体心立方（BCC）多主元合金因其复杂的成分构成，天然在高温下仍能保持较高的强度，因此被视为下一代高温结构材料的重要候选。然而这类合金长期面临两大瓶颈：一是强度与延展性的权衡，虽然强度能够得到保障，但高温区间延展性的衰减仍未被解决；二是高温抗氧化性能差，如典型的HfNbTiZr合金在高温下易形成非保护性氧化层并粉化。目前已有研究表明，添加轻质Al元素能促进表面保护性Al2O3膜形成，提升抗氧化性，还能诱导有序相析出，通过多重机制提高合金的强塑平衡，但Al的加入会增加合金化学与微观结构的复杂性，目前，针对含弥散有序相的BCC多主元合金，在不同温度下位错微观结构与滑移带演化的原位实验研究仍属空白。

近日，华中科技大学航空航天学院与浙江大学系统研究了新型Al12(HfNbTiZr)88多主元合金从室温到1273K的宽温域拉伸性能与变形机制，该合金在673K时屈服强度达0.86GPa，延伸率达16%，在1273K时仍保持0.24GPa屈服强度与31%延伸率，实现了跨温域的优异强度-延展性协同，其超高温性能甚至可与部分镍基高温合金媲美，为难熔高熵合金的高温结构应用提供了重要实验基础与理论指导。目前这一成果在线发表于国际塑性力学顶级期刊《International Journal of Plasticity》，论文题为“Temperature-dependent tensile behavior and strength-ductility balance in Al12(HfNbTiZr)88 multi-principal element alloy”。华中科技大学的朱亚新教授和‌李振环教授为本论文的通讯作者。

文章链接：

https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2026.104749

【核心内容】

该研究采用真空感应熔炼制备了铸态Al12(HfNbTiZr)88多主元合金，系统表征了其显微组织与相稳定性，并在室温、473K、673K、873K、1073K、1273K六个典型温度开展拉伸测试，覆盖低温、平台、高温三个温区。并借助多尺度表征手段，分别在室温（RT）、673K、873K三个代表温度下对不同应变水平（~2%、3%、5%、断裂）的试样进行微观结构分析，厘清"单滑移—双滑移—热激活单滑移+动态再结晶"的温致变形机制转变路径。

Al12(HfNbTiZr)88合金在三个温度区间内变形机理的示意图总结

【研究成果】

① 微观组织、相稳定性与高温抗氧化性能

Al的加入并没有改变合金的BCC基体，以等轴晶组织为主，晶粒尺寸多集中在100–200μm，细小弥散的有序相其面积分数约22%，对应体积分数约10%，且与无序基体完全共格，相比HfNbTiZr合金在1000K附近即严重氧化粉化，Al12(HfNbTiZr)88在1073K以下几乎无增重，1273K附近增重速率也明显受抑，表面形成了富Al氧化层，基体侧氧含量极低。该合金经退火后相组成与室温一致，有序相在673K长时间退火后形貌与分数无明显变化。

铸态Al12(HfNbTiZr)88合金的初始微观组织、有序相分布、热稳定性及高温抗氧化性能表征

② 宽温域力学性能与强度-延展性协同

经不同温度退火后，合金的屈服强度从初始的1.18GPa逐次降至1273K的0.24GPa，延伸率则从10%逐次升至31%，与铸态HfNbTiZr相比，Al12(HfNbTiZr)88室温屈服强度提升约0.38GPa，其理论的强度构成包括：有序强化（0.14GPa)、模量错配强化（0.10GPa）、共格强化（0.03GPa）、位错强化（0.08GPa），与实验值吻合良好。同时，673K退火后合金屈服强度0.86GPa，几乎是同温下HfNbTiZr的两倍，而延伸率仍保持16%，即便到1273K超高温，其强度-延展性仍优于Nb-Mo-Ta-W、Nb-Ta-Ti-Hf等难熔体系。

Al12(HfNbTiZr)88合金在不同温度下的拉伸力学性能及与其他BCC多主元合金和镍基高温合金的性能对比

室温（软化）和673 K（硬化）下的数字图像相关（DIC）全场应变演化图

③ 低温区（RT–673 K）应变软化

室温下塑性由单一{110}〈111〉滑移系统主导，滑移带内局部塑性应变可超20%，2%、3%应变时仅主滑移系开动；5%及断裂时虽有零星交滑移，但整体仍为单滑移格局。而连续的位错通过把有序相"冲垮"，有序强化一旦局部失效，滑移带变成低阻力通道，产生应变软化，473K虽位错交互略有增强，但仍为单滑移主导。

室温原位SEM观察及高分辨DIC揭示的单滑移系统主导的塑性变形与应变局部化

室温不同应变水平（2%、3%、5%、断裂）下的离位TEM表征

室温原位TEM观察揭示滑移带内的位错运动、河流状塑性流变及有序相的破坏机制

④ 平台区（673–873K）应变硬化

673K的应力-应变曲线出现轻微硬化，这是因为早期滑移带平直（单滑移模式），随应变增加转为波浪状，更高应变下二次滑移系激活，双滑系交互催生密集位错缠结、扭折对诱导的超割阶与位错环、交滑移扩展出滑带外；断裂区可见位错缠结与螺位错交滑移形成的偶极位错墙，近断口区还观察到清晰的位错网络。

673K原位SEM观察揭示双滑移系统的激活、交叉滑移带的形成及其对加工硬化的贡献

673K不同应变水平（2%、3%、5%、断裂）下的离位TEM表征

673K断裂附近区域TEM表征

⑤ 高温区（≥873K）应变软化

873K时变形仍以晶内/晶界附近的局域化单滑移为主，2%时应变由单一{112}〈111〉滑带承担，3%、5%时滑带数量与位错密度上升，但无新滑系，滑带内仍能看到扭折对衍生的"A"形割阶、大位错环、偶极子与钉扎结构，说明单滑带内的强化机制并未失效，但被更大的软化盖过。

873K原位SEM：变形主要由晶界和晶内的单滑移局部化控制，无二次滑移激活迹象

873K不同应变水平（2%、3%、5%、断裂）下的离位TEM表征

873K下的EBSD表征

【总结与展望】

该研究用12at% Al掺入HfNbTiZr基体，既靠有序相提高室温屈服强度，又靠表面富Al氧化层补齐了抗氧化短板，若能在成分上进一步压抑873K以上DRX的速率，或引入第二相钉扎晶界，高温段的强度仍有进一步提升空间。