图7 Al0合金 HRTEM 和相应的选区反快速傅里叶变换（IFFT） 图像（a）‚IFFT 图像（b）和（c）分别指纳米粒子 A 和非晶基体 B． 内嵌为非晶基体傅里叶变换（FFT）图像 Fig．7 HRTEM and corresponding selected area IFFT images of Al0alloy （a）‚IFFT images （b） and （c） indicating region A of nanoparticles and region B of full amorphous matrix‚respectively． The inset shows the FFT image of amorphous matrix 4 结论 Al xTiVCrMnFeCoNiCu 合金系的断裂强度均 大于 1∙3GPa‚其 中 Al1 合 金 的 断 裂 强 度 达 到 2∙4GPa．Al0与 Al5两种合金在压缩过程中表现为 ·768· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