**摘要**
本研究探讨了通过粉末冶金技术将高熵合金（HEAs）融入铝基复合材料（AMCs）中，以改善其机械、热学和电学性能。通过系统地将HEA含量从0%变化到30%，观察到机械性能显著提升。在HEA含量为30%时，复合材料的体积模量增加了37.95%，杨氏模量增加了33.57%，相比纯铝有所提高。显微硬度提高了约60%，这归因于界面结合、弥散强化和晶粒细化作用。然而，HEA含量的增加导致了孔隙率的提高，从而略微降低了材料的电导率和热导率，分别降低了16.9%和33.3%。随着熵含量的增加，热膨胀率降低，表明材料的尺寸稳定性得到增强。在氩气氛围下的先进烧结技术有助于减少孔隙率并改善界面相互作用。这些发现突显了HEA增强型AMCs作为轻质、高性能材料的潜力，适用于航空航天、汽车和高温应用领域，这些领域对机械强度和稳定性有严格要求。
**1 引言**
铝基复合材料（AMCs）因其出色的强度重量比、热导率和耐腐蚀性而广受认可，是航空航天、汽车和电子工业中高性能应用的理想选择[1, 2]。传统上，这些复合材料使用陶瓷颗粒或纤维进行增强，但往往存在延展性降低和基体与增强体之间界面结合不良的问题[3]。高熵合金（HEAs）由五种或更多主要金属元素以等原子或接近等原子比例组成，由于其优异的机械性能（如高强度、延展性和耐磨性）而成为有前景的替代材料[4, 5]。它们独特的微观结构特征——固溶强化、缓慢扩散和相稳定性——使其成为金属基体的理想增强体[6, 7]。将HEAs整合到铝基体中，不仅能够克服传统增强材料的局限性，还能保持铝的轻质优势。与可能使复合材料变脆的陶瓷不同，HEA增强体通过位错钉扎、晶粒细化和界面载荷传递等机制提供强度和韧性[8, 9]。此外，HEAs与金属基体的相容性更好，减少了陶瓷增强体常见的脆性界面反应风险[10]。HEA增强型AMCs在机械性能和电导率、热导率等物理传输性能方面的同时提升潜力，使其成为适用于高温和高应力等苛刻环境的下一代结构和功能材料[2, 11]。最近的研究探讨了高熵合金（HEA）增强型铝基复合材料的制备和性能。已经研究了多种烧结技术，包括传统烧结[12, 13]、微波烧结[14]和火花等离子烧结（SPS）[15, 16]。例如，FeCoNiCrMo和AlCoCrFeNi HEAs成功增强了铝基体，显著提高了硬度和抗磨损性[8, 17, 18]。此外，HEAs的添加还降低了热膨胀系数，提高了材料在热循环下的尺寸稳定性[9, 19]。尽管取得了这些有希望的结果，但大多数研究集中在较低的增强含量（≤15 wt%）和有限的成分变化上，重点关注特定的机械性能改进，而没有全面评估物理传输性能[20]。研究表明，增加HEA含量通常会提高硬度和抗磨损性，但可能会降低电导率和致密度[21, 22]。基体与增强体之间的微观结构、相组成和界面结合对于确定复合材料的性能至关重要[23]。本研究的新颖之处在于探索了HEA增强的全范围，揭示了由于孔隙率增加而导致机械性能下降的关键阈值。同时，还量化了热导率和电导率的降低，提供了对性能权衡的全面理解。特别是在氩气氛围下的真空辅助烧结等先进烧结技术，有助于减少孔隙率并增强界面结合。这种跨广泛成分范围的多性能分析为设计适用于高性能结构和功能应用的HEA增强型AMCs提供了宝贵的见解。
