隨著航空航天、能源動(dòng)力等領(lǐng)域?qū)?dòng)力系統(tǒng)性能要求的持續(xù)提升，渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比和熱效率已成為衡量國(guó)家高端裝備制造水平的關(guān)鍵指標(biāo)。其熱端部件（如渦輪葉片）需在極端高溫環(huán)境下長(zhǎng)期服役，同時(shí)承受復(fù)雜機(jī)械應(yīng)力和氧化腐蝕的共同作用[1]。在近數(shù)十年間，通過持續(xù)的合金成分優(yōu)化與先進(jìn)制備工藝研發(fā)，鎳基合金的耐高溫性能顯著提升，其平均工作溫度可達(dá) 1050 ℃ 水平，達(dá)到其熔點(diǎn)約 90% 的臨界值，并且由于較高的密度，難以滿足新一代發(fā)動(dòng)機(jī)對(duì)耐溫能力和輕量化的雙重要求[2]。
高熵合金的出現(xiàn)為開發(fā)下一代耐高溫材料以及突破鎳基高溫合金的性能瓶頸開辟了新的技術(shù)方向。高熵合金（HEAs）的概念最早在 2004 年由葉均蔚教授提出，其通過五種及以上主元元素的近等原子比設(shè)計(jì)，形成由高混合熵驅(qū)動(dòng)的固溶體結(jié)構(gòu)，突破了傳統(tǒng)單一主元合金的限制[3]。HEAs 的核心特性主要體現(xiàn)在四個(gè)方面：高熵效應(yīng)增強(qiáng)熱力學(xué)穩(wěn)定性，抑制脆性金屬間化合物的形成[4]；晶格畸變效應(yīng)源于多元原子尺寸的差異，產(chǎn)生強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化作用[5-6]；遲滯擴(kuò)散效應(yīng)降低高溫原子遷移速率，抑制晶粒粗化和相變[7-8]；雞尾酒效應(yīng)通過多元素的協(xié)同作用，實(shí)現(xiàn)性能“1+1>2”的突破[4]。這些效應(yīng)賦予 HEAs 高強(qiáng)度、高硬度、耐高溫和耐腐蝕等優(yōu)異性能，使其在高溫應(yīng)用領(lǐng)域展現(xiàn)出巨大潛力[9-11]。
早期的高熵合金（如 FeCrMnNiCo）因高溫強(qiáng)度不足且相穩(wěn)定性較差，難以滿足航空航天、能源及核工業(yè)的高溫使役需求。圖 1 為高熵合金的分類，表 1 為三類高熵合金的對(duì)比。經(jīng)過近十年的發(fā)展，通過熱力學(xué)建模、微觀結(jié)構(gòu)工程以及成分優(yōu)化，目前開發(fā)出三種有望用于高溫環(huán)境的高熵合金，即高熵高溫合金（HESAs）、難熔高熵合金（RHEAs）和難熔高熵高溫合金（RSAs）。 HESAs 是基于Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti 體系設(shè)計(jì)的一類高熵合金，其借鑒鎳基高溫合金的 γ+ γ′結(jié)構(gòu)，依靠 γ′相（L12 型有序相）強(qiáng)化機(jī)制，在高熵效應(yīng)和晶格畸變的協(xié)同作用下，展現(xiàn)出卓越的高溫性能。RHEAs 由 Ti、V、Nb、Ta、W 等難熔元素組成，憑借高熔點(diǎn)的特性，在高于鎳基合金熔點(diǎn)的超高溫環(huán)境下仍能保持優(yōu)異的強(qiáng)度，拓寬了應(yīng)用范圍。RSAs 是 RHEAs 中的特殊類別，擁有 BCC+ B2 納米雙相網(wǎng)籃狀組織，兼具低密度和高強(qiáng)度的優(yōu)勢(shì)，與鎳基合金的 γ+ γ′結(jié)構(gòu)模式相似，具有顯著的發(fā)展?jié)摿ΑＨ欢邷豀EAs在高溫強(qiáng)度、室溫塑性、抗氧化性和密度等方面仍面臨挑戰(zhàn)，亟需深入研究以推動(dòng)其工程化應(yīng)用。
為此，本文系統(tǒng)綜述高溫 HEAs 的研究進(jìn)展，聚焦 HESAs、RHEAs 和 RSAs 的成分設(shè)計(jì)理念、微觀組織特征及力學(xué)性能表現(xiàn)，剖析其核心難題與最新突破，并展望未來(lái)發(fā)展趨勢(shì)，以期為高溫合金的發(fā)展提供參考。
1、高熵高溫合金
傳統(tǒng)單相面心立方（FCC）結(jié)構(gòu)的 HEAs，如CoCrFeMnNi，在室溫和低溫環(huán)境下展現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度與韌性，適用于宇航、超導(dǎo)和生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域[12-13]。然而，這類合金面臨著一個(gè)突出問題，即高溫下強(qiáng)度嚴(yán)重衰減，這種高溫強(qiáng)度不足的特性極大地限制其應(yīng)用范圍。為了深入探究這一情況，Wu 等[14] 對(duì) CoCrFeNi、CoCrMnNi、CoCrNi、CoNi和 Ni 等合金進(jìn)行不同溫度下的力學(xué)性能測(cè)試。結(jié)果均顯示，這些合金的高溫強(qiáng)度會(huì)隨著溫度的升高而快速降低。Otto 等[15] 發(fā)現(xiàn) CoCrFeMnNi 合金在600 ℃ 時(shí)，其屈服強(qiáng)度僅有 76 MPa。在高溫條件下，熱激活作用會(huì)顯著降低位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，這就使得固溶強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化等傳統(tǒng)的強(qiáng)化手段難以發(fā)揮作用，從而導(dǎo)致材料的高溫強(qiáng)度下降。借鑒傳統(tǒng)鎳基合金引入 L12 型 γ′相（Ni3Al）強(qiáng)化合金的設(shè)計(jì)理念，學(xué)者們?cè)?HEAs 中引入高體積分?jǐn)?shù)的 γ′相，并開發(fā)出 Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti 系高熵高溫合金[16]。
1.1 高熵高溫合金的成分設(shè)計(jì)和微觀組織
HESAs 的主要相結(jié)構(gòu)為 γ + γ′，這一相結(jié)構(gòu)是其具備優(yōu)異性能的基礎(chǔ)。Daoud 等[17] 采用感應(yīng)熔煉的方法制備 Al10Co25Cr8Fe15Ni36Ti6 合金。該合金經(jīng)過 1220 ℃/20 h+900 ℃/50 h 熱處理后，γ′相和B2（NiAl）相的體積分?jǐn)?shù)分別約為 46% 和 5%。 經(jīng)測(cè)試，該合金在 700 ℃ 和 800 ℃ 下的屈服強(qiáng)度分別達(dá)到 486 MPa 和 581 MPa，在所有測(cè)試溫度下的力學(xué)性能均優(yōu)于 Inconel 617 和 Alloy 800H 等商業(yè)合金。這表明 HESAs 具有一定高溫應(yīng)用的潛力。
