阅读说明：本技术 一种AlCu系高熵合金及其制备方法 (AlCu-series high-entropy alloy and preparation method thereof ) 是由 乙姣姣 王璐 杨林 徐明沁 于 2020-06-23 设计创作，主要内容包括：本发明涉及一种AlCu系高熵合金及其制备方法,包括原子百分比为11％～13％的金属单质Al,原子百分比为19％～24％的金属单质Cu,以及等原子百分比为20％～24％的金属单质Fe、Ni、V、Cr、Co、Ti中任意三种,通过电弧熔炼,获得了一系列具有综合力学性能较好的AlCu系高熵合金,具体包括AlCrCuNiV、AlCuFeNiV高熵合金、AlCoCrCuV高熵合金、AlCoCuNiTi高熵合金、AlCrCuFeV高熵合金。(The invention relates to an AlCu high-entropy alloy and a preparation method thereof, which comprises 11-13 atomic percent of metal simple substance Al, 19-24 atomic percent of metal simple substance Cu and any three of 20-24 atomic percent of metal simple substances Fe, Ni, V, Cr, Co and Ti, and obtains a series of AlCu high-entropy alloys with better comprehensive mechanical properties through arc melting, in particular comprising AlCrCuNiV, AlCuFeNiV high-entropy alloy, AlCoCrCuV high-entropy alloy, AlCoCuNiTi high-entropy alloy and AlCrCuFeV high-entropy alloy.)

一种AlCu系高熵合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及合金技术领域，具体涉及一种AlCu系高熵合金及其制备方法。

背景技术

传统合金的发展表面在一种或者两者主晶格中添加少量合金元素可改善性能，过多的合金元素种类会引起脆性金属间化合物(概念：若组元按一定比例结合在一起，相互作用后体系能量大大降低产生一个不同于各组元晶体结构的新晶体，则此晶体为金属间化合物)的出现而导致合金性能的恶化。因此出现了新的合金的设计理念，以多种主要元素为主制备出单相多主元高混乱度的固溶体(概念：若一种组元中的原子进入另一组元中元祖的正常格点位或间隙位而形成的晶态固体称为固溶体)合金，即多主元高熵合金。高熵合金的概念消除了传统合金由一个主要元素组成的限制，极大地扩展了新的多组分金属合金的设计可能性，为新材料的发现开铺平了道路。至今，已有大量性能优异的高熵合金被报道，这其中通常至少含有以下9种元素中的4种：Al、Co、Cr、Cu、Fe、Mn、Ni、Ti和V。若以等原子比的五元高熵合金为例，在以上9种元素中任选5种，将可产生630种合金；若再考虑非等原子比的组成，或者添加、替换其他合金元素，则高熵合金不仅难以计数，其性能也无规律，具有不可预测性。

高熵合金的性能由微观结构决定，微观结构是由合金元素形成的不同相组成的，而多元高熵合金即使调整一个元素便会造成相结构与性能的巨大差异。大量的高熵合金呈现出多脆性相的复杂的微结构，严重影响了高熵合金的性能。如何调整高熵合金成分及成分含量来改善其综合力学性能成为高熵合金领域急需解决的技术问题之一。

发明内容

为了改善高熵合金的力学性能的技术问题，而提供一种AlCu系高熵合金及其制备方法。本发明的AlCu系高熵合金具有较好的强度和塑性，综合力学性能较好。

为了达到以上目的，本发明通过以下技术方案实现：

一种AlCu系高熵合金，包括原子百分比为11％～13％的金属单质Al，原子百分比为19％～24％的金属单质Cu，以及等原子百分比为20％～24％的金属单质Fe、Ni、V、Cr、Co、Ti中任意三种。