**2 材料与方法**
本研究采用粉末冶金方法制备铝/高熵合金（HEA）复合材料，强调精确的材料选择和制备。增强材料FeCoNiCrMo HEA粉末由长沙Easchem有限公司提供，其元素组成平衡，以Mo为主要元素（28.59 wt%），颗粒尺寸分布可控（15–53 µm）。FeCoNiCrMo HEA的名义成分（wt%）为17.38% Fe、18.46% Co、18.81% Ni、16.48% Cr和28.59% Mo。铝基体由99.7%的纯球形铝粉（MQ-AL99型）组成，平均颗粒尺寸范围为20–40 µm，来自巩义市美琦工贸有限公司。这两种粉末都经过精心处理，以避免污染并确保质量一致，符合GB/T 14265和GB/T 23942等标准。这种细致的材料制备为制备可重复且高性能的复合材料奠定了基础。粉末冶金过程首先包括Al-HEA混合物的均匀化和压实。使用校准的CAMRY天平精确测量铝（95 wt%）和FeCoNiCrMo HEA（5 wt%）的重量比，并使用Ormi–Smart GM-800S1多功能研磨机混合，以确保HEA在铝基体中的均匀分布。图1展示了Al/HEA（高熵合金）复合材料的粉末冶金制备过程。为了确保均匀性，所有粉末混合物在300 rpm的旋转速度下混合2小时。这一过程对所有HEA含量（0%至30%）保持不变，以消除加工变量，随后使用液压机（Metalkraft WPP-60 MSK）在12 MPa（120 bar）压力下进行压实。绿色压块在氩气氛围下于580°C烧结1.5小时，然后缓慢冷却。烧结样品为直径10 mm、厚度约5 mm的圆柱形盘。随着HEA含量的增加，复合材料的密度逐渐提高，反映了HEA相比纯铝更高的密度。这些混合物采用粉末冶金方法制备，包括混合、压实和进一步表征。
**2.1 表征与测试**
使用先进技术分析了材料的性能，以全面了解其行为。为了准备后续的硬度测试和形态学检查，烧结样品被安装并平整。遵循标准的金相制备程序，样品先用一系列SiC砂纸打磨至1200目，然后用1 µm金刚石悬浮液抛光。本文报告的电学和机械性能值是基于样品的体积几何截面计算出的“有效”性能。这种方法遵循ASTM标准测试协议。然而，由于孔隙率导致有效截面积减小，固相中的局部应力和电流密度较高。对于每种成分（0%至30% HEA），制备并测试了五个不同的样品以确保统计可靠性。复合材料的理论密度ρth使用混合规则计算。体积密度ρexp使用阿基米德原理测量。总孔隙率（P）则使用以下公式计算：
电导率使用Jandel RM3-AR四点探针系统测量，该系统提供准确且无损的电阻率测量。热导率通过激光闪蒸分析（NETZSCH LFA 467 HyperFlash）评估，这是一种广泛用于确定热扩散率的方法，结合比热和密度数据可以推导出热导率。材料的热膨胀系数使用NETZSCH DIL 402 F3 Maia膨胀计测量，该仪器能够精确测量温度函数下的尺寸变化。机械性能，包括杨氏模量、剪切模量和体积模量，使用Olympus Epoch 650超声波 flaw探测器通过超声脉冲回波技术评估，该技术基于声波在材料中的传播速度来确定弹性模量。最后，使用Wilson VH3300显微硬度测试仪进行维氏硬度测试，以了解材料对局部塑性变形的抵抗能力。
**3 结果与讨论**
**3.1 物理性能**
**3.1.1 密度和孔隙率分析**
图2展示了HEA含量、密度和铝/HEA复合材料孔隙率之间的关系。虽然添加HEA成功提高了复合材料的密度，但也引入了与孔隙率相关的挑战，尤其是在较高浓度时。对铝/高熵合金（HEA）复合材料（特别是将FeCoNiCrMo HEA加入铝基体中的复合材料）的分析显示，随着HEA含量从0%增加到30%，密度和孔隙率有明显趋势。理论和体积密度都随着HEA浓度的增加而逐渐增加，反映了HEA相比纯铝更高的密度。例如，纯铝的理论密度为2.7 g/cm³，而含有30% HEA的复合材料的理论密度为3.36178 g/cm³。相比之下，体积密度也呈现出类似的上升趋势，从2.608 g/cm³增加到3.125 g/cm³。然而，HEA含量的增加伴随着相对密度的降低和总孔隙率的相应增加，从纯铝的3.41%增加到30% HEA复合材料的7.04%。这些趋势表明，虽然HEA的添加成功提高了材料的密度，但在粉末冶金过程中可能由于致密化不完全而产生更多的空洞或缺陷。