多主元難熔高熵合金的研究進展

秦瑞來，黃文軍，王雪姣，楊慧君，喬珺威

多主元難熔高熵合金的研究進展

秦瑞來，黃文軍，王雪姣，楊慧君，喬珺威

（太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024）

近年來，高熵合金(HEAs)因其新穎的設計理念和優異的綜合力學性能成為了新材料領域的研究熱點之一。作為HEAs一個重要分支的難熔高熵合金（RHEAs）由于將高熔點難熔元素作為主要合金成分而具有優異的高溫抗軟化性能。難熔高熵合金在高溫下具有良好的相穩定性，有望成為新型高溫結構材料。相比于傳統的高溫合金，難熔高熵合金的成分范圍更廣，密度區間更大，抗氧化性也更好。在過去的十余年中，難熔高熵合金的研究已經取得了很大進展。許多合金和合金體系都已經進行了廣泛的測試和表征，包括力學性能和氧化行為等方面，有關固溶強化、變形機制和氧化行為的新模型也正在出現并不斷完善。計算機構建模型和模擬計算也逐漸應用于難熔高熵合金的研究，促進了難熔高熵合金的開發和發展。主要介紹了難熔高熵合金的成分設計，對比分析了其制備工藝和相組成，并討論了其室溫和高溫時的力學性能及高溫抗氧化性。最后總結了難熔高熵合金研究目前存在的問題和瓶頸，并對未來研究方向提出了建議。

難熔高熵合金；成分設計；制備方法；相結構；力學性能；抗氧化性

鎳基高溫合金具有穩定的高溫力學性能，已被廣泛應用于噴氣發動機、發電設備和燃氣渦輪發動機的渦輪葉片及相關部件。隨著科技和社會的不斷進步，對高溫材料的要求也越來越高。盡管鎳基高溫合金在0.6m（m為材料熔點）的溫度下具有穩定的機械性能，但是由于鎳元素熔點的限制，在更高的工況溫度下，傳統鎳基高溫合金已經不能夠滿足需求[1-2]。2004年，高熵合金概念的提出為新一代高溫材料的開發提供了新的思路。高熵合金即由5種或者5種以上主要元素，各元素之間按等原子比或者近等原子比組成，每種主元素的含量在5%～35%之間[3-4]。在高熵合金的基礎上，Senkov等[5]在2010年首次提出了難熔高熵合金的概念，由于其在1 600 ℃的高溫下仍能保持較高的強度[6]，受到了學者們的廣泛關注，成為近些年來高熵合金領域的研究熱點之一。

最先報道的2種RHEAs是基于5種難熔元素（Mo、Nb、Ta、V和W）組成的，但之后的合金從更廣泛的組合中選取了IV副族（Ti、Zr和Hf），V副族（V、Nb和Ta）和VI副族（Cr、Mo和W）的9種元素，有時還添加了非難熔金屬，如Al、Si、Co或Ni。還有一些研究的難熔多組分合金只包含4個主成分，或者含有一種濃度大于35%的元素。這些按嚴格的HEA定義來說，不屬于高熵合金，但其滿足探索復雜相空間中心區域的一般意圖。這類合金被稱為難熔復合濃縮合金（RCCAs）或難熔多主元合金[7]。難熔高熵合金目前的研究主要集中在兩個方面：一方面是提升性能，即室溫延展性的改善、抗氧化性能的提高以及加工性能的提升；另一方面是探究機理，即變形和強化的機理研究、熱處理和熱加工工藝的開發。

文中首先介紹了難熔高熵合金的成分設計理論，之后對難熔高熵合金的制備方法和相結構進行了概述，分析了難熔高熵合金在室溫和高溫下的力學性能及高溫抗氧化性，最后提出了難熔高熵合金的未來發展方向及可能面臨的挑戰。

1 難熔高熵合金的成分設計

式中：為氣體常數（8.314 J×K?1×mol?1）；c為第個元素的摩爾分數。

圖1 難熔高熵合金相結構、及的關系

Guo等[9]報道了價電子濃度(VEC)與HEAs相組成的關系，認為當VEC＜6.87時有利于BCC相的形成；當VEC＞8.0時形成FCC相更穩定；當6.87＜VEC＜8.0時易形成FCC+BCC雙相結構。VEC的計算公式如式（5）所示。