进一步地，所述AlCu系高熵合金为AlCrCuNiV高熵合金。

进一步地，所述AlCu系高熵合金为AlCuFeNiV高熵合金。

进一步地，所述AlCu系高熵合金为AlCoCrCuV高熵合金。

进一步地，所述AlCu系高熵合金为AlCoCuNiTi高熵合金。

进一步地，所述AlCu系高熵合金为AlCrCuFeV高熵合金。

进一步地，所述金属单质的纯度≥99.9wt％。

本发明提供一种上述AlCu系高熵合金的制备方法，包括如下步骤：

(1)按照配比准备金属单质Al、Cu以及Fe、Ni、V、Cr、Co、Ti种任意三种金属单质，另外准备金属钛块，在非自耗真空电弧熔炼炉中于氩气保护下先熔化金属钛块，让钛吸附保护气氛中残留的氧气，以降低高熵合金熔炼时的氧化行为，再按照配比放入所述金属原材料，抽真空后，在氩气保护下进行电弧熔炼，所述电弧熔炼的过程中伴随电磁搅拌以增加合金混合的均匀性，冷却后，得到纽扣样品；熔炼过程中如果氩气保护气氛中氧含量过高，合金产生氧化皮，在熔炼过程中会破碎进入合金内，在合金中引入氧化物夹杂，或引起难混熔的状况，如Al液很难与氧化皮包裹的金属液混熔；

(2)对所述纽扣样品进行重复多次所述电弧熔炼过程，多次所述电弧熔炼过程结束后，冷却并去除所述纽扣样品的表面氧化层，再重复一次所述电弧熔炼过程，冷却后得到AlCu系高熵合金。

进一步地，在步骤(1)准备好所述金属原材料后还包括对其进行清洗的过程，目的是去除金属原材料表面杂质和氧化物，所述清洗的过程是采用砂轮机或砂纸打磨所述金属原材料，再采用丙酮为清洗溶剂将所述金属原材料在超声波中进行振荡清洗5min，所述超声波的功率密度为0.8W/cm²、频率为33Hz。

进一步地，步骤(1)中在所述抽真空达到2×10^-3Pa后即可反充氩气至5Pa；所述电弧熔炼的电流为50A～100A、时间为30s～1min。

进一步地，步骤(2)中在重复进行每次所述电弧熔炼过程前对所述纽扣样品进行翻转，重复多次所述电弧熔炼过程中需保持熔融状态2min～3min；所述多次为4次；还包括在步骤(2)后对所制得的所述AlCu系高熵合金进行退火热处理，所述退火热需采用钽箔包裹所述AlCu系高熵合金，抽真空达到2×10^-3Pa后反充氩气至5Pa于温度1500K～1700K下进行处理20h～24h。

有益技术效果：本发明的AlCu系高熵合金，通过元素Al原子百分比含量减半(相较于等原子比)，在Al、Cu中添加Fe、Ni、V、Cr、Co、Ti其中三种金属元素，获得了一系列具有综合力学性能较好的AlCu系高熵合金，具体包括AlCrCuNiV、AlCuFeNiV高熵合金、AlCoCrCuV高熵合金、AlCoCuNiTi高熵合金、AlCrCuFeV高熵合金；

其中AlCrCuNiV高熵合金铸态下为2BCC+FCC+B2四相结构，屈服强度大于1750MPa、断裂伸长率大于13.5％，退火热处理后相结构保持稳定，强度有所下降，但断裂伸长率有所提高，具有较好的强度和塑性，综合力学性能较好；

AlCuFeNiV高熵合金铸态下为FCC+B2两相结构，屈服强度大于1450MPa、断裂伸长率大于17％，退火热处理后相结构保持稳定，强度有所下降，但断裂伸长率提高至大于等于20％，具有较好的强度和塑性，综合力学性能较好；

AlCoCrCuV高熵合金铸态下为FCC+BCC两相结构，屈服强度大于1900MPa、断裂伸长率大于10％，退火热处理后相结构保持稳定，强度和塑性基本保持不变，具有较好的强度和塑性，综合力学性能较好；

AlCoCuNiTi高熵合金铸态下为FCC+BCC两相结构，屈服强度大于1000MPa、断裂伸长率大于等于19％，退火热处理后相结构保持稳定，强度和塑性略有下降，铸态下具有较好的强度和塑性，综合力学性能较好；

AlCrCuFeV高熵合金铸态下为FCC+BCC两相结构，屈服强度大于1300MPa、断裂伸长率大于17.5％，退火热处理后相结构保持稳定，强度和塑性有所提高，具有较好的强度和塑性，综合力学性能较好。