相对密度的轻微下降和随之而来的孔隙率增加可能会对机械性能（如强度和延展性）产生负面影响。此外，HEA含量的系统变化允许精确控制材料的成分，从而能够研究微观结构变化及其对机械行为的影响，为针对特定工程应用定制的轻质复合材料铺平了道路。SEM图像展示了不同比例高熵合金（HEA）添加剂在铝（Al）基体中的微观结构演变，突出了HEA含量对孔隙率的影响，如图3所示。分析显示了一个明确趋势：随着HEA含量从0%增加到30%，复合材料的总孔隙率单调增加，这与视觉观察和定量测量结果一致。纯Al基体（0% HEA）的微观结构看起来致密，孔隙率极低（3.40741%），表明烧结过程中实现了有效的致密化。纯Al样品的微观结构分析显示了无压烧结过程中形成的微孔特征，而不是结构性的整体裂纹。这一解释得到了密度测量的支持，测得的孔隙率相对较低，约为3.4%，证实了材料的整体完整性。因此，SEM显微图中这些特征的明显程度可能是由于表面粗糙度造成的，而不是内部失效的迹象。
**3.2 表征与测试的详细内容**
材料的性能分析采用了先进技术，以全面了解其行为。为了准备后续的硬度测试和形态学检查，烧结样品被安装并平整。遵循标准的金相制备程序，样品先用一系列SiC砂纸打磨至1200目，然后用1 µm金刚石悬浮液抛光。本文报告的电学和机械性能值是基于样品的体积几何截面计算出的“有效”性能。这种方法遵循标准ASTM测试协议。然而，由于孔隙率导致有效截面积减小，固相中的局部应力和电流密度较高。对于每种成分（0%至30% HEA），制备并测试了五个不同的样品以确保统计可靠性。复合材料的理论密度ρth使用混合规则计算。体积密度ρexp使用阿基米德原理测量。总孔隙率（P）则使用以下公式计算：
电导率使用Jandel RM3-AR四点探针系统测量，该系统提供准确且无损的电阻率测量。热导率通过激光闪蒸分析（NETZSCH LFA 467 HyperFlash）评估，这是一种广泛用于确定热扩散率的方法，结合比热和密度数据可以推导出热导率。材料的热膨胀系数使用NETZSCH DIL 402 F3 Maia膨胀计测量，该仪器能够精确测量温度函数下的尺寸变化。机械性能，包括杨氏模量、剪切模量和体积模量，使用Olympus Epoch 650超声波 flaw探测器通过超声脉冲回波技术评估，该技术基于声波在材料中的传播速度确定弹性模量。最后，使用Wilson VH3300显微硬度测试仪进行维氏硬度测试，以了解材料对局部塑性变形的抵抗能力。随着高熵合金（HEA）含量的增加，孔隙率的增加是由于材料本身的性质，如密度差异和颗粒大小不匹配，加上与加工相关的挑战，如致密化不足和界面相互作用[24]。
3.1.2 电导率
图4显示，在所有测试温度（26°C、150°C和300°C）下，电导率随着高熵合金（HEA）含量的增加而系统性地降低。在室温（26°C）时，纯铝基体的电导率为3.354 × 10^7 S/m，而含有30 wt.% HEA的复合材料的电导率降低到2.784 × 10^7 S/m。这种趋势在较高温度下仍然存在，随着温度从26°C升高到300°C，所有组分的电导率进一步降低。具体来说，电导率的百分比下降随着温度的升高而变得更加明显：在26°C时，下降幅度约为16.9%；在150°C时，下降幅度约为15.5%（从0 wt.% HEA的3.129 × 10^7 S/m降至30 wt.% HEA的2.647 × 10^7 S/m）；在300°C时，下降幅度达到22.4%。比较这三个温度条件，300°C时的百分比下降最为显著，表明较高温度加剧了HEA添加对电性能的不利影响。这一趋势突显了在较高温度下声子-电子散射增加以及HEA颗粒和孔隙率带来的电阻效应的联合影响。300°C时电导率的显著下降强调了优化这些复合材料组成和加工以适应高温应用的必要性。