武俊霞, 李培友, 董洪峰, 劉亞玲, 張 薇, 王 琳, 王永善

（陜西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西 漢中 723001）

近些年發(fā)展起來(lái)的高熵合金已處于先進(jìn)金屬材料的研究前沿。具有組分設(shè)計(jì)新理念的高熵合金有望突破新型結(jié)構(gòu)材料和功能材料的性能極限。高熵合金通常由原子分?jǐn)?shù)相等或相近的4種或4種以上多主元素組成。具有獨(dú)特的化學(xué)結(jié)構(gòu)的高熵合金表現(xiàn)出4個(gè)核心效應(yīng)，即高熵效應(yīng)、遲滯擴(kuò)散效應(yīng)、晶格畸變效應(yīng)和“雞尾酒”效應(yīng)[1]。高熵合金經(jīng)過(guò)合理的成分選擇及制備加工工藝可形成簡(jiǎn)單的組織結(jié)構(gòu)，并具有優(yōu)異的性能，比如高硬度、高強(qiáng)度、高的抗高溫軟化性、良好的耐磨性和耐腐蝕性等性能[2]。

在各種類型的高熵合金中，由難熔元素或高熔點(diǎn)元素組成的難熔高熵合金引起了特別的關(guān)注[3]，所謂難熔高熵合金，即組成該類合金的主元為熔點(diǎn)高于1650 ℃的金屬元素，如V、Nb、Ta、Mo、W、Ti、Zr和Hf等元素。當(dāng)難熔高熵合金的組成元素的熔點(diǎn)較高時(shí)，合金系也同樣具有較高的熔點(diǎn)；在高溫下，具有優(yōu)異性能的高熵合金成為具有工業(yè)應(yīng)用潛力的高溫合金[2]。最早報(bào)道的單一體心立方固溶體結(jié)構(gòu)的NbMoTaW[4]和VNbMoTaW[4]難熔高熵合金在溫度達(dá)到1400 ℃時(shí)仍具有穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)，且在室溫下具有較好的加工硬化能力；當(dāng)溫度達(dá)到1600 ℃時(shí)，NbMoTaW和VNbMoTaW難熔高熵合金的屈服強(qiáng)度仍可以保持405 MPa和477 MPa[4]。通過(guò)與傳統(tǒng)的鎳基高溫合金的屈服強(qiáng)度隨溫度的變化進(jìn)行對(duì)比，當(dāng)實(shí)驗(yàn)溫度高于800 ℃時(shí)，NbMoTaW和VNbMoTaW高熵合金的屈服強(qiáng)度明顯高于鎳基Inconel718合金（沉淀硬化型鎳基高溫合金）和Haynes230合金（新型固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金）的屈服強(qiáng)度[4]。Juan等[5]報(bào)道了兩種新的具有簡(jiǎn)單BCC結(jié)構(gòu)的HfMoTaTiZr和HfMoNb TaTiZr難熔高熵合金，在室溫和1200 ℃下，HfMo TaTiZr的屈服強(qiáng)度分別為1600 MPa和339 MPa；而HfMoNbTaTiZr合金在1200 ℃的屈服強(qiáng)度為556 MPa。Senkov等[6]為了改善合金的室溫塑性，報(bào)道了HfNbTaTiZr難熔高熵合金，雖然該合金的壓縮屈服強(qiáng)度較低，但室溫壓縮塑性超過(guò)50%，這與常見(jiàn)的體心立方無(wú)序固溶體結(jié)構(gòu)或有序體心立方結(jié)構(gòu)的高熵合金在室溫下呈現(xiàn)出的一般脆性不同。HfNbTaTiZr合金呈現(xiàn)出較好的室溫塑性和較高的高溫強(qiáng)度，使得該合金成為一種具有發(fā)展?jié)摿Φ母邷睾辖?，也為研究出擁有?yōu)良的室溫塑性和高溫強(qiáng)度的難熔高熵合金指出了一個(gè)新型的發(fā)展方向[7]。

難熔高熵合金具有高熔點(diǎn)、高屈服強(qiáng)度、低磨損量和高硬度，是潛在的高溫合金[8]，航空材料要求具有較高的強(qiáng)度、低密度、優(yōu)良的耐腐蝕及抗疲勞等性能，發(fā)動(dòng)機(jī)材料更需要耐高溫性能[9]，所以難熔高熵合金在航空航天應(yīng)用上具有較大的適用價(jià)值。因此，難熔高熵合金的組分設(shè)計(jì)與性能開(kāi)發(fā)近些年引起了研究者的青睞。通過(guò)大量的文獻(xiàn)閱讀，成分設(shè)計(jì)以及組織形貌的調(diào)控可以提高合金室溫力學(xué)性能以及高溫強(qiáng)度，進(jìn)而得到良好的室溫與高溫性能的合金。本文從難熔高熵合金的成分設(shè)計(jì)、微觀組織、制備方法、性能特點(diǎn)等方面進(jìn)行綜述，最后指出了難熔高熵合金目前所面臨的問(wèn)題與挑戰(zhàn)。為難熔高熵合金的組分設(shè)計(jì)，微觀組織調(diào)控以及性能開(kāi)發(fā)等提供參考。

1 難熔高熵合金的組分設(shè)計(jì)

高強(qiáng)度與良好的塑性一直是材料研發(fā)中的熱點(diǎn)問(wèn)題，兩者相對(duì)制約的關(guān)系使得多數(shù)材料在強(qiáng)化時(shí)導(dǎo)致塑性變形能力降低，因此實(shí)現(xiàn)材料強(qiáng)度與塑性的同步提高（即材料“強(qiáng)韌一體化”）是所有材料開(kāi)發(fā)者共同的追求目標(biāo)。由于難熔高熵合金具有的一系列的優(yōu)異性能，難熔高熵合金是航空航天工業(yè)領(lǐng)域中常規(guī)高溫合金的潛在替代品之一?，F(xiàn)在已經(jīng)有大量的研究集中在難熔高熵合金的組分設(shè)計(jì)上。難熔高熵合金的組分設(shè)計(jì)普遍地選擇能形成固溶體的高熔點(diǎn)元素，以及選擇添加微量的其他元素等方法進(jìn)行合金組分設(shè)計(jì)[10]。

