隨著航空航天、能源動力等領域對動力系統性能要求的持續提升，渦輪發動機的推重比和熱效率已成為衡量國家高端裝備制造水平的關鍵指標。其熱端部件（如渦輪葉片）需在極端高溫環境下長期服役，同時承受復雜機械應力和氧化腐蝕的共同作用[1]。在近數十年間，通過持續的合金成分優化與先進制備工藝研發，鎳基合金的耐高溫性能顯著提升，其平均工作溫度可達 1050 ℃ 水平，達到其熔點約 90% 的臨界值，并且由于較高的密度，難以滿足新一代發動機對耐溫能力和輕量化的雙重要求[2]。

高熵合金的出現為開發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計，形成由高混合熵驅動的固溶體結構，突破了傳統單一主元合金的限制[3]。HEAs 的核心特性主要體現在四個方面：高熵效應增強熱力學穩定性，抑制脆性金屬間化合物的形成[4]；晶格畸變效應源于多元原子尺寸的差異，產生強烈的固溶強化作用[5-6]；遲滯擴散效應降低高溫原子遷移速率，抑制晶粒粗化和相變[7-8]；雞尾酒效應通過多元素的協同作用，實現性能“1+1>2”的突破[4]。這些效應賦予 HEAs 高強度、高硬度、耐高溫和耐腐蝕等優異性能，使其在高溫應用領域展現出巨大潛力[9-11]。

早期的高熵合金（如 FeCrMnNiCo）因高溫強度不足且相穩定性較差，難以滿足航空航天、能源及核工業的高溫使役需求。圖 1 為高熵合金的分類，表 1 為三類高熵合金的對比。經過近十年的發展，通過熱力學建模、微觀結構工程以及成分優化，目前開發出三種有望用于高溫環境的高熵合金，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 體系設計的一類高熵合金，其借鑒鎳基高溫合金的 γ+ γ′結構，依靠 γ′相（L12 型有序相）強化機制，在高熵效應和晶格畸變的協同作用下，展現出卓越的高溫性能。RHEAs 由 Ti、V、Nb、Ta、W 等難熔元素組成，憑借高熔點的特性，在高于鎳基合金熔點的超高溫環境下仍能保持優異的強度，拓寬了應用范圍。RSAs 是 RHEAs 中的特殊類別，擁有 BCC+ B2 納米雙相網籃狀組織，兼具低密度和高強度的優勢，與鎳基合金的 γ+ γ′結構模式相似，具有顯著的發展潛力。然而，高溫HEAs在高溫強度、室溫塑性、抗氧化性和密度等方面仍面臨挑戰，亟需深入研究以推動其工程化應用。

為此，本文系統綜述高溫 HEAs 的研究進展，聚焦 HESAs、RHEAs 和 RSAs 的成分設計理念、微觀組織特征及力學性能表現，剖析其核心難題與最新突破，并展望未來發展趨勢，以期為高溫合金的發展提供參考。

1、高熵高溫合金

傳統單相面心立方（FCC）結構的 HEAs，如CoCrFeMnNi，在室溫和低溫環境下展現出優異的強度與韌性，適用于宇航、超導和生物醫學等領域[12-13]。然而，這類合金面臨著一個突出問題，即高溫下強度嚴重衰減，這種高溫強度不足的特性極大地限制其應用范圍。為了深入探究這一情況，Wu 等[14] 對 CoCrFeNi、CoCrMnNi、CoCrNi、CoNi和 Ni 等合金進行不同溫度下的力學性能測試。結果均顯示，這些合金的高溫強度會隨著溫度的升高而快速降低。Otto 等[15] 發現 CoCrFeMnNi 合金在600 ℃ 時，其屈服強度僅有 76 MPa。在高溫條件下，熱激活作用會顯著降低位錯運動的阻力，這就使得固溶強化和晶界強化等傳統的強化手段難以發揮作用，從而導致材料的高溫強度下降。借鑒傳統鎳基合金引入 L12 型 γ′相（Ni3Al）強化合金的設計理念，學者們在 HEAs 中引入高體積分數的 γ′相，并開發出 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計和微觀組織

HESAs 的主要相結構為 γ + γ′，這一相結構是其具備優異性能的基礎。Daoud 等[17] 采用感應熔煉的方法制備 Al10Co25Cr8Fe15Ni36Ti6 合金。該合金經過 1220 ℃/20 h+900 ℃/50 h 熱處理后，γ′相和B2（NiAl）相的體積分數分別約為 46% 和 5%。 經測試，該合金在 700 ℃ 和 800 ℃ 下的屈服強度分別達到 486 MPa 和 581 MPa，在所有測試溫度下的力學性能均優于 Inconel 617 和 Alloy 800H 等商業合金。這表明 HESAs 具有一定高溫應用的潛力。

然而，較低的 γ′相含量使得該合金在高溫下的力學性能弱于一些更先進的鑄造高溫合金，例如 MarM247。由此可見，提高HESAs 中的 γ′相含量對于提升其力學性能具有重要意義。在成分設計時還需要考慮多重因素：（1）在HESAs 的成分設計過程中應避免 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導致合金的脆性增加、強度降低，嚴重影響合金的性能和使用壽命[18-20]。因此，HESAs 中的 Cr 和Fe 的最大含量應受到限制，因為過量的 Cr 和 Fe 元素會導致富 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Al/Ti 含量進行調控。Joseph 等[22] 通過相圖計算并結合實驗驗證，對 Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti 體系中無有害金屬間化合物的 γ + γ′平衡相結構進行成分設計。研究表明，在 Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti 體系中，γ′相的強度和含量會隨著 Al 和 Ti 含量的增加而上升。但是，為了保證細小的 γ′相能在 γ 基體中均勻析出，Al 和 Ti 的原子分數之和需要控制在 18% 以內。這是因為如果 Al 和 Ti 含量過高，可能會導致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 HESAs 的微觀組織和力學性能都有著重要影響。Chen 等[23] 發現，Ti 元素是 γ′相的主要形成劑，而 Al 元素是 γ′相的穩定劑。如果Al/Ti 元素比例過高，會分別導致 B2 和 η 相的形成，這些脆性相的出現會危害合金力學性能。通過熱力學計算可知，當 Al/Ti 元素比處于 0.8～3 之間時，有利于 γ + γ′組織形成，如Ni₅₁Co₁₈Fe₅Cr₁₀Al1₂Ti₄ 的γ′體積分數為 62%，在 660～1188 ℃ 之間保持著 γ+ γ′雙相結構[21]。He 等[24] 運用原子探針層析（APT） 技 術 對 Ni₂CoCrFeTixAly（x+y=0.3， x/y=0.5，1，1.5）三種合金的元素分配行為進行研究。較高的 Ti/Al 比會使 γ′相的體積分數和反向疇界能（APB）增加，顯著提高合金的屈服強度。在 800 ℃時，Ni2CoCrFeTi0.2Al0.1 展現出最高的屈服強度（約685 MPa），而 Ni₂CoCrFeTi_0.1Al_0.2 的屈服強度最低（約 500 MPa）。 綜上所述，高熵高溫合金的成分設計需綜合調控 γ′相含量、抑制 η 相和 σ 相等有害金屬間化合物的析出，并通過優化 Al/Ti 原子比的方法獲得性能優異的 HESAs。