随着HEA含量的增加而观察到的电导率下降可以归因于几个因素。首先，添加HEA颗粒引入了比铝基体具有更高电阻率的区域。由于HEA具有复杂的多组分结构，通常表现出比纯金属更低的电导率，这干扰了电子的自由运动[25]。随着HEA含量的增加，这些高电阻率区域的体积分数增加，导致复合材料的整体电导率降低。这一现象在之前关于金属基体复合材料的研究中已有充分记录，其中陶瓷或金属增强剂的加入通常会由于基体与增强相之间的界面处电荷载流子的散射而降低电导率[20]。此外，孔隙率的存在也在降低电导率方面起着重要作用。孔隙区域作为绝缘屏障，阻碍了电子流动，进一步导致了观察到的电导率下降。随着HEA含量的增加，孔隙率的增加与电导率的降低直接相关，突显了微观结构特征与电性能之间的相互作用。
3.1.3 热导率
纯铝基体（0 wt.% HEA）的热导率为223.08 W/m·K。随着HEA含量的增加，热导率逐渐降低，在5 wt.% HEA时降至215.12 W/m·K，在10 wt.% HEA时进一步降至194.58 W/m·K，在15 wt.% HEA时继续降至185.52 W/m·K，如图5所示。在较高的HEA浓度下，热导率的降低更加明显，在20 wt.% HEA时降至178.5 W/m·K，在25 wt.% HEA时降至158.52 W/m·K，在30 wt.% HEA时降至148.25 W/m·K。与纯铝基体（223.08 W/m·K）相比，复合材料的总热导率降低了大约33.3%。在中等HEA含量下，热导率的百分比降低分别为：5 wt.%时为3.56%，10 wt.%时为12.78%，15 wt.%时为16.36%，20 wt.%时为20.01%，25 wt.%时为29.03%。随着HEA含量的增加，热导率的下降可以归因于几个关键因素。首先，添加HEA颗粒引入了比铝基体具有更低热导率的区域。由于HEA具有复杂的多组分结构，通常表现出较低的热导率，这导致声子散射增加和热传递受阻。随着HEA颗粒体积分数的增加，复合材料的整体热阻增加，从而导致热导率系统性地降低。
3.1.3 热导率
纯铝基体（0 wt.% HEA）的热导率为223.08 W/m·K。随着HEA含量的增加，热导率逐渐降低，在5 wt.% HEA时降至215.12 W/m·K，在10 wt.% HEA时进一步降至194.58 W/m·K，在15 wt.% HEA时继续降至185.52 W/m·K，如图5所示。在较高的HEA浓度下，热导率的降低更加明显，在20 wt.% HEA时降至178.5 W/m·K，在25 wt.% HEA时降至158.52 W/m·K，在30 wt.% HEA时降至148.25 W/m·K。这与纯铝基体相比，热导率总共降低了大约33.3%。在中等HEA含量下，热导率的百分比降低分别为：5 wt.%时为3.56%，10 wt.%时为12.78%，15 wt.%时为16.36%，20 wt.%时为20.01%，25 wt.%时为29.03%。随着HEA含量的增加，热导率的下降可以归因于几个关键因素。首先，添加HEA颗粒引入了比铝基体具有更低热导率的区域。由于HEA具有复杂的多组分结构，通常表现出较低的热导率，这导致声子散射增加和热传递受阻。随着HEA颗粒体积分数的增加，复合材料的整体热阻增加，从而导致热导率系统性地降低。
3.1.4 热膨胀