1.1 混合焓在組分設(shè)計(jì)中的作用

目前，已知的影響多主元高熵合金相穩(wěn)定性的經(jīng)驗(yàn)參數(shù)中，高的混合熵降低了固溶體相的自由能，促進(jìn)固溶體相的生成；高熵效應(yīng)可增強(qiáng)組成元素之間的互溶性，固溶硬化可以增加固溶相的強(qiáng)度和延展性[11]。較大的負(fù)混合焓可以促使金屬間化合物的產(chǎn)生；較大原子尺寸差能夠增強(qiáng)合金中晶格畸變的程度，不利于固溶體相的穩(wěn)定；當(dāng)合金元素之間電負(fù)性差越大時(shí)，合金容易形成金屬間化合物。幾種難熔金屬元素之間的混合焓如表1所示。在四元NbMoTaW[4]、AlNb2TiV[12]、Ti1.89CrNbV0.56[13]、V0.5Nb0.5ZrTi[14]，五元VNbMoTaW[4]、TaNbHfZrTi[6]、HfMoTaTiZr[5]、HfNbTaTiZr[15]、TiZrNbMoTa[16]、NbMoTaTi0.5Nb0.5[17]、WMoVCrTa[18]難熔高熵合金中，比如，Nb-Mo、Nb-W、Mo-W、Nb-Ti和Nb-Zr原子對(duì)的混合焓分別為?6 kJ?mol?1、?8 kJ?mol?1、0 kJ?mol?1、2 kJ?mol?1和4 kJ?mol?1[19]，其余原子對(duì)混合焓見(jiàn)表1所示。為了獲得難熔高熵合金的組分，在混合焓選擇方面，通常的選擇原子對(duì)混合焓為零，或較小的正值或負(fù)值。當(dāng)高熵合金組元的原子對(duì)的混合焓為零或較小正值時(shí)，合金的相結(jié)構(gòu)主要為固溶體，比如WMoVCrTa[18]、TaNbHfZrTi[6]、MoNbTaTiV[20]、Nb42Mo20Ti13Cr12V12Ta1[21]、HfNbTa TiZr[15]合金；當(dāng)組元的原子對(duì)的混合焓為較小的負(fù)值時(shí)，合金的微觀組織主要為BCC結(jié)構(gòu)，比如NbMoTaW[4]、WMoVCrTa[18]、CrNbVMo[22]、Mo15Nb20Re15Ta30W20[23]、VNbMoTaW[24]和HfMoTa TiZr[5]合金。為了獲得第二相，添加微量元素與合金中的部分元素的混合焓為較大的負(fù)值，其目的是形成金屬間化合物，比如在難熔高熵合金CrNbTiZr中添加Al元素，形成了BCC+Laves相[25]，在NbMo TiVSi0.2中添加La元素形成了BCC+M5Si3+MSi2相[26]及Hf0.5Mo0.5NbTiZr中加入B元素形成了BCC+MB2相[27]。

表1 難熔高熵合金元素的混合焓[19]Table 1 Enthalpy of mixing of metal elements of refractory high entropy alloys[19]

基于熱力學(xué)理論，難熔高熵合金形成穩(wěn)定的固溶體需要體系具有較低的混合吉布斯自由能。對(duì)于多組元合金體系，混合的吉布斯自由能表示為式（1）：

如式（1）所示，降低混合焓（ΔHmix）或增加混合熵（ΔSmix）均可以降低吉布斯自由能，使多主元合金系統(tǒng)穩(wěn)定。ΔHmix和ΔSmix參數(shù)可表示如下：

式中：xi（xj）、N、R和分別是第i和第j元素的摩爾分?jǐn)?shù)、元素總數(shù)、氣體常數(shù)（8.314 J?mol?1?k?1）和等摩爾濃度的第i和第j元素之間的混合焓[28-30]。

在式（3）中，只考慮混合的構(gòu)型熵。雖然總混合熵有四種影響因素，如構(gòu)型、振動(dòng)、磁偶極子和電子對(duì)稱性；但是，在總混合熵中構(gòu)型熵影響最大[31]，在式（3）中，只考慮混合的構(gòu)型熵。Li等[31]研究表明，構(gòu)型熵明顯高于混合的振動(dòng)熵，磁偶極子和電子對(duì)稱性的影響可以忽略不計(jì)。分子動(dòng)力學(xué)模擬也表明，電子和磁性影響相對(duì)較小，振動(dòng)影響較大，但低于構(gòu)型熵，從而驗(yàn)證了總混合熵受其構(gòu)型熵支配的理論依據(jù)[31]。高構(gòu)型熵并不是決定固溶體形成的唯一參數(shù), 一項(xiàng)廣泛的研究[17]表明，大塊金屬玻璃和固溶體相的形成需要考慮三個(gè)參數(shù)：（1）混合焓，（2）混合熵，（3）元素之間的半徑比。使用密度泛函理論（DFT）的計(jì)算結(jié)果表明，非構(gòu)型熵，特別是振動(dòng)熵的作用較明顯，且振動(dòng)熵能夠有效促進(jìn)固溶體相的形成[32-33]。建議在設(shè)計(jì)難熔高熵合金組分時(shí)，利用理論計(jì)算，非構(gòu)型熵也是預(yù)測(cè)固溶體相形成的影響因素。

在鍵合過(guò)程中固溶體的形成本質(zhì)是混合吉布斯自由能降低的結(jié)果，它由降低混合焓和增加混合熵組成。混合焓主要由式（2）得到的不同元素之間的相互作用。對(duì)于A和B的二元體系，如果A和B元素相互吸引，則混合焓為負(fù)，反之亦然。因此，負(fù)的混合焓可以抑制固溶體的形成。合金元素的無(wú)序分布抑制了有序相的產(chǎn)生，從而驅(qū)動(dòng)固溶體的形成。當(dāng)合金的組成元素為等原子比時(shí)，合金的混合熵最大。難熔高熵合金的組分設(shè)計(jì)要求各個(gè)元素含有原子比相等或接近相等。越來(lái)越多的研究表明，在難熔高熵合金中固溶體相的形成不僅取決于通過(guò)元素的等原子比使混合熵最大化[34-35]，除了混合熵ΔSmix之外，還有一些其他的經(jīng)驗(yàn)參數(shù)被用來(lái)對(duì)難熔高熵合金中固溶體相的形成進(jìn)行預(yù)判，這些參數(shù)包含混合焓（Hmix），原子尺寸差（δ），以及混合焓和混合熵的相對(duì)貢獻(xiàn)，即熵焓比Ω[35-39]。Yeh等[40]發(fā)現(xiàn)，在大多數(shù)合金系統(tǒng)中，具有相同原子比的五種元素的混合熵足夠高，以平衡混合焓，并有利于固溶體相的形成。進(jìn)一步的研究表明，在大多數(shù)熱分析中，最大ΔSmix不足以形成固溶體相。為了預(yù)測(cè)固溶相的形成，必須同時(shí)考慮ΔHmix和ΔSmix的影響。研究者提出兩個(gè)經(jīng)驗(yàn)熱物理參數(shù)Ω和 δ來(lái)預(yù)測(cè)固溶體相[28-29]。Yang等[35]提出了熵焓比Ω，如式（4）所示，說(shuō)明了Ω值對(duì)固溶體形成的綜合作用，參數(shù)Ω描述了ΔHmix和ΔSmix之間的平衡。