式中：VECi為第i個元素的價電子濃度。部分難熔高熵合金的VEC如圖2所示。

此外，通過構建晶體模型，并基于密度泛函理論（DFT）進行計算，也可以為難熔高熵合金的成分設計提供參考和指導[13]。Hu等[14]基于虛擬晶體近似（VCA）和特殊準隨機超晶胞（SQS）方法建立了NbMoTaW和NbMoTaWV的晶體模型，發現V的加入增強了Mo和W原子間的相互作用力，從而改善了NbMoTaW復合材料的力學性能。Bai等[15]和Tong等[16]通過DFT計算進一步預測了添加Ti、Zr、Cr、V、Hf、Re對NbMoTaW RHEAs力學性能的影響，并分析了不同合金元素的強化機制。Duan等[17]和Gan等[18]用SQS和DFT研究了HfTiZrSc1-xAlxRHEAs中Al取代Sc對其性能的影響。研究發現，隨著Al含量的增加，合金的體模量、剪切模量和楊氏模量減小，而延展性增強，同時合金的熱膨脹系數也隨之增大。在仿真研究中，還有利用分子動力學和機器學習方法的研究[19-20]。基于分子動力學的模擬在分析合金微觀變形機理方面更具優勢，這些仿真方法在難熔高熵合金成分設計中的應用仍需要進一步的研究。

圖3 難熔高熵合金相結構、及Ω的關系

2 難熔高熵合金的制備方法和相結構

2.1 制備方法

難熔高熵合金的制備工藝根據混合狀態可分為3類，分別為固態、液態和氣態混合，如圖4所示。

圖4 難熔高熵合金的制備工藝

電弧熔煉法是目前難熔高熵合金最常用的制備方法，感應熔煉一般用于制備低熔點、易揮發的合金，在難熔高熵合金的制備中應用較少。熔煉法主要是在真空環境或惰性氣體中進行電弧熔煉[21]，其優點是對設備和材料的要求較低，對材料的大小和形狀沒有特殊的要求。但由于各組分之間的熔點和密度差異較大，在凝固過程中很容易發生元素偏析和產生鑄造缺陷，需要在熔煉過程中多次重熔和翻轉使元素充分熔合[22]，從而使成分更加均勻。熔煉法制備的難熔高熵合金密度低、殘余應力大，可以通過冷加工和機械熱處理等工藝進行改善。對室溫下塑性較好的難熔高熵合金，可以用冷軋工藝增強其晶格畸變，從而提高合金的硬度和強度[23]。應用范圍較廣的熱軋或熱壓工藝可以有效提高合金的密度，但容易產生脆性析出相，降低合金的塑性[6]。

粉末冶金法是通過機械球磨使合金粉末化，然后燒結固化成型[24]，常用的燒結方法有放電等離子燒結和熱壓燒結。與熔煉法相比，粉末快速熔化和凝固避免了元素偏析和孔隙等凝固缺陷，通常具有更細的組織、更高的強度和塑性[25-26]。但是粉末合金化的過程中很容易摻入雜質，難以避免雜質的影響。燒結溫度是影響合金晶粒尺寸的關鍵因素，通過控制燒結溫度可以獲得優異的強塑性組合。Liu等[27]的報道中發現，隨著燒結溫度的升高，燒結MoNbTaTiV RHEAs的晶粒變粗。在1 600 ℃的燒結溫度下，合金的晶粒尺寸適中，室溫強度和塑性最佳。合金的強度和塑性受多種因素影響，晶粒細化并不會使合金強度不斷提高，需要合理地控制燒結溫度。

此外，增材制造技術工藝較為簡單，可以生產較為復雜的構件，具有很高的發展潛力和應用價值[28]。根據成形工藝的不同，可分為電化學沉積、原子層沉積、磁控濺射和激光熔覆等，磁控濺射和激光熔覆技術[29]廣泛應用于制備RHEAs薄膜或涂層材料。磁控濺射法制備的RHEAs薄膜比鑄態和燒結態的RHEAs薄膜具有更高的硬度和耐磨性，在表面改性領域具有廣闊的應用前景。近年來，激光熔覆的研究也在逐漸深入。Schopphoven等[30]在2017年提出了極高速激光熔覆的概念，在形成RHEAs涂層方面具有更大的優勢。但目前這些工藝還不夠成熟，材料易產生裂紋，需要減少合金中的缺陷，從而實現更廣泛的應用。