1.2 高熵高溫合金的力學性能

通過對 HESAs 微觀組織的深入分析可知，γ +γ′雙相組織結構是其具備優異高溫性能的關鍵因素。圖 2 對比了 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性能，為深入了解 HESAs 的性能提供了直觀依據。從圖 2（a）可清晰看出，γ′相的引入顯著提升 HESAs在 各 測 試 溫 度 下 的 屈 服 強 度 ， 使 其 遠 高 于CoCrFeMnNi。這種提升可歸因于高含量 γ′相為合金提供強有力的析出強化作用。一些特定成分的HESAs， 如 Ni₅₁Co₁₈Fe₅Cr₁₀Al₁₂Ti₄、 Ni₅₁Co₁₈Fe₅Cr₁₀Al₈Ti₈、 Ni₅₁Co₁₈Fe₅Cr₁₀Al_10.7Ti_5.3、 Ni₄₅（FeCoNi）₄₀（AlTi）₁₅、Ni_29.9Co₃₀Fe₁₃Cr₁₅Al₆Ti₆B_0.1 等，在 800～1000 ℃ 的高溫區間內表現出卓越的性能，其屈服強度超過 Inconel 718 等傳統變形鎳基高溫合金。以 Inconel 718 為例，該合金中 γ′'相的溶解溫度約為 700～750 ℃，當溫度超出此范圍時，γ′'相會逐漸溶解，致使晶內強化效果顯著降低。而 HESAs 中的γ′相具有較高的固溶溫度，這使得 HESAs 在 800 ℃以上的高溫環境中，相較于 Inconel 718 等變形高溫合金具有顯著優勢。這種優勢使得 HESAs 在高溫工作環境中，能夠保持更穩定的力學性能，減少因溫度變化導致的性能波動。當前研究表明，L12 相強化的 HESAs 在室溫環境下大多具有優異的塑性變形能力（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塑性同時提高，表現出 1.5 GPa 的超高抗拉強度和高達 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，Ti 的摻雜降低了 Al 含量，減少 L12 相環境脆化，并通過提高反相邊界能量和促進位錯交滑移，增強加工硬化。其次，低晶格錯配率使 L12 相在納米尺度上穩定且均勻分布，減少應力集中和微裂紋萌生。此外，低價電子濃度值避免了 L12 相從韌性相到脆性相的轉變。多組元 L12 型納米顆粒的這些特性綜合提升了合金的強度和塑性，克服傳統合金設計中的強度-塑性權衡問題。

值得注意的是，Ni₅₁Co₁₈Fe₅Cr₁₀Al₈Ti₈ 和 Ni₄₅（FeCoNi）₄₀（AlTi）₁₅ 的高溫屈服強度略高于 MarM-247（圖2（a））。Mar-M-247 作為典型的定向凝固高溫合金，具有高體積分數的 γ′相（約 62%），并且添加了 W、Mo、Ta 等高熔點元素，為合金基體提供強的固溶強化[31]。HESAs 在對比中展現出優異的高溫強度，一方面，因其 γ′相合金化程度高，晶格畸變效應增大；另一方面，HESAs 中高 Ti 含量使γ′相的反向疇界能（APB）高于傳統高溫合金[32]，以Ni_40.7Al_7.8Co_20.6Cr_12.2Fe_11.5Ti_7.2 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 能量意味著位錯需要更高的能量才能完成切割過程，從而增強了 γ′相對位錯的釘扎作用，進一步提升合金的高溫強度[33]。盡管 HESAs 在高溫性能方面表現出色，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 強度 指標 上已 接近 商用 單晶 鎳基 高溫 合金CMSX-4 水平，同時展現出顯著的成本優勢。該合金體系中 Fe、Ti 等廉價金屬元素的占比顯著高于傳統鎳基合金，經測算其原料成本較 CMSX-4 降低約 50%，這為工程化應用提供了重要的經濟性支撐。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展，但在 800 ℃ 以上高溫區域，其強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前階段更適合應用于溫度相對較低（700～800 ℃）且成本敏感的關鍵部件，例如航空發動機低壓渦輪葉片或工業燃氣輪機熱端部件，這為其在特定領域的商業化替代開辟了差異化發展路徑。

綜上所述，HESAs 憑借獨特的 γ + γ′雙相組織結構，在高溫性能方面展現出與傳統鎳基高溫合金競爭的潛力。傳統鎳基合金主要依賴有序 γ′相沉淀強化，而 HESAs 除沉淀強化外，還具有高熵效應產生的晶格畸變強化等多種機制。目前 HESAs 在高溫長期組織穩定性方面的研究尚不充分。性能方面，盡管 HESAs 在高溫強度上仍與單晶鎳基合金存在差距，但其成本優勢明顯。未來需加強組織穩定性研究，同時隨著科研投入增加和技術突破，HESAs 的綜合性能有望進一步提升。

2、難熔高熵合金

自 HEAs 提出之后，材料科學領域的研究方向發生了新的轉變，探索復雜相空間中的廣闊中心區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，工業界對新型高溫合金的需求也愈發迫切。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。這一創新理念的提出，為高溫合金的發展開辟了新的道路。其中，典型的 RHEAs 有 WNbMoTaV 和HfNbTaTiZr 這兩類。WNbMoTaV 合金具有高熔點和高強度的特點，在 1600 ℃ 的高溫環境下，其屈服強度仍能達到 477 MPa [35]；HfNbTaTiZr 合金則具有輕質高強的特點，室溫壓縮斷裂應變大于30%，在 1000 ℃ 下仍保持約 295 MPa 的屈服強度[36]。這種卓越的高溫性能，使得 RHEAs 迅速成為高溫應用領域的關注焦點。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，為進一步優化合金性能，有時會也會向合金中添加 Al、Si、C 等元素[37]。合金成分的不斷演進和優化，使 RHEAs 在高溫應用領域具有巨大的潛力。

2.1 難熔高熵合金的成分設計與微觀組織

在難熔高熵合金（RHEAs）體系中，多數呈現單相體心立方（BCC）固溶體結構，部分合金因添加Al、Si 等元素而呈現多相結構。在 RHEAs 中 BCC相占主導地位是合理的，一方面，Ⅴ族和Ⅵ族的難熔金屬元素均為 BCC 晶體結構，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 結構，雖然經同素異構轉變后室溫下為密排六方（HCP）結構。Senkov 等[38] 通過電弧熔煉制備的 HfNbTaTiZr 為單一的 BCC 結構。

Feuerbacher 等[39] 制備的 ZrNbTiVHf 經歷 1500 ℃/6 h 的均勻化處理后為 BCC 單相結構。Al 元素密度低且抗氧化能力優異，因此在難熔高熵合金（RHEAs）成分設計中是重要元素。由于 Al 與難熔元素之間具有較高的負混合焓，在RHEAs 中引入 Al 元素時，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生有序化，表現為單一 B2 相結構[43]。少量添加Al 元素則會在基體中引入納米 B2 相，納米 B2 沉淀相與位錯的相互作用可有效提高合金的強度和塑性[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三個元素組合相關[46-51]。Yurchenko 等[49] 制備一系列 AlNbTiVZrx（x = 0， 0.1， 0.25， 0.5， 1， 1.5）RHEAs，當 Zr 原子分數達到 0.5 后，合金中有 ZrAlV 類型的 C14 結構 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度，但會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，同時可以引入具有高熔點和高強度的硅化物提高合金的高溫力學性能，達到提高合金綜合性能的研究目標。（VNbTiTa）100?xSix（x=2.5，5，10）在枝晶間區域形成了 BCC+M5Si3 共晶組織，當 Si 元素原子分數增加至 10% 時，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度。通過對（VNbTiTa）100?xSix 進行高溫壓縮性能測試樣品進行分析，發現合金在 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生了脫溶析出。受到這一啟發， Xu 等[64] 通過簡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 合金組織和力學性能，如圖 3 所示，熱變形細化了 VNbTiTaSi0.1的微觀結構，并誘導了高密度的納米硅化物（圖 3（b）），幫助合金獲得約 1250 MPa 的屈服強度和約 8% 的斷后伸長率（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，顯著提高了合金的強度。在 1073 K 下AlNbTiV₂Si_0.5 具有 1154 MPa，當溫度升高至 1273 K時，硅化物的強化效果減弱。Wei 等[59] 通過電弧熔煉制備了 Re0.5MoNbW（TaC）0.5，鑄態組織由 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 體系的相結構復雜多樣，不同相的形成與合金元素的種類和含量密切相關，且相結構對合金性能具有至關重要的影響。深入研究這些相的形成機制和性能特點，對于開發高性能RHEAs 具有重要意義。

