2024年4月25日发(作者：杜琼华)
FeCoNiCrMn高熵合金动态力学性能与微观结构
黄小霞;汪冰峰;刘彬
【摘 要】采用分离式霍普金森压杆研究了等原子比FeCoNiCrMn高熵合金的动态
力学性能及其微观结构.结果表明,FeCoNiCrMn高熵合金的锯齿行为在高应变速率
下表现出明显的应变率敏感性.高熵合金在高应变率下的屈服强度随应变率增加而
显著增加.当真应变为3.07时,真应力达到1270 MPa,此时FeCoNiCrMn高熵合金
帽型样品出现剪切失稳现象,并形成一条宽20μm左右的剪切带.利用光学显微镜、
电子探针显微分析仪和透射电子显微镜分析了高熵合金显微组织的演变,发现在剪
切带的边界处,位错胞和孪生结构沿剪切方向高度拉长,直径约为150 nm的超细等
轴晶粒和纳米孪晶共同存在于剪切带的中心.
【期刊名称】《矿冶工程》
【年(卷),期】2018(038)003
【总页数】4页(P136-139)
【关键词】高熵合金;FeCoNiCrMn;粉末冶金;动态力学性能;应变率敏感;微观结构
【作 者】黄小霞;汪冰峰;刘彬
【作者单位】中南大学 材料科学与工程学院,湖南 长沙410083;中南大学 材料科
学与工程学院,湖南 长沙410083;中南大学 粉末冶金研究院,湖南 长沙410083
【正文语种】中 文
【中图分类】TG132.32
等原子比FeCoNiCrMn高熵合金因其强度高、硬度高、延展性好、耐磨和耐腐蚀
等优异性能而备受广大材料研究者的青睐［1－10］。虽然其静态力学性能研究较
为广泛，但动态力学行为的研究还有待完善。锯齿行为是材料在一定变形温度和应
变速率下塑性变形过程中相应应力⁃应变曲线上出现的反复屈服现象［11］。而剪
切局域化则是材料在高应变速率变形下的一种典型现象，剪切局域化的产生意味着
材料的损伤［12］。了解材料高应变速率下的锯齿行为、绝热剪切局域化及其微
观结构变化，对材料的应用有重大的意义。本文主要针对等原子比FeCoNiCrMn
高熵合金动态力学性能及其动态变形后的微观结构进行研究。
1 实 验
实验材料为 Fe、Co、Ni、Cr和 Mn高纯度合金粉末在感应加热真空炉中进行熔
融混合而成的等原子比FeCoNiCrMn高熵合金。熔融后的熔液经过陶瓷管流出后，
用4 MPa的高纯度Ar气对其进行雾化处理。陶瓷管材料是Al2O3，不会与合金
粉末熔液发生物理或化学反应。雾化处理后的合金粉末熔液冷却后凝固成粉末，获
得成分均匀、直径约40 nm的预合金粉末。凝固后所得的预合金粉末在真空压力
为1×10－3 Pa的HPD 25／3 SPS放电等离子烧结装置中加热到1273.15 K，在
压力30 MPa下高温烧结480 s。烧结所得最终样品为Φ40 mm×15 mm圆柱体
样品。
实验中，采用圆柱体和帽型两种形状的样品探究其动态力学行为。圆柱体试样用于
研究高熵合金动态力学性能；帽型试样用于研究高熵合金剪切局域化行为。其中，
圆柱体样品A～D的尺寸均为Φ4 mm×6 mm；而帽型样品E的尺寸如表1所示。
动态加载实验所采用的装置为分离式霍普金森压杆（SHPB）。
表1 帽型样品E尺寸／mm帽顶直径 帽底直径 剪切区高度 剪切区宽度5.6 6.2
2.7 0.3
利用POLYVAR⁃MET光学显微镜观察经过粗磨、精磨、抛光和腐蚀处理的
FeCoNiCrMn高熵合金材料表面形貌，腐蚀剂为25 mL C2H5 OH＋25 mL HCl
＋5 g CuSO4·5H 2O。在JXA－8230电子探针显微分析仪上对剪切带和基体的成
分进行分析；通过聚焦离子束减薄方法制备帽型样品透射样，在Tecnai G2 20透
射电子显微镜下分析其剪切带内的组织演变，工作电压200 kV。
2 实验结果及讨论
2.1 动态力学性能
圆柱体样品在动态加载过程中的真应力、应变速率、真应变可通过霍普金森压杆应
变片接收到的入射信号、透射信号计算得出：
式中σ、̇ε、ε分别为真应力、应变速率、真应变；A0为输入杆横截面积；A为