δ與多組分合金中的原子尺寸差異有關(guān)，見(jiàn)式（5）。

零價(jià)鐵粉中總鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 93.04%，硫?yàn)?.01%，碳為2.43%，不溶成分為2.15%，購(gòu)自日本同和控股(集團(tuán))有限公司，型號(hào)為E-200；腐殖質(zhì)來(lái)源于木本泥炭，原產(chǎn)印度尼西亞，胡敏酸質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 105.9 mg·kg-1，胡敏素為 69.5 mg·kg-1，富里酸為 12.4 mg·kg-1；按照零價(jià)鐵與腐殖質(zhì)的質(zhì)量比為12.5∶87.5配制復(fù)合調(diào)理劑，由江蘇旭曜科技有限公司生產(chǎn)，為粉劑。

為了驗(yàn)證固溶體相與經(jīng)驗(yàn)參數(shù)之間的關(guān)系，相圖計(jì)算[44]或機(jī)器學(xué)習(xí)[45]能夠預(yù)測(cè)難熔高熵合金相的穩(wěn)定性。結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果，使用相圖計(jì)算方法來(lái)比較和驗(yàn)證固溶相與經(jīng)驗(yàn)參數(shù)的預(yù)測(cè)。Zhang等[44]使用JmatPro軟件和鎳基高溫合金數(shù)據(jù)庫(kù)，在100 ℃至2500 ℃的溫度范圍內(nèi)測(cè)定穩(wěn)定相的計(jì)算摩爾分?jǐn)?shù)。盡管鎳基高溫合金數(shù)據(jù)庫(kù)最初是為鎳基高溫合金開(kāi)發(fā)的，它們?nèi)匀缓w了難熔高熵合金成分中使用的許多其他元素。Hamed等[45]使用Matlab軟件，獲得了五元W-Mo-Cr-Ti-Al合金系的所有成分，原子分?jǐn)?shù)范圍為5%～35%，步長(zhǎng)為1個(gè)原子，并針對(duì)每一種成分，計(jì)算了組分合金的Ω、δ、ρ和Tm的參數(shù)。通過(guò)施加Ω≥1.1，δ≤6.6%，以及Tm取最大值和ρ取最小值等設(shè)定條件，最終選擇具有這些條件的合金成分作為設(shè)計(jì)的最佳合金組分；最后通過(guò)實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證了計(jì)算結(jié)果。因此，用相圖計(jì)算以及機(jī)器學(xué)習(xí)方法能夠驗(yàn)證預(yù)測(cè)固溶相的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。

1.2 難熔高熵合金組分設(shè)計(jì)的元素選擇

大多數(shù)已報(bào)道的難熔高熵合金僅形成一個(gè)BCC相，在一些難熔高熵合金中，固溶相是基體相，其主要強(qiáng)化機(jī)制屬于固溶強(qiáng)化。元素選擇以及元素含量均能夠影響合金的力學(xué)性能[46]，比如影響合金的高溫強(qiáng)度、抗蠕變性、高溫抗氧化性以及合金的密度等在內(nèi)的綜合性能。在傳統(tǒng)高溫合金的研究中，加入各種合金元素形成具有高的相穩(wěn)定性和高溫強(qiáng)度的強(qiáng)化相是設(shè)計(jì)高溫結(jié)構(gòu)材料的一種有效方法[27]。難熔高熵合金在成分設(shè)計(jì)時(shí)會(huì)首先選擇元素周期表中的熔點(diǎn)較高的金屬元素作為主元[18]；表2列出了在難熔高熵合金中使用頻率較高的合金元素。

表2 幾種金屬元素的密度ρ、熔點(diǎn)Tl和原子半徑rTable 2 Density ρ, melting point T1 and atomic radius r ofseveral metal elements

傳統(tǒng)上，Cr元素可以與難熔金屬結(jié)合形成具有高熔點(diǎn)和中等密度的Laves相。此外，在CrHfMoNbTiZr難熔高熵合金中，Cr元素的存在可以提高高溫強(qiáng)度和抗蠕變性，并提高高溫下的抗氧化性和抗熱腐蝕性[47]。在輕質(zhì)CrNbTiZrAl難熔高熵合金[25]中，Ti和Zr的低密度能有效降低合金的密度，提高合金比強(qiáng)度。Nb具有良好的延展性，能在一定程度上提高含Nb難熔高熵合金的延展性。在難熔高熵合金元素選擇方面，Nb是使用頻率最高的元素，接近Mo元素的兩倍[46]，其最直接的原因是Nb擁有較高的熔點(diǎn)密度比（288oC?g?1?cm3）；含Nb高熵合金具有較高的熔點(diǎn)和較低的密度。Ta具有良好的抗高溫軟化性、高溫穩(wěn)定性和高彈性模量，TiZrNbMoTa難熔高熵合金具有較高的高溫性能[16]。在TiMoNbTaV合金中，Mo和W元素通常被認(rèn)為是固有的脆性金屬[46]，去除或降低這些元素的含量有利于提高難熔高熵合金的延展性。降低平均價(jià)電子濃度（VEC）也是使含Mo或W的難熔合金更具延展性的一種方法。大的價(jià)電子濃度VEC（≥8）有利于形成FCC固溶體，而較小的VEC（<6.87）有利 于 形成BCC固 溶 體[48]，比 如WMoVCrTa合金，其VEC值為5.6，微觀組織為BCC結(jié)構(gòu)[18]。

Ti在中高等溫度下具有良好的強(qiáng)度、抗氧化性和良好的熱穩(wěn)定性，具有較低的VEC和密度，也是難熔高熵合金使用最為頻繁的一種金屬元素，通常根據(jù)這些設(shè)計(jì)概念選擇Ti來(lái)調(diào)整合金的成分。在NbMoTaTiNi合金中，加入Ti元素可以通過(guò)提高材料的整體塑性來(lái)有效抵抗熱應(yīng)力，對(duì)微裂紋起到一定的抑制作用[17]。在NbMoTaTiNi難熔高熵合金中，Ti和Ni的加入有利于抵抗高熱應(yīng)力，提高熔融金屬的裂紋填充能力[17]；Ti的加入僅改善了塑性，并未增強(qiáng)高溫流動(dòng)性，而Ni的加入改善了高溫流動(dòng)性，并未提高合金塑性[17]。