图6显示了一系列材料中相对热膨胀与熵含量之间的有趣关系，每种材料都用一条不同的线表示。从趋势中可以看出，随着熵含量的增加，相对热膨胀降低——这一现象根植于热力学和材料科学的基本原理。顶部的黑线代表熵含量最低的材料，表现出最高的相对热膨胀。相比之下，底部的青色线对应于熵含量最高的材料，显示出最低的相对热膨胀。要理解这种行为，可以考虑熵的概念，熵量化了系统内的无序或随机性。熵含量高的材料往往具有更无序的原子结构，导致原子间键合强度降低，温度变化时的能量传递效率降低。这使得对热刺激的反应减弱，因为即使在较低温度下，原子也已经具有较高的振动能量。例如，在熵含量为0.2（为说明而任意选择）时，黑线显示的相对热膨胀约为15%。相比之下，在熵含量为0.8时，青色线显示的相对热膨胀约为5%。这种10%的热膨胀降低突显了熵对材料行为的显著影响。此外，高熵材料由于其复杂的合金组成，通常表现出独特的性质，其中多种元素有助于原子更均匀的分布。这种均匀性减少了局部应力集中，增强了热稳定性，进一步抑制了热膨胀。本质上，该图捕捉了这种定量趋势。它强调了熵对材料宏观性质的深远影响，为从航空航天工程到热电设备等各种应用提供了宝贵的见解。
图6显示了一系列材料中相对热膨胀与熵含量之间的关系。使用微观力学模型进行热膨胀分析：
特纳模型（基于体积模量的混合规则）[33, 34]：
其中：
α = 热膨胀系数（CTE）；
B = 体积模量，下标m/p表示基体/颗粒；
αAl = 23.6×10^-6/°C；αHEA≈12.5×10^-6/°C；
BAl = 71.12 GPa（0% HEA时）；BHEA≈160 GPa（基于典型的HEAs）。
使用这些值，我们得到：Keff ≈ 48.6 W/M·K。
然而，我们在30 wt% HEA时测量的值约为148.25 W/m·K，显著高于Maxwell的预测。这表明HEA颗粒并不像理想的绝缘夹杂物那样行为，可能是由于更好的界面键合或部分电子传导贡献。哈塞尔曼-约翰逊模型（考虑了不完美的界面接触）[30, 31]：
其中α = 0.07，Φ = 0.3，我们得到：Keff ≈ 42 W/M·K。
同样，我们测量的值要高得多，表明界面电阻可能低于预期，或者仍有一些声子传输发生。哈辛-施特里克曼界限（提供理论上的上下限）[32]：
下限（基体主导）：
上限（夹杂物主导）：
在30 wt% HEA时：
HS-lower ≈ 38 W/m·K；
HS-upper ≈ 190 W/m·K。
我们测量的值（148.25 W/m·K）位于这些界限之内，表明复合材料更多地受到夹杂物的影响，但也受到基体的显著影响。当前的热导率值位于哈辛-施特里克曼界限之间，验证了这一总体趋势。与经典模型的偏差表明，孔隙率和不完美的界面降低了热性能，但并不像预测的那样显著，可能是由于部分声子传输或残余的金属连续性。在30 wt%的高熵合金（HEA）含量下：Αc ≈18.7×10^-6/°C
当前的实验结果显示约为16.5 × 10^-6/°C，略低于Turner的预测值。这表明该复合材料的约束作用比预测的更强，可能是由于残余应力和晶粒细化效应所致。
通过Wiedemann–Franz定律估算热导率
Wiedemann–Franz定律提供了金属和合金的电子热导率（κ_e）与电导率（κ）之间的基本关系：
其中：
κ_e = 电子热导率（W/m·K）
κ = 电导率（S/m）
T = 绝对温度（K）
λ = Lorenz数 ≈ 1.28×10^12 W·Ω/K^2
使用表1中给出的室温电导率数据（26°C或299.15 K），计算了每种HEA组成的电子热导率（κ_e）。结果与实验测量的总热导率（κ）一起在表2中呈现。
表1. 制备的复合样品中HEA含量、孔隙率与电导率之间的关系。HEA含量（wt.%）
| HEA含量（wt.%） | 测量得到的σ_eff（S/m） | 孔隙率（P） | 估算的σ0（S/m） |
|-----------|--------------|---------|-----------|
| 0 | 3.354 × 10^7 | 0.0341 | 3.472 × 10^7 |
| 5 | 3.280 × 10^7 | 0.0386 | 3.405 × 10^7 |