然而，較低的 γ′相含量使得該合金在高溫下的力學(xué)性能弱于一些更先進(jìn)的鑄造高溫合金，例如 MarM247。由此可見，提高HESAs 中的 γ′相含量對(duì)于提升其力學(xué)性能具有重要意義。在成分設(shè)計(jì)時(shí)還需要考慮多重因素：（1）在HESAs 的成分設(shè)計(jì)過程中應(yīng)避免 η（Ni3Ti）、σ 相和 β 相等有害相的形成。這些有害相的存在可能會(huì)導(dǎo)致合金的脆性增加、強(qiáng)度降低，嚴(yán)重影響合金的性能和使用壽命[18-20]。因此，HESAs 中的 Cr 和Fe 的最大含量應(yīng)受到限制，因?yàn)檫^量的 Cr 和 Fe 元素會(huì)導(dǎo)致富 Cr 的體心立方（BCC）相和 σ 相的形
成 ， 這 些 相 不 利 于 合 金 性 能[21]。 （2） 需 要 對(duì)Al/Ti 含量進(jìn)行調(diào)控。Joseph 等[22] 通過相圖計(jì)算并結(jié)合實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證，對(duì) Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti 體系中無(wú)有害金屬間化合物的 γ + γ′平衡相結(jié)構(gòu)進(jìn)行成分設(shè)計(jì)。研究表明，在 Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti 體系中，γ′相的強(qiáng)度和含量會(huì)隨著 Al 和 Ti 含量的增加而上升。但是，為了保證細(xì)小的 γ′相能在 γ 基體中均勻析出，Al 和 Ti 的原子分?jǐn)?shù)之和需要控制在 18% 以內(nèi)。這是因?yàn)槿绻?Al 和 Ti 含量過高，可能會(huì)導(dǎo)致γ′相尺寸過大、分布不均，從而影響合金的性能。（3）Al/Ti 比例對(duì) HESAs 的微觀組織和力學(xué)性能都有著重要影響。Chen 等[23] 發(fā)現(xiàn)，Ti 元素是 γ′相的主要形成劑，而 Al 元素是 γ′相的穩(wěn)定劑。如果Al/Ti 元素比例過高，會(huì)分別導(dǎo)致 B2 和 η 相的形成，這些脆性相的出現(xiàn)會(huì)危害合金力學(xué)性能。通過熱力學(xué)計(jì)算可知，當(dāng) Al/Ti 元素比處于 0.8～3 之間時(shí)，有利于 γ + γ′組織形成，如Ni51Co18Fe5Cr10Al12Ti4 的γ′體積分?jǐn)?shù)為 62%，在 660～1188 ℃ 之間保持著 γ+ γ′雙相結(jié)構(gòu)[21]。He 等[24] 運(yùn)用原子探針層析（APT） 技 術(shù) 對(duì) Ni2CoCrFeTixAly（x+y=0.3， x/y=0.5，1，1.5）三種合金的元素分配行為進(jìn)行研究。較高的 Ti/Al 比會(huì)使 γ′相的體積分?jǐn)?shù)和反向疇界能（APB）增加，顯著提高合金的屈服強(qiáng)度。在 800 ℃時(shí)，Ni2CoCrFeTi0.2Al0.1 展現(xiàn)出最高的屈服強(qiáng)度（約685 MPa），而 Ni2CoCrFeTi0.1Al0.2 的屈服強(qiáng)度最低（約 500 MPa）。 綜上所述，高熵高溫合金的成分設(shè)計(jì)需綜合調(diào)控 γ′相含量、抑制 η 相和 σ 相等有害金屬間化合物的析出，并通過優(yōu)化 Al/Ti 原子比的方法獲得性能優(yōu)異的 HESAs。
1.2 高熵高溫合金的力學(xué)性能
通過對(duì) HESAs 微觀組織的深入分析可知，γ +γ′雙相組織結(jié)構(gòu)是其具備優(yōu)異高溫性能的關(guān)鍵因素。圖 2 對(duì)比了 CoCrFeMnNi[15]、HESAs[17,21-22,25-26]和典型鎳基高溫合金[27-28] 在不同溫度下的力學(xué)性能，為深入了解 HESAs 的性能提供了直觀依據(jù)。從圖 2（a）可清晰看出，γ′相的引入顯著提升 HESAs在 各 測(cè) 試 溫 度 下 的 屈 服 強(qiáng) 度 ， 使 其 遠(yuǎn) 高 于CoCrFeMnNi。這種提升可歸因于高含量 γ′相為合金提供強(qiáng)有力的析出強(qiáng)化作用。一些特定成分的HESAs， 如 Ni51Co18Fe5Cr10Al12Ti4、 Ni51Co18Fe5Cr10Al8Ti8、 Ni51Co18Fe5Cr10Al10.7Ti5.3、 Ni45（FeCoNi）40（AlTi）15、Ni29.9Co30Fe13Cr15Al6Ti6B0.1 等，在 800～1000 ℃ 的高溫區(qū)間內(nèi)表現(xiàn)出卓越的性能，其屈服強(qiáng)度超過 Inconel 718 等傳統(tǒng)變形鎳基高溫合金。以 Inconel 718 為例，該合金中 γ′'相的溶解溫度約為 700～750 ℃，當(dāng)溫度超出此范圍時(shí)，γ′'相會(huì)逐漸溶解，致使晶內(nèi)強(qiáng)化效果顯著降低。而 HESAs 中的γ′相具有較高的固溶溫度，這使得 HESAs 在 800 ℃以上的高溫環(huán)境中，相較于 Inconel 718 等變形高溫合金具有顯著優(yōu)勢(shì)。這種優(yōu)勢(shì)使得 HESAs 在高溫工作環(huán)境中，能夠保持更穩(wěn)定的力學(xué)性能，減少因溫度變化導(dǎo)致的性能波動(dòng)。當(dāng)前研究表明，L12 相強(qiáng)化的 HESAs 在室溫環(huán)境下大多具有優(yōu)異的塑性變形能力（δ＞0.25）[26,29-30]。例如 Yang 等[30] 通過在（FeCoNi）86Al7Ti7 高熵合金中引入高密度的韌性多組元 L12 型納米顆粒，使得合金在室溫下的強(qiáng)塑性同時(shí)提高，表現(xiàn)出 1.5 GPa 的超高抗拉強(qiáng)度和高達(dá) 50% 的室溫拉伸塑性。首先， Fe 和 Co 元素的添加降低 L12 有序化能量，提高其固有塑性；同時(shí)，Ti 的摻雜降低了 Al 含量，減少 L12 相環(huán)境脆化，并通過提高反相邊界能量和促進(jìn)位錯(cuò)交滑移，增強(qiáng)加工硬化。其次，低晶格錯(cuò)配率使 L12 相在納米尺度上穩(wěn)定且均勻分布，減少應(yīng)力集中和微裂紋萌生。此外，低價(jià)電子濃度值避免了 L12 相從韌性相到脆性相的轉(zhuǎn)變。多組元 L12 型納米顆粒的這些特性綜合提升了合金的強(qiáng)度和塑性，克服傳統(tǒng)合金設(shè)計(jì)中的強(qiáng)度-塑性權(quán)衡問題。