為了獲得具有優(yōu)異性能的合金和掌握元素對(duì)合金性能的影響[49]，已報(bào)道的文獻(xiàn)中大多都是通過(guò)控制合金元素的類型和比例或添加非難熔元素，比如添加O、C、Al和Si等元素。添加Al是這些方法中的主要途徑之一，雖然Al具有FCC晶體結(jié)構(gòu)，但它與難熔金屬相互作用交換電子，形成BCC晶體結(jié)構(gòu)[12]。Al和難熔金屬的原子大小不同，交換電子的趨勢(shì)也不同。Al的原子半徑類似于難熔元素的原子半徑，這意味著較低的原子尺寸差，較低的原子尺寸差已被證明是形成無(wú)序固溶體和避免金屬間化合物的優(yōu)點(diǎn)之一[49]。Al的高電子密度和高費(fèi)米能級(jí)傾向于促進(jìn)與金屬如V、Nb、Mo、Ta和W的電子轉(zhuǎn)移[12]。Al是一種低價(jià)電子濃度的p金屬，其SP雜化軌道具有很強(qiáng)的方向性。另一方面，難熔元素是具有較高VEC的d金屬。加入Al可以降低體系的VEC效應(yīng)，形成強(qiáng)的定向p-d極性鍵，強(qiáng)鍵促進(jìn)了系統(tǒng)中的有序化并減少了鍵長(zhǎng)[49]。金屬原子的化合價(jià)相似（V、Nb和Ta的化合價(jià)為6，W和Mo的化合價(jià)為5），Al原子間的金屬鍵明顯短于相應(yīng)金屬半徑的總和。當(dāng)難熔金屬的d殼幾乎被填滿時(shí)，Al的加入產(chǎn)生了pd殼的雜化，形成了BCC結(jié)構(gòu)[12]。在TiAlVNbMo[50]合金中，添加Al和Ti以降低合金密度并提高合金強(qiáng)度，使用Ti、V、Nb和Mo以保證足夠高的固相線并保證合金的高溫性能；當(dāng)V、Nb和Mo的濃度保持恒定時(shí)，同時(shí)調(diào)整Ti和Al元素含量，可以獲得合金的高熔點(diǎn)和高溫性能[50]。這種新型TiAlVNbMo[50]合金的綜合優(yōu)勢(shì)使其在高溫應(yīng)用中具有競(jìng)爭(zhēng)力和應(yīng)用潛力；另外，在節(jié)約能源、提高效率、確保良好的可加工性和力學(xué)性能等方面具有實(shí)用價(jià)值。

錸(Re)金屬相比其他難熔金屬，盡管具有較高的熔點(diǎn)和良好的力學(xué)性能，但超高的密度和昂貴的價(jià)格，也使研究者們對(duì)含錸元素的高熵合金研究較少。在難熔金屬中，W、Ta、Mo、Nb、V均為體心立方結(jié)構(gòu)，Hf和Zr存在BCC-HCP的轉(zhuǎn)變。因此，Bhandari等[23]在四元NbMoTaW高熵合金的基礎(chǔ)上添加金屬Re形成的是由五個(gè)熔點(diǎn)最高的金屬組成的難熔高熵合金。但是，Re與其他四個(gè)元素之間有強(qiáng)烈的化學(xué)鍵合作用，容易形成穩(wěn)定的金屬間化合物L(fēng)aves相。Gao等[27]研究了B元素的加入對(duì)Hf0.5Mo0.5NbTiZrB合金顯微組織和室溫力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)Hf0.5Mo0.5NbTiZrB由BCC固溶體相和MB2的一個(gè)硼化物相組成，隨著B(niǎo)含量的增加，顯微組織由亞共晶組織向共晶組織演變，再向過(guò)共晶組織演變。隨著B(niǎo)元素的進(jìn)一步加入，合金的強(qiáng)度增加，但塑性降低。

2 難熔高熵合金的制備方法

根據(jù)已發(fā)表出來(lái)的研究文獻(xiàn)可知，難熔高熵合金的制備方法和一般大多數(shù)高熵合金的制備方法相同。制備難熔高熵合金的方法可以分為真空熔煉、粉末冶金、機(jī)械合金化以及磁控濺射等技術(shù)，這幾種方法可以制備薄膜材料、板狀材料、帶狀材料以及絲狀材料等不同形狀的原始材料。

一些研究者報(bào)道鑄態(tài)難熔高熵合金在高溫下具有較高的強(qiáng)度[38]、較好的摩擦性能[39]，良好的熱穩(wěn)定性[44]。然而，鑄態(tài)合金的組分不均勻，易形成樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)；鑄態(tài)合金在高溫下加工易形成Laves相或其他金屬間化合物[51-53]。一些研究者為避免合金中微觀偏析和非預(yù)期化合物的形成，普遍地選擇機(jī)械合金化技術(shù)（MA）和粉末冶金法制備難熔高熵合金。機(jī)械合金化技術(shù)可以有效地制備出超細(xì)晶粒、成分均勻的金屬粉末，再結(jié)合適當(dāng)?shù)臒Y(jié)程序，可以生產(chǎn)出具有所需形狀、微觀結(jié)構(gòu)和性能的散裝材料或機(jī)械加工零件[54-57]。另外，機(jī)械合金化過(guò)程也可使元素粉末有效混合，或者采用放電等離子燒結(jié)制備均勻的顯微組織，并能降低微偏析水平。均勻的顯微組織是難熔高熵合金形成固溶體相的必要條件，也是固溶體硬化的強(qiáng)化機(jī)制[58]。Zhu等[16]用機(jī)械合金化和放電等離子燒結(jié)法制備TiZrNbMoTa難熔高熵合金，研究發(fā)現(xiàn)，在1400 ℃燒結(jié)的合金表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能，其中，抗拉強(qiáng)度為3759 MPa，塑性應(yīng)變?yōu)?2.1%，大于采用電弧熔化制備鑄態(tài)TiZrNbMoTa合金的力學(xué)性能。機(jī)械合金化法制備難熔高熵合金的缺點(diǎn)是在機(jī)械研磨過(guò)程中粉末和研磨介質(zhì)之間的反復(fù)碰撞會(huì)導(dǎo)致合金粉末被污染和自然氧化[59-61]。

粉末冶金一般包括粉末制備、成型和燒結(jié)幾個(gè)步驟[62]，這是一種生產(chǎn)復(fù)雜形狀機(jī)械加工零件的成型方法，粉末冶金中的熱等靜壓（HIP）成形方法是將粉末制成坯體后，通過(guò)熱等靜壓機(jī)進(jìn)行高溫高壓變形，制造出的致密合金結(jié)構(gòu)[63]，具有各向同性效果，材料利用率高，生產(chǎn)周期短，可實(shí)現(xiàn)近凈成形等優(yōu)點(diǎn)。與鑄態(tài)難熔高熵合金相比，采用粉末冶金法能夠制備組織均勻的難熔高熵合金。Zhu等[16]報(bào)道采用粉末冶金法制備的TiZrNbMoTa合金的硬度高于采用電弧熔煉法制備合金的硬度。采用粉末冶金方法制備難熔高熵合金時(shí)對(duì)模具要求較高；如果用于燒結(jié)的模具是石墨模具，它會(huì)成為合金雜質(zhì)的來(lái)源，部分雜質(zhì)會(huì)引起碳化物的形成[64]。