2.2 難熔高熵合金的力學性能

圖 4（a）、（b）分別對比了 RHEAs[27,46,52-53,58,65-72]、Inconel 718 和 Mar-M-247 在不同溫度下的屈服強度和比屈服強度。從圖中可以清晰地看到，RHEAs在 800 ℃ 及以上的溫度區間擁有顯著的強度優勢。對于高熔點和強度的 WNbMoTa 系列 RHEAs，在 1200～1600 ℃ 這一超出鎳基合金應用范圍的高溫區間內，依然保持著卓越的強度。WNbMoTa和 WNbMoTaV 合金在 1600 ℃ 時的屈服強度分別達 到 405 MPa 和 477 MPa[35]。 Sun 等[73] 設 計 了NbxMoxTa50?xW50?x（x = 5， 25， 45）系列 RHEAs，通過成分設計調整枝晶偏析，Nb45Mo45Ta5W5 達到較大室溫壓縮塑性（約 6.1%）的同時在 1600 ℃ 下具有約 440 MPa 的高屈服強度。這類 RHEAs 合金中含有大量 Mo、Ta 和 W 等高熔點元素，這充分表明此類元素對顯著提升 RHEAs 高溫力學性能的作用。為了保持 RHEA 高溫下的力學性能，同時降低合金密度，Wang 等[68] 還設計了 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引發更強的溶質效應，進而提高晶粒生長限制因子，實現晶粒尺寸的細化，同時增大合金的晶格畸變程度。這些微觀結構的優化顯著提升了合金在室溫和高溫下的強度。具體而言，VNbMoTa 合金在 1000 ℃ 時的屈服強度和比屈服強度分別達到 811 MPa 和 76 MPa·g?1·cm³，這一性能顯著優于 Mar-M-247 和 Inconel 718 等傳統高溫合金。還 有 一 類 以 TiZrHfNb 等 為 主 元 素 的 輕 質RHEAs，具有優異高溫強度的同時，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 的屈服強度。Wang 等[66] 通過在 HfNbTaTiZr 合金中引入 Mo/W 元素，顯著增強固溶強化效應。HfNbTaTiZrMoW 合金在 1000 ℃和 1200 ℃ 時的屈服強度約為 736 MPa 和 703 MPa，相比 HfNbTaTiZr 合金在相同溫度下的屈服強度，HfNbTaTiZrMoW 合金高溫強度有了極大的提高。

Senkov 等[74] 通過使用 Al 元素部分替代 Hf 元素，設計出 Al_0.4Hf_0.6NbTaTiZr 合金。Al 元素與難熔元素之間具有較高的負混合焓，這有助于促進 B2型短程有序結構的形成，從而提高合金的強度。Al_0.4Hf_0.6NbTaTiZr 合 金 的 室 溫 強 度 顯 著 提 升 至1841 MPa，在 800 ℃ 和 1000 ℃ 下的屈服強度約為 796 MPa 和 298 MPa，超越了許多傳統變形鎳基高溫合金。綜上所述，RHEAs 在高溫應用領域表現突出，特別是在 1200～1600 ℃ 這一溫度區間，相較于傳統高溫合金，展現出顯著優勢。

此外，高抗蠕變能力是高溫應用的關鍵要求。蠕變是指材料在恒定應力或恒定載荷作用下，隨時間推移而發生的塑性變形行為。近年來，RHEAs 在高溫下的蠕變行為受到了廣泛關注[75-78]。Sahragard-Monfared 等[76] 對Nb₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅ RHEAs在 900 ℃ 和 50～300 MPa 恒定真應力范圍的拉伸蠕變行為進行深入研究。結果表明，b₄₅Ta₂₅Ti₁₅Hf₁₅ 在真空環境下的蠕變具有典型的冪律行為，應力指數為 4.1，其蠕變行為主要由螺位錯的交叉扭折碰撞控制（圖 4（c））。在低應變率（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，但優于 CMSX4不含 γ′相的 FCC 基體。RHEAs 在高溫下展現出的優異力學性能，使其成為未來高溫應用的潛在候選材料。

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 RHEAs 的問題，學者們提出了諸多有效的策略和范例[64,79-88]。Lei 等[84] 制備了摻雜原子分數2%O 的（TiZrHfNb）98O2 RHEAs，合金中的 O 以有序氧復合體的形式存在。與 HEAs 中常見的短程有序不同，有序氧復合體對位錯運動有強烈的釘扎作用，促進了位錯的交滑移，導致位錯大量快速增加，使得（TiZrHfNb）98O2 的變形模式從 TiZrHfNb的平面滑移轉變為波浪滑移，合金的強度和塑性均顯著提升（屈服強度約 1110 MPa，斷后伸長率約28%）。Wei 等[79] 利用難熔元素之間的自然混合特性，設計了一種 Ti₃₈V₁₅Nb₂₃Hf₂₄ RHEAs，該合金在鑄態下具有>20% 的拉伸斷后伸長率，在 1000 ℃下具有良好的相穩定性。Ti₃₈V₁₅Nb₂₃Hf₂₄ 的 BCC基體上分布著大量納米沉淀相 β'，β'相為體心四方結構，其與位錯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新型RHEAs 的設計。Wang 等[81] 提出一種調節 Al-V-NbTi-Zr系 RHEAs 平面滑移帶的策略，Ti₅₀Zr₁₈Nb₁₅V₁₂Al₅ 實現了約 25% 的均勻伸長率和近 50% 的斷裂伸長率，同時屈服強度約為 980 MPa。經過300 ℃/7 天的長時間時效，基體上有大量 B2 類型的局部化學有序（LCO）形成，大量 LCO 分散了平面滑移帶，而且變形中 LCO 的破壞會產生嚴重晶格畸變，促進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定的加工硬化。

Liu 等[85] 設計了Nb₄₀Ti₄₀Ta₁₀Cr₁₀ 和Nb₄₅Ti₃₀Ta₁₅Al₁₀兩 個 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塑性匹配（抗拉屈服≈800 MPa，斷后伸長率＞20%），而且在 800 ℃下具有優異的抗氧化能力（20 h 平均氧化速率＜7.2 mg/cm²）。

綜上所述，RHEAs 高溫下的強化機制主要為固溶強化，也可引入第二相獲得析出強化。憑借著高熔點和高晶格畸變，在鎳基合金使用溫度以上的溫度范圍內（1200～1600 ℃），有著極為廣闊的應用前景。然而，與鎳基合金相比，RHEAs 的組織穩定性仍然較差，提升 RHEAs 的組織穩定性需要進一步精細的成分設計。在未來的發展進程中，應當致力于推動更多有關 RHEAs 綜合性能的深入研究，助力 RHEAs 盡快實現實際應用。

3、難熔高熵超合金

在 RHEAs 提出四年后，Senkov 等[74] 在 RHEAs中發現了類似傳統鎳基合金的微觀結構。AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr、 Al_0.3NbTaTi_1.4Zr_1.3 和 Al_0.5NbTa_0.8Ti_1.5V_0.2Zr 這三種合金最先被報道，三者均表現 為BCC+B2 納米共格雙相結構，后續具有類似微觀結構的 RHEAs 被陸續發現[89-90]。因其組織結構類似于鎳基高溫合金中的 γ+γ′結構，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勢，還展現出了優異的高溫性能，在航空航天、能源動力等對材料高溫性能要求極高的領域，RSAs 具有相當的應用潛力。

