高熵合金作为近年来新兴的多主元合金,优异的高温稳定性和迟滞扩散效应使其具有作为高温材料的应用前景。由于独特的多主元结构,高熵合金的相组成机理、组织演变规律以及强化机制都明显区别于传统合金,因此传统的研究方式具有严重的局限性,迫切需要进一步系统的研究和探索。合金的组织主要取决于成分、凝固速度和凝固时的温度梯度,在传统的铸造方法中,无法对上述参数进行掌控,因此无法对凝固组织和凝固过程进行掌控。定向凝固技术作为一种先进的金属材料制备方法,可以独立控制凝固过程中的温度梯度和凝固速度,在缓慢的凝固条件下各个元素可以进行充分的扩散,有利于高熵合金的凝固理论研究。同时,通过定向凝固技术制备高熵合金可以获得沿着热流方向生长的晶粒,减少横向晶界,提高合金的力学性能。本文采用定向凝固技术研究了Ti元素和Nb元素在不同凝固速度下对非等原子比Al Co Cr Fe Ni基高熵合金凝固过程中的相组成、微观组织与力学性能的影响,并通过控制凝固速度,对合金中相的形成机理和强化机制进行了深入的分析,得出以下主要结论:通过电弧炉制备的Ni36Co30Fe11Cr11Al12-xNbx（x=2,4,6,8,10）高熵合金为亚共晶组织,合金的强度随着Nb元素含量增加而上升,塑性下降,强化方式主要为固溶强化和第二相强化,断裂方式为混合型断裂。通过铸态条件下的组织调控,选择成分为Ni36Co30Fe11Cr11Al8Nb4高熵合金进行定向凝固,随着凝固速度从5μm/s增加到100μm/s,固液界面的凸出程度逐渐降低,稳定生长区的枝晶形貌变得更加混乱。在缓慢的凝固条件下,合金的相形貌相对铸态时发生了明显变化,在枝晶间生成了片层状交替分布的L12相与共晶相,共晶相为Laves/L12相,通过理论计算得出在合金中先形成L12相,后形成共晶相。随着凝固速度的增加,合金的屈服强度从553.05MPa增加至674.71MPa,延伸率从30.35%减低至2.58%。枝晶间片层状交替分布的L12相与共晶相组织在拉伸过程中起到提升强度与协调变形的作用,计算得出两相界面的强度为9.11GPa。断裂方式从韧性断裂转变为脆性断裂,裂纹主要在FCC相与Laves相的界面处萌生,并沿相界扩展。改变固溶元素,电弧炉制备Ni36Co30Fe11Cr11Al12-xTix（x=2,4,6,8,10）高熵合金由FCC相和L12相组成,合金的强度随着Ti元素的加入而逐渐上升,强化方式为第二相强化,断裂方式为混合型断裂。通过铸态条件下的组织调控,选择成分为Ni36Co30Fe11Cr11Al6Ti6高熵合金进行定向凝固实验。随着凝固速度从5μm/s增加到100μm/s,固液界面从凸到平再到凹,枝晶间距降低,枝晶生长方向更加倾向于热流方向。在缓慢的凝固条件下,分析了合金的相形成过程,在枝晶内首先生成FCC相,之后在枝晶间的等轴晶内生成了L12相,最后在等轴晶的晶界上生成了铸态条件下不存在的η相。随着凝固速度的增加,合金的室温屈服强度从520.63MPa提高到732.09MPa,强化方式主要是第二相强化和晶界强化。在600-900℃的拉伸条件下,高温屈服强度均高于533.13MPa,强化原因为生成高温强化相L12相与晶界数量的减少。室温时合金的断裂方式主要为韧性断裂,高温下断裂方式为混合型断裂,并伴有沿晶断裂。为了探究Ti元素和Nb元素对于定向凝固Al Co Cr Fe Ni高熵合金的耦合作用,以Ni36Co30Fe11Cr11Al6Ti6合金为基础,向其中加入少量的Nb元素,以不同的凝固速度制备成分为Ni36Co30Fe11Cr11Al6Ti5Nb1高熵合金。在缓慢的凝固条件下,Nb元素促进了L12相的生成,并抑制晶界上η相的析出。在凝固末期形成Laves相,与L12相以纳米级的共晶形式析出。随着凝固速度从5μm/s增加至100μm/s时,合金的屈服强度从543.95MPa增加至606.29MPa,延伸率都高于22%,强化方式主要为第二相强化和晶界强化。随着凝固速度的增加,合金的断裂方式从韧性断裂逐渐转变为混合型断裂。