圆柱体样品截面积；E0为SHPB压杆的弹性模量；εi（t）和 εt（t）分别为应变
片记录下的入射波信号和透射信号；L为圆柱体样品的高度；C0为杆内的波速。
图1为FeCoNiCrMn高熵合金的动态变形力学响应曲线。从图1（a）可以看出，
圆柱体样品在动态加载过程中，真应力⁃真应变曲线出现明显的锯齿行为，而且应
变速率越高，锯齿行为越明显。
图1 等原子比FeCoNiCrMn高熵合金的动态变形力学响应
从图1（b）可以看出，随着应变速率增加，屈服强度迅速增加，由应变速率1
200 s－1时的495 MPa增加到 2 800 s－1时的 683 MPa。 由此可见，
FeCoNiCrMn 高熵合金对应变速率敏感。
由图1（c）可知，在相同的应变速率和温度下，粉末冶金制备的FeCoNiCrMn高
熵合金的屈服强度比铸态的高得多。
帽型样品动态加载过程中，剪切带内的剪切应力、应变速率、真应力和真应变的大
小计算得出［19－21］：
式中τ、γ分别为剪切应力、剪切应变；h为剪切区高度；s为剪切带宽度；di和
de分别为帽型样品的帽顶直径和帽底直径。
图2为帽型样品E的真应力⁃真应变曲线。帽型样品在变形初始阶段发生弹性形变，
在此过程中，应力随着应变增加而增加，应变硬化和应变率硬化效应起主要作用；
随后样品进入屈服阶段，此时，加工硬化和热软化效应共同起作用；当真应变达到
3.07左右时，真应力达到1 270 MPa，热软化效应越来越显著，并起到主导作用，
最后样品进入热黏塑性失稳阶段，并形成绝热剪切带。
图2 帽型样品E真应力⁃真应变曲线
2.2 动态变形微观结构形成机制
图3 为帽型样品动态变形后剪切区的金相图片。从图3可以看出，在剪切区中形
成了一条长而直的绝热剪切带，其宽度约为20μm。
图3 帽型样品E剪切区金相
图4 为帽型样品E剪切区的电子探针显微分析图片，线扫描分析区域包括基体和
剪切带。其中的插图为与图4相对应的线扫描结果，从插图中可以看出，剪切带
内的元素组成与基体的一致，由此可见，剪切带内依然保持为高熵态。
图4 帽型样品E剪切区电子显微探针分析图片
FeCoNiCrMn高熵合金为低层错能（约为19 mJ／m2）FCC结构的合金，在剧
烈的塑形变形中容易产生孪晶结构［22－23］。图5为剪切带的透射显微分析图
片。由图5（a）可知，由于帽型样品剪切区在动态变形过程中受到强大的剪切力
作用，剪切带边界的组织由位错胞和孪晶结构组成，并且沿着剪切力的方向被拉长。
由图5（b）和（c）可见，剪切带中部主要由纳米孪晶和超细等轴晶组成，晶粒大
小均为150 nm左右。这主要是因为当变形继续增加时，剪切力进一步增加，拉
长的位错胞和孪晶结构被拉断，最后由于界面能最小化旋转而形成了超细等轴晶和
纳米孪晶，这也就是Meyers和Nesterenko提出的旋转动态再结晶机制［24］。
图5 帽型样品E剪切带内微观组织（a）剪切带边界的透射电子显微图片；（b）、
（c）剪切带中心图片
3 结 论
粉末冶金制备的等原子比FeCoNiCrMn高熵合金具有应变速率敏感特征，在应变
速率大于1×103 s－1条件下出现明显的锯齿行为，应变速率越高，锯齿行为越明
显。此外，高熵合金的屈服强度随应变率增加而增加，由应变速率1 200 s－1时
的495 MPa增加到应变速率2 800 s－1时的683 MPa。在相同的应变速率和温
度下，粉末冶金制备的等原子比FeCoNiCrMn高熵合金的屈服强度比铸态的高。
真应变为3.07时，高熵合金真应力达到1 270 MPa，此时等原子比
FeCoNiCrMn高熵合金帽型样品出现剪切失稳现象，并形成一条宽约20μm的剪
切带；在剪切带的边界处，位错胞和孪生结构沿剪切方向高度拉长；在剪切带的中
心部分观察到直径约为150 nm的超细等轴晶粒和纳米孪晶。
参考文献：
【相关文献】
［1］ 翁子清，董刚，张群莉，等.退火对激光熔覆FeCrNiCoMn高熵合金涂层组织与性能的影响
［J］.中国激光， 2014，41（3）：59－64.