2.2 相結構

目前報道的大部分難熔高熵合金為單相BCC結構，因為難熔元素在室溫和高溫下均為BCC結構，而Ti、Zr、Hf在室溫下為HCP結構，高溫時會轉化為BCC結構[7]。單相BCC結構密度小、總能量較低，具有較高的熱力學穩定性，可以容納較大的溶質原子，有利于間隙強化。最近也有研究者制備出了單相B2結構的RHEAs[31]和通過磁控濺射法制備的單相FCC結構的難熔高熵復合材料[32]。

難熔高熵合金的雙相結構有BCC1+BCC2[33]、BCC+FCC[34]、BCC+HCP[35]、BCC+B2[36]、BCC+Laves[37]、BCC+M-(C, B, Si, O, N)[38]和BCC+IC[39]等。雙相RHEAs通常以BCC和B2相為基體相，通過成分調節或熱處理誘導合金中第二相的出現。上述的前3種雙相結構中，第二相一般能夠提高合金的室溫強度，但會降低合金的塑性和高溫抗氧化能力。BCC+B2雙相結構的RHEAs具有優異的高溫熱穩定性和強塑性組合。Yurchenko等[36]設計了一種具有B2+BCC雙相結構的新型RHEAs，在拉伸過程中，B2基體的高延展性限制了BCC晶粒的斷裂，使合金在室溫到600 ℃之間都具有較強的應變硬化能力。Laves相一般出現在含Cr的合金中，以顆粒的形式存在于BCC基體中，或者以其他形式存在于基體晶界處，可以提高合金的高溫強度，但會降低其室溫塑性。BCC+M-(C, B, Si, O, N)相結構的RHEAs通常比單相具有更好的室溫強度和高溫強塑性，但室溫塑性會急劇下降。IC相與Laves相類似，可以提高合金的強度與硬度。

多相結構的RHEAs報道很少，主要有：BCC+ Laves1+Laves2[40]、BCC+FCC1+FCC2[41]、BCC1+ BCC2+IC[42]、BCC+FCC+Laves[43]和BCC+Laves+ Zr5Al3[44]等。合金成分與制備工藝對相結構都會產生影響。Yurchenko等[45]采用電弧熔煉法制備了AlNbTiVZrx(x = 0 ～ 1.5)合金，AlNbTiV 合金由單相B2相組成，而AlNbTiVZr0.1與AlNbTiVZr0.25合金由B2和Al5Zr3組成，當Zr含量較高時，合金中還出現C14 Laves相。放電等離子燒結制備的NbMoTaWTi RHEAs具有BCC+FCC1+FCC2多相結構[41]，而熔煉制備的RHEAs具有BCC單相結構[46]。

與單相RHEAs相比，目前雙相和多相結構的RHEAs并沒有明顯的優勢。析出相可以提高合金的強度和硬度，但也降低了合金的室溫塑性。而難熔高熵合金在具有高強度的情況下，更需要室溫塑性的提升。雙相和多相結構的RHEAs可以通過進一步的研究來優化不同相之間的相互作用，從而提高合金的綜合力學性能，具有很大的研究潛力。

3 難熔高熵合金的力學性能

難熔高熵合金的競爭對象是鎳基高溫合金，因此其既需要在高溫下有有效的強度和抗氧化性，也需要在室溫下有一定的延展性。

3.1 室溫力學性能

目前來說，由于難熔高熵合金本身在室溫下的塑性較低，再加上鑄態條件下組織的不均勻性，制備拉伸樣品的難度較大，大多數研究報道的都是難熔高熵合金的壓縮性能。圖5a顯示了一些已經報道的難熔多主元合金室溫下的壓縮塑性和屈服強度。屈服強度主要集中在800～1 800 MPa之間，強度提高的同時塑性迅速降低。當前的強度和塑性組合的上限如圖中虛線所示，是一條相對平滑的曲線，明顯地表現出塑性隨著屈服強度的增加而降低的趨勢。除Mo0.7NbTiVZr[47]外，所有抗壓延性≥30%的RCCAs屈服強度均≤1 500 MPa；所有抗壓延展性≥50%的合金，其屈服強度≤1 400 MPa。