3.1 難熔高熵超合金的成分設計與微觀組織

RSAs 微觀組織最主要的特征就是 BCC+B2 相所構成的網籃狀組織，其中大量彌散的 BCC 無序相被 B2 有序相構成的連續通道包圍（圖 5（a）[92]），兩相之間具有共格取向關系。Jensen 等[92] 通過真空電弧熔煉制備了 AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr，合金經過1400 ℃/24 h 的均勻化以 10 ℃/min 的冷卻速率爐冷后晶粒內部出現典型的網籃狀組織，晶界處存在Al4Zr5 六方相。無序的 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薄通道 及 通 道 交 叉 處 的 較 厚 結 構 形 式 存 在 。 BCC相兩個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制以及合金成分對微觀組織的影響引發廣泛研究[74,89,93-98]。Senkov等 [89] 在 AlMo0.5NbTa_0.5TiZr 的 基 礎 上 設 計 了AlMo0.5NbTa0.5TiZr0.5、 AlNbTa0.5TiZr0.5、 Al_0.5Mo_0.5NbTa_0.5TiZr 和 Al_0.25NbTaTiZr。降低 Zr 元素含量可 消 除 AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr_0.5 中 的 BCC 相 ， 將Mo 元素替換為 Nb 元素后，AlNbTa0.5TiZr0.5 中的Al4Zr5 六方相進一步消失。AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr_0.5在 1000 ℃ 下的屈服強度約為 935 MPa，AlNbTa0.5TiZr0.5 在 1000 ℃ 的屈服強度僅為 535 MPa。降低Al 元素的含量會形成由有序 B2 相基體和共格球形 BCC 相組成的 Al_0.5Mo_0.5NbTa_0.5TiZr。進一步減少 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 相的形態由球形轉變 為 塊 狀 沉 淀 。 Al_0.5Mo_0.5NbTa_0.5TiZr 和 Al_0.25NbTaTiZr 在 1000 ℃ 下的屈服強度分別為 579 MPa和 366 MPa。對可用的二元相圖進行分析，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分解為兩種 BCC相。如果 Zr 元素含量降低，合金的成分就會偏離混溶間隙，相分離也就不會發生。由于 Al 與 Zr 之間具有較高的負混合焓，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 RSAs 中的 B2 相，從而使合金在 1000 ℃ 下具有更高強度。Whitfield 等[95] 制備了 Ti₄₅Ta₁₅Zr₄₀、Ti₄₅Ta₂₅Zr₃₀、Ti₄₅Ta₃₅Zr₂₀ 和 Ti₄₅Ta₄5Zr₁₀，四種合金經過均勻化后于不同溫度下進行長時間保溫，在 1000 ℃ 時四種合金均為單相 BCC結構。在更低的溫度下，存在兩相區，Ti₄₅Ta₁₅Zr₄₀、Ti₄₅Ta₂₅Zr₃₀ 和 Ti₄₅Ta₃₅Zr₂₀ 顯示出網籃狀組織，與 AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr 中的組織類似，這表明網籃狀組織的形成與 Ta、Zr 元素之間的混溶間隙密切相關。

對于高溫合金而言，高溫環境下微觀結構的穩定性是一項基本特征，RSAs 在高溫下的組織穩定性 得 到 了 深 入 研 究[90,99-102]。 Whitfield 等[102] 對AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr RSAs 在 800 ℃ 和 1200 ℃ 之間進行了 1000 h 的保溫，結果表明 BCC+B2 雙相組織并不穩定，在所有溫度下晶粒內部形成大量Al-Zr 金屬間化合物，這種金屬間化合物對合金的力學性能不利。1200 ℃ 下 AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr 的相平衡狀態為 BCC 相+Al-Zr 金屬間化合物，這說明 B2 相高溫下不穩定，其形成是由于富 Al/Zr 的BCC 相在冷卻過程發生有序化。Soni 等[99] 對均勻化后的 Al_0.5NbTa_0.8Ti_1.5V_0.2Zr RSAs 在 600～1200 ℃溫度范圍的相穩定性進行研究。在 800 ℃ 和 1000℃ 下均觀察到 Al-Zr 金屬間化合物的形成。未來需要對 RSAs 的成分設計進行深入的研究，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性能

從 圖 5（e） 、 （f） 可 以 看 出 ， AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr 在 25～1200 ℃ 溫度范圍內的屈服強度和比屈服強度均高于三種鎳基高溫合金。AlMo0.5NbTa0.5TiZr 合金的高強度源于其精細的納米雙相組織，高體積分數的相界面提供了較高的界面強化，在1200 ℃ 下仍具有約 250 MPa 的屈服強度。盡管RSAs 在高溫下具有顯著的性能優勢，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，若能實現“組織倒置”，即以 BCC 相為基體、B2 相為納米顆粒，則預計可提升 RSAs 的室溫塑性。Soni 等[103] 將均勻化后 的 Al_0.5NbTa_0.8Ti_1.5V_0.2Zr 置 于 600 ℃ 下 保 溫120 h 后，其微觀組織發生演變，BCC 相轉變為基體 ， B2 相 轉 變 為 沉 淀 相 。 實 現 組 織 倒 置 后 的Al_0.5NbTa_0.8Ti_1.5V_0.2Zr 不僅在室溫和 600 ℃ 下分別具有 1345 MPa 和 1423 MPa 的屈服強度，其室溫壓縮塑性也顯著提高（＞20%）。組織倒置主要是由彈性應變能和系統界面能降低驅動的。退火過程中成分的變化導致 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的彈性應變能增加，進而降低了微觀組織的穩定性。此外，B2 相納米通道的斷裂促使相鄰 BCC 顆粒聚結并長大，有助于減少兩相界面積并降低系統界面能[104]。

RSAs 的室溫塑性較低，阻礙了其工業化應用的實現。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 Al0.5Nb_1.25Ta_1.25TiZr 在室溫至 1200 ℃ 下的微觀結構和性能。通過將均勻化后的合金分別在 600 ℃（HT600）和 800 ℃（HT800）下進行長時保溫，形成兩種雙相微觀結構。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 HT800 和 HT600 在不同溫度下進行拉伸測試時發現，合金在彈性階段即發生斷裂，表現為典型的晶間斷裂。通過對 HT600在 1000 ℃ 拉伸試樣的分析可知，連續的 Al-Zr 金屬間化合物在晶界處形成，沿晶界的無沉淀區發生剪切局部化。同時，Al-Zr 金屬間化合物為晶界裂紋的擴展提供了一條便捷路徑（圖 6（a）[105]）。最近 Viswanathan 等[106] 制 備 了 AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr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。對合金進行納米壓痕測試，研究發現 B2 相本身并不是固有的脆性，在納米壓痕變形過程中，B2 相中會產生大量的位錯，這些位錯的布氏矢量為 1/2〈111〉，并在{011}晶面上進行滑移（圖 6（b）～（e））。這些滑移系統的激活使B2 相存在五個以上的剪切系統，預計 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，在測試過程中會發生開裂，在壓痕下方幾乎沒有位錯產生和運動的跡象。因此，合金晶界處的 Al4Zr5 相為脆性相，導致 AlMo_0.5NbTa_0.5TiZr 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 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 與傳統鎳基高溫合金類似，都具有雙相組織，其強化機制主要依賴 BCC+B2 納米雙相結構。與鎳基合金相比，RSAs 在高溫環境下相穩定性較差，其 B2 相會逐漸轉變為 HCP 相。由于以硬而脆的 B2 相作為基體，RSAs 的室溫塑性表現不佳。未來，加強 RSAs 的成分設計與組織調控研究，對于優化其性能、提高其應用潛力具有重要意義。

4、未來發展趨勢

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、核工業等關鍵領域展現出巨大的應用潛力。然而，目前高溫 HEAs 的研究仍局限于實驗室，距離工業化應用還有諸多挑戰?；诋斍把芯楷F狀，對未來高溫 HEAs 的發展趨勢提出以下建議：