［2］ Zhang Y， Zuo T T， Tang Z， et tructures and properties of high⁃entropy
alloys［J］.Progress in Materials Science， 2014，61（8）：1－93.
［3］ Yao M J， Pradeep K G， Tasan C C， et al.A novel， single phase，non⁃equiatomic
FeMnNiCoCr high⁃entropy alloy with exceptional phase stability and tensile ductility
［J］.Scripta Materialia， 2014，s72－73（1）：5－8.
［4］ He J Y， Wang H， Huang H L， et al.A precipitation⁃hardened high⁃entropy alloy
with outstanding tensile properties［J］.Acta Materialia，2016，102：187－196.
［5］ Liu Y， Wang J S， Fang Q H， et ation of superfine⁃grained high entropy
alloy by spark plasma sintering gas atomized powder［J］.Intermetallics， 2016，68：16
－22.
［6］ Ye Q F， Feng K， Li Z G， et tructure and corrosion proper⁃ties of
CrMnFeCoNi high entropy alloy coating［J］.Applied Surface Science， 2016，396：1420
－1426.
［7］ 饶湖常，戴品强，陈鼎宁，等.碳含量对FeCoCrNiMnC x高熵合金显微组织与性能的影响
［J］.机械工程材料， 2016，40（8）：76－80.
［8］ 贺 飞.锻造和轧制对CoCrFeNiMn五元高熵合金组织结构和力学性能的影响［D］.大连：大
连理工大学材料科学与工程学院，2016.
［9］ 肖海波，喇培清，王小翠，等.铝热法制备CoCrFeMnNi高熵合金的表征［J］.热加工工艺，
2018，47（2）：118－121.
［10］ 付建新.CoCrFeNiMn系高熵合金高温变形与断裂行为研究［D］.合肥：中国科学技术大学
工程科学学院，2017.
［11］ Portevin A， Chatelier F a phenomenon observed in the tensile testing of
alloys during processing［J］.Comp Rend Acad Sci Paris，1923，176：507.
［12］ Dodd B， Bai Y tic Shear Localization：Frontiers and Ad⁃vances（second
ed）［M］.London：Elsevier Science Ltd， 2012.
［13］ Gali A， George E P， Gali A，et e properties of high⁃and
medium⁃entropy alloys［J］.Intermetallics， 2013，39（4）：74－78.
［14］ Fu JX，Cao CM，Tong W，et tensile properties and serrated flow behavior
of a thermomechanically treated CoCrFeNiMn high⁃entro⁃py alloy［J］.Materials Science
＆ Engineering A， 2017，690：418－426.
［15］ Shahmir H， Mousavi T，He JY，et tructure and properties of a
CoCrFeNiMn high⁃entropy alloy processed by equal⁃channel an⁃gular pressing
［J］.Materials Science ＆ Engineering A， 2017，705：411－419.
