在过去十年中，等原子比的CoCrFeMnNi高熵合金（HEA），也称为Cantor合金，因其在高强度、硬度、延展性和极端条件下的热稳定性方面的卓越组合而受到了广泛关注[1,2]。机械性能（如延展性和强度）的提高通常归因于各种晶体缺陷（包括位错、纳米尺度孪晶和堆垛故障）之间的相互作用，尤其是在高应变率下[3,4]。这些缺陷的形成显著增强了材料的抗变形能力，并提高了其加工硬化能力[5]。
在实际使用条件下，材料会经历较大的温度变化，这种温度依赖性为高应变率载荷下的变形机制增加了复杂性[6,7]。温度起着关键作用：在低温下，变形孪晶更为普遍，能够适应应变并延缓断裂[8,9]；而在高温下，热激活过程（如动态再结晶（DRX）可能主导变形响应[10]。例如，Laplanche等人[11]发现Cantor合金在77 K时的应变硬化能力高于室温；Gholizadeh等人[12]报告称，高应变率与高温结合会加速DRX和晶粒细化，从而在高温和高应变率条件下改善了Cantor合金的延展性。这一趋势与最近采用部分再结晶的策略一致，这些策略实现了HEAs在强度和延展性方面的同时提升[13]。
在面心立方（FCC）合金中，堆垛故障能（SFE）是决定塑性变形是通过完全位错滑移还是通过部分位错导致堆垛故障和孪晶形成的关键因素[14]。高SFE材料（>SFE ≈ 45 mJ/m2）倾向于促进完美位错的滑移，而中等SFE材料（≈15–45 mJ/m2）则更容易发生位错分解为Shockley部分位错和广泛的堆垛故障[14,15]。Cantor合金在室温下的SFE约为18–27 mJ/m2，在较低温度下进一步降低[16]。Otto等人[17]证明，在准静态拉伸（77–873 K）条件下，Cantor合金在小应变（约2%）时最初通过位错滑移变形，但在较大应变（约20%）时，在77 K下测试的样品中出现了纳米孪晶，而在更高温度下则形成了位错胞结构。确定激活滑移或孪晶形成的临界分辨剪切应力（CRSS）对于理解这些变形行为至关重要[18]。在随机固溶体中，滑移的CRSS主要由Peierls应力控制——即在0 K时克服晶格摩擦所需的最小剪切应力[19]。Patriarca等人[20]测量出77 K下单晶Cantor合金的CRSS约为175 MPa，这与修正后的Peierls–Nabarro模型预测（约178 MPa）相符。另一方面，变形孪晶通常需要更高的剪切应力。Kibey等人[21]开发了一个理论模型，通过将孪晶能量路径与基于第一性原理密度泛函理论（DFT）推导出的广义堆垛故障能（GSFE）模型相结合。孪晶过程始于Shockley部分位错在{111}面上的滑移，形成多层堆垛故障。第一个部分位错产生一个内在堆垛故障（ISF），随后的部分位错生成孪晶堆垛故障，最终形成较大的孪晶。孪晶核化的激活应力受到Lomer-Cottrell锁的影响，是控制Cantor合金孪晶行为的主要因素[22]。关键的是，孪晶应力强烈依赖于合金的ISF能量（ISFE）[23]。与此一致的是，SFE在20–25 mJ/m2范围内的FCC HEAs表现出明显的孪晶形成倾向[[24], [25], [26]]，并且随着SFE的降低，形成孪晶所需的应力也随之减小[27]。Laplanche等人[28]实验测得293 K下Cantor合金的孪晶CRSS约为235 MPa。此外，Tang等人[29]回顾了Cantor合金在高达103 s?1的高应变率下的力学行为，强调了其显著的应变率敏感性以及变形孪晶在高应变率下的重要作用。
一种使材料经历这种极端条件的实际应用是冷气体喷涂增材制造工艺。在冷喷涂过程中，金属粉末颗粒（通常小于100 μm）被加速到约400–1200 m.s?1的超音速，并撞击基底，导致大约10?–10? s?1的应变率下的严重塑性变形。这些极端条件促进了诸如绝热变形和DRX等冶金现象，这些现象在控制颗粒与基底之间的键合中起着关键作用[30,31]。要实现颗粒与基底之间的成功键合，需要超过临界（阈值）的撞击速度[32]。冷喷涂过程中的主要键合机制涉及去除粉末表面的氧化物，这一过程由界面应变促进[33]。许多研究[34], [35], [36]表明，喷射形成可以发生在颗粒与基底界面的边缘。随着颗粒撞击速度的增加，这种喷射现象会更加明显[35]。绝热剪切不稳定性（ASI）是描述喷射形成的主要机制之一[33]。ASI是由于强烈的塑性变形导致软化机制占主导地位。这种软化优势导致材料中的应变增加和应力降低[33,37]。剪切不稳定性产生一股材料射流，增强了颗粒与基底之间的粘接[35]。ASI通常以二维方式发生，表现为称为绝热剪切带（ASB）的局部带状结构。ASB与高应变率和严重的塑性变形相关[30]。在某些情况下，与塑性变形相关的局部绝热加热可以与微观结构变化相互作用，从而提高机械性能[7]。在锻造的Cantor合金中，ASB与剪切区域内约200–300 nm的显著晶粒细化相关，这导致硬度比基体高出约70%[38]。
Bemechal等人[39]使用冷喷涂增材制造技术制备了CoCrNi中熵合金，并研究了其在2300至4200 s?1的高应变率下的压缩行为和变形机制。他们报告了大量纳米孪晶的形成、大量变形诱导的HCP相、堆垛故障以及高密度的位错。尽管已有几项研究考察了在超高应变率条件下冷喷涂Cantor合金的微观结构演变和机械性能[33,29]，但在冷喷涂增材制造的背景下，尚未明确控制滑移和孪晶形成的临界应力与所得微观结构特征之间的直接关联。分子动力学（MD）模拟为研究原子尺度变形机制提供了强大的框架，包括位错活动、孪晶核化和微观结构演变[40]。特别是，Yuqung Meng等人的MD研究[41,42]表明，在极端应变率（10?–101? s?1）下，类似于冲击或颗粒撞击事件期间经历的应变率，主导的变形模式从常规位错滑移转变为变形孪晶。此外，MD模拟能够精确确定GSFE[40]。例如，Tian等人[40]使用MD研究了非等原子比CoCrFeMnNi HEAs中的a/2?110?刃型位错，展示了成分变化如何影响位错运动、部分位错分离和整体塑性。
本研究建立了一个全面的模型，用于预测控制冷喷涂Cantor合金变形的CRSS。我们的方法结合了实验微观结构演变、MD和FEM模拟来估算滑移和孪晶形成所需的剪切应力。为了补充这些建模方法，还进行了实验验证，以将模拟结果与物理观察结果相对应。具体来说，电子背散射衍射（EBSD）和高分辨率透射电子显微镜（HR-TEM）用于识别活跃的变形机制并检查微观结构演变。