值得注意的是，Ni51Co18Fe5Cr10Al8Ti8 和 Ni45（FeCoNi）40（AlTi）15 的高溫屈服強(qiáng)度略高于 MarM-247（圖2（a））。Mar-M-247 作為典型的定向凝固高溫合金，具有高體積分?jǐn)?shù)的 γ′相（約 62%），并且添加了 W、Mo、Ta 等高熔點(diǎn)元素，為合金基體提供強(qiáng)的固溶強(qiáng)化[31]。HESAs 在對(duì)比中展現(xiàn)出優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，一方面，因其 γ′相合金化程度高，晶格畸變效應(yīng)增大；另一方面，HESAs 中高 Ti 含量使γ′相的反向疇界能（APB）高于傳統(tǒng)高溫合金[32]，以Ni40.7Al7.8Co20.6Cr12.2Fe11.5Ti7.2 和 Mar-M-247 為例，它們的 APB 能量分別為 0.25、0.19 J/m2。更高的APB 能量意味著位錯(cuò)需要更高的能量才能完成切割過程，從而增強(qiáng)了 γ′相對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用，進(jìn)一步提升合金的高溫強(qiáng)度[33]。盡管 HESAs 在高溫性能方面表現(xiàn)出色，但與第二代單晶鎳基高溫合金 CMSX-4 相比，仍存在一定差距。從圖 2（a）可知，CMSX-4 在高溫（≥600 ℃）下的屈服強(qiáng)度顯著高于 HESAs。但 CMSX-4 也存在明顯的不足，它包含大量 W、Hf、Ta 和 Re 等高密度和價(jià)格昂貴的元素，這不僅提高了合金的密度，也大幅增加了生產(chǎn)成本。如圖 2（b）所示，新型高熵高溫合金 Ni45（FeCoNi）40（AlTi）15 在高溫比屈服 強(qiáng)度 指標(biāo) 上已 接近 商用 單晶 鎳基 高溫 合金CMSX-4 水平，同時(shí)展現(xiàn)出顯著的成本優(yōu)勢(shì)。該合金體系中 Fe、Ti 等廉價(jià)金屬元素的占比顯著高于傳統(tǒng)鎳基合金，經(jīng)測(cè)算其原料成本較 CMSX-4 降低約 50%，這為工程化應(yīng)用提供了重要的經(jīng)濟(jì)性支撐。值得注意的是，盡管高熵高溫合金在成本控制方面具有突破性進(jìn)展，但在 800 ℃ 以上高溫區(qū)域，其強(qiáng)度性能與單晶鎳基合金仍存在較大差距。這種特性組合使高熵高溫合金在當(dāng)前階段更適合應(yīng)用于溫度相對(duì)較低（700～800 ℃）且成本敏感的關(guān)鍵部件，例如航空發(fā)動(dòng)機(jī)低壓渦輪葉片或工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)熱端部件，這為其在特定領(lǐng)域的商業(yè)化替代開辟了差異化發(fā)展路徑。
綜上所述，HESAs 憑借獨(dú)特的 γ + γ′雙相組織結(jié)構(gòu)，在高溫性能方面展現(xiàn)出與傳統(tǒng)鎳基高溫合金競(jìng)爭(zhēng)的潛力。傳統(tǒng)鎳基合金主要依賴有序 γ′相沉淀強(qiáng)化，而 HESAs 除沉淀強(qiáng)化外，還具有高熵效應(yīng)產(chǎn)生的晶格畸變強(qiáng)化等多種機(jī)制。目前 HESAs 在高溫長(zhǎng)期組織穩(wěn)定性方面的研究尚不充分。性能方面，盡管 HESAs 在高溫強(qiáng)度上仍與單晶鎳基合金存在差距，但其成本優(yōu)勢(shì)明顯。未來(lái)需加強(qiáng)組織穩(wěn)定性研究，同時(shí)隨著科研投入增加和技術(shù)突破，HESAs 的綜合性能有望進(jìn)一步提升。
2、難熔高熵合金
自 HEAs 提出之后，材料科學(xué)領(lǐng)域的研究方向發(fā)生了新的轉(zhuǎn)變，探索復(fù)雜相空間中的廣闊中心區(qū)域成為材料研究新方向，吸引了大量科研人員的開展研究。與此同時(shí)，工業(yè)界對(duì)新型高溫合金的需求也愈發(fā)迫切。在這一背景下，2010 年，Senkov 等[34]科研人員提出難熔高熵合金（RHEAs）的概念。這一創(chuàng)新理念的提出，為高溫合金的發(fā)展開辟了新的道路。其中，典型的 RHEAs 有 WNbMoTaV 和HfNbTaTiZr 這兩類。WNbMoTaV 合金具有高熔點(diǎn)和高強(qiáng)度的特點(diǎn)，在 1600 ℃ 的高溫環(huán)境下，其屈服強(qiáng)度仍能達(dá)到 477 MPa
[35]；HfNbTaTiZr 合金則具有輕質(zhì)高強(qiáng)的特點(diǎn)，室溫壓縮斷裂應(yīng)變大于30%，在 1000 ℃ 下仍保持約 295 MPa 的屈服強(qiáng)度[36]。這種卓越的高溫性能，使得 RHEAs 迅速成為高溫應(yīng)用領(lǐng)域的關(guān)注焦點(diǎn)。隨著研究的不斷深入，RHEAs 的元素拓寬至Ⅳ族（Ti、Zr 和 Hf）、Ⅴ族（V、Nb 和 Ta）和Ⅵ族（Cr、Mo 和 W）中的九種難熔元素，此外，為進(jìn)一步優(yōu)化合金性能，有時(shí)會(huì)也會(huì)向合金中添加 Al、Si、C 等元素[37]。合金成分的不斷演進(jìn)和優(yōu)化，使 RHEAs 在高溫應(yīng)用領(lǐng)域具有巨大的潛力。
2.1 難熔高熵合金的成分設(shè)計(jì)與微觀組織
在難熔高熵合金（RHEAs）體系中，多數(shù)呈現(xiàn)單相體心立方（BCC）固溶體結(jié)構(gòu)，部分合金因添加Al、Si 等元素而呈現(xiàn)多相結(jié)構(gòu)。在 RHEAs 中 BCC相占主導(dǎo)地位是合理的，一方面，Ⅴ族和Ⅵ族的難熔金屬元素均為 BCC 晶體結(jié)構(gòu)，且在高溫下具有良好的互溶性；另一方面，Ⅳ族元素（Ti、Zr、Hf）在高溫下也呈 BCC 結(jié)構(gòu)，雖然經(jīng)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變后室溫下為密排六方（HCP）結(jié)構(gòu)。Senkov 等[38] 通過電弧熔煉制備的 HfNbTaTiZr 為單一的 BCC 結(jié)構(gòu)。
Feuerbacher 等[39] 制備的 ZrNbTiVHf 經(jīng)歷 1500 ℃/6 h 的均勻化處理后為 BCC 單相結(jié)構(gòu)。Al 元素密度低且抗氧化能力優(yōu)異，因此在難熔高熵合金（RHEAs）成分設(shè)計(jì)中是重要元素。由于 Al 與難熔元素之間具有較高的負(fù)混合焓，在RHEAs 中引入 Al 元素時(shí)，常伴隨 B2 相的形成[40-42]。值得注意的是，過量 Al 元素的添加使得合金基體發(fā)生有序化，表現(xiàn)為單一 B2 相結(jié)構(gòu)[43]。少量添加Al 元素則會(huì)在基體中引入納米 B2 相，納米 B2 沉淀相與位錯(cuò)的相互作用可有效提高合金的強(qiáng)度和塑性[44-45]。有一類特殊的 BCC+B2 雙相 RHEAs 也稱為難熔高熵超合金。
Laves 相也是 RHEAs 中常見相之一，其形成通常與合金中 Cr、Nb 和 Zr 等元素，或者與 Al、V 和 Zr三個(gè)元素組合相關(guān)[46-51]。Yurchenko 等[49] 制備一系列 AlNbTiVZrx（x = 0， 0.1， 0.25， 0.5， 1， 1.5）RHEAs，當(dāng) Zr 原子分?jǐn)?shù)達(dá)到 0.5 后，合金中有 ZrAlV 類型的 C14 結(jié)構(gòu) Laves 相形成。Laves 相在 Cr-Zr、Cr-Ta、Cr-Ti 和 Cr-Mo-Zr 等二元或三元體系中在固相線以下是穩(wěn)定相，其形成可以歸因于不同難熔元素之間原子尺寸之間的差異。Laves 相的存在可以有效提高合金的室溫和高溫強(qiáng)度，但會(huì)顯著降低合金的塑性[52-53]。此外 Cr 元素作為 Laves 相的重要形成元素，富 Cr 的 Laves 相存在也會(huì)提高合金的抗氧化能力[54-55]。