［16］ Laplanche G，Kostka A，Horst OM，et tructure evolution and critical
stress for twinning in the CrMnFeCoNi high⁃entropy alloy［J］.Acta Materialia， 2016，
118：152－163.
［17］ Laplanche G， Kostka A， Reinhart C， et s for the superior mechanical
properties of medium⁃entropy CrCoNi compared to high⁃entropy CrMnFeCoNi［J］.Acta
Materialia， 2017，128：292－303.
［18］ Wu Z， Parish C M， Bei ⁃twin mediated plasticity in carbon⁃containing
FeNiCoCrMn high entropy alloys［J］.Journal of Alloys ＆Compounds， 2015，647：815
－822.
［19］ Andrade U， Meyers M A， Vecchio K S， et c recrystalliza⁃tion in
high⁃strain， high⁃strain⁃rate plastic deformation of copper［J］.Acta Metallurgica Et
Materialia， 1994，42（9）：3183－3195.
［20］ Li Q， Xu Y B，Lai Z H，et c recrystallization induced by plastic
deformation at high strain rate in a Monel alloy［J］.Materials Science ＆ Engineering A，
2000，276（1－2）：250－256.
［21］ Culver R urgical Effects at High Strain Rates［M］.New York： Plenum
Press， 1973.
［22］ Zaddach A J， Niu C， Koch C C， et ical properties and stacking fault
energies of NiFeCrCoMn high⁃entropy alloy［J］.JOM，2013，65（12）：1780－1789.
［23］ Schuh B， Mendez⁃Martin F， Völker B， et ical properties，
microstructure and thermal stability of a nanocrystalline CoCrFeMnNi high⁃entropy alloy
after severe plastic deformation［J］.Acta Materia⁃lia， 2015，96：258－268.
［24］ Meyers M A， Nesterenko V F， Lasalvia JC， et localization in dynamic
deformation of materials：microstructural evolution and self⁃organization［J］.Materials
Science ＆ Engineering A， 2001，317（1－2）：204－225.
2024年4月25日发(作者：杜琼华)
FeCoNiCrMn高熵合金动态力学性能与微观结构
黄小霞;汪冰峰;刘彬
【摘 要】采用分离式霍普金森压杆研究了等原子比FeCoNiCrMn高熵合金的动态
力学性能及其微观结构.结果表明,FeCoNiCrMn高熵合金的锯齿行为在高应变速率
下表现出明显的应变率敏感性.高熵合金在高应变率下的屈服强度随应变率增加而
显著增加.当真应变为3.07时,真应力达到1270 MPa,此时FeCoNiCrMn高熵合金
帽型样品出现剪切失稳现象,并形成一条宽20μm左右的剪切带.利用光学显微镜、
电子探针显微分析仪和透射电子显微镜分析了高熵合金显微组织的演变,发现在剪
切带的边界处,位错胞和孪生结构沿剪切方向高度拉长,直径约为150 nm的超细等
轴晶粒和纳米孪晶共同存在于剪切带的中心.