| 10 | 3.200 × 10^7 | 0.0421 | 3.347 × 10^7 |
| 15 | 3.120 × 10^7 | 0.0489 | 3.285 × 10^7 |
| 20 | 3.050 × 10^7 | 0.0534 | 3.223 × 10^7 |
| 25 | 2.900 × 10^7 | 0.0604 | 3.087 × 10^7 |
| 30 | 2.784 × 10^7 | 0.0704 | 2.986 × 10^7 |
表2. 通过Wiedemann–Franz定律计算得到的电子热导率（κ_e）与测量得到的总热导率（κ）的比较。HEA含量（wt.%）
| HEA含量（wt.%） | 26°C时的κ_e（W/m·K） | 计算得到的κ（W/m·K） | 测量得到的κ（W/m·K） | 声子贡献（W/m·K） |
|-----------|-----------------|-----------------|-----------------|-----------------|
| 0 | 244.6 | 223.08 | −21.5 (≈0) | |
| 5 | 239.3 | 215.12 | −24.2 | |
| 10 | 233.4 | 194.58 | −38.8 | |
| 15 | 227.5 | 185.52 | −42.0 | |
| 20 | 222.4 | 178.50 | −43.9 | |
| 25 | 211.5 | 158.52 | −53.0 | |
| 30 | 203.1 | 148.25 | −54.8 | |
a 纯铝的轻微负值在实验不确定性范围内，表明几乎可以忽略不计。对于纯铝（0% HEA），计算得到的κ_e（244.6 W/m·K）与测量得到的κ（223.08 W/m·K）接近，证实了热传导主要是电子传导，这与Wiedemann–Franz定律一致。随着HEA含量的增加，计算得到的κ_e与电导率的下降成正比减少。然而，实际测量的κ_e下降幅度比预测的更明显。这种差异的增大（绝对值变得更负）表明晶格（声子）对热阻的贡献增加。这归因于Al/HEA界面和复杂的HEA颗粒内部的声子散射增强。孔隙率的增加会散射电子和声子，但由于声子在这些复合材料中的平均自由路径比电子长，因此对声子传输的影响更为显著，同时可能形成次级相或晶格应变，进一步干扰声子的传播。这一分析验证了使用Wiedemann–Franz定律来分离电子和声子对热传输的贡献的合理性。它表明，虽然电导率的下降直接减少了电子热传导，但由于HEA增强复合材料的声子传输受到显著阻碍，整体热导率也受到了额外的影响。
3.2 机械性能
3.2.1 通过晶粒细化增强微观结构
随着HEA含量的增加，机械性能的显著提升与微观结构的演变密切相关，特别是晶粒细化。在烧结过程中，坚硬且热稳定的HEA颗粒在铝晶界处起到有效的钉扎作用。这种机制称为Zener钉扎，有效阻碍了晶界的移动和合并，抑制了铝基体中的过度晶粒生长。由此产生的细化微观结构，其特征是晶界密度增加，通过Hall–Petch机制增强了材料的强度，其中屈服强度和硬度与晶粒直径的平方根成反比。这种晶界强化效应与其他机制（如HEA颗粒的弥散强化和Al/HEA界面的有效载荷传递）共同作用，导致本研究观察到的显微硬度（在30 wt% HEA时增加了约60%）和弹性模量的提高。此外，这种受限的微观结构还增强了复合材料的尺寸稳定性，体现在热膨胀系数的降低上。
3.2.2 刚度和声学性能的提高
