難熔高熵合金的研究進(jìn)展

劉張全，喬珺威

(太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 高熵合金研究中心，山西 太原 030024)

1 前 言

隨著社會與科技的發(fā)展，航空航天等產(chǎn)業(yè)對具有優(yōu)異高溫力學(xué)性能的合金的需求越來越迫切。目前應(yīng)用最廣泛的商業(yè)高溫合金是鎳基高溫合金[1]，雖然其在溫度高達(dá)1000 ℃時仍具有優(yōu)良的力學(xué)性能，但熔點相對較低，限制了其進(jìn)一步的發(fā)展。近年來，一種不同于傳統(tǒng)合金的高熵合金為發(fā)展新一代高溫合金提出了新的思路[2]。高熵合金(high-entropy alloys，HEAs)在2004年由葉均蔚教授提出，高熵合金不同于傳統(tǒng)合金之處在于其含有至少5種主要元素，且以等摩爾或近等摩爾比例混合，每種元素的原子百分?jǐn)?shù)約在5%～35%之間[3]。高熵合金按晶體結(jié)構(gòu)可以分為體心立方(BCC)[4]、面心立方(FCC)[2]和密排六方(HCP)[5, 6]。許多高熵合金具有優(yōu)異的性能，如高強(qiáng)度、高塑性、低溫下的高斷裂韌性和熱穩(wěn)定性[7, 8]。提高合金熔點是提高合金最高工作溫度的途徑之一。而難熔金屬和難熔合金具有較高的熔點，在超高溫下?lián)碛袠O好的應(yīng)用前景[9, 10]。

結(jié)合高熵合金與難熔金屬這兩個概念，難熔高熵合金于2010年首次被報道[11]。最初的難熔高熵合金是由5種難熔元素(Mo, Nb, Ta, V, W)組成，隨后組成成分?jǐn)U大到IV副族(Ti, Zr, Hf)、V副族(V, Nb, Ta)和VI副族(Cr, Mo, W)這9種元素，有時還添加非難熔元素，如Al, Si, Co和Ni。所以這種合金目前又被稱為難熔濃縮合金(RCCA)或難熔多主元合金(RMPEA)。雖然難熔高熵合金在高溫下具有優(yōu)異的強(qiáng)度[12]，但難熔合金的室溫延塑性差、抗氧化性差和密度高等缺陷同樣被難熔高熵合金繼承。難熔高熵合金的研究和開發(fā)也集中于探索變形和強(qiáng)化機(jī)制、發(fā)展熱處理和熱加工工藝以及提升極端高溫性能等主題上。

由于難熔高熵合金具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度和良好的應(yīng)用前景，近年來相關(guān)研究迅速增多。本文首先介紹了難熔高熵合金的制備方法；隨后對難熔高熵合金的微觀組織和相組成進(jìn)行了概述；同時介紹了難熔高熵合金的常溫和高溫力學(xué)性能以及強(qiáng)化機(jī)制、高溫抗氧化性和耐磨性；最后對難熔高熵合金的應(yīng)用前景進(jìn)行了展望，并提出了目前所面臨的挑戰(zhàn)。

2 難熔高熵合金的制備方法

由于難熔元素的熔點較高(普遍在1800 ℃以上)且相互之間熔點差距很大(從1857 ℃的Cr到3422 ℃的W)，給難熔高熵合金的制備帶來了很大的挑戰(zhàn)。電弧熔煉是目前使用最廣泛的難熔高熵合金制備方法，同時也是其他高熵合金的主要制備手段。電弧熔煉是利用電極和坩堝兩極間電弧放電產(chǎn)生的高溫作為金屬熔化的熱源，熔融金屬在坩堝內(nèi)冷凝成型。該方法熔煉溫度較高，考慮到難熔金屬的高溫氧化性，熔煉需要在高純惰性氣氛下進(jìn)行。難熔高熵合金成分較復(fù)雜且各元素熔點存在差異，使用真空電弧熔煉時會發(fā)生嚴(yán)重的元素偏析[13]。與常規(guī)合金相似，鑄態(tài)難熔高熵合金的顯微組織對凝固速率敏感，理論上可通過提高凝固速度來減少顯微偏析，細(xì)化晶粒尺寸。在實際實驗中一般會通過熱處理使合金的成分均勻，如在惰性氣氛或真空中長時間退火，退火溫度一般為1200 ℃[14]。對于一些室溫塑性較好的合金，如HfNbTaTiZr，可以先軋制后再采用再結(jié)晶退火消除微觀偏析，控制晶粒大小[15]。