【期刊名称】《矿冶工程》
【年(卷),期】2018(038)003
【总页数】4页(P136-139)
【关键词】高熵合金;FeCoNiCrMn;粉末冶金;动态力学性能;应变率敏感;微观结构
【作 者】黄小霞;汪冰峰;刘彬
【作者单位】中南大学 材料科学与工程学院,湖南 长沙410083;中南大学 材料科
学与工程学院,湖南 长沙410083;中南大学 粉末冶金研究院,湖南 长沙410083
【正文语种】中 文
【中图分类】TG132.32
等原子比FeCoNiCrMn高熵合金因其强度高、硬度高、延展性好、耐磨和耐腐蚀
等优异性能而备受广大材料研究者的青睐［1－10］。虽然其静态力学性能研究较
为广泛，但动态力学行为的研究还有待完善。锯齿行为是材料在一定变形温度和应
变速率下塑性变形过程中相应应力⁃应变曲线上出现的反复屈服现象［11］。而剪
切局域化则是材料在高应变速率变形下的一种典型现象，剪切局域化的产生意味着
材料的损伤［12］。了解材料高应变速率下的锯齿行为、绝热剪切局域化及其微
观结构变化，对材料的应用有重大的意义。本文主要针对等原子比FeCoNiCrMn
高熵合金动态力学性能及其动态变形后的微观结构进行研究。
1 实 验
实验材料为 Fe、Co、Ni、Cr和 Mn高纯度合金粉末在感应加热真空炉中进行熔
融混合而成的等原子比FeCoNiCrMn高熵合金。熔融后的熔液经过陶瓷管流出后，
用4 MPa的高纯度Ar气对其进行雾化处理。陶瓷管材料是Al2O3，不会与合金
粉末熔液发生物理或化学反应。雾化处理后的合金粉末熔液冷却后凝固成粉末，获
得成分均匀、直径约40 nm的预合金粉末。凝固后所得的预合金粉末在真空压力
为1×10－3 Pa的HPD 25／3 SPS放电等离子烧结装置中加热到1273.15 K，在
压力30 MPa下高温烧结480 s。烧结所得最终样品为Φ40 mm×15 mm圆柱体
样品。
实验中，采用圆柱体和帽型两种形状的样品探究其动态力学行为。圆柱体试样用于
研究高熵合金动态力学性能；帽型试样用于研究高熵合金剪切局域化行为。其中，
圆柱体样品A～D的尺寸均为Φ4 mm×6 mm；而帽型样品E的尺寸如表1所示。
动态加载实验所采用的装置为分离式霍普金森压杆（SHPB）。
表1 帽型样品E尺寸／mm帽顶直径 帽底直径 剪切区高度 剪切区宽度5.6 6.2
2.7 0.3
利用POLYVAR⁃MET光学显微镜观察经过粗磨、精磨、抛光和腐蚀处理的
FeCoNiCrMn高熵合金材料表面形貌，腐蚀剂为25 mL C2H5 OH＋25 mL HCl
＋5 g CuSO4·5H 2O。在JXA－8230电子探针显微分析仪上对剪切带和基体的成
分进行分析；通过聚焦离子束减薄方法制备帽型样品透射样，在Tecnai G2 20透
射电子显微镜下分析其剪切带内的组织演变，工作电压200 kV。
2 实验结果及讨论
2.1 动态力学性能
圆柱体样品在动态加载过程中的真应力、应变速率、真应变可通过霍普金森压杆应
变片接收到的入射信号、透射信号计算得出：
式中σ、̇ε、ε分别为真应力、应变速率、真应变；A0为输入杆横截面积；A为
圆柱体样品截面积；E0为SHPB压杆的弹性模量；εi（t）和 εt（t）分别为应变
片记录下的入射波信号和透射信号；L为圆柱体样品的高度；C0为杆内的波速。
图1为FeCoNiCrMn高熵合金的动态变形力学响应曲线。从图1（a）可以看出，
圆柱体样品在动态加载过程中，真应力⁃真应变曲线出现明显的锯齿行为，而且应
变速率越高，锯齿行为越明显。
图1 等原子比FeCoNiCrMn高熵合金的动态变形力学响应
从图1（b）可以看出，随着应变速率增加，屈服强度迅速增加，由应变速率1
200 s－1时的495 MPa增加到 2 800 s－1时的 683 MPa。 由此可见，
FeCoNiCrMn 高熵合金对应变速率敏感。
由图1（c）可知，在相同的应变速率和温度下，粉末冶金制备的FeCoNiCrMn高
熵合金的屈服强度比铸态的高得多。
帽型样品动态加载过程中，剪切带内的剪切应力、应变速率、真应力和真应变的大
小计算得出［19－21］：
式中τ、γ分别为剪切应力、剪切应变；h为剪切区高度；s为剪切带宽度；di和
de分别为帽型样品的帽顶直径和帽底直径。
图2为帽型样品E的真应力⁃真应变曲线。帽型样品在变形初始阶段发生弹性形变，