附图说明

图1为实施例2的Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金的XRD谱图。

图2为实施例4的Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金的XRD谱图。

图3为实施例6的Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金的XRD谱图。

图4为实施例8的Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金的XRD谱图。

图5为实施例10的Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金的XRD谱图。

图6为实施例2的Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金的压缩性能图。

图7为实施例4的Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金的压缩性能图。

图8为实施例6的Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金的压缩性能图。

图9为实施例8的Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金的压缩性能图。

图10为实施例10的Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金的压缩性能图。

以上图中—AC表示未进行退火前的铸态合金，—A表示经过退火处理后的合金。

具体实施方式

下面将结合本发明的实施例和附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。以下对至少一个示例性实施例的描述实际上仅仅是说明性的，决不作为对本发明及其应用或使用的任何限制。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

除非另外具体说明，否则在这些实施例中阐述的数值不限制本发明的范围。对于相关领域普通技术人员已知的技术、方法可能不作详细讨论，但在适当情况下，所述技术、方法应当被视为说明书的一部分。在这里示出和讨论的所有示例中，任何具体值应被解释为仅仅是示例性的，而不是作为限制。因此，示例性实施例的其它示例可以具有不同的值。

实施例1

一种AlCu系高熵合金，具体为AlCrCuNiV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Cr 20％、Cu 24％、Ni 23％、V 21％，表示为Al₁₂Cr₂₀Cu₂₄Ni₂₃V₂₁高熵合金。

上述Al₁₂Cr₂₀Cu₂₄Ni₂₃V₂₁高熵合金的制备方法如下：

(1)按照配比准备金属单质Al、Cu以及金属单质Ni、V、Cr，另外准备金属钛块，用标号为80的SiC砂纸打磨去除金属单质表面的杂质和氧化物，各金属单质的纯度均高于99.9wt％，然后使用丙酮为清洗溶剂、功率密度为0.8W/cm²及频率为33Hz的超声波进行振荡清洗5min，烘干后备用；

在非自耗真空电弧熔炼炉中于氩气保护下先熔化金属钛块，让钛吸附保护气氛中残留的氧气，以降低高熵合金熔炼时的氧化行为，再按照配比放入Al、Cu、Ni、V、Cr金属单质，抽真空达到2×10^-3Pa后反充氩气至5Pa，在氩气保护于电流60A进行电弧熔炼1min，所述电弧熔炼的过程中伴随电磁搅拌以增加合金混合的均匀性，冷却后，得到纽扣样品；熔炼过程中如果氩气保护气氛中氧含量过高，合金产生氧化皮，在熔炼过程中会破碎进入合金内，在合金中引入氧化物夹杂，或引起难混熔的状况，如Al液很难与氧化皮包裹的金属液混熔；

(2)对所述纽扣样品进行重复4次电弧熔炼，多次所述电弧熔炼结束后，冷却用角磨机进一步磨掉纽扣锭的表面氧化层，再重复一次所述电弧熔炼的过程，冷却后得到Al₁₂Cr₂₀Cu₂₄Ni₂₃V₂₁高熵合金；然后对该Al₁₂Cr₂₀Cu₂₄Ni₂₃V₂₁高熵合金进行退火热处理，退火热处理炉真空抽到2×10^-3Pa后反充氩气至5Pa，用0.1mm厚的钽箔包裹Al₁₂Cr₂₀Cu₂₄Ni₂₃V₂₁高熵合金以降低氧化，退火的温度为1573K、时间为24h。

实施例2

一种AlCu系高熵合金，具体为AlCrCuNiV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Cr 24％、Cu 20％、Ni 21％、V 23％，表示为Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金。

上述Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金的制备方法如下：

(1)按照配比准备金属单质Al、Cu以及金属单质Ni、V、Cr，另外准备金属钛块，用标号为80的SiC砂纸打磨去除金属单质表面的杂质和氧化物，各金属单质的纯度均高于99.9wt％，然后使用丙酮为清洗溶剂、功率密度为0.8W/cm²及频率为33Hz的超声波进行振荡清洗5min，烘干后备用；