等摩爾比HfNbTaTiZr及其衍生成分是目前發現的一個典型的具有室溫拉伸塑性的難熔高熵合金體系。圖5b對比了報道的RCCAs與常見的幾種單相BCC高溫合金的拉伸性能，其中HfNbTiZr[48]和MoNbTi[49]只在退火（A）條件下進行研究。對比了HfNbTaTiZr在鑄態（AC）[50]、冷軋（CR）[51]、退火（A）、不同溫度下冷軋后退火（CR+A）[52]和嚴重塑性變形后退火（SPD+A）[53]時的不同性能，其余合金都是在鑄態條件下進行研究，結果表明，伸長率隨屈服應力的增加而減小。圖中屈服強度y≥1 200 MPa的合金伸長率均小于3%，而y值低于800 MPa的RCCAs伸長率都超過10%。難熔高熵合金趨勢線的上限與一些高強鋼[54]相似。在屈服強度低于1 200 MPa時，合金具有較好的拉伸延展性。在經過冷軋熱處理后，HfNbTaTiZr合金表現出非常優異的強度和塑性組合，拉伸屈服強度為1 262 MPa并具有9.7%的塑性[51]。

圖5 壓縮延展性與壓縮屈服強度、拉伸屈服強度的關系[55]

Qi等[56]的理論研究認為，與第Ⅳ副族元素（Ti、Zr、Hf）合金化可以使第Ⅵ副族難熔金屬（Cr、Mo、W）從脆性向韌性行為轉變。這種合金化降低了合金的價電子濃度，使晶格更加不穩定，從而使合金由解理斷裂變為剪切斷裂。Sheikh等[57]基于這一理論解釋了單相BCC RCCAs的脆性和延性行為，分析了當時的數據，認為由第Ⅳ、Ⅴ、Ⅵ副族元素制成的單相RCCAs在VEC<4.5時是韌性的，而當VEC≥4.5時是脆性的。這一標準目前來看并不完全準確，絕大部分難熔高熵合金符合這一標準，但有兩種單相合金MoNbTi（VEC=5.0）和NbTaTi[58]（VEC=4.67）的伸長率分別為4%和18.5%。雖然這兩種合金不屬于嚴格意義上的難熔高熵合金，但本課題組尚未發表的一些數據也證明了這一點，符合定義的難熔高熵合金在VEC＞4.5的情況下也存在一定的塑性，顯然這一準則是不夠準確的。

Zou等[59]研究了均勻化MoNbTaW單晶微柱的室溫壓縮性能，發現單晶微柱具有超高的強度和顯著提高的塑性，而雙晶試樣的斷裂韌性比單晶試樣低一個數量級，雙晶中存在元素偏析和晶界處的雜質，說明減少元素偏析和間隙雜質是提高難熔高熵合金塑性的關鍵。最近，Wang等[60]利用晶界工程解決了難熔高熵合金的氧脆問題。鑄態NbMoTaW難熔高熵合金的室溫脆性源于氧雜質向晶界處的偏析，通過摻雜微量B和C等小原子優先取代晶界處的氧原子，凈化了晶界并增強了與基體金屬原子之間的電子交互作用。合金的斷裂方式由沿晶斷裂轉變為穿晶斷裂，大幅提高了其在室溫下的力學性能，在強度高于1 750 MPa的同時還具有超過10%的塑性。這一成果不僅有助于理解難熔高熵合金的脆化機理，而且為脆性難熔高熵合金的韌化提供了一條有效途徑。

難熔高熵合金的室溫力學性能受微觀結構、加工工藝和應變速率等多種因素的影響，目前已經有相當一部分難熔高熵合金具有室溫下的延展性，后續可以通過改善組織結構和選擇合適的熱處理加工等方法進一步提高其室溫性能。尤其對多相結構來說，控制脆性相的尺寸、分布和體積分數可以顯著提高延展性。另外，控制間隙雜質也可以有效提高合金的室溫力學性能。

3.2 高溫力學性能

難熔高熵合金和兩種具有代表性的鎳基高溫合金的屈服應力和比屈服應力與溫度的關系如圖6所示。可以看出，難熔高熵合金高溫下的強度明顯優于鎳基高溫合金，并且高溫下的高強度不僅僅是多相結構所具有，這與鎳基高溫合金的高溫強度主要由析出相控制有很大的不同，具有顯著的優勢，可以簡化合金的設計[7]。

圖6 RHEAs和2種有代表性的鎳基高溫合金的屈服應力和比屈服應力的溫度依賴性[7]