在此过程中，应力随着应变增加而增加，应变硬化和应变率硬化效应起主要作用；
随后样品进入屈服阶段，此时，加工硬化和热软化效应共同起作用；当真应变达到
3.07左右时，真应力达到1 270 MPa，热软化效应越来越显著，并起到主导作用，
最后样品进入热黏塑性失稳阶段，并形成绝热剪切带。
图2 帽型样品E真应力⁃真应变曲线
2.2 动态变形微观结构形成机制
图3 为帽型样品动态变形后剪切区的金相图片。从图3可以看出，在剪切区中形
成了一条长而直的绝热剪切带，其宽度约为20μm。
图3 帽型样品E剪切区金相
图4 为帽型样品E剪切区的电子探针显微分析图片，线扫描分析区域包括基体和
剪切带。其中的插图为与图4相对应的线扫描结果，从插图中可以看出，剪切带
内的元素组成与基体的一致，由此可见，剪切带内依然保持为高熵态。
图4 帽型样品E剪切区电子显微探针分析图片
FeCoNiCrMn高熵合金为低层错能（约为19 mJ／m2）FCC结构的合金，在剧
烈的塑形变形中容易产生孪晶结构［22－23］。图5为剪切带的透射显微分析图
片。由图5（a）可知，由于帽型样品剪切区在动态变形过程中受到强大的剪切力
作用，剪切带边界的组织由位错胞和孪晶结构组成，并且沿着剪切力的方向被拉长。
由图5（b）和（c）可见，剪切带中部主要由纳米孪晶和超细等轴晶组成，晶粒大
小均为150 nm左右。这主要是因为当变形继续增加时，剪切力进一步增加，拉
长的位错胞和孪晶结构被拉断，最后由于界面能最小化旋转而形成了超细等轴晶和
纳米孪晶，这也就是Meyers和Nesterenko提出的旋转动态再结晶机制［24］。
图5 帽型样品E剪切带内微观组织（a）剪切带边界的透射电子显微图片；（b）、
（c）剪切带中心图片
3 结 论
粉末冶金制备的等原子比FeCoNiCrMn高熵合金具有应变速率敏感特征，在应变
速率大于1×103 s－1条件下出现明显的锯齿行为，应变速率越高，锯齿行为越明
显。此外，高熵合金的屈服强度随应变率增加而增加，由应变速率1 200 s－1时
的495 MPa增加到应变速率2 800 s－1时的683 MPa。在相同的应变速率和温
度下，粉末冶金制备的等原子比FeCoNiCrMn高熵合金的屈服强度比铸态的高。
真应变为3.07时，高熵合金真应力达到1 270 MPa，此时等原子比
FeCoNiCrMn高熵合金帽型样品出现剪切失稳现象，并形成一条宽约20μm的剪
切带；在剪切带的边界处，位错胞和孪生结构沿剪切方向高度拉长；在剪切带的中
心部分观察到直径约为150 nm的超细等轴晶粒和纳米孪晶。
参考文献：
【相关文献】
［1］ 翁子清，董刚，张群莉，等.退火对激光熔覆FeCrNiCoMn高熵合金涂层组织与性能的影响
［J］.中国激光， 2014，41（3）：59－64.
［2］ Zhang Y， Zuo T T， Tang Z， et tructures and properties of high⁃entropy
alloys［J］.Progress in Materials Science， 2014，61（8）：1－93.
［3］ Yao M J， Pradeep K G， Tasan C C， et al.A novel， single phase，non⁃equiatomic
FeMnNiCoCr high⁃entropy alloy with exceptional phase stability and tensile ductility
［J］.Scripta Materialia， 2014，s72－73（1）：5－8.
［4］ He J Y， Wang H， Huang H L， et al.A precipitation⁃hardened high⁃entropy alloy
with outstanding tensile properties［J］.Acta Materialia，2016，102：187－196.
［5］ Liu Y， Wang J S， Fang Q H， et ation of superfine⁃grained high entropy
alloy by spark plasma sintering gas atomized powder［J］.Intermetallics， 2016，68：16
－22.