在非自耗真空电弧熔炼炉中于氩气保护下先熔化金属钛块，让钛吸附保护气氛中残留的氧气，以降低高熵合金熔炼时的氧化行为，再按照配比放入Al、Cu、Ni、V、Cr金属单质，抽真空达到2×10^-3Pa后反充氩气至5Pa，在氩气保护于电流100A进行电弧熔炼30s，所述电弧熔炼的过程中伴随电磁搅拌以增加合金混合的均匀性，冷却后，得到纽扣样品；熔炼过程中如果氩气保护气氛中氧含量过高，合金产生氧化皮，在熔炼过程中会破碎进入合金内，在合金中引入氧化物夹杂，或引起难混熔的状况，如Al液很难与氧化皮包裹的金属液混熔；

(2)对所述纽扣样品进行重复4次电弧熔炼，多次所述电弧熔炼结束后，冷却用角磨机进一步磨掉纽扣锭的表面氧化层，再重复一次所述电弧熔炼的过程，冷却后得到Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金；然后对该Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金进行退火热处理，退火热处理炉真空抽到2×10^-3Pa后反充氩气至5Pa，用0.1mm厚的钽箔包裹Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金以降低氧化，退火的温度为1673K、时间为20h。

实施例3

一种AlCu系高熵合金，为AlCuFeNiV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Cu 21％、Fe 23％、Ni 23％、V 21％，表示为Al₁₂Cu₂₁Fe₂₃Ni₂₃V₂₁高熵合金。

上述Al₁₂Cu₂₁Fe₂₃Ni₂₃V₂₁高熵合金的制备方法与实施例1相同。

实施例4

一种AlCu系高熵合金，为AlCuFeNiV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Cu 21％、Fe 22％、Ni 22％、V 23％，表示为Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金。

上述Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金的制备方法与实施例2相同。

实施例5

一种AlCu系高熵合金，为AlCoCrCuV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Co 21％、Cr 23％、Cu 23％、V 21％，表示为Al₁₂Co₂₁Cr₂₃Cu₂₃V₂₁高熵合金。

上述Al₁₂Co₂₁Cr₂₃Cu₂₃V₂₁高熵合金的制备方法与实施例1相同。

实施例6

一种AlCu系高熵合金，为AlCoCrCuV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Co 22％、Cr 23％、Cu 20％、V 23％，表示为Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金。

上述Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金的制备方法与实施例2相同。

实施例7

一种AlCu系高熵合金，为AlCoCuNiTi高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Co 21％、Cu 23％、Ni 23％、Ti 21％，表示为Al₁₂Co₂₁Cu₂₃Ni₂₃Ti₂₁高熵合金。

上述Al₁₂Co₂₁Cu₂₃Ni₂₃Ti₂₁高熵合金的制备方法与实施例1相同。

实施例8

一种AlCu系高熵合金，为AlCoCuNiTi高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Co 23％、Cu 19％、Ni 22％、Ti 24％，表示为Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金。

上述Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金的制备方法与实施例2相同。

实施例9

一种AlCu系高熵合金，为AlCrCuFeV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Cr 21％、Cu 23％、Fe 23％、V 21％，表示为Al₁₂Cr₂₁Cu₂₃Fe₂₃V₂₁高熵合金。

上述Al₁₂Cr₂₁Cu₂₃Fe₂₃V₂₁高熵合金的制备方法与实施例1相同。

实施例10

一种AlCu系高熵合金，为AlCrCuFeV高熵合金，包括如下原子百分比的金属单质：Al 12％、Cr 23％、Cu 19％、Fe 22％、V 24％，表示为Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金。

上述Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金的制备方法与实施例2相同。

对比例1

本对比例为Al_0.5CrCuFeNi₂高熵合金，各金属单质原子比为0.5:1:1:1:2，制备方法与实施例2相同。

对比例2

本对比例为等摩尔比的AlCoCrCuFeNi高熵合金，制备方法与实施例2相同。

对实施例2、实施例4、实施例6、实施例8、实施例10、对比例1和对比例2的高熵合金采用Rigaku X射线衍射仪进行物相分析，工作电压和电流分别为40KV和190mA，X射线源为CuKα(λ＝0.1542nm)射线，扫描角度2θ范围为20～120°。具体的XRD图分别如图1、图2、图3、图4、图5所示。

由图1可知，相比于对比例1的Al_0.5CrCuFeNi高熵合金的单相FCC固溶体结构，本发明实施例2的Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金具有2BCC+FCC+B2四相结构，经过退火热处理后，其相结构保持稳定。