将高熵合金（HEA）颗粒掺入铝基体中显著提高了复合材料的机械性能。随着HEA含量从0%增加到30%，多个机械和声学参数都表现出一致的改善。图7和表3展示了HEA含量对各种机械性能的影响。图7a显示，随着HEA浓度的增加，纵波和剪切波速度都有所提高。具体来说，纵波速度从纯铝的6085.84 m/s增加到30% HEA时的6498.25 m/s（提高了6.78%），而剪切波速度从3125.14 m/s增加到3291.41 m/s（提高了5.32%）。这些结果表明，HEA的添加改善了材料的刚度和密度，促进了机械波的更有效传输。
3.2.3 弹性模量的提高
随着HEA含量的增加，弹性模量也显著提高。杨氏模量从67.29 GPa增加到89.88 GPa（提高了33.57%），表明材料在拉伸或压缩载荷下的抗变形能力增强。体积模量反映了材料对体积压缩的抵抗能力，从71.12 GPa增加到98.11 GPa（提高了37.95%），而剪切模量反映了材料对形状变形的抵抗能力，从25.47 GPa增加到33.85 GPa（提高了32.92%）。这些趋势证实了HEA增强显著提高了复合材料的刚性和结构完整性。尽管变化较小，泊松比从0.3209增加到0.3275（提高了2.04%），表明横向应变行为有轻微变化。如图7c所示，剪切模量随着HEA含量的增加而明显上升，这与杨氏模量和体积模量的提高一致，进一步证实了HEA添加增强了铝基体的整体刚性和机械稳定性。
3.2.4 微硬度和强化机制
图8中的微硬度测量结果显示，随着HEA含量的增加，微硬度显著提高。纯铝的微硬度为25.88 HV，在30% HEA时几乎翻倍至50.01 HV（提高了约60%）。这一显著提升归因于多种机制：HEA颗粒的位错钉扎、Hall–Petch效应引起的晶粒细化以及可能的沉淀硬化。基体与HEA颗粒之间的强界面结合也有助于有效载荷传递，进一步增强了材料的抗塑性变形能力。
3.2.5 强化效果与孔隙率的协同作用
尽管随着HEA含量的增加，孔隙率从3.41%增加到7.04%，微硬度仍持续提高，如表4所示。这表明强化效果超过了孔隙率的负面影响，尤其是在某个临界阈值（约15% HEA或约4.89%孔隙率）以下。定量来看，5% HEA时微硬度增加了约10%，15% HEA时增加了约30%，30% HEA时增加了约60%，显示出累积强化机制。此外，复合材料的密度从2.7 g/cm³增加到3.36 g/cm³，提高了压痕抗力。虽然孔隙率对某些机械性能（如抗拉强度）仍有影响，但这些发现突显了HEA增强铝复合材料作为先进工程材料的潜力。优化加工技术可以帮助减轻孔隙率的影响，同时最大化HEA强化的益处。
4 结论
将高熵合金（HEA）颗粒掺入铝基体中显著提高了复合材料的机械性能。特别是，体积模量增加了37.95%，杨氏模量增加了33.57%，微硬度提高了约60%，证明了HEA作为强化剂的有效性。这些改进归因于弥散强化、晶粒细化、界面结合和位错钉扎。尽管如此，由于声子散射、电阻性界面和孔隙率的增加，电导率和热导率等物理传输性能分别下降了16.9%和33.3%。然而，更高的熵含量降低了热膨胀系数，提高了尺寸稳定性，这对于热循环应用是有益的。研究还揭示了一种剂量依赖的强化机制，即随着HEA含量的增加，机械性能逐渐改善，直到达到某个阈值。超过这个阈值后，孔隙率的增加开始对性能产生负面影响。在氩气气氛下优化烧结技术有助于减轻孔隙率并改善界面相互作用。总体而言，HEA增强的铝基体复合材料作为轻质、高强度材料，在航空航天、汽车和高温结构应用中显示出巨大潜力，其中增强的机械性能超过了功能性能的下降。
致谢
本项目由沙特阿拉伯吉达King Abdulaziz大学的科学研究部（DSR）资助，授予编号为IPP: 473-980-2025的资助。作者感谢DSR提供的技术和财务支持。
作者声明没有利益冲突。
数据可用性声明
支持本研究结果的数据可向相应作者提出合理请求后获取。
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