粉末冶金(PM)是制備難熔高熵合金的另一種主要途徑[16, 17]。以金屬粉末為原料，通過放電等離子燒結(jié)(SPS)等固結(jié)方法形成致密產(chǎn)品。粉末冶金的優(yōu)勢是制備的難熔高熵合金通常晶粒更加細(xì)小、成分更加均勻；劣勢在于污染和內(nèi)氧化難以控制，如來自大氣中的污染以及儀器本身的鐵污染是很難避免的，它們會極大降低材料的性能。

3 難熔高熵合金的微觀結(jié)構(gòu)

目前對難熔高熵合金顯微結(jié)構(gòu)及相的研究主要集中于鑄態(tài)和退火后，而對熱機(jī)械加工后微觀結(jié)構(gòu)的研究較少。難熔高熵合金的相組成：單相BCC結(jié)構(gòu)；在BCC基體上析出第二相金屬間化合物(如Laves相、BCC/B2以及HCP相)；FCC和多相(三相及以上)，詳細(xì)情況見表1。

表1近年來一些典型難熔高熵合金的相組成和發(fā)表年份

Table1Phasecompositionandpublicationdateofsometypicalrefractoryhigh-entropyalloysinrecentyears

Refractoryhigh-entropy alloysPhasecompositionPublicationdateRef.MoNbTaVWBCC2010[11]HfNbTaTiZrBCC2011[18]NbTaTiVBCC2012[19]AlNbTaTiVBCC2014[19]Al0.5MoNbTiVBCC2014[20]Al0.75MoNbTiVBCC2014[20]Al1.25MoNbTiVBCC2014[20]HfMoNbTaTiZrBCC2015[21]HfMoTaTiZrBCC2015[21]AlNbTiVBCC2015[22]HfMo0.25NbTaTiZrBCC2016[23]MoNbTaTiWBCC2017[24]HfMoTiWZrBCC2017[25]MoNbTaTiVBCC2017[26]AlCrMoTiBCC2018[27]AlMoNbTiBCC2018[27]CrNbTiZrBCC+Laves2013[14]CrNbTiVZrBCC+Laves2013[14]AlCrMoTiWBCC+Laves2015[28]AlCrMoTaTiBCC+Laves2017[29]Al0.25NbTaTiZrB2+BCC2018[30]Al0.5Mo0.5NbTa0.5TiZrB2+BCC2018[30]HfTaTiZrBCC+HCP2017[31]HfTa0.4TiZrBCC+HCP2017[31]HfTa0.5TiZrBCC+HCP2017[31]HfTa0.6TiZrBCC+HCP2017[31]

早期難熔高熵合金主要是由第V和第VI副族的難熔金屬組成，這些難熔金屬均為BCC結(jié)構(gòu)且具有高互溶性，所以形成的難熔高熵合金均為單相BCC結(jié)構(gòu)，呈現(xiàn)典型的樹枝晶特征，如圖1所示[32]。為了提升難熔高熵合金的室溫塑性，在組分中添加第IV副族元素(Ti, Zr和Hf)，這些元素雖然在室溫時為HCP結(jié)構(gòu)，但在高溫下經(jīng)過同素異形變換后為BCC結(jié)構(gòu)，如TaNbHfZrTi。

圖1 兩種高熵合金橫截面的SEM背散射電子照片[32]：(a)NbTaTiV，(b)NbTaVWFig.1 SEM backscattered electron images of cross-section of HEAs[32]: (a) NbTaTiV, (b) NbTaVW