由图2可知，相比于对比例1的Al_0.5CrCuFeNi高熵合金的单相FCC固溶体结构，本发明实施例4的Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金具有FCC+B2两相结构，经过退火热处理后，其相结构保持稳定。

由图3可知，相比于对比例2的AlCoCrCuFeNi高熵合金的单相FCC固溶体结构，本发明实施例6的Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金具有FCC+BCC两相结构，经过退火热处理后，其相结构保持稳定。

由图4可知，相比于对比例2的AlCoCrCuFeNi高熵合金的单相FCC固溶体结构，本发明实施例8的Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金具有FCC+BCC两相结构，经过退火热处理后，其相结构保持稳定。

由图5可知，相比于对比例2的AlCoCrCuFeNi高熵合金的单相FCC固溶体结构，本发明实施例10的Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金具有FCC+BCC两相结构，经过退火热处理后，其相结构保持稳定。

对以上实施例和对比例进行硬度和压缩性能的测试，数据见表1。

硬度测试方法：将试样放到HVS-1000型数显显微硬度计上，在0.5kg载荷下，用136°维氏金刚石棱锥在抛光后的横截面上测量了30s的维氏显微硬度，每个试样上测量10个点，最后将数据取平均值。

压缩性能测试方法：压缩试验用圆柱形试样的直径为3.7mm，高度为5.6mm，试样轴线平行于圆柱形外表面，上下两平面平行；使用计算机控制的Instron(Instron，Norwood，MA)机械试验机(配有碳化硅模具)在室温下进行压缩试验。为了减少摩擦，在压缩面和碳化硅模具之间使用了薄的聚四氟乙烯箔；对样品施加5.6×10^-3mm/s的恒定压缩速度，对应于10^-3s^-1的初始应变率。

表1实施例1～10高熵合金的性能

实施例2的Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金的压缩性能图如图6所示，由图1可知，铸态Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金的屈服强度为1763MPa，在断裂前强度达到最大值2353MPa，其极限应变为13.8％；经退火热处理后，屈服强度为1409MPa，在断裂前强度达到最大值1768MPa，强度有所下降，但其极限应变提升到15.7％，本发明铸态和退火热处理后的Al₁₂Cr₂₄Cu₂₀Ni₂₁V₂₃高熵合金均具有良好的强度和塑性。相较于对比例1的Al_0.5CrCuFeNi高熵合金，本发明的AlCrCuNiV高熵合金随着元素V分别取代了对比例1-AlCrCuFeNi高熵合金中的元素Fe，本发明的AlCrCuNiV高熵合金除了FCC相，还具有坚硬的BCC，V的加入有利于BCC相的形成，BCC晶格结构中滑移系的数量远少于FCC相，这使得本发明的AlCrCuNiV高熵合金铸态下硬度、强度上升；除BCC相，富铜区所形成的网状骨架也一定程度上限制了变形，保证了高熵合金的塑性；热处理后相结构保持稳定，且进一步消除了合金的内应力和内部微裂纹，使高熵合金的塑性进一步提高，但同时Cu元素进一步富集，导致了富铜区的软化，所以退火后的本发明的AlCrCuNiV高熵合金材料强度会有所下降。

实施例4的Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金的压缩性能图如图7所示，由图2可知，铸态Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金的屈服强度为1456MPa，在断裂前强度强度达到最大值2086MPa，其极限应变为17.9％；经退火热处理后，屈服强度为861MPa，在断裂前强度达到最大值1713MPa，强度有所下降，但其极限应变提升到20.8％，本发明铸态Al₁₂Cu₂₁Fe₂₂Ni₂₂V₂₃高熵合金具有良好的强度和塑性。相较于对比例1的Al_0.5CrCuFeNi高熵合金，本发明的AlCuFeNiV高熵合金随着元素V分别取代了对比例1-AlCrCuFeNi高熵合金中的元素Cr，本发明的AlCuFeNiV高熵合金除了FCC相，还具有坚硬的B2相，V的加入有利于BCC相的形成，BCC晶格结构中滑移系的数量远少于FCC相，这使得本发明的AlCrCuNiV高熵合金铸态下硬度、强度上升；除B2相外，富铜区所形成的网状骨架也一定程度上限制了变形，保证了高熵合金的塑性；热处理后相结构保持稳定，且进一步消除了合金的内应力和内部微裂纹，使高熵合金的塑性进一步提高，但同时Cu元素进一步富集，富铜区固溶体强化效果降低，导致了富铜区的软化，所以退火后的本发明的AlCuFeNiV高熵合金材料强度会有所下降，塑性进一步提高。