難熔高熵合金的微觀結(jié)構(gòu)可以通過(guò)熱處理、加工路線和塑性變形來(lái)控制[24]，Zhu等[16]探索了一種通過(guò)攪拌摩擦加工方法來(lái)鑄造鈷鉻合金的新方法，該方法細(xì)化了合金的顯微組織，提高了合金的強(qiáng)度。當(dāng)真空電弧熔煉、粉末冶金和機(jī)械合金化法不能制備復(fù)雜形狀的難熔高熵合金器件時(shí)，一些研究者利用激光熔化成形技術(shù)開(kāi)發(fā)和制造難熔高熵合金，該制備方法具有一定的工程實(shí)用意義。

3 難熔高熵合金的微觀組織

微觀組織在合金的力學(xué)性能中起著重要的作用[46]。鑄態(tài)難熔高熵合金的微觀結(jié)構(gòu)通常為樹(shù)枝晶組織或粗大的晶粒，這些微觀結(jié)構(gòu)對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利的影響。相比之下，具有超細(xì)晶粒和均勻微觀結(jié)構(gòu)的合金通常具有優(yōu)異的力學(xué)性能。在所報(bào)道的難熔高熵合金中，大部分合金的相組成是單相的體心立方（BCC）固溶體或面心立方（FCC）固溶體，也有部分合金是雙相的BCC+FCC組織或BCC+HCP組織，另外，也存在BCC和一些金屬間化合物L(fēng)aves相共同存在的組織。

3.1 單相組織(BCC或FCC)

由BCC結(jié)構(gòu)組成的合金具有較高的強(qiáng)度和硬度，但延展性較低[65]。由FCC結(jié)構(gòu)組成的合金具有較好的延展性，但強(qiáng)度和硬度較低。這些性能阻礙了合金作為結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用。BCC結(jié)構(gòu)的NbMoTaW[16]難熔高熵合金是由元素周期表中幾種高熔點(diǎn)元素組成，合金具有高熔點(diǎn)以及優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性，該合金具有較大的高溫應(yīng)用潛力。鑄態(tài)NbMoTaW高熵合金組織是以BCC固溶體為主，枝晶晶界處存在少量偏析且含量較少（<5%）[66]。在室溫下，NbMoTaW合金屈服強(qiáng)度可達(dá)1058 MPa，但塑性形變較差，壓縮最大變形量?jī)H為1.5%；隨著溫度的升高，其塑性形變逐漸提高；在1000 ℃時(shí)，合金的伸長(zhǎng)率可達(dá)16%，屈服強(qiáng)度可達(dá)548 MPa，呈現(xiàn)出優(yōu)異的高溫抗軟化能力。NbMoTaW合金在室溫壓縮條件下裂紋沿著壓縮方向迅速擴(kuò)展，其失效模式為縱向裂紋擴(kuò)展而非剪切模式；在高溫（大于韌脆轉(zhuǎn)變溫度）壓縮條件下，NbMoTaW合金開(kāi)始由脆變韌，裂紋擴(kuò)展方向與壓縮方向呈約40°角，材料的斷裂通過(guò)剪切方式完成，其塑性形變明顯提高[66]。為了解決室溫脆性問(wèn)題，Juan等[5]通過(guò)控制退火溫度和退火時(shí)間得到晶粒細(xì)化BCC結(jié)構(gòu)TaNbHfZrTi合金的微觀組織，在室溫壓縮條件下實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度和塑性的同時(shí)提高。Wang等[67]研究發(fā)現(xiàn)，具有單相BCC結(jié)構(gòu)VxNbMoTa合金在350 ℃至固相溫度的寬溫度范圍內(nèi)具有前所未有的相穩(wěn)定性；隨著V元素的濃度不斷增加，合金的晶粒明顯細(xì)化，等摩爾的VNbMoTa合金表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫強(qiáng)度和室溫塑性，且在溫度高達(dá)1000 ℃時(shí)未見(jiàn)到應(yīng)變軟化，表明該合金在高溫應(yīng)用中具有較大的應(yīng)用潛力。

當(dāng)難熔高熵合金普遍存在的室溫脆性問(wèn)題較難解決時(shí)，科研人員開(kāi)始研究FCC基難熔高熵合金，Zhu等[16]采用機(jī)械合金化（MA）工藝制備的納米尺寸TiZrNbMoTa合金粉末具有亞穩(wěn)態(tài)FCC結(jié)構(gòu)固溶體相，獲得了較大的塑性應(yīng)變（12.1%）。目前，根據(jù)所收集的文獻(xiàn)資料，以FCC結(jié)構(gòu)為主的難熔高熵合金鮮有報(bào)道。

3.2 雙相組織

傳統(tǒng)的BCC或FCC單一固溶體結(jié)構(gòu)的難熔高熵合金通常難以同時(shí)兼顧強(qiáng)度與塑性。如前所述，F(xiàn)CC結(jié)構(gòu)的難熔高熵合金塑性好而強(qiáng)度低，而B(niǎo)CC結(jié)構(gòu)的難熔高熵合金具有較高強(qiáng)度而塑性形變較差。由FCC和BCC結(jié)構(gòu)組成的高強(qiáng)度合金不僅具有較高的強(qiáng)度和硬度，還具有較好的延展性。Zhang等[17]報(bào)道FCC+BCC結(jié)構(gòu)NbMoTaTiNi合金具有良好的室溫強(qiáng)度、高溫強(qiáng)度與塑性，室溫下其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1750 MPa和2278 MPa，伸長(zhǎng)率為15%；在600 ℃時(shí)，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1279 MPa和1670 MPa，伸長(zhǎng)率為28.42%；在800 ℃時(shí)其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為757 MPa和1034 MPa，伸長(zhǎng)率為28%；在1000 ℃時(shí)其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為555 MPa和651 MPa，伸 長(zhǎng) 率 為11%。Liu等[46]研 究 的Ti1.5VNbMoTa合金具有FCC+BCC結(jié)構(gòu)，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為2696 MPa和3034 MPa，伸長(zhǎng)率為10.8%，合金的強(qiáng)度和塑性均得到提高；Ti2VNbMoTa[46]合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為2824 MPa和3137 MPa，伸長(zhǎng)率為7.9%，強(qiáng)度和塑性也得到提高。Zhu等[16]用放電等離子燒結(jié)制備的BCC+FCC結(jié)構(gòu)的TiZrNbMoTa合金，室溫抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為3759 MPa和12.1%，該合金在報(bào)道的難熔高熵合金中具有較大的強(qiáng)度。Fu等[68]研究的復(fù)合材料（NbTaTiV）/Ti-C-O同樣具有FCC+BCC的微觀結(jié)構(gòu)，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1760 MPa和2270 MPa，伸長(zhǎng)率為11%。在雙相組織合金研究中，具有BCC+HCP結(jié)構(gòu)的HfNbTaTiZr[14]合金具有較高的室溫強(qiáng)度（1597 MPa）和高溫強(qiáng)度356 MPa（1200 ℃）。因此，雙相組織的難熔高熵合金的力學(xué)性能會(huì)明顯的優(yōu)于單相合金的力學(xué)性能，尤其在高溫條件下具有較高的強(qiáng)度，有望成為一種具有工程實(shí)用價(jià)值的新型高溫合金[15-16]。