許多難熔高熵合金在高溫時都會由脆性斷裂轉變為韌性斷裂，在600 ℃以上時，一般表現出較好的塑性。單相BCC MoNbTaW和MoNbTaVW[5]這兩種合金在1 600 ℃時仍有超過400 MPa的極高的屈服強度，但在室溫下是脆性斷裂。通過合金化的方法，在MoNbTaW中引入Ti元素，將室溫延展性提高到了11.5%，屈服強度也提高至1 455 MPa[61]。這種合金在高溫下也具有穩定的相結構，加入Ti之后具備較高的延展性，因此更加適合高溫下的應用。

Wang等[62]在HfNbTaTiZr合金中加入了W和Mo來改善其高溫性能，與HfNbTaTiZr合金相比，HfNbTaTiZrW和HfNbTaTiZrWMo合金具有更高的屈服強度，并且在1 200 ℃壓縮時沒有新相的形成，高溫熱穩定性更好。對于HfMoNbTiVZr合金，增加Mo和Zr的含量會使強度提高，而增加Ti的含量則會使強度降低。Shafiei A[63]認為，Ti加入NbMoTaW合金中可以提高合金強度，而其存在于含Hf的合金中則會降低合金強度。

用Al代替致密的Hf或形成脆性相的Cr、V元素可以得到力學性能改善和密度降低的微觀結構，如AlMo0.5NbTa0.5TiZr[64]具有雙相組織結構，顯示出了良好的熱穩定性。合金在高溫變形過程中形成了無序BCC基體相和不連續的B2析出相，兩相之間的界面可以有效限制位錯的滑移，提高合金的高溫延展性，在極端的熱環境下具有較好的性能。

3.3 高溫抗氧化性

難熔高熵合金在具有優異高溫力學性能的同時，也需要具有較強的抗氧化能力。難熔元素本身抗氧化性較差，限制了難熔高熵合金的抗氧化能力，但難熔高熵合金仍具有比鎳基高溫合金更好的抗氧化能力[7]。

圖7所示為一些難熔高熵合金的固相線溫度和在1 000 ℃時的質量變化圖，并對比了目前常用的CMSX?4高溫合金。含V的合金都表現出極高的質量變化，抗氧化性較差，而Al、Cr、Ti和Si等元素則有利于提高合金的抗氧化性，說明需要合理地選擇合金元素和組合，從而形成保護性氧化膜，以提供更高的抗氧化性[7]。但有利于提高合金抗氧化性的元素熔點較低，會影響合金的高溫性能，需要更好地平衡高溫強度和抗氧化性。

Gorr等[65]分析了目前研究的RHEAs的氧化行為，將氧化機制分為了4類，抗氧化性從機制I到機制IV不斷增加。氧化機制I主要是由于氧在金屬或合金中的高溶解度，導致富氧區域形成廣泛的局部裂紋，最終導致表面的部分剝落。TiZrNbHfTa合金就是這種氧化機制的代表，其所有元素本質上都容易溶解大量的氧氣，并且形成的簡單氧化物之間的化學反應也會導致氧化物的體積變化，從而形成裂縫和氣孔等[66]。

圖7 難熔高熵合金和CMSX?4的固相線溫度和在1 000 ℃時的質量變化[65]

氧化機制II的主要特征是氧化物的形成和快速生長，從而形成氧化物的混合物。形成的鱗片通常是高度多孔的，允許氧氣不受阻礙地向內擴散，擴散的氧被合金中的氧化物生長和氧溶解所消耗。合金NbMoCrTiAl表現出氧化機制II的典型氧化行為[67]。氧化層通常具有平行于基底/氧化界面的層狀結構，這樣的層狀結構可能是基底/氧化物界面富氧合金外層重復剝落的結果。

氧化機制III是形成相對保護的氧化層，比如TaMoCrTiAl和TaMoCrTi在氧化物/金屬界面形成的CrTaO4層[68-69]。在形成連續的CrTaO4鱗片的情況下，可以有效地阻止金屬陽離子向外擴散，降低氧化速率。簡單氧化物之間的化學反應也可能有積極的影響，Butler等[70]報道，NbTiZrV在1 000 ℃氧化4 h和100 h后分別形成TiO2和TiNb2O7，長時間氧化后形成的復合氧化物抗氧化性能優于初始過程的單質氧化物。但這種類型的合金通常會有較為嚴重的內部氧化，說明氧或氮通過氧化層向內擴散。