实施例6的Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金的压缩性能图如图8所示，由图3可知，铸态Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金的屈服强度为1935MPa，在断裂前强度达到最大值2296MPa，其极限应变为10.7％；经退火热处理后，屈服强度为1825MPa，在断裂前强度达到最大值2166MPa，强度和塑性基本保持不变。本发明铸态和退火热处理后的Al₁₂Co₂₂Cr₂₃Cu₂₀V₂₃高熵合金具有良好的强度和塑性。相较于对比例2的AlCoCrCuFeNi高熵合金，本发明AlCoCrCuV高熵合金随着元素V取代了对比例2中AlCoCrCuFeNi合金中的元素Fe和Ni，本发明的AlCoCrCuV高熵合金除了FCC相，还产生了大量坚硬BCC相，元素V的加入有利于BCC相的形成，BCC晶格结构中滑移系的数量远少于FCC相，这使得本发明AlCoCrCuV高熵合金铸态下具有较好的抵抗变形的能力；除BCC相外，富铜区所形成的网状骨架也一定程度上限制了变形，使得本发明AlCoCrCuV高熵合金的强度有了明显提高；退火热处理后相结构保持稳定，Cu元素进一步富集，但同时网状骨架的其它四种元素有所析出，富铜区固溶体强化效果降低，导致本发明AlCoCrCuV高熵合金材料强度略有下降。

实施例8的Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金的压缩性能图如图9所示，由图4可知，铸态Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金的屈服强度为1130MPa，在断裂前强度达到最大值1627MPa；经退火热处理后，屈服强度为996MPa，在断裂前强度达到最大值1642MPa，强度有所下降，塑性基本保持不变。本发明铸态Al₁₂Co₂₃Cu₁₉Ni₂₂Ti₂₄高熵合金具有良好的强度和塑性。相较于对比例2的AlCoCrCuFeNi高熵合金，本发明AlCoCuNiTi高熵合金随着元素Ti取代了对比例2中AlCoCrCuFeNi合金中的元素Fe和Cr，本发明的AlCoCuNiTi高熵合金除了FCC相，还产生了大量坚硬BCC相，元素Ti的加入有利于BCC相的形成，BCC晶格结构中滑移系的数量远少于FCC相，这使得本发明AlCoCuNiTi高熵合金铸态下具有较好的抵抗变形的能力；除BCC相外，富铜区所形成的网状骨架也一定程度上限制了变形，使得本发明AlCoCuNiTi高熵合金的强度有了明显提高；退火热处理后相结构保持稳定，同时Cu元素进一步富集，富铜区固溶体强化效果降低，导致本发明AlCoCuNiTi高熵合金材料强度略有下降。

实施例10的Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金的压缩性能图如图10所示，由图5可知，铸态Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金的屈服强度为1340MPa，在断裂前强度达到最大值2231MPa，其极限应变为17.9％；经退火热处理后，屈服强度为1387MPa，在断裂前强度达到最大值1998MPa，强度和塑性基本保持不变。本发明铸态和退火处理后的Al₁₂Cr₂₃Cu₁₉Fe₂₂V₂₄高熵合金具有良好的强度和塑性。相较于对比例2的AlCoCrCuFeNi高熵合金，本发明AlCrCuFeV高熵合金随着元素V取代了对比例2中AlCoCrCuFeNi合金中的元素Co和Ni，本发明的AlCrCuFeV高熵合金除了FCC相，还产生了大量坚硬BCC相，元素V的加入有利于BCC相的形成，BCC晶格结构中滑移系的数量远少于FCC相，这使得本发明AlCrCuFeV高熵合金铸态下具有较好的抵抗变形的能力；除BCC相外，富铜区所形成的网状骨架也一定程度上限制了变形，使得本发明AlCrCuFeV高熵合金的强度有了明显提高；退火热处理后相结构保持稳定，强度和塑性基本保持稳定。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。