3.3 BCC+IM

正如共晶高熵合金[11]，部分難熔高熵合金是由固溶體相（主要是BCC相）和金屬間化合物（IM）相所組成，固溶體相可以保證合金具有良好的塑性和韌性，金屬間化合物相（多數(shù)為L(zhǎng)aves相）具有較高的硬度和強(qiáng)度，能夠在合金變形過(guò)程中強(qiáng)化合金，使合金具有較高強(qiáng)度的同時(shí)也能呈現(xiàn)出較好的塑性和韌性。在NbCrMo0.5Ta0.5TiZr、 CrNbTaTiZr、CrNbTiZr、CrNbTiVZr[44,69]四個(gè)合金中，添加Cr元素增加了整個(gè)合金系的焓值，合金是由BCC相為主、Laves相或其他固溶體相為輔的微觀組織所組成。Gao等[47]報(bào)道的Cr0.3Hf0.5Mo0.5NbTiZr難熔高熵合金具有BCC+Laves相的微觀結(jié)構(gòu)，該合金具有較高的塑性和韌性。Long等[70]采用放電等離子燒結(jié)法制備的NbMoTaWVCr難熔高熵合金具有BCC+Laves相的微觀結(jié)構(gòu)，以及較高強(qiáng)度和較好的塑性（見(jiàn)表3）。為了提高BCC結(jié)構(gòu)難熔高熵合金的強(qiáng)度或者塑性形變，一些研究者采用微量元素添加法改變合金的微觀組織，從而獲得BCC加IM相的難熔高熵合金。Zhu等[25]在BCC結(jié)構(gòu)的CrNbTiZr合金中添加微量Al元素，獲得BCC+Laves相CrNbTiZrAl0.25合金，該合金具有較高抗拉強(qiáng)度和較好的塑性。Xu等[26]為了研究微量添加La元素對(duì)NbMoTiVSi0.2難熔高熵合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，制備了不同La含量的（NbMoTiVSi0.2）100-xLax合金，研究表明該系列合金的微觀結(jié)構(gòu)是由BCC+M5Si3+MSi2相所組成，當(dāng)La含量為0.5時(shí)，合金具有較高屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，以及較好的塑性形變，該合金是一種性能優(yōu)異的難熔高熵合金。Gao等[27]為了提高難熔高熵合金Hf0.5Mo0.5NbTiZr的室溫綜合力學(xué)性能，加入B元素形成硼化物MB2相作為強(qiáng)化相，該合金的微觀結(jié)構(gòu)為BCC+MB2相；研究發(fā)現(xiàn)當(dāng)B含量為0.3時(shí)，Hf0.5Mo0.5NbTiZrB0.3合金具有較大的伸長(zhǎng)率（27%）以及較高的強(qiáng)度；當(dāng)B含量為0.9時(shí)，Hf0.5Mo0.5NbTiZrB0.9合金具有較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，塑性形變?yōu)?2%（見(jiàn)表3）。在表3中，收集的部分難熔高熵合金的微觀組織及力學(xué)數(shù)據(jù)，以期為研究者提供有價(jià)值的參考。

4 力學(xué)性能

難熔高熵合金具有優(yōu)良的力學(xué)性能，如高屈服強(qiáng)度、高硬度、抗高溫軟化和低的磨損量。據(jù)報(bào)道，難熔高熵合金比傳統(tǒng)的高溫合金，即鉻鎳鐵合金Inconel718和Haynes230具有更好的高溫屈服強(qiáng)度[4]。Senkov等[4]報(bào)道了四元等原子比的NbMoTaW難熔高熵合金，在1600 ℃壓縮條件下，合金仍具有較高的屈服強(qiáng)度（405 MPa）和在塑性應(yīng)變?yōu)?5%條件下的較高壓縮強(qiáng)度（600 MPa）；五元等原子比的NbMoTaWV合金在室溫下具有較小的塑性形變，合金在1600 ℃條件進(jìn)行壓縮，合金的壓縮強(qiáng)度為477 MPa，均大于高溫合金Inconel718和Haynes230的高溫強(qiáng)度，如圖1所示。Zhang等[17]報(bào)道的五元NbMoTaTiNi合金具有較大的高溫強(qiáng)度和高溫塑性形變，在800 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為757 MPa和1034 MPa，伸長(zhǎng)率為28%；在1000 ℃時(shí)其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為555 MPa和650 MPa，伸長(zhǎng)率為11%；另外，五元NbMoTaTi0.5Ni0.5難熔高熵合金也同樣具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，在800℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)，合金屈服強(qiáng)度為757 MPa，抗拉強(qiáng)度為1034 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到11%。Juan等[5]報(bào)道了兩種具有簡(jiǎn)單BCC結(jié)構(gòu)的五元HfMoTaTiZr和六元HfMoNbTaTiZr難熔高熵合金。其中，五元HfMoTaTiZr合金在室溫和1200 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下屈服強(qiáng)度分別為1600 MPa和404 MPa，高溫塑性形變>30%；六元HfMoNbTaTiZr合金在1200 ℃具有較高的屈服強(qiáng)度（556 MPa）；然而，HfMoTaTiZr和HfMoNbTaTiZr合金在室溫下斷裂應(yīng)變分別為4%和12%。這些實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，并不是合金材料的混合熵值越高，合金性能就越好，所以一味的追求“高熵”并不能夠使材料性能無(wú)限優(yōu)化。合金材料熵值越大，合金的構(gòu)成元素?cái)?shù)目也逐步增加，合金的造價(jià)成本也隨之升高。