除了 B2 和 Laves 相兩類最常見的第二相，在RHEAs 中還有硅化物和碳化物等析出相[56-63]。Xu 等[58] 制備了（VNbTiTa）100?xSix（x=0，2.5，5，10）RHEAs，Si 元素的添加可以降低合金密度，提高合金的抗氧化能力，同時(shí)可以引入具有高熔點(diǎn)和高強(qiáng)度的硅化物提高合金的高溫力學(xué)性能，達(dá)到提高合金綜合性能的研究目標(biāo)。（VNbTiTa）100?xSix（x=2.5，5，10）在枝晶間區(qū)域形成了 BCC+M5Si3 共晶組織，當(dāng) Si 元素原子分?jǐn)?shù)增加至 10% 時(shí)，有塊狀的M3Si 形成。硅化物的存在顯著提高了合金的室溫和高溫強(qiáng)度。通過對(duì)（VNbTiTa）100?xSix 進(jìn)行高溫壓縮性能測(cè)試樣品進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)合金在 1200 ℃壓縮后 BCC 基體上有納米 M5Si3 型硅化物形成，這歸因于基體中過飽和的硅元素在熱壓縮過程中發(fā)生了脫溶析出。受到這一啟發(fā)， Xu 等[64] 通過簡(jiǎn)單的熱軋工藝使最初脆性的 VNbTiTaSi0.1 具有良好的塑性變形能力。圖 3 為 TiVNbTaSi0.1 合金組織和力學(xué)性能，如圖 3 所示，熱變形細(xì)化了 VNbTiTaSi0.1的微觀結(jié)構(gòu)，并誘導(dǎo)了高密度的納米硅化物（圖 3（b）），幫助合金獲得約 1250 MPa 的屈服強(qiáng)度和約 8% 的斷后伸長(zhǎng)率（圖 3（g）、（h）中 HR85）。Wang 等[63] 制備了 AlNbTiV2Six（x=0，0.1，0.2，0.3，0.4，0.5）RHEAs，Si 元素引入后形成 M5Si3 型硅化物，降低合金密度的同時(shí)，顯著提高了合金的強(qiáng)度。在 1073 K 下AlNbTiV2Si0.5 具有 1154 MPa，當(dāng)溫度升高至 1273 K時(shí)，硅化物的強(qiáng)化效果減弱。Wei 等[59] 通過電弧熔煉制備了 Re0.5MoNbW（TaC）0.5，鑄態(tài)組織由 BCC相和 MC 類型的碳化物組成，BCC 相和碳化物形成的共晶組織分布于枝晶 BCC 初生相的晶界上。
綜上所述， RHEAs 體系的相結(jié)構(gòu)復(fù)雜多樣，不同相的形成與合金元素的種類和含量密切相關(guān)，且相結(jié)構(gòu)對(duì)合金性能具有至關(guān)重要的影響。深入研究這些相的形成機(jī)制和性能特點(diǎn)，對(duì)于開發(fā)高性能RHEAs 具有重要意義。
2.2 難熔高熵合金的力學(xué)性能
圖 4（a）、（b）分別對(duì)比了 RHEAs[27,46,52-53,58,65-72]、Inconel 718 和 Mar-M-247 在不同溫度下的屈服強(qiáng)度和比屈服強(qiáng)度。從圖中可以清晰地看到，RHEAs在 800 ℃ 及以上的溫度區(qū)間擁有顯著的強(qiáng)度優(yōu)勢(shì)。對(duì)于高熔點(diǎn)和強(qiáng)度的 WNbMoTa 系列 RHEAs，在 1200～1600 ℃ 這一超出鎳基合金應(yīng)用范圍的高溫區(qū)間內(nèi)，依然保持著卓越的強(qiáng)度。WNbMoTa和 WNbMoTaV 合金在 1600 ℃ 時(shí)的屈服強(qiáng)度分別達(dá) 到 405 MPa 和 477 MPa[35]。 Sun 等[73] 設(shè) 計(jì) 了NbxMoxTa50?xW50?x（x = 5， 25， 45）系列 RHEAs，通過成分設(shè)計(jì)調(diào)整枝晶偏析，Nb45Mo45Ta5W5 達(dá)到較大室溫壓縮塑性（約 6.1%）的同時(shí)在 1600 ℃ 下具有約 440 MPa 的高屈服強(qiáng)度。這類 RHEAs 合金中含有大量 Mo、Ta 和 W 等高熔點(diǎn)元素，這充分表明此類元素對(duì)顯著提升 RHEAs 高溫力學(xué)性能的作用。為了保持 RHEA 高溫下的力學(xué)性能，同時(shí)降低合金密度，Wang 等[68] 還設(shè)計(jì)了 VxNbMoTa（x=0.25，0.5， 0.75， 1.0）系列 RHEAs。隨著 V 元素含量的增加，合金在凝固過程中會(huì)引發(fā)更強(qiáng)的溶質(zhì)效應(yīng)，進(jìn)而提高晶粒生長(zhǎng)限制因子，實(shí)現(xiàn)晶粒尺寸的細(xì)化，同時(shí)增大合金的晶格畸變程度。這些微觀結(jié)構(gòu)的優(yōu)化顯著提升了合金在室溫和高溫下的強(qiáng)度。具體而言，VNbMoTa 合金在 1000 ℃ 時(shí)的屈服強(qiáng)度和比屈服強(qiáng)度分別達(dá)到 811 MPa 和 76 MPa·g?1·cm3，這一性能顯著優(yōu)于 Mar-M-247 和 Inconel 718 等傳統(tǒng)高溫合金。還 有 一 類 以 TiZrHfNb 等 為 主 元 素 的 輕 質(zhì)RHEAs，具有優(yōu)異高溫強(qiáng)度的同時(shí)，密度顯著低于WNbMoTa 系 列 RHEAs。 Senkov 等 [35] 制 備 的HfNbTaTiZr 合金密度約為9.94 g/cm3，在800、1000 ℃下具有 535、295MPa 的屈服強(qiáng)度。Wang 等[66] 通過在 HfNbTaTiZr 合金中引入 Mo/W 元素，顯著增強(qiáng)固溶強(qiáng)化效應(yīng)。HfNbTaTiZrMoW 合金在 1000 ℃和 1200 ℃ 時(shí)的屈服強(qiáng)度約為 736 MPa 和 703 MPa，相比 HfNbTaTiZr 合金在相同溫度下的屈服強(qiáng)度，HfNbTaTiZrMoW 合金高溫強(qiáng)度有了極大的提高。
Senkov 等[74] 通過使用 Al 元素部分替代 Hf 元素，設(shè)計(jì)出 Al0.4Hf0.6NbTaTiZr 合金。Al 元素與難熔元素之間具有較高的負(fù)混合焓，這有助于促進(jìn) B2型短程有序結(jié)構(gòu)的形成，從而提高合金的強(qiáng)度。Al0.4Hf0.6NbTaTiZr 合 金 的 室 溫 強(qiáng) 度 顯 著 提 升 至1841 MPa，在 800 ℃ 和 1000 ℃ 下的屈服強(qiáng)度約為 796 MPa 和 298 MPa，超越了許多傳統(tǒng)變形鎳基高溫合金。綜上所述，RHEAs 在高溫應(yīng)用領(lǐng)域表現(xiàn)突出，特別是在 1200～1600 ℃ 這一溫度區(qū)間，相較于傳統(tǒng)高溫合金，展現(xiàn)出顯著優(yōu)勢(shì)。