（1）對于 HESAs，盡管其在高溫強度、密度和抗氧化能力方面表現出色，但仍需在以下方面深入研究以加速其實際應用：

成分設計方面，需在降低密度和成本的同時確保高溫性能的穩定性。通過添加 Fe、Al、Ti、Cr 等元素可有效減輕密度，但需要借助熱力學建模（如CALPHAD）預測相穩定性，避免生成 σ 相或 Laves相等有害脆性相。未來可引入 Hf、Nb、W 等難熔元素以增強高溫強度，并添加 Si、B 等微量元素以優化晶界強度和抗氧化性能。為加速成分優化，建議結合高通量計算與機器學習技術，構建成分-組織-性能數據庫，利用大數據分析篩選出兼具低密度、高強度和優異抗氧化性的合金配比。此外，探索新型多組元體系并優化析出相分布，以進一步提升合金的綜合性能。

制備技術方面，需要突破實驗室規模的限制，開發適用于工業生產的加工方法。目前，HESAs 多采用真空電弧熔煉或粉末冶金等傳統工藝，但這些方法難以制造復雜構件。未來可借助 3D 打印技術（如選區激光熔化或電子束熔融）制備復雜形狀部件，并通過優化激光功率、掃描速率等參數精確調控微觀結構，從而減少氣孔和裂紋的產生。定向凝固技術可用于制備單晶或柱狀晶 HESAs，以顯著提升其高溫蠕變性能，增強工程適用性。同時，還需關注 HESAs 的焊接性能和機械加工性能，以滿足工業應用的需求。

性能評價方面，需要加強對高溫蠕變、疲勞和抗氧化性能的測試。當前研究多集中于短時高溫力學性能，而對長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（如高溫同步輻射 X 射線或中子散射）實時監測相演變和變形機制，揭示高熵效應對蠕變抗力的影響。此外，結合多尺度實驗與模擬，構建性能預測模型，也有助于為該類材料的工程化應用提供相關理論支撐。針對工業應用，HESAs 的高溫力學性能與單晶鎳基高溫合金相比仍有一定差距，且其組織穩定性和蠕變性能亟待評估。突破當前設計框架，深入探索合金高熵化對性能提升的潛在機制，仍是未來研究的重點方向。

（2）對于 RHEAs，雖然其在高溫強度方面表現出色，尤其在 1200～1600 ℃ 的高溫區間具有顯著強度優勢，但在抗氧化能力和組織穩定性等方面仍存在諸多挑戰，仍需在以下方面深入研究以加速其實際應用：

在成分設計方面，需要平衡室溫塑性、高溫強度和抗氧化性能之間的關系。具有單相 BCC 結構的 RHEAs 的高溫強度與其熔點呈正相關，然而，高熔點元素（例如 W、Mo）的添加往往導致密度增加以及室溫脆性問題。未來的研究方向應聚焦于開發多相 RHEAs，通過設計具有韌性的 BCC 基體，并引入析出強化相（如 B2 或 L12 相）來優化性能。

建議運用高通量計算方法，篩選出兼具低密度、優異抗氧化能力和相穩定性的成分體系。同時，借助熱力學和動力學模擬來預測析出相的形核與生長行為，從而優化相比例和分布，以提升合金綜合性能。

在制備技術方面，需要解決因合金熔點較高帶來的制備加工難題。目前，RHEAs 主要通過電弧熔煉或粉末冶金等傳統方法制備。但由于合金熔點較高，液態金屬流動性差，導致鑄錠組織中常出現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，難以采用常規機加工手段進行加工。3D 打印技術作為未來制備這類難加工合金的潛在手段，可以利用其原位冶金優勢實現材料成型一體化。深入研究 3D 打印技術，通過優化打印參數來調控析出相的尺寸和分布，有望提升合金的高溫性能。

在性能評價方面，目前對于高溫變形機理和抗氧化機制的研究相對有限。建議通過原位高溫拉伸/壓縮實驗，并結合電子背散射衍射（EBSD）和透射電鏡（TEM）等技術，揭示位錯滑移、孿生和相變等機制。同時，需系統地測試 RHEAs 在氧化性環境下的長期穩定性，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制。此外，可借助機器學習方法預測蠕變壽命和疲勞性能，并建立性能數據庫以指導合金優化。RHEAs 的性能研究應以核反應堆高溫部件、航空發動機渦輪盤、葉片等應用場景為目標，著重研究與應用相關的高溫蠕變/疲勞、室溫塑性、抗氧化性等綜合性能，為其極端環境應用提供基礎數據支撐。

在工業應用方面，RHEAs 相比鎳基合金而言，其優勢在于更高的熔點，這使得 RHEAs 能夠在高溫下維持高強度。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，且高熔點特性也使得一些傳統制備手段（例如感應熔煉和氣霧化制粉等）難以適用。如何充分利用 RHEAs的高熔點優勢，同時有效解決上述問題，將是RHEAs 未來實現工業應用的關鍵所在。

（3）對于 RSAs，盡管其在密度和高溫強度方面表現出顯著優勢，但這類合金的室溫塑性和組織穩定性較差，仍需要在以下方面深入研究以加速其實際應用：

在成分設計方面，需要重點關注 B2 相的形成與 穩 定 性 機 制 。 在 Al-Mo-Nb-Ta-Ti-Zr 體 系 中 ，BCC+B2 結構的形成與 Ta/Nb-Zr 的混溶間隙密切相關，然而，Al 與難熔元素的二元體系通常無法形成 B2 相。未來研究可探索穩定二元 B2 相（例如Al-Ru、Al-Pd、Nb-Ru 等），并利用熱力學建模預測多組元體系中 B2 相的析出路徑（如脫溶析出或調

幅分解）。同時，應篩選具有本征塑性的 B2 相，優化 BCC+B2 雙相結構的成分配比，此外，可探索具有調幅分解特征的體系（如 Ti-Mo、Ti-W），以調控納米級析出相的尺寸和分布，以優化合金綜合力學性能。

在制備技術方面，需要實現納米級微觀結構的精確調控。目前，RSAs 的制備多采用電弧熔煉或機械合金化，但析出相的均勻性難以控制。未來可深入研究 3D 打印技術在 RSAs 制備中的應用潛力，通過優化工藝參數來調控 BCC/B2 相的界面特性。此外，熱處理和變形加工（如熱軋或擠壓）也有助于調控析出相的形貌和分布，從而提升合金的強度與塑性。

在性能評價方面，需要深入研究 B2 相的穩定性和雙相界面的力學行為。建議采用原位 TEM 和同步輻射技術實時觀察 B2 相在高溫下的析出與演變過程，揭示其形核與生長機制；系統研究 BCC/B2 雙相界面處的彈塑性約束，探索界面滑移和位錯交互對抗裂擴展的影響。此外，還需要對合金的抗氧化性能進行研究，揭示 Al、Cr 等元素在提高合金抗氧化性能方面的作用機制。機器學習方法可用于預測力學性能和相穩定性，加速優異合金的篩選進程。

在工業應用方面，RSAs 在組織穩定性和制備加工方面的問題限制了其工業應用。未來需要進一步研究 RSAs 的組織調控方法，以提高合 金B2 相的熱穩定性，改善合金的變形加工能力，相關問題的解決對于推動 RSAs 的工業應用具有重要意義。

參考文獻：

［1］BALDAN A. Rejuvenation procedures to recover creep properties of nickel-base superalloys by heat treatment and hot isostatic pressing techniques[J]. Journal of Materials Science，1991，26（13）：3409-3421.

［2］POLLOCK T M， TIN S. Nickel-based superalloys for advanced turbine engines：chemistry，microstructure and properties[J]. Journal of Propulsion and Power， 2006，22（2）：361-374.