圖1 Nb25Mo25Ta25W25和V20Nb20Mo20Ta20W20難 熔 高 熵合金以及Inconel 718和Haynes 230兩種高溫合金屈服強(qiáng)度與溫度之間的關(guān)系[4]Fig. 1 Temperature dependence of the yield stress of Nb25Mo25Ta25W25 and V20Nb20Mo20Ta20W20 RHEAs and two superalloys, Inconel 718 and Haynes 230[4]

為了提高高熵合金的高溫力學(xué)性能，一些研究者在基合金基礎(chǔ)上，添加添加微量的Al、O等元素，通過(guò)改變微觀組織的方法進(jìn)而提高高溫力學(xué)性能。Kang等[22]用粉末冶金法制備的輕質(zhì)Al-Cr-Nb-V-Mo合金，CrNbVMo合金在室溫屈服強(qiáng)度為2743 MPa，塑性形變?yōu)?.9%，而在1000 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下，屈服強(qiáng)度為1513 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到16.4%；在添加Al元素后，Al0.5CrNbVMo和Al1.0Cr NbVMo合金在1000 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下屈服強(qiáng)度分別為1178 MPa和1085 MPa，伸長(zhǎng)率分別為27.4%和>30%。微量Al元素的添加，降低了CrNbVMo合金的密度，在高溫下仍然具有較高的強(qiáng)度和塑性形變。當(dāng)大量的Al添加時(shí)，合金密度可以降低，比如五元Al20Ti30V20Nb20Mo10合金，其密度為5.88 g?cm?3，小于五元Al10Ti40V20Nb20Mo10合金密度(6.10 g?cm?3)；而Al20Ti30V20Nb20Mo10合金在800 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)屈服強(qiáng)度可達(dá)624 MPa[50]。同樣具有較低密度(5.55 g?cm?3)的六元Al20Cr10Nb15Ti20V25Zr10合金在800 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)屈服強(qiáng)度高達(dá)1000 MPa[71]。為了提高ZrTiHfNb0.5Ta0.5合金的高溫力學(xué)性能，在合金中添加微量O元素的方法，使得ZrTiHfNb0.5Ta0.5O0.1合金在700 ℃和800 ℃的屈服強(qiáng)度分別達(dá)到966 MPa和537 MPa，分別大于無(wú)氧ZrTiHfNb0.5Ta0.5合金在相同溫度條件下的屈服強(qiáng)度[72]，見(jiàn)表3。Fu等[68]采用放電等離子燒結(jié)方法制備了Ti-C-O顆粒增強(qiáng)NbTaTiV基合金韌性復(fù)合材料，（NbTaTiV）/Ti-C-O復(fù)合材料在1000 ℃準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下屈服強(qiáng)度達(dá)到685 MPa，這種具有優(yōu)異高溫力學(xué)性能的復(fù)合材料有望成為具有實(shí)用價(jià)值的高溫結(jié)構(gòu)材料。

表3 （續(xù)）Table 3（Continued）

表3 難熔高熵合金的微觀組織和力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of some refractory high entropy alloys

難熔高熵合金不僅具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能，同時(shí)在室溫下也具有較好的力學(xué)性能。Liu等[46]報(bào)道的單相BCC結(jié)構(gòu)TiVNbMoTa合金，該合金在準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下具有較高屈服強(qiáng)度（2208 MPa），較高拉伸強(qiáng)度（3238 MPa），較大的伸長(zhǎng)率（24.9%），較高的維氏硬度（542 HV），該合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能，有望成為一種實(shí)用的結(jié)構(gòu)性材料。同樣具有室溫較高強(qiáng)度的富Nb基單相BCC結(jié)構(gòu)Nb42Mo20Ti13Cr12V12Ta1合金的屈服強(qiáng)度為2680 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到了3892 MPa，塑性形變?yōu)?.2%[21]；雖然合金具有較高的強(qiáng)度，但合金的塑性形變較小，滿足了高強(qiáng)度和低塑性相統(tǒng)一的合金規(guī)律。為了獲得較大室溫塑性形變，需要犧牲合金強(qiáng)度，比如不含Al元素的BCC結(jié)構(gòu)的HfNbTiZr合金塑性形變大于60%，即在室溫下具有較大的塑性，而合金強(qiáng)度僅為706 MPa；為了提高合金強(qiáng)度，研究者添加微量Al元素，當(dāng)添加Al含量的原子百分比為0.5%時(shí)，Al0.5HfNbTiZr合金的屈服強(qiáng)度提高到了1120 MPa，且保持了較大的伸長(zhǎng)率（>60%），該材料依然難以滿足實(shí)用材料的強(qiáng)度；當(dāng)Al含量繼續(xù)增加時(shí)，合金的強(qiáng)度提高，而塑性形變卻減少[73]，如表3所示。在強(qiáng)度和塑性兼顧的條件下，Al1.0HfNbTiZr合金具有較高的屈服強(qiáng)度（1582 MPa），較大的抗拉強(qiáng)度（2184 MPa）和較大的伸長(zhǎng)率（33%）[73]。從表3可以發(fā)現(xiàn)FCC結(jié)構(gòu)的Al元素的加入會(huì)使難熔高熵合金的密度降低，屈服強(qiáng)度提高，但是會(huì)降低合金的塑性，因此需要添加適量的Al元素，如此便可以降低難熔高熵合金的密度，同時(shí)也可以提高難熔高熵合金的強(qiáng)度。加入HCP結(jié)構(gòu)的Ti、Zr、Hf等第IV副族元素，可以提高難熔高熵合金的塑性。所以在難熔高熵合金成分設(shè)計(jì)時(shí)可以考慮這些元素的結(jié)合，在提高難熔高熵合金強(qiáng)度的同時(shí)，也增強(qiáng)其塑性。