此外，高抗蠕變能力是高溫應(yīng)用的關(guān)鍵要求。蠕變是指材料在恒定應(yīng)力或恒定載荷作用下，隨時(shí)間推移而發(fā)生的塑性變形行為。近年來(lái)，RHEAs 在高溫下的蠕變行為受到了廣泛關(guān)注[75-78]。Sahragard-Monfared 等[76] 對(duì)Nb45Ta25Ti15Hf15 RHEAs在 900 ℃ 和 50～300 MPa 恒定真應(yīng)力范圍的拉伸蠕變行為進(jìn)行深入研究。結(jié)果表明，b45Ta25Ti15Hf15 在真空環(huán)境下的蠕變具有典型的冪律行為，應(yīng)力指數(shù)為 4.1，其蠕變行為主要由螺位錯(cuò)的交叉扭折碰撞控制（圖 4（c））。在低應(yīng)變率（低于 10?6 s?1）條件下，蠕變受空位/間隙偶極子的拖拽控制；而在較高應(yīng)變率（≈10?5 s?1）下，蠕變則受割階拖拽控制。如圖 4（d）所示，與氧化物彌散增強(qiáng)的 CoCrNi合金相比，Nb45Ta25Ti15Hf15 具有更好的抗蠕變能力。盡管其蠕變性能弱于 CMSX-4，但優(yōu)于 CMSX4不含 γ′相的 FCC 基體。RHEAs 在高溫下展現(xiàn)出的優(yōu)異力學(xué)性能，使其成為未來(lái)高溫應(yīng)用的潛在候選材料。
然而，RHEAs 也存在諸多問題，如密度高、室溫塑性差和抗氧化能力弱等問題。過去十幾年間，針對(duì) RHEAs 的問題，學(xué)者們提出了諸多有效的策略和范例[64,79-88]。Lei 等[84] 制備了摻雜原子分?jǐn)?shù)2%O 的（TiZrHfNb）98O2 RHEAs，合金中的 O 以有序氧復(fù)合體的形式存在。與 HEAs 中常見的短程有序不同，有序氧復(fù)合體對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有強(qiáng)烈的釘扎作用，促進(jìn)了位錯(cuò)的交滑移，導(dǎo)致位錯(cuò)大量快速增加，使得（TiZrHfNb）98O2 的變形模式從 TiZrHfNb的平面滑移轉(zhuǎn)變?yōu)椴ɡ嘶疲辖鸬膹?qiáng)度和塑性均顯著提升（屈服強(qiáng)度約 1110 MPa，斷后伸長(zhǎng)率約28%）。Wei 等[79] 利用難熔元素之間的自然混合特性，設(shè)計(jì)了一種 Ti38V15Nb23Hf24 RHEAs，該合金在鑄態(tài)下具有>20% 的拉伸斷后伸長(zhǎng)率，在 1000 ℃下具有良好的相穩(wěn)定性。Ti38V15Nb23Hf24 的 BCC基體上分布著大量納米沉淀相 β'，β'相為體心四方結(jié)構(gòu)，其與位錯(cuò)之間的相互作用有效提升了合金的塑性變形能力，這種成分篩選方法可有效指導(dǎo)新型RHEAs 的設(shè)計(jì)。Wang 等[81] 提出一種調(diào)節(jié) Al-V-NbTi-Zr系 RHEAs 平面滑移帶的策略，Ti50Zr18Nb15V12Al5 實(shí)現(xiàn)了約 25% 的均勻伸長(zhǎng)率和近 50% 的斷裂伸長(zhǎng)率，同時(shí)屈服強(qiáng)度約為 980 MPa。經(jīng)過300 ℃/7 天的長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效，基體上有大量 B2 類型的局部化學(xué)有序（LCO）形成，大量 LCO 分散了平面滑移帶，而且變形中 LCO 的破壞會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重晶格畸變，促進(jìn)了第二代滑移帶的形成，豐富滑移帶之間的相互作用為合金提供了穩(wěn)定的加工硬化。
Liu 等[85] 設(shè)計(jì)了Nb40Ti40Ta10Cr10 和Nb45Ti30Ta15Al10兩 個(gè) 低 密 度 （分 別 約 為 7.7 g/cm3 和 8.0 g/cm3）RHEAs，二者具有良好的室溫強(qiáng)塑性匹配（抗拉屈服≈800 MPa，斷后伸長(zhǎng)率＞20%），而且在 800 ℃下具有優(yōu)異的抗氧化能力（20 h 平均氧化速率＜7.2 mg/cm2）。
綜上所述，RHEAs 高溫下的強(qiáng)化機(jī)制主要為固溶強(qiáng)化，也可引入第二相獲得析出強(qiáng)化。憑借著高熔點(diǎn)和高晶格畸變，在鎳基合金使用溫度以上的溫度范圍內(nèi)（1200～1600 ℃），有著極為廣闊的應(yīng)用前景。然而，與鎳基合金相比，RHEAs 的組織穩(wěn)定性仍然較差，提升 RHEAs 的組織穩(wěn)定性需要進(jìn)一步精細(xì)的成分設(shè)計(jì)。在未來(lái)的發(fā)展進(jìn)程中，應(yīng)當(dāng)致力于推動(dòng)更多有關(guān) RHEAs 綜合性能的深入研究，助力 RHEAs 盡快實(shí)現(xiàn)實(shí)際應(yīng)用。
3、難熔高熵超合金
在 RHEAs 提出四年后，Senkov 等[74] 在 RHEAs中發(fā)現(xiàn)了類似傳統(tǒng)鎳基合金的微觀結(jié)構(gòu)。AlMo0.5NbTa0.5TiZr、 Al0.3NbTaTi1.4Zr1.3 和 Al0.5NbTa0.8Ti1.5V0.2Zr 這三種合金最先被報(bào)道，三者均表現(xiàn) 為BCC+B2 納米共格雙相結(jié)構(gòu)，后續(xù)具有類似微觀結(jié)構(gòu)的 RHEAs 被陸續(xù)發(fā)現(xiàn)[89-90]。因其組織結(jié)構(gòu)類似于鎳基高溫合金中的 γ+γ′結(jié)構(gòu)，這類 RHEAs 被賦予新的名稱—難熔高熵高溫合金（RSAs）[91]。
RSAs 不僅具備密度低的優(yōu)勢(shì)，還展現(xiàn)出了優(yōu)異的高溫性能，在航空航天、能源動(dòng)力等對(duì)材料高溫性能要求極高的領(lǐng)域，RSAs 具有相當(dāng)?shù)膽?yīng)用潛力。
3.1 難熔高熵超合金的成分設(shè)計(jì)與微觀組織
RSAs 微觀組織最主要的特征就是 BCC+B2 相所構(gòu)成的網(wǎng)籃狀組織，其中大量彌散的 BCC 無(wú)序相被 B2 有序相構(gòu)成的連續(xù)通道包圍（圖 5（a）[92]），兩相之間具有共格取向關(guān)系。Jensen 等[92] 通過真空電弧熔煉制備了 AlMo0.5NbTa0.5TiZr，合金經(jīng)過1400 ℃/24 h 的均勻化以 10 ℃/min 的冷卻速率爐冷后晶粒內(nèi)部出現(xiàn)典型的網(wǎng)籃狀組織，晶界處存在Al4Zr5 六方相。無(wú)序的 BCC 相以塊狀沉淀物的形式存在，有序的 B2 相則以沉淀物之間的連續(xù)薄通道 及 通 道 交 叉 處 的 較 厚 結(jié) 構(gòu) 形 式 存 在 。 BCC相兩個(gè)正交方向上的尺寸分別為 10～55 nm 和25～55 nm，B2 相通道的寬度約為 7 nm，兩相之間的取向關(guān)系為〈100〉BCC // 〈100〉B2，{100}BCC //{100}B2，如圖 5（a）～（d）所示[92]。
