导读：耐火高熵合金(RHEAs)在超高温应用中具有广泛的应用前景。了解其基本原理有助于改善该合金的低温脆性和高温蠕变强度差。本文通过实验、理论和模型研究了原型体心立方(BCC) RHEAs、TiZrHfNbTa和VNbMoTaW。前者可压缩到77k，而后者不能低于298k。相对于均为BCC元素的VNbMoTaW, TiZrHfNbTa中的六方密排(HCP)元素降低了其位错核能，增加了晶格畸变，降低了其剪切模量。螺纹位错主导TiZrHfNbTa塑性，但在VNbTaMoW中存在等量的边位错和螺旋位错。在VNbTaMoW中位错核致密，在TiZrHfNbTa中位错核扩展，并且在两种RHEAs中激活了不同的宏观滑移面，原因在于HCP元素的浓度，通过HCP与BCC元素在耐火高熵合金中的比例，可以实现控制其延展性和强度。

镍基高温合金已经发展成为高度工程化的材料，作为目前最先进的金属合金在高温氧化环境下实现了结构应用。其中最先进的，如CMSX-4，具有一个面心立方(FCC)基体，由高体积分数的l12结构ni3al型析出相以砖块和砂浆的方式排列。它们最苛刻的应用之一是用于现代喷气发动机高压部分的涡轮叶片，其中气体温度可以超过高温合金的熔点，而合金本身则通过叶片表面的隔热热障涂层和叶片内的整体冷却通道保持较低的温度。进一步提高发动机和发电厂的效率(对减少碳足迹至关重要)将需要提高工作温度。然而，目前的操作已经接近现有材料本身的极限，因此需要更高熔化温度的新型合金。

新型合金的其中一类包括RHEAs，其高熔点使之有实现超高温应用的潜力。然而，近来有研究表明，尽管熔点更高，单相的RHEA TiZrHfNbTa在蠕变方面明显弱于CMSX-4。有两个因素造成该缺点：首先，相对于CMSX-4的FCC基体，RHEA的BCC基体中的扩散速度更快，其次是其缺乏沉淀。因此，需要进一步研究提高TiZrHfNbTa的蠕变强度，比如引入合适的强化沉淀。同时，熔点较高的RHEAs也必须进行研究，因为这类材料的扩散速度较慢。其中一种RHEA是VNbMoTaW8，其熔点比tizrhfnbta大约高500℃。然而，它存在较大缺陷：即使是在室温条件下压缩，仍然缺乏延展性。相比之下，尽管比不上具有高延展性和抗断裂特性的FCC HEAs，TiZrHfNbTa在室温下的压缩和拉伸(~8%)还是表现出一定延展性。

即使是那些主要用于高温应用的结构材料，在室温下也需要具有一定的延展性，以承受日常处理、意外掉落、热冲击等事件的影响。目前的困境是，TiZrHfNbTa具有拉伸延展性，但蠕变强度很差，而VNbMoTaW虽然具有足够的蠕变强度(尽管还有待确定)，但拉伸性不足。

本文利用实验、理论和建模来研究上述两种模型系统:TiZrHfNbTa(延性)和VNbMoTaW(脆性)，其总体目标是对控制其延性和强度的关键因素有一个基本的了解，以帮助指导下一代高温结构应用的新型耐火高熵合金的设计。

日本京都大学都留智仁等教授相关研究以“Intrinsic factors responsible for brittle versus ductile nature of refractory high-entropy alloys”为题发表在nature communiacations上。

链接：https://www.nature.com/articles/s41467-024-45639-8

图1所示。a、b VNbMoTaW (a)和TiZrNbHfTa (b)在低于和高于各自BDTTs的温度下压缩变形的应力-应变曲线。除TiZrNbHfTa在室温下发生断裂外，其余均发生断裂;相应的断裂应变(εf)在图中标注。c, d屈服强度与温度的关系(c)，剪切模量归一化屈服强度与同源温度的关系(T/Tm) (d)，位错运动激活焓与温度的关系(e)。

图2所示。c - e沿(c)、(d)、(e)加载后的典型变形微柱。f - h沿(f)、(g)、(h)加载后的典型变形微柱。i、j沿(i)、(j)加载后的典型变形微柱的亮场TEM图像。在室温(k)和77 k (l)下，TiZrNbHfTa滑移后典型变形微观结构的亮场TEM图像。(k)的薄片平行于沿孪晶方向变形的微柱试样的宏观滑移面切割。为了比较，(l)从变形的块状多晶体上平行于同一平面切割。

图3 具有理想随机结构的VNbMoTaW和TiZrNbHfTa的晶格常数和弹性常数。b每个本构元素的MSAD值的平方根，以及所有元素的平均值，通过Burgers向量归一化(误差条表示标准差)。插入的原子图像是松弛构型的典型例子(见补充图4)。c、d TiZrNbHfTa (c)和VNbMoTaW (d)中螺旋位错偶极子的典型构型，其中位错核心使用微分位移矢量可视化。e TiZrNbHfTa和VNbMoTaW中135种偶极子构型，用弹性理论计算的能量归一化后的核心能量频率分布(注意能量尺度的断裂，横轴)。

图 4BCC金属中与佩尔斯电位表面相关的位错核心结构示意图。符号E、H和S分别代表易核、硬核和分核构型。b纯Nb、虚拟Nb67Zr33和虚拟Nb50Zr50合金的peerls势能面，计算了E、H和S三角形内几种采样构型的能量。箭头对应于位错运动的最小能量路径。c纯Nb、虚Nb67Zr33和虚Nb50Zr50合金态的声子色散和密度，其中bcc相布里温区高对称方向声子分布，其中Г、H、P和N对应高对称点。

综上所述，本研究制备了原型体心立方单相VNbMoTaW和TiZrNbHfTa等原子合金模型。通过对多晶VNbMoTaW和TiZrNbHfTa的压缩实验，得到了各自屈服应力的温度依赖性程度。得出报告显示，VNbMoTaW在室温下是脆性的，而TiZrNbHfTa在室温下是延性的。在几乎各个温度下，VNbMoTaW强于TiZrNbHfTa。在VNbMoTaW中，室温条件下可以观察到塑性流动，而TiZrNbHfTa需要塑性压缩到77 K。尽管塑性流动的起始温度差异很大，但两种合金的温度依赖性在性质上相似：屈服应力在低温下迅速增加，并保持在一个几乎恒定的值，即在临界温度或非热温度(TTA)以上的“非热”应力(σμ)。基于上述结果，本文假设TiZrNbHfTa中HCP元素的浓度高于VNbMoTaW这一事实是导致晶格畸变、位错核结构和滑移行为发生显著变化的原因，

此外，本文构建了不同成分的虚拟铌-锆合金:纯Nb、Nb67Zr33和Nb50Zr50，以验证关于HCP元素浓度增加影响的假设。用VCA方案的第一性原理计算研究了这些成分的位错轨迹。值得注意的是，当锆元素浓度达到50%时，最小能量路径与平面重合。限于计算能力，在上述处理中的二元合金属于真实耐火高熵合金的粗略近似值。如果需要更全面的理解，有待进一步的研究，和更全面的实验设计。