對(duì)于雙相難熔高熵合金的室溫力學(xué)性能，具有FCC和BCC結(jié)構(gòu)的Ti2MoNbTaV合金的屈服強(qiáng)度高達(dá)2824 MPa，抗拉強(qiáng)度高達(dá)3137 MPa，而塑性形變卻為7.9%[46]，該合金是一種具有室溫較高強(qiáng)度較大塑性的合金，有望成為結(jié)構(gòu)材料的備選合金。同樣具有BCC和FCC結(jié)構(gòu)的NbMoTaTi0.5Ni0.5合金室溫屈服強(qiáng)度為1750 MPa，伸長(zhǎng)率為15%[17]，該合金也是一種具有較大應(yīng)力潛力的難熔高熵合金。在1400 ℃燒結(jié)條件下，具有FCC和BCC結(jié)構(gòu)TiZrNbMoTa合金的壓縮抗拉強(qiáng)度高達(dá)3759 MPa，斷裂應(yīng)變?yōu)?2.1%[16]，高于電弧熔煉鑄態(tài)的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。具有雙相結(jié)構(gòu)的（NbTaTiV）/Ti-CO復(fù)合材料具有較大的室溫屈服強(qiáng)度1760 MPa，以及較大的室溫伸長(zhǎng)率11%[68]?？傊谀壳八鶊?bào)導(dǎo)的具有雙相的難熔高熵合金中，僅有部分的合金具有較好的室溫力學(xué)性能，而部分合金室溫性能不如高溫性能優(yōu)異，如表3。因此，具有應(yīng)用潛力的是雙相合金的高溫力學(xué)性能。當(dāng)難熔高熵合金具有BCC和金屬間化合物組織時(shí)，合金具有室溫較高強(qiáng)度時(shí)，室溫塑性形變較差，而當(dāng)合金強(qiáng)度較小時(shí)，室溫塑性較好。比如，具有BCC和Laves相的Cr0.3Hf0.5Mo0.5NbTiZr合金，其室溫屈服強(qiáng)度為1176 MPa，而伸長(zhǎng)率為14.61%[47]。在1600℃燒結(jié)的NbMoTaWVCr合金具有較高的室溫屈服強(qiáng)度（3658 MPa）和較小的伸長(zhǎng)率（2%）[70]。同樣具有多相組織的Ti30Cu15Ni33Nb22合金，其屈服強(qiáng)度為2427 MPa，而室溫壓縮伸長(zhǎng)率僅為0.88%；而屈服強(qiáng)度較小的Ti32Cu16Ni31.2Nb20.8合金，其屈服強(qiáng)度為1338 MPa，具有較高的伸長(zhǎng)率7.9%[27]。在表3中，多相Hf0.5Mo0.5NbTiZrB0.3合金具有較高的伸長(zhǎng)率27%，其屈服強(qiáng)度較低（1464 MPa）[27]。因此，提高多相難熔高熵合金的強(qiáng)度，同時(shí)提高其塑性形變依然是材料研究者追求的目標(biāo)。

部分BCC結(jié)構(gòu)難熔高熵合金具有較高硬度，優(yōu)異的耐磨性能，其耐磨性一般比工業(yè)高溫合金、難熔合金以及工具鋼的耐磨性要好[74]。Poulia等[38]研究了MoTaWNbV合金的磨損性能，以鋼球作為計(jì)數(shù)器進(jìn)行滑動(dòng)距離為1000 m的磨損實(shí)驗(yàn)，Mo20Ta20W20Nb20V20合金磨損率為2.32×104cm3/（N?m），而在相同條件下鎳基Inconel718合金的磨損率為8.30×104cm3/（N?m）。Pole等[75]研究發(fā)現(xiàn)，在室溫下，難熔高熵合金HfTaTiVZr和TaTiVWZr的穩(wěn)態(tài)摩擦系數(shù)的范圍在0.25到0.32之間，這個(gè)范圍在目前所報(bào)道的難熔高熵合金是最小的[75]。隨著測(cè)試溫度從298 K升高到423 K，兩種HfTaTiVZr和TaTiVWZr合金的磨損機(jī)制均由粘著磨損和磨粒磨損轉(zhuǎn)變?yōu)閲?yán)重的磨粒磨損；當(dāng)實(shí)驗(yàn)溫度進(jìn)一步升高到573 K和723 K，測(cè)試試樣發(fā)生嚴(yán)重的氧化磨損[75]。

5 結(jié)語(yǔ)與展望

傳統(tǒng)合金以單一元素為主元，如在鋼、鈦合金、鋁合金和鎂合金主元中添加少量微量元素可以獲得性能優(yōu)異的新型合金。傳統(tǒng)合金組分設(shè)計(jì)方法的局限性在于只允許對(duì)給定材料組分的一小部分進(jìn)行改進(jìn)，限制了新型材料的組分開(kāi)發(fā)及性能改良。高熵合金組分設(shè)計(jì)打破了傳統(tǒng)合金單一主元的思路，變?yōu)槎嘀髟煞衷O(shè)計(jì)。在高熵合金研究領(lǐng)域中，含有高熔點(diǎn)多主元元素的難熔高熵合金具有高韌性、高強(qiáng)度、抗高溫氧化性以及耐腐蝕性等優(yōu)異性能，這些優(yōu)異性能的難熔高熵合金有望在工程材料中大量使用。難熔高熵合金特別在耐高溫方面具有發(fā)展?jié)摿?。雖然近年來(lái)不少學(xué)者針對(duì)難熔高熵合金做了大量的研究，但難熔高熵合金發(fā)現(xiàn)較晚，尚無(wú)完整的數(shù)據(jù)積累和理論依據(jù)，且制備工藝仍不太成熟，合金組分均勻性的精度有待提高。

在已經(jīng)報(bào)導(dǎo)的難熔高熵合金中，開(kāi)發(fā)具有工業(yè)實(shí)用價(jià)值的難熔高熵合金對(duì)眾多研究者來(lái)說(shuō)依然是一個(gè)巨大挑戰(zhàn)。工業(yè)應(yīng)用難熔高熵合金需要考慮合金原材料成本，制備成本，工藝處理成本等一系列工程問(wèn)題。在難熔高熵合金組分設(shè)計(jì)上，當(dāng)工業(yè)應(yīng)用需要大量生產(chǎn)時(shí)，盡量采用原材料較為低廉的高熔點(diǎn)合金，比如Nb和W元素；當(dāng)應(yīng)用在航天材料時(shí)，使用數(shù)量較少，可以考慮較為貴重的高熔點(diǎn)元素設(shè)計(jì)性能優(yōu)異的合金。在組分設(shè)計(jì)上，根據(jù)應(yīng)用條件的不同需要采用不同成本的原材料進(jìn)行組分設(shè)計(jì)。鑒于難熔高熵合金組元較多，不同的原子分?jǐn)?shù)導(dǎo)致合金的微觀組織不同和性能上的差異，傳統(tǒng)試錯(cuò)法設(shè)計(jì)合金組分耗時(shí)耗力，可采用高通量合金組分設(shè)計(jì)或機(jī)器學(xué)習(xí)法進(jìn)行數(shù)據(jù)分析進(jìn)而預(yù)測(cè)合金相選擇或力學(xué)性能。

難熔高熵合金具有高硬度，其耐磨性能優(yōu)異，對(duì)于難熔高熵合金的耐磨性能的研究較少，可以參考查閱的文獻(xiàn)少之又少，導(dǎo)致難熔高熵合金的磨損機(jī)理存在未知面，希望廣大科研工作可以開(kāi)展難熔高熵合金的磨損方面的基礎(chǔ)理論和實(shí)際應(yīng)用研究，使難熔高熵合金更好地運(yùn)用到工程上，為我國(guó)經(jīng)濟(jì)建設(shè)作出貢獻(xiàn)。