納米雙相組織的形成機(jī)制以及合金成分對(duì)微觀組織的影響引發(fā)廣泛研究[74,89,93-98]。Senkov等 [89] 在 AlMo0.5NbTa0.5TiZr 的 基 礎(chǔ) 上 設(shè) 計(jì) 了AlMo0.5NbTa0.5TiZr0.5、 AlNbTa0.5TiZr0.5、 Al0.5Mo0.5NbTa0.5TiZr 和 Al0.25NbTaTiZr。降低 Zr 元素含量可 消 除 AlMo0.5NbTa0.5TiZr0.5 中 的 BCC 相 ， 將Mo 元素替換為 Nb 元素后，AlNbTa0.5TiZr0.5 中的Al4Zr5 六方相進(jìn)一步消失。AlMo0.5NbTa0.5TiZr0.5在 1000 ℃ 下的屈服強(qiáng)度約為 935 MPa，AlNbTa0.5TiZr0.5 在 1000 ℃ 的屈服強(qiáng)度僅為 535 MPa。降低Al 元素的含量會(huì)形成由有序 B2 相基體和共格球形 BCC 相組成的 Al0.5Mo0.5NbTa0.5TiZr。進(jìn)一步減少 Al 元素，用 Ta 元素替代 Mo 元素，Al0.25NbTaTiZr
保留了納米雙相組織，但 BCC 相的形態(tài)由球形轉(zhuǎn)變 為 塊 狀 沉 淀 。 Al0.5Mo0.5NbTa0.5TiZr 和 Al0.25NbTaTiZr 在 1000 ℃ 下的屈服強(qiáng)度分別為 579 MPa和 366 MPa。對(duì)可用的二元相圖進(jìn)行分析，由于合金體系中 Nb/Ta 和 Zr 元素之間存在混溶間隙，單一 BCC 相在高溫冷卻過程中會(huì)分解為兩種 BCC相。如果 Zr 元素含量降低，合金的成分就會(huì)偏離混溶間隙，相分離也就不會(huì)發(fā)生。由于 Al 與 Zr 之間具有較高的負(fù)混合焓，富 Al 和 Zr 元素的 BCC相在冷卻過程中有序化，從而形成 B2 相。Mo元素的添加可增強(qiáng) RSAs 中的 B2 相，從而使合金在 1000 ℃ 下具有更高強(qiáng)度。Whitfield 等[95] 制備了 Ti45Ta15Zr40、Ti45Ta25Zr30、Ti45Ta35Zr20 和 Ti45Ta45Zr10，四種合金經(jīng)過均勻化后于不同溫度下進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間保溫，在 1000 ℃ 時(shí)四種合金均為單相 BCC結(jié)構(gòu)。在更低的溫度下，存在兩相區(qū)，Ti45Ta15Zr40、Ti45Ta25Zr30 和 Ti45Ta35Zr20 顯示出網(wǎng)籃狀組織，與
AlMo0.5NbTa0.5TiZr 中的組織類似，這表明網(wǎng)籃狀組織的形成與 Ta、Zr 元素之間的混溶間隙密切相關(guān)。
對(duì)于高溫合金而言，高溫環(huán)境下微觀結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性是一項(xiàng)基本特征，RSAs 在高溫下的組織穩(wěn)定性 得 到 了 深 入 研 究[90,99-102]。 Whitfield 等[102] 對(duì)AlMo0.5NbTa0.5TiZr RSAs 在 800 ℃ 和 1200 ℃ 之間進(jìn)行了 1000 h 的保溫，結(jié)果表明 BCC+B2 雙相組織并不穩(wěn)定，在所有溫度下晶粒內(nèi)部形成大量Al-Zr 金屬間化合物，這種金屬間化合物對(duì)合金的力學(xué)性能不利。1200 ℃ 下 AlMo0.5NbTa0.5TiZr 的相平衡狀態(tài)為 BCC 相+Al-Zr 金屬間化合物，這說(shuō)明 B2 相高溫下不穩(wěn)定，其形成是由于富 Al/Zr 的BCC 相在冷卻過程發(fā)生有序化。Soni 等[99] 對(duì)均勻化后的 Al0.5NbTa0.8Ti1.5V0.2Zr RSAs 在 600～1200 ℃溫度范圍的相穩(wěn)定性進(jìn)行研究。在 800 ℃ 和 1000℃ 下均觀察到 Al-Zr 金屬間化合物的形成。未來(lái)需要對(duì) RSAs 的成分設(shè)計(jì)進(jìn)行深入的研究，以避免Al-Zr 金屬間化合物的形成。
3.2 難熔高熵超合金的力學(xué)性能
從 圖 5（e） 、 （f） 可 以 看 出 ， AlMo0.5NbTa0.5TiZr 在 25～1200 ℃ 溫度范圍內(nèi)的屈服強(qiáng)度和比屈服強(qiáng)度均高于三種鎳基高溫合金。AlMo0.5NbTa0.5TiZr 合金的高強(qiáng)度源于其精細(xì)的納米雙相組織，高體積分?jǐn)?shù)的相界面提供了較高的界面強(qiáng)化，在1200 ℃ 下仍具有約 250 MPa 的屈服強(qiáng)度。盡管RSAs 在高溫下具有顯著的性能優(yōu)勢(shì)，但其室溫壓縮率普遍低于 10%，因此 RSAs 很可能不具備拉伸變形能力[74,89,93]。RSAs 的室溫變形能力較差可能歸因于有序的 B2 相為基體，若能實(shí)現(xiàn)“組織倒置”，即以 BCC 相為基體、B2 相為納米顆粒，則預(yù)計(jì)可提升 RSAs 的室溫塑性。Soni 等[103] 將均勻化后 的 Al0.5NbTa0.8Ti1.5V0.2Zr 置 于 600 ℃ 下 保 溫120 h 后，其微觀組織發(fā)生演變，BCC 相轉(zhuǎn)變?yōu)榛w ， B2 相 轉(zhuǎn) 變 為 沉 淀 相 。 實(shí) 現(xiàn) 組 織 倒 置 后 的Al0.5NbTa0.8Ti1.5V0.2Zr 不僅在室溫和 600 ℃ 下分別具有 1345 MPa 和 1423 MPa 的屈服強(qiáng)度，其室溫壓縮塑性也顯著提高（＞20%）。組織倒置主要是由彈性應(yīng)變能和系統(tǒng)界面能降低驅(qū)動(dòng)的。退火過程中成分的變化導(dǎo)致 B2 相的彈性模量增加，兩相之間彈性模量的不均勻性使系統(tǒng)的彈性應(yīng)變能增加，進(jìn)而降低了微觀組織的穩(wěn)定性。此外，B2 相納米通道的斷裂促使相鄰 BCC 顆粒聚結(jié)并長(zhǎng)大，有助于減少兩相界面積并降低系統(tǒng)界面能[104]。