［6］ Ye Q F， Feng K， Li Z G， et tructure and corrosion proper⁃ties of
CrMnFeCoNi high entropy alloy coating［J］.Applied Surface Science， 2016，396：1420
－1426.
［7］ 饶湖常，戴品强，陈鼎宁，等.碳含量对FeCoCrNiMnC x高熵合金显微组织与性能的影响
［J］.机械工程材料， 2016，40（8）：76－80.
［8］ 贺 飞.锻造和轧制对CoCrFeNiMn五元高熵合金组织结构和力学性能的影响［D］.大连：大
连理工大学材料科学与工程学院，2016.
［9］ 肖海波，喇培清，王小翠，等.铝热法制备CoCrFeMnNi高熵合金的表征［J］.热加工工艺，
2018，47（2）：118－121.
［10］ 付建新.CoCrFeNiMn系高熵合金高温变形与断裂行为研究［D］.合肥：中国科学技术大学
工程科学学院，2017.
［11］ Portevin A， Chatelier F a phenomenon observed in the tensile testing of
alloys during processing［J］.Comp Rend Acad Sci Paris，1923，176：507.
［12］ Dodd B， Bai Y tic Shear Localization：Frontiers and Ad⁃vances（second
ed）［M］.London：Elsevier Science Ltd， 2012.
［13］ Gali A， George E P， Gali A，et e properties of high⁃and
medium⁃entropy alloys［J］.Intermetallics， 2013，39（4）：74－78.
［14］ Fu JX，Cao CM，Tong W，et tensile properties and serrated flow behavior
of a thermomechanically treated CoCrFeNiMn high⁃entro⁃py alloy［J］.Materials Science
＆ Engineering A， 2017，690：418－426.
［15］ Shahmir H， Mousavi T，He JY，et tructure and properties of a
CoCrFeNiMn high⁃entropy alloy processed by equal⁃channel an⁃gular pressing
［J］.Materials Science ＆ Engineering A， 2017，705：411－419.
［16］ Laplanche G，Kostka A，Horst OM，et tructure evolution and critical
stress for twinning in the CrMnFeCoNi high⁃entropy alloy［J］.Acta Materialia， 2016，
118：152－163.
［17］ Laplanche G， Kostka A， Reinhart C， et s for the superior mechanical
properties of medium⁃entropy CrCoNi compared to high⁃entropy CrMnFeCoNi［J］.Acta
Materialia， 2017，128：292－303.
［18］ Wu Z， Parish C M， Bei ⁃twin mediated plasticity in carbon⁃containing
FeNiCoCrMn high entropy alloys［J］.Journal of Alloys ＆Compounds， 2015，647：815
－822.
［19］ Andrade U， Meyers M A， Vecchio K S， et c recrystalliza⁃tion in
high⁃strain， high⁃strain⁃rate plastic deformation of copper［J］.Acta Metallurgica Et
Materialia， 1994，42（9）：3183－3195.
［20］ Li Q， Xu Y B，Lai Z H，et c recrystallization induced by plastic
deformation at high strain rate in a Monel alloy［J］.Materials Science ＆ Engineering A，
2000，276（1－2）：250－256.
［21］ Culver R urgical Effects at High Strain Rates［M］.New York： Plenum
Press， 1973.
［22］ Zaddach A J， Niu C， Koch C C， et ical properties and stacking fault
energies of NiFeCrCoMn high⁃entropy alloy［J］.JOM，2013，65（12）：1780－1789.
［23］ Schuh B， Mendez⁃Martin F， Völker B， et ical properties，
microstructure and thermal stability of a nanocrystalline CoCrFeMnNi high⁃entropy alloy
after severe plastic deformation［J］.Acta Materia⁃lia， 2015，96：258－268.
［24］ Meyers M A， Nesterenko V F， Lasalvia JC， et localization in dynamic
deformation of materials：microstructural evolution and self⁃organization［J］.Materials
Science ＆ Engineering A， 2001，317（1－2）：204－225.