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本文选用两种典型的面心立方(FCC)结构高熵合金,即高温析出型的Al0.3CoCrFeNi高熵合金和具有高热稳定的CoCrFeMnNi高熵合金,对其进行不同变形量的冷轧(常规塑性变形)和高压扭转变形(剧烈塑性变形),研究FCC结构高熵合金的冷轧变形机理和高压扭转变形机理;进而对塑性变形FCC结构高熵合金进行退火处理,研究塑性变形及退火后高熵合金的组织结构和力学性能。Al0.3CoCrFeNi高熵合金在冷轧和高压扭转过程中的变形机理具有明显的差别。冷轧变形过程主要为:当压下量≤30%时,Al0.3CoCrFeNi高熵合金的变形机理为典型的位错滑移机制;随着冷轧变形的继续,孪生逐渐取代位错滑移而成为协调其塑性变形的主要方式。高压扭转变形可使Al0.3CoCrFeNi高熵合金的平均晶粒尺寸细化至～30nm,其晶粒细化过程主要包含:孪晶(初次孪晶与二次孪晶)、去孪晶(初次去孪晶与二次去孪晶)以及孪晶界分割晶粒过程。其中,初次去孪晶的产生主要通过初次孪晶与二次孪晶的相互作用;二次去孪晶的产生则主要基于晶界/孪晶界发射的不全位错沿着二次孪晶界滑移;孪晶界分割原始晶粒的过程是通过滑移位错与孪晶界的相互作用,孪晶界逐渐演变为常规晶界,原始晶粒被分割成多个纳米晶粒。在孪晶和随后去孪晶的竞争作用下,初次孪晶和二次孪晶可达到的最小平均片层宽度分别为～2.7nm和～0.9nm。通过高压扭转,Al0.3CoCrFeNi高熵合金晶粒尺寸纳米化,对其退火相变行为产生重大影响。当该合金的平均晶粒尺寸为～350μm时,退火相变序列为:FCC结构相→Ll2结构相→B2结构相;而经高压扭转细化其平均晶粒尺寸至～30nm时,退火过程的组织并未形成L12结构相,B2结构相在低温下直接从FCC结构相中析出,即退火相变序列为:FCC结构相→B2结构相。高压扭转及随后退火处理可显著强化Al0.3CoCrFeNi高熵合金。经高压扭转后,Al0.3CoCrFeNi高熵合金的硬度可达到～530HV,相比其铸态合金硬度值(～150HV)增大了～380HV,表现出优于常规单相金属材料的高压扭转强化作用。这是由于高熵合金固有的多主元效应有助于增强固溶强化作用,也有利于高压扭转细化晶粒。对于高压扭转制备的纳米晶Al0.3CoCrFeNi高熵合金,通过退火处理引入细小的B2结构析出相,可进一步强化该合金。典型如,经8圈数高压扭转及500℃退火1h后,该合金的硬度(-615HV)可达到铸态合金硬度值(～150HV)的4倍以上。冷轧及随后退火处理显著影响Al0.3CoCrFeNi高熵合金的组织结构及力学性能。90%冷轧可明显强化该合金,其抗拉强度和均匀伸长率分别为～1177MPa和～7.1%。随后,通过低温退火(部分再结晶)处理可消弱冷轧产生的内应力,并在残留变形组织和再结晶组织中分别引入L12结构相和B2结构相,从而实现不牺牲均匀塑性而进一步强化该合金的目的。完全再结晶过程中,通过降低退火温度以及延长退火时间,可制备出具有合适晶粒尺寸和较高B2结构相含量的组织,实现该合金强度与塑性的良好匹配。典型如,经90%冷轧及800℃退火10h后,该合金的强塑积达到～36600MPa%,约为其铸态合金(～17500 MPa%)的2倍。对于具有高热稳定性的CoCrFeMnNi高熵合金,可通过冷轧及短时间退火再结晶,达到细化晶粒、提高硬度和优化晶界特征分布的目的。单向拉伸(应变量为0%～12.4%)引起再结晶CoCrFeMnNi高熵合金的晶粒取向不均匀转动,但晶粒内基体和孪晶的取向转动方向大体相同。