［3］YEH J W，CHEN S K，LIN S J，et al. Nanostructured high-entropy alloys with multiple principal elements：novel alloy design concepts and outcomes[J]. Advanced Engineering Materials，2004，6（5）：299-303.

［4］YEH J W. Recent progress in high-entropy alloys[J].Annales De Chimie-science Des Materlaux， 2006， 31（6）：633-648.

［5］GUO W，DMOWSKI W，NOH J Y，et al. Local atomic structure of a high-entropy alloy：an X-ray and neutron scattering study[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2013，44（5）：1994-1997.

［6］OWEN L R，PICKERING E J，PLAYFORD H Y，et al.An assessment of the lattice strain in the CrMnFeCoNi high-entropy alloy[J]. Acta Materialia， 2017， 122： 11-18.

［7］BEKE D L， ERDELYI G. On the diffusion in highentropy alloys[J]. Materials Letters， 2016， 164： 111-113.

［8］TSAI K Y，TSAI M H，YEH J W. Sluggish diffusion in CoCrFeMnNi high-entropy alloys[J]. Acta Materialia，2013，61（13）：4887-4897.

［9］MIRACLE D B， SENKOV O N. A critical review of high entropy alloys and related concepts[J]. Acta Materialia，2017，122：448-511.

［10］GHASEMI A，EIVANI A R，ABBASI S M，et al. AlCo-Cr-Fe-Ni-Ti high entropy alloys： a review of microstructural and mechanical properties at elevated

temperatures[J]. Journal of Alloys and Compounds，2025，1010：178216.

［11］XIONG W， GUO A X Y， ZHAN S， et al. Refractory high-entropy alloys： a focused review of preparation methods and properties[J]. Journal of Materials Science & Technology，2023，142：196-215.

［12］LIU D， YU Q， KABRA S， et al. Exceptional fracture toughness of CrCoNi-based medium- and high-entropy alloys at 20 kelvin[J]. Science，2022，378（6623）：978-983.

［13］HILHORST A，JACQUES P J，PARDOEN T. Towards the best strength，ductility，and toughness combination：High entropy alloys are excellent， stainless steels are exceptional[J]. Acta Materialia，2023，260：119280.

［14］WU Z，BEI H，PHARR G M，et al. Temperature dependence of the mechanical properties of equiatomic solid solution alloys with face-centered cubic crystal structures[J]. Acta Materialia，2014，81：428-441.

［15］OTTO F， DLOUHY A， SOMSEN C， et al. The influences of temperature and microstructure on the tensile properties of a CoCrFeMnNi high-entropy alloy[J].Acta Materialia，2013，61（15）：5743-5755.

［16］YEH A C，TSAO T K，CHANG Y J，et al. Developing new type of high temperature alloys-high entropy superalloys[J]. Journal of Metallurgical and Materials Engineering，2015，1（1）：1-4.

［17］DAOUD H M， MANZONI A M，WANDERKA N， et al. High-temperature tensile strength of Al10Co25Cr8Fe15 Ni36Ti6 compositionally complex alloy （high-entropyalloy）[J]. JOM，2015，67（10）：2271-2277.

［18］ZHENG L，XIAO C，ZHANG G. Brittle fracture of gas turbine blade caused by the formation of primary β-NiAl phase in Ni-base superalloy[J]. Engineering Failure Analysis，2012，26：318-324.

［19］HOU K， OU M， XING W， et al. The formation of ηNi3Ti phase microstructure in a cast nickel-based superalloy with high Ti/Al ratio[J]. Journal of Materials Research and Technology，2024，29：764-778.

［20］RAE C M F，REED R C. The precipitation of topologically close-packed phases in rhenium-containing superalloys[J]. Acta Materialia，2001，49（19）：4113-4125.

［21］ZHANG L，ZHOU Y，JIN X，et al. The microstructure and high-temperature properties of novel nano precipitation-hardened face centered cubic high-entropy superalloys[J]. Scripta Materialia，2018，146：226-230.

［22］JOSEPH J，SENADEERA M，CHAO Q，et al. Computational design of thermally stable and precipitationhardened Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti high entropy alloys[J].Journal of Alloys and Compounds，2021，888：161496.

［23］CHEN D，HE F，HAN B，et al. Synergistic effect of Ti and Al on L12 -phase design in CoCrFeNi-based high entropy alloys[J]. Intermetallics，2019，110：106476.

［24］HE F，HAN B，YANG Z，et al. Elemental partitioning as a route to design precipitation-hardened high entropy alloys[J]. Journal of Materials Science & Technology，2021，72：52-60.

［25］JOSEPH J，ANNASAMY M，KADA S R， et al. Optimising

the Al and Ti compositional window for the design of γ′ （L12） -strengthened Al-Co-Cr-Fe-Ni-Ti high entropy alloys[J]. Materials Science and Engineering：A，2022，835：142620.

［26］CAO B X，WEI D X，ZHANG X F，et al. Intermediate temperature embrittlement in a precipitation-hardened high-entropy alloy：the role of heterogeneous strain distribution and environmentally assisted intergranular damage[J]. Materials Today Physics，2022，24：100653.

［27］ERICKSON G L，KISSINGER R D，CETEL A D，et al.The development and application of CMSX-10[C]//Superalloys 1996. PA：TMS，1996：35-44.

［28］SENGUPTAA，PUTATUNDA S K，BARTOSIEWICZL，et al. Tensile behavior of a new single-crystal nickelbased superalloy （CMSX-4） at room and elevated temperatures[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，1994，3：73-81.

［29］ZHOU Y H，ZHANG J Y，ZHANG J，et al. A strongyet-ductile high-entropy alloy in a broad temperature range from cryogenic to elevated temperatures[J]. Acta Materialia，2024，268：119770.

［30］YANG T，ZHAO Y L，LI W P，et al. Ultrahigh-strength and ductile superlattice alloys with nanoscale disordered interfaces[J]. Science，2020，369（6502）：427-432.

［31］KAUFMAN M. Properties of cast Mar-M-247 for turbine blisk applications[C]// Superalloys 1984， PA：TMS，1984：43-52.

［32］TSAO T K，YEH A C，KUO C M，et al. On the superior high temperature hardness of precipitation strengthened high entropy Ni-based alloys [J]. Advanced Engineering Materials，2017，19（1）：1600475.

［33］VAMSI K V，KARTHIKEYAN S. Modeling APB energies in multicomponent Ni-base superalloys[J]. Intermetallics，2021，132：107124.

［34］SENKOV O N， WILKS G B， MIRACLE D B， et al.Refractory high-entropy alloys[J]. Intermetallics，2010，18（9）：1758-1765.

［35］SENKOV O N， WILKS G B， SCOTT J M， et al.Mechanical properties of Nb25Mo25Ta25W25 and V20Nb20 Mo20Ta20W20 refractory high entropy alloys[J]. Intermetallics，2011，19（5）：698-706.

［36］SENKOV O N， SCOTT J M， SENKOVA S V， et al.Microstructure and elevated temperature properties of a refractory TaNbHfZrTi alloy[J]. Journal of Materials Science，2012，47（9）：4062-4074.

［37］REN X，LI Y，QI Y，et al. Review on preparation technology and properties of refractory high entropy alloys[J]. Materials （Basel），2022，15（8）：2039-2055.

［38］SENKOV O N， SCOTT J M， SENKOVA S V， et al. Microstructure and room temperature properties of a high-entropy TaNbHfZrTi alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds，2011，509（20）：6043-6048.

［39］FEUERBACHER M， LIENIG T， THOMAS C. A single-phase bcc high-entropy alloy in the refractory Zr-NbTi-V-Hf system[J]. Scripta Materialia， 2018， 152： 40-43.