RSAs 的室溫塑性較低，阻礙了其工業(yè)化應(yīng)用的實(shí)現(xiàn)。因此，深入了解 RSAs 缺乏延展性的原因顯得尤為重要。 Kumar 等[105] 研究了 Al0.5Nb1.25Ta1.25TiZr 在室溫至 1200 ℃ 下的微觀結(jié)構(gòu)和性能。通過將均勻化后的合金分別在 600 ℃（HT600）和 800 ℃（HT800）下進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)保溫，形成兩種雙相微觀結(jié)構(gòu)。其中，HT600 的基體為 B2 相，而 HT800 的基體為 BCC 相。HT800 在室溫下比 HT600 具有更高的壓縮塑性，這歸因于 HT800 以較軟的 BCC 相為基體。然而，對(duì) HT800 和 HT600 在不同溫度下進(jìn)行拉伸測(cè)試時(shí)發(fā)現(xiàn)，合金在彈性階段即發(fā)生斷裂，表現(xiàn)為典型的晶間斷裂。通過對(duì) HT600在 1000 ℃ 拉伸試樣的分析可知，連續(xù)的 Al-Zr 金屬間化合物在晶界處形成，沿晶界的無(wú)沉淀區(qū)發(fā)生剪切局部化。同時(shí)，Al-Zr 金屬間化合物為晶界裂紋的擴(kuò)展提供了一條便捷路徑（圖 6（a）[105]）。最近 Viswanathan 等[106] 制 備 了 AlMo0.5NbTa0.5TiZr納米雙相組織，其中 B2 相為基體，晶界處存在Al4Zr5 金屬間化合物。對(duì)合金進(jìn)行納米壓痕測(cè)試，研究發(fā)現(xiàn) B2 相本身并不是固有的脆性，在納米壓痕變形過程中，B2 相中會(huì)產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)的布氏矢量為 1/2〈111〉，并在{011}晶面上進(jìn)行滑移（圖 6（b）～（e））。這些滑移系統(tǒng)的激活使B2 相存在五個(gè)以上的剪切系統(tǒng)，預(yù)計(jì) B2 相具有一定的塑性，B2 相和 BCC 之間的滑移傳遞也被觀察到。Al4Zr5 金屬間化合物硬且脆，在測(cè)試過程中會(huì)發(fā)生開裂，在壓痕下方幾乎沒有位錯(cuò)產(chǎn)生和運(yùn)動(dòng)的跡象。因此，合金晶界處的 Al4Zr5 相為脆性相，導(dǎo)致 AlMo0.5NbTa0.5TiZr 缺乏塑性變形能力。若是消除 晶 界 處 Al-Zr 金 屬 間 化 合 物 ， 并 且 晶 粒 內(nèi) 的BCC 相足夠粗大，即使 RSAs 的基體為 B2 相，也可能具備室溫塑性。
綜上所述，RSAs 與傳統(tǒng)鎳基高溫合金類似，都具有雙相組織，其強(qiáng)化機(jī)制主要依賴 BCC+B2 納米雙相結(jié)構(gòu)。與鎳基合金相比，RSAs 在高溫環(huán)境下相穩(wěn)定性較差，其 B2 相會(huì)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)?HCP 相。由于以硬而脆的 B2 相作為基體，RSAs 的室溫塑性表現(xiàn)不佳。未來(lái)，加強(qiáng) RSAs 的成分設(shè)計(jì)與組織調(diào)控研究，對(duì)于優(yōu)化其性能、提高其應(yīng)用潛力具有重要意義。
4、未來(lái)發(fā)展趨勢(shì)
HESAs、RHEAs 和 RSAs 這三類高溫 HEAs 因其卓越的高溫性能，有望成為新一代高溫合金，在航空航天、核工業(yè)等關(guān)鍵領(lǐng)域展現(xiàn)出巨大的應(yīng)用潛力。然而，目前高溫 HEAs 的研究仍局限于實(shí)驗(yàn)室，距離工業(yè)化應(yīng)用還有諸多挑戰(zhàn)。基于當(dāng)前研究現(xiàn)狀，對(duì)未來(lái)高溫 HEAs 的發(fā)展趨勢(shì)提出以下建議：
（1）對(duì)于 HESAs，盡管其在高溫強(qiáng)度、密度和抗氧化能力方面表現(xiàn)出色，但仍需在以下方面深入研究以加速其實(shí)際應(yīng)用：
成分設(shè)計(jì)方面，需在降低密度和成本的同時(shí)確保高溫性能的穩(wěn)定性。通過添加 Fe、Al、Ti、Cr 等元素可有效減輕密度，但需要借助熱力學(xué)建模（如CALPHAD）預(yù)測(cè)相穩(wěn)定性，避免生成 σ 相或 Laves相等有害脆性相。未來(lái)可引入 Hf、Nb、W 等難熔元素以增強(qiáng)高溫強(qiáng)度，并添加 Si、B 等微量元素以優(yōu)化晶界強(qiáng)度和抗氧化性能。為加速成分優(yōu)化，建議結(jié)合高通量計(jì)算與機(jī)器學(xué)習(xí)技術(shù)，構(gòu)建成分-組織-性能數(shù)據(jù)庫(kù)，利用大數(shù)據(jù)分析篩選出兼具低密度、高強(qiáng)度和優(yōu)異抗氧化性的合金配比。此外，探索新型多組元體系并優(yōu)化析出相分布，以進(jìn)一步提升合金的綜合性能。
制備技術(shù)方面，需要突破實(shí)驗(yàn)室規(guī)模的限制，開發(fā)適用于工業(yè)生產(chǎn)的加工方法。目前，HESAs 多采用真空電弧熔煉或粉末冶金等傳統(tǒng)工藝，但這些方法難以制造復(fù)雜構(gòu)件。未來(lái)可借助 3D 打印技術(shù)（如選區(qū)激光熔化或電子束熔融）制備復(fù)雜形狀部件，并通過優(yōu)化激光功率、掃描速率等參數(shù)精確調(diào)控微觀結(jié)構(gòu)，從而減少氣孔和裂紋的產(chǎn)生。定向凝固技術(shù)可用于制備單晶或柱狀晶 HESAs，以顯著提升其高溫蠕變性能，增強(qiáng)工程適用性。同時(shí)，還需關(guān)注 HESAs 的焊接性能和機(jī)械加工性能，以滿足工業(yè)應(yīng)用的需求。
性能評(píng)價(jià)方面，需要加強(qiáng)對(duì)高溫蠕變、疲勞和抗氧化性能的測(cè)試。當(dāng)前研究多集中于短時(shí)高溫力學(xué)性能，而對(duì)長(zhǎng)期服役條件下的蠕變和疲勞行為了解不足。建議采用原位表征技術(shù)（如高溫同步輻射 X 射線或中子散射）實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)相演變和變形機(jī)制，揭示高熵效應(yīng)對(duì)蠕變抗力的影響。此外，結(jié)合多尺度實(shí)驗(yàn)與模擬，構(gòu)建性能預(yù)測(cè)模型，也有助于為該類材料的工程化應(yīng)用提供相關(guān)理論支撐。針對(duì)工業(yè)應(yīng)用，HESAs 的高溫力學(xué)性能與單晶鎳基高溫合金相比仍有一定差距，且其組織穩(wěn)定性和蠕變性能亟待評(píng)估。突破當(dāng)前設(shè)計(jì)框架，深入探索合金高熵化對(duì)性能提升的潛在機(jī)制，仍是未來(lái)研究的重點(diǎn)方向。
（2）對(duì)于 RHEAs，雖然其在高溫強(qiáng)度方面表現(xiàn)出色，尤其在 1200～1600 ℃ 的高溫區(qū)間具有顯著強(qiáng)度優(yōu)勢(shì)，但在抗氧化能力和組織穩(wěn)定性等方面仍存在諸多挑戰(zhàn)，仍需在以下方面深入研究以加速其實(shí)際應(yīng)用：
在成分設(shè)計(jì)方面，需要平衡室溫塑性、高溫強(qiáng)度和抗氧化性能之間的關(guān)系。具有單相 BCC 結(jié)構(gòu)的 RHEAs 的高溫強(qiáng)度與其熔點(diǎn)呈正相關(guān)，然而，高熔點(diǎn)元素（例如 W、Mo）的添加往往導(dǎo)致密度增加以及室溫脆性問題。未來(lái)的研究方向應(yīng)聚焦于開發(fā)多相 RHEAs，通過設(shè)計(jì)具有韌性的 BCC 基體，并引入析出強(qiáng)化相（如 B2 或 L12 相）來(lái)優(yōu)化性能。