最后，根據機制IV氧化的RHEAs具有最高的抗氧化性，形成了致密的Al2O3鱗片，非常有效地阻止了擴散。只有在合金Nb1.3Si2.4Ti2.4Al3.5Hf0.4中才觀察到這種非常具有保護性的氧化鋁鱗片[71]。這種合金中的高鋁含量應該是形成致密氧化鋁層的決定性因素，而合金中大量的Si和Hf也支撐了氧化鋁的形成，這兩種元素都有助于形成保護性氧化層。

了解難熔高熵合金的氧化行為仍需要大量的基礎工作。不同合金元素及其組合對復合氧化物的形成機制、相關元素活性和內部氧化速率的影響都需要仔細研究，不同復合氧化物的氧化保護機理和程度也有待進一步研究。微觀結構、晶粒尺寸、化學成分、體積分數和二次相的分布都可能對難熔高熵合金的氧化行為產生很大影響。

4 結語

難熔高熵合金在航空航天、國防科技、核能工業等領域具有廣闊的應用前景，是未來主要的高溫應用材料，但目前仍處于研究階段。由于其成本較高、制備工藝不夠成熟，難以普遍應用，需要進一步地研究來促進其實際應用。

1）目前還沒有系統的難熔高熵合金設計理論，當前的半經驗準則可以提供參考，但其中各個參數對合金性能的影響機理尚未明確，需要進行更加深入的研究。可以增加仿真模擬在合金成分設計中的應用，相比較于傳統的試錯法，其可以從原子或電子尺度預測材料性能，大量減少時間和成本的投入。

2）難熔高熵合金的性能非常敏感地受到微觀結構、間隙元素等因素的影響。大多數有關難熔高熵合金的報道都是在鑄態條件下進行的，微觀組織存在晶粒尺寸不均勻、元素偏析等缺點，降低了合金的性能，因此當前的數據可能代表的是難熔高熵合金性能的下限。未來應該更加嚴格地控制微觀結構和間質含量，減少缺陷，通過機械加工和熱處理等工藝進行組織優化，從而更好地理解難熔高熵合金的變形和斷裂機理。

3）雙相和多相難熔高熵合金發展比較迅速，但相比于單相難熔高熵合金，它們的優勢還不夠突出。析出相通常可以增強合金強度，但也會破壞基體的連續性，降低合金的塑性。當然，也有已經開發出的既具有室溫延展性和良好高溫強度的多相合金，但仍需要更多的研究來確定具有優異性能和組織穩定性的雙相和多相合金，探索不同相之間的強化機理，協同增強難熔高熵合金的性能，促進合金性能的突破性進展。

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Research Progress of Multi-principal Refractory High-entropy Alloys

QIN Rui-lai, HUANG Wen-jun, WANG Xue-jiao, YANG Hui-jun, QIAO Jun-wei

(School of Materials Science and Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China)

In recent years, high entropy-alloys (HEAs) have become one of the research hotspots in the field of new materials due to their novel design concepts and excellent comprehensive mechanical properties. Refractory high-entropy alloys (RHEAs), as an important branch of HEAs, have excellent high-temperature softening resistance due to the use of high-melting refractory elements as the main alloying component. Refractory high-entropy alloys have good phase stability at high temperatures and are expected to be new high-temperature structural materials. Compared with traditional high-temperature alloys, refractory high-entropy alloys have wider composition ranges, larger alloy density intervals, and better oxidation resistance. Over the past decade or so, great progress has been made in research of refractory high-entropy alloys. Many alloys and alloy systems have been extensively tested and characterized, including mechanical properties and oxidation behavior, and new models regarding solid solution strengthening, deformation mechanisms and oxidation behavior are emerging and being refined. Computer-constructed models and simulations have also been gradually applied to the study of refractory high-entropy alloys, promoting the development of refractory high-entropy alloys. The composition design of refractory high-entropy alloys and comparative analysis of their preparation process and phase composition are presented, and their mechanical properties at room temperature and high temperature are discusses, as well as high-temperature oxidation resistance. Finally, the current problems and bottlenecks in the research of refractory high-entropy alloys are summarized, and suggestions for future research directions are presented.

refractory high-entropy alloy; composition design; preparation method; phase structure; mechanical properties; oxidation resistance

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.12.004

TG132.32

A

1674-6457(2022)12-0031-10

2022?10?28

國家自然科學基金（52271110）；山西省自然科學基金（20210302124043）

秦瑞來（1997—），男，碩士生，主要研究方向為難熔高熵合金。

喬珺威（1982—），男，博士，教授，主要研究方向為特種高熵合金結構材料、塊體非晶合金的強韌化、新型不銹鋼等。