［40］ZHU C，LI X，DILIXIATI N. Phase evolution，mechanical properties， and corrosion resistance of Ti2NbVAl0.3Zrx lightweight refractory high-entropy alloys[J]. Intermetallics，2024，173：108433.

［41］MA Y，SUN L，ZHANG Y，et al. Achieving excellent strength-ductility synergy via cold rolling-annealing in Al-containing refractory high-entropy alloys[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials，2023，114：106263.

［42］PANG J， ZHANG H， ZHANG L， et al. Ductile Ti1.5ZrNbAl0.3 refractory high entropy alloy with high specific strength[J]. Materials Letters，2021，290：129428.

［43］CHEN W， TANG Q， WANG H， et al. Microstructureand mechanical properties of a novel refractory AlNbTiZr high-entropy alloy[J]. Materials Science and Technology，2018，34：1309-1315.

［44］WANG H，CHEN W，CHU C，et al. Microstructural evolution and mechanical behavior of novel Ti1.6ZrNbAlx lightweight refractory high-entropy alloys containing BCC/B2 phases[J]. Materials Science and Engineering：A，2023，885：145661.

［45］JIN C， LI X， KANG J， et al. Achieving excellent strength-ductility balance in the lightweight refractory high-entropy alloy by incorporating aluminum[J]. Materials Science and Engineering：A，2024，915：147248.

［46］CHEN H， KAUFFMANN A， GORR B， et al. Microstructure and mechanical properties at elevated temperatures of a new Al-containing refractory high-entropy alloy Nb-Mo-Cr-Ti-Al[J]. Journal of Alloys and Compounds，2016，661：206-215.

［47］FAZAKAS é， ZADAROZHNYY V， VARGA L K，et al. Experimental and theoretical study of Ti20Zr20Hf20 Nb20X20 （X=V or Cr） refractory high-entropy alloys[J].International Journal of Refractory Metals and Hard Materials，2014，47：131-138.

［48］SENKOV O N，SENKOVA S V，WOODWARD C，et al. Low-density， refractory multi-principal element alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr system：Microstructure and phase analysis[J]. Acta Materialia，2013，61（5）：1545-1557.

［49］YURCHENKO N Y，STEPANOV N D，ZHEREBTSOV S V， et al. Structure and mechanical properties of B2 ordered refractory AlNbTiVZrx

（x = 0-1.5） high-entropy alloys[J]. Materials Science and Engineering： A，2017，704：82-90.

［50］XU C，CHEN D，YANG X，et al. Enhancing mechanical performance of Ti2ZrNbHfVAlx refractory highentropy alloys through laves phase[J]. Materials Science and Engineering：A，2024，918：147438.

［51］YANG C， BIAN H， ZHANG F， et al. Competition between solid solution and multi-component Laves phase in a dual-phase refractory high-entropy alloy CrHfNbTaTi[J]. Materials & Design， 2023， 226：111646.

［52］STEPANOV N D，YURCHENKO N Y，PANINA E S，et al. Precipitation-strengthened refractory Al0.5CrNbTi2V0.5 high entropy alloy[J]. Materials Letters， 2017，188：162-164.

［53］SENKOV O N，WOODWARD C F. Microstructure and properties of a refractory NbCrMo0.5Ta0.5TiZr alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2011，529：311-320.

［54］ SENKOV O N，SENKOVA S V，DIMIDUK D M，et al.Oxidation behavior of a refractory NbCrMo0.5Ta0.5TiZralloy[J]. Journal of Materials Science， 2012， 47（18） ：6522-6534.

［55］BUTLER T M，CHAPUT K J， DIETRICH J R， et al.High temperature oxidation behaviors of equimolar NbTiZrV and NbTiZrCr refractory complex concentrated alloys （RCCAs）[J]. Journal of Alloys and Compounds，2017，729：1004-1019.

［56］LIU Y， ZHANG Y， ZHANG H， et al. Microstructure and mechanical properties of refractory HfMo0.5NbTiV0.5 Six high-entropy composites[J]. Journal of Alloys and Compounds，2017，694：869-876.

［57］GUO N N，WANG L，LUO L S，et al. Microstructureand mechanical properties of refractory high entropy （Mo0.5NbHf0.5ZrTi） BCC/M5Si3 in-situ compound[J].Journal of Alloys and Compounds，2016，660：197-203.

［58］XU Z Q，MA Z L，TAN Y，et al. Effects of Si additions on microstructures and mechanical properties of VNbTiTaSix refractory high-entropy alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds，2022，900：163517.

［59］WEI Q， LUO G， TU R， et al. High-temperature ultrastrength of dual-phase Re0.5MoNbW（TaC） 0.5 highentropy alloy matrix composite[J]. Journal of Materials Science & Technology，2021，84：1-9.

［60］GOU X， CAO R， ZHOU W， et al. Microstructures，mechanical properties，and strengthening mechanisms of the （NbMoTa） 100?xCx refractory medium-entropy alloys[J]. Journal of Materials Science & Technology，2025，214：105-119.

［61］TAO S， JIANG W， ZHANG W， et al. Microstructure evolution and mechanical properties of NbHfTiVCx novel refractory high entropy alloys with variable carbon content[J]. Journal of Alloys and Compounds，2022，928：166986.

［62］NASEER H，WANG Y， KHAN M A， et al. Development of low-density AlNbTaTiZr refractory highentropy-intermetallic-alloy：microstructural evolution，mechanical properties， and high-temperature deformation[J]. Journal of Alloys and Compounds，2025，1010：178102.

［63］WANG T， JIANG W， WANG X， et al. An investigation on high-temperature properties of a lightweight AlNbTiV2 refractory high-entropy alloy reinforced by Si[J]. Intermetallics，2025，180：108705.

［64］XU Z Q，MA Z L，TAN Y，et al. Designing TiVNbTaSirefractory high-entropy alloys with ambient tensile ductility[J]. Scripta Materialia，2022，206：114230.

［65］WU Y D， CAI Y H， WANG T， et al. A refractory Hf25Nb25Ti25Zr25 high-entropy alloy with excellent structural stability and tensile properties[J]. Materials Letters，2014，130：277-280.

［66］WANG M， MA Z， XU Z， et al. Microstructures and mechanical properties of HfNbTaTiZrW and HfNbTaTiZrMoW refractory high-entropy alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds，2019，803：778-785.

［67］COURY F G， KAUFMAN M， CLARKE A J. Solidsolution strengthening in refractory high entropy alloys[J]. Acta Materialia，2019，175：66-81.

［68］WANG M， MA Z L， XU Z Q， et al. Effects of vanadium concentration on mechanical properties of VxNbMoTa refractory high-entropy alloys[J]. Materials Science and Engineering：A，2021，808：140848.

［69］ZHANG C，WANG H，WANG X，et al. Strong and ductile refractory high-entropy alloys with super formability[J]. Acta Materialia，2023，245：118602.

［70］STEPANOV N D，YURCHENKO N Y，SKIBIN D V，et al. Structure and mechanical properties of the AlCrxNbTiV （x = 0，0.5，1，1.5） high entropy alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds，2015，652：266-280.

［71］SENKOV O N，SENKOVA S V，MIRACLE D B，et al.Mechanical properties of low-density， refractory multiprincipal element alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr system [J]. Materials Science and Engineering：A，2013，565：51-62.

［72］CHEN H，KAUFFMANN A，LAUBE S，et al. Contribution of lattice distortion to solid solution strengthening in a series of refractory high entropy alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2018， 49（3） ： 772-781.

［73］SUN B，WANG Q，MO J，et al. Promoted high-temperature strength and room-temperature plasticity synergy by tuning dendrite segregation in NbMoTaW refractory high-entropy alloy[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials，2024，118：106469.