建議運(yùn)用高通量計(jì)算方法，篩選出兼具低密度、優(yōu)異抗氧化能力和相穩(wěn)定性的成分體系。同時(shí)，借助熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)模擬來(lái)預(yù)測(cè)析出相的形核與生長(zhǎng)行為，從而優(yōu)化相比例和分布，以提升合金綜合性能。
在制備技術(shù)方面，需要解決因合金熔點(diǎn)較高帶來(lái)的制備加工難題。目前，RHEAs 主要通過電弧熔煉或粉末冶金等傳統(tǒng)方法制備。但由于合金熔點(diǎn)較高，液態(tài)金屬流動(dòng)性差，導(dǎo)致鑄錠組織中常出現(xiàn)大量縮孔和縮松等缺陷。此外，含有較多 W、Mo 等元素的 RHEAs 室溫塑性較差，難以采用常規(guī)機(jī)加工手段進(jìn)行加工。3D 打印技術(shù)作為未來(lái)制備這類難加工合金的潛在手段，可以利用其原位冶金優(yōu)勢(shì)實(shí)現(xiàn)材料成型一體化。深入研究 3D 打印技術(shù)，通過優(yōu)化打印參數(shù)來(lái)調(diào)控析出相的尺寸和分布，有望提升合金的高溫性能。
在性能評(píng)價(jià)方面，目前對(duì)于高溫變形機(jī)理和抗氧化機(jī)制的研究相對(duì)有限。建議通過原位高溫拉伸/壓縮實(shí)驗(yàn)，并結(jié)合電子背散射衍射（EBSD）和透射電鏡（TEM）等技術(shù)，揭示位錯(cuò)滑移、孿生和相變等機(jī)制。同時(shí)，需系統(tǒng)地測(cè)試 RHEAs 在氧化性環(huán)境下的長(zhǎng)期穩(wěn)定性，并深入研究 Cr、Al、Si 等元素在抗氧化膜形成過程中的作用機(jī)制。此外，可借助機(jī)器學(xué)習(xí)方法預(yù)測(cè)蠕變壽命和疲勞性能，并建立性能數(shù)據(jù)庫(kù)以指導(dǎo)合金優(yōu)化。RHEAs 的性能研究應(yīng)以核反應(yīng)堆高溫部件、航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤、葉片等應(yīng)用場(chǎng)景為目標(biāo)，著重研究與應(yīng)用相關(guān)的高溫蠕變/疲勞、室溫塑性、抗氧化性等綜合性能，為其極端環(huán)境應(yīng)用提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)支撐。
在工業(yè)應(yīng)用方面，RHEAs 相比鎳基合金而言，其優(yōu)勢(shì)在于更高的熔點(diǎn)，這使得 RHEAs 能夠在高溫下維持高強(qiáng)度。然而，目前 RHEAs 存在室溫與高溫性能難以兼顧、抗氧化性能不佳等問題，且高熔點(diǎn)特性也使得一些傳統(tǒng)制備手段（例如感應(yīng)熔煉和氣霧化制粉等）難以適用。如何充分利用 RHEAs的高熔點(diǎn)優(yōu)勢(shì)，同時(shí)有效解決上述問題，將是RHEAs 未來(lái)實(shí)現(xiàn)工業(yè)應(yīng)用的關(guān)鍵所在。
（3）對(duì)于 RSAs，盡管其在密度和高溫強(qiáng)度方面表現(xiàn)出顯著優(yōu)勢(shì)，但這類合金的室溫塑性和組織穩(wěn)定性較差，仍需要在以下方面深入研究以加速其實(shí)際應(yīng)用：
在成分設(shè)計(jì)方面，需要重點(diǎn)關(guān)注 B2 相的形成與 穩(wěn) 定 性 機(jī) 制 。 在 Al-Mo-Nb-Ta-Ti-Zr 體 系 中 ，BCC+B2 結(jié)構(gòu)的形成與 Ta/Nb-Zr 的混溶間隙密切相關(guān)，然而，Al 與難熔元素的二元體系通常無(wú)法形成 B2 相。未來(lái)研究可探索穩(wěn)定二元 B2 相（例如Al-Ru、Al-Pd、Nb-Ru 等），并利用熱力學(xué)建模預(yù)測(cè)多組元體系中 B2 相的析出路徑（如脫溶析出或調(diào)
幅分解）。同時(shí)，應(yīng)篩選具有本征塑性的 B2 相，優(yōu)化 BCC+B2 雙相結(jié)構(gòu)的成分配比，此外，可探索具有調(diào)幅分解特征的體系（如 Ti-Mo、Ti-W），以調(diào)控納米級(jí)析出相的尺寸和分布，以優(yōu)化合金綜合力學(xué)性能。
在制備技術(shù)方面，需要實(shí)現(xiàn)納米級(jí)微觀結(jié)構(gòu)的精確調(diào)控。目前，RSAs 的制備多采用電弧熔煉或機(jī)械合金化，但析出相的均勻性難以控制。未來(lái)可深入研究 3D 打印技術(shù)在 RSAs 制備中的應(yīng)用潛力，通過優(yōu)化工藝參數(shù)來(lái)調(diào)控 BCC/B2 相的界面特性。此外，熱處理和變形加工（如熱軋或擠壓）也有助于調(diào)控析出相的形貌和分布，從而提升合金的強(qiáng)度與塑性。
在性能評(píng)價(jià)方面，需要深入研究 B2 相的穩(wěn)定性和雙相界面的力學(xué)行為。建議采用原位 TEM 和同步輻射技術(shù)實(shí)時(shí)觀察 B2 相在高溫下的析出與演變過程，揭示其形核與生長(zhǎng)機(jī)制；系統(tǒng)研究 BCC/B2 雙相界面處的彈塑性約束，探索界面滑移和位錯(cuò)交互對(duì)抗裂擴(kuò)展的影響。此外，還需要對(duì)合金的抗氧化性能進(jìn)行研究，揭示 Al、Cr 等元素在提高合金抗氧化性能方面的作用機(jī)制。機(jī)器學(xué)習(xí)方法可用于預(yù)測(cè)力學(xué)性能和相穩(wěn)定性，加速優(yōu)異合金的篩選進(jìn)程。
在工業(yè)應(yīng)用方面，RSAs 在組織穩(wěn)定性和制備加工方面的問題限制了其工業(yè)應(yīng)用。未來(lái)需要進(jìn)一步研究 RSAs 的組織調(diào)控方法，以提高合 金B(yǎng)2 相的熱穩(wěn)定性，改善合金的變形加工能力，相關(guān)問題的解決對(duì)于推動(dòng) RSAs 的工業(yè)應(yīng)用具有重要意義。
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收稿日期：2025-05-08；錄用日期：2025-06-23
基金項(xiàng)目：國(guó)家自然科學(xué)基金（52331006）；河北省自然科學(xué)基金（E2024105020）
通訊作者：馬兆龍（1987—），男，博士，教授，研究方向?yàn)楦哽?合 金 ， 聯(lián) 系 地 址 ： 北 京 市 海 淀 區(qū) 中 關(guān) 村 南 大街 5 號(hào)（100081），E-mail：z.l.ma@bit.edu.cn；程興旺（1976—），男，博士，教授，研究方向?yàn)楦哽睾辖穑?lián)系地址：北京市海淀區(qū)中關(guān)村南大街 5 號(hào)（100081），E-mail：chengxw@bit.edu.cn
（注，原文標(biāo)題：高溫高熵合金研究進(jìn)展）
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