［74］SENKOV O N， WODWARD C， MIRACLE D B.Microstructure and properties of aluminum-containing refractory high-entropy alloys[J]. JOM，2014，66（10）：2030-2042.

［75］SHEN X， SUN B， XIN S， et al. Creep in a nanocrystalline VNbMoTaW refractory high-entropy alloy[J].Journal of Materials Science & Technology，2024，187：221-229.

［76］SAHRAGARD-MONFARED G，BELCHER C H，BAJPAI S， et al. Tensile creep behavior of the Nb45Ta25 Ti15Hf15 refractory high entropy alloy[J]. Acta Materialia，2024，272：119940.

［77］SHEN X，XIN S，DING S，et al. Intermediate-temperature creep behaviors of an equiatomic VNbMoTaW refractory high-entropy alloy[J]. Journal of Materials Research and Technology，2023，24：4796-4807.

［78］LIU C J，GADELMEIER C，LU S L，et al. Tensile creep behavior of HfNbTaTiZr refractory high entropy alloy at elevated temperatures[J]. Acta Materialia， 2022， 237：118188.

［79］WEI S，KIM S J，KANG J，et al. Natural-mixing guided design of refractory high-entropy alloys with as-cast tensile ductility[J]. Nature Materials 2020，19（11）：1175-1181.

［80］WANG Y W，HE Q F，YE Z H，et al. Ductilization of single-phase refractory high-entropy alloys via activation of edge dislocation[J]. Acta Materialia，2025，284：120614.

［81］WANG L，DING J，CHEN S，et al. Tailoring planar slip to achieve pure metal-like ductility in body-centredcubic multi-principal element alloys[J]. Nature Materials，2023，22（8）：950-957.

［82］ZHOU Y， ZENG S， ZHANG H， et al. Tailoring microstructures and mechanical properties of Zr45Ti15Nb30Ta10 refractory complex concentrated alloy using warm-rolling[J]. Journal of Materials Science & Technology，2024，187：101-112.

［83］AN Z，LI A，MAO S，et al. Negative mixing enthalpy solid solutions deliver high strength and ductility[J].Nature，2024.

［84］LEI Z，LIU X，WU Y，et al. Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes[J]. Nature，2018，563（7732）：546-550.

［85］LIU C Y，MA Z L，LI H Y，et al. Designing NbTiTaCr/Al refractory complex concentrated alloys with balanced strength-ductility-oxidation resistance properties：Insights into oxidation mechanisms[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials，2023，115：106308.

［86］ZHANG Y，WANG H，YANG J， et al. Enhancing the strain-hardening rate and uniform tensile ductility of lightweight refractory high-entropy alloys by tailoring multi-scale heterostructure strategy[J]. International Journal of Plasticity，2025，185：104237.

［87］WANG S， SHU D， SHI P， et al. TiZrHfNb refractory high-entropy alloys with twinning-induced plasticity[J].Journal of Materials Science & Technology，2024，187：72-85.

［88］MA Y， ZHANG Y， SUN L， et al. Refractory highentropy alloys with ultra-high strength and strain hardening ability induced by heterogeneous deformation and microbands[J]. Journal of Materials Science & Technology，2024，192：215-227.

［89］SENKOV O N， JENSEN J K， PILCHAK A L， et al.Compositional variation effects on the microstructure and properties of a refractory high-entropy superalloy AlMo0.5NbTa0.5TiZr[J]. Materials & Design， 2018，139：498-511.

［90］WHITFIELD T E，PICKERING E J，OWEN L R，et al.The effect of Al on the formation and stability of a BCC-B2 microstructure in a refractory metal high entropy superalloy system[J]. Materialia， 2020， 13：100858.

［91］SENKOV O，ISHEIM D，SEIDMAN D，et al. Development of a refractory high entropy superalloy[J].Entropy，2016，18（3）：102.

［92］JENSEN J K，WELK B A，WILLIAMS R E A， et al.Characterization of the microstructure of the compositionally complex alloy AlMo0.5NbTa0.5TiZr[J]. Scripta Materialia，2016，121：1-4.

［93］SENKOV O N， SENKOVA S V， WOODWARD C.Effect of aluminum on the microstructure and properties of two refractory high-entropy alloys[J]. Acta Materialia，2014，68：214-228.

［94］NGUYEN V T， QIAN M， SHI Z， et al. Cuboid-like nanostructure strengthened equiatomic Ti-Zr-Nb-Ta medium entropy alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2020，798：140169.

［95］WHITFIELD T E，PICKERING E J，CHRISTOFIDOU K A，et al. Elucidating the microstructural development of refractory metal high entropy superalloys via the TiTa-Zr constituent system[J]. Journal of Alloys and Compounds，2020，818：152935.

［96］KADIRVEL K， KLOENNE Z， JENSEN J K， et al.Phase-field modelling of transformation pathways and microstructural evolution in multi-principal element alloys[J]. Applied Physics Letters， 2021， 119（17） ：171905.

［97］SENKOV O N， KUHR S J， SHANK J M， et al. Microstructure and properties of an equiatomic TaTiZr alloy[J]. Materials Science and Engineering： A， 2021，814：141168.

［98］WHITFIELD T E，WISE G J，STONE H J，et al. The influence of the Nb∶Ta ratio on the microstructural evolution in refractory metal superalloy systems[J].

Applied Physics Letters，2021，119（21）：211901.

［99］SONI V，GWALANI B，SENKOV O N，et al. Phase stability as a function of temperature in a refractory high-entropy alloy[J]. Journal of Materials Research， 2018，33（19）：3235-3246.

［100］KLOENNE Z T，KADIRVEL K，COUZINIE J P，et al.High temperature phase stability of the compositionally complex alloy AlMo0.5NbTa0.5TiZr[J]. Applied Physics Letters，2021，119（15）：151903.

［101］WHITFIELD T E，PICKERING E J，OWEN L R，et al.An assessment of the thermal stability of refractory high entropy superalloys[J]. Journal of Alloys and Compounds，2021，857：157583.

［102］WHITFIELD T E， STONE H J， JONES C N， et al.Microstructural degradation of the AlMo0.5NbTa0.5TiZr refractory metal high-entropy superalloy at elevated temperatures[J]. Entropy （Basel），2021，23（1）：80.

［103］SONI V，SENKOV O N，GWALANIi B，et al. Microstructural design for improving ductility of an initially brittle refractory high entropy alloy[J]. Scientific Reports，2018，8（1）：8816.

［104］SONI V， GWALANI B， ALAM T， et al. Phase inversion in a two-phase，BCC+B2， refractory high entropy alloy[J]. Acta Materialia，2020，185：89-97.

［105］KUMAR P，KIM S J，YU Q，et al. Compressive vs tensile yield and fracture toughness behavior of a body-centered cubic refractory high-entropy superalloy Al0.5Nb1.25 Ta1.25TiZr at temperatures from ambient to 1200 ℃[J].Acta Materialia，2023，245：118620.

［106］VISWANATHAN G B，KLOENNE Z T，COUZINIE JP，et al. Deformation mechanisms and their role in the lack of ductility in the refractory-based high entropy alloy AlMo0.5NbTa0.5TiZr[J]. Acta Materialia， 2024，269：119824.

收稿日期：2025-05-08；錄用日期：2025-06-23

基金項目：國家自然科學基金（52331006）；河北省自然科學基金（E2024105020）

通訊作者：馬兆龍（1987—），男，博士，教授，研究方向為高熵 合 金 ， 聯 系 地 址 ： 北 京 市 海 淀 區 中 關 村 南 大街 5 號（100081），E-mail：z.l.ma@bit.edu.cn；程興旺（1976—），男，博士，教授，研究方向為高熵合金，聯系地址：北京市海淀區中關村南大街 5 號（100081），E-mail：chengxw@bit.edu.cn

（注，原文標題：高溫高熵合金研究進展）

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