Laves相是難熔高熵合金中常見的第二相[14, 33]。為了改善難熔高熵合金的高溫抗氧化性，在合金中加入一定量的Cr元素[34]。Laves相與Cr,Mo以及Zr的存在密切相關(guān)，其可以以大顆粒或者細(xì)小沉淀的形式存在于BCC基體中，尺寸大小取決于上述元素和熱處理溫度。Laves相的存在顯著提高了難熔高熵合金的高溫強(qiáng)度[14, 35]和高溫抗氧化性[36]。但Laves相本身是脆性的，會進(jìn)一步惡化難熔高熵合金的室溫塑性。在難熔高熵合金中加入Al元素是另一種提高抗高溫氧化性的途徑。Al元素雖然具有FCC結(jié)構(gòu)，但和Ti, Zr, Hf等元素在一起時是BCC穩(wěn)定元素，在難熔金屬中具有很高的溶解度。Al元素的加入會形成與BCC固溶體共格的結(jié)構(gòu)，即B2有序金屬間化合物相[37]。若合理調(diào)節(jié)合金中元素的比例(Ta, Zr的原子數(shù)分?jǐn)?shù)均等于或大于Al)，BCC相會以納米尺寸的沉淀形式存在(如圖2)[30]。這種結(jié)構(gòu)與Ni基高溫合金(L12-Ni3Al有序相在FCC固溶體基體中析出[38])類似，具有良好的熱穩(wěn)定性和高溫強(qiáng)度。因此，含有B2/BCC(或BCC/B2)納米結(jié)構(gòu)的難熔高熵合金被認(rèn)為是一種新型的難熔高熵高溫合金。此外，盡管晶格參數(shù)相似，B2和BCC相的化學(xué)組成是完全不同的，B2相富含Al和Zr元素而BCC相缺乏這些元素[39]。

圖2 AlMo0.5NbTa0.5TiZr晶粒內(nèi)部的納米相結(jié)構(gòu)的掃描透射電子顯微鏡-高角環(huán)形暗場像(STEM-HAADF)[30]：(a)無序BCC相的立方形板狀沉淀被有序B2相的連續(xù)通道隔開；(b)快速傅里葉變換(紅色方塊內(nèi)所示))揭示了黑色通道的有序B2結(jié)構(gòu)和立方體沉淀物的無序BCC結(jié)構(gòu)Fig.2 STEM-HAADF images of the nano-phase structure present inside the grains of AlMo0.5NbTa0.5TiZr[30]: (a) cuboidal and plate-like precipitates of a disordered BCC phase are separated by continuous channels of an ordered B2 phase; (b) the fast Fourier transforms (shown inside the red squares) reveal an ordered B2 structure for the dark channels and a disordered BCC structure for the cuboidal precipitates

在難熔高熵合金中，HCP相也可以作為第二相存在。Lu等[31]借鑒高錳鋼和鈦合金中亞穩(wěn)工程的設(shè)計理念，設(shè)計了TaxHfZrTi(x=1，0.6，0.5和0.4)系列合金。隨著Ta元素含量的逐漸降低，HCP相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，如圖3所示。Ta元素在此系列合金中主要起穩(wěn)定BCC結(jié)構(gòu)的作用，Ta含量的減少破壞了BCC結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，發(fā)生了相變誘發(fā)塑性(TRIP)效應(yīng)，合金從而從單相轉(zhuǎn)變?yōu)殡p相[31]。

4 難熔高熵合金的性能

4.1 力學(xué)性能

開發(fā)難熔高熵合金的目的是為了未來用其取代鎳基高溫合金，成為新型高溫結(jié)構(gòu)材料。因此，難熔高熵合金不僅應(yīng)擁有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，還要具備較好的室溫力學(xué)性能。

圖3 不同Ta含量的鑄態(tài)TaxHfZrTi合金的XRD衍射圖譜和EBSD照片[31]Fig.3 XRD patterns and EBSD images of the as-cast TaxHfZrTi alloys with different Ta contents[31]

4.1.1 室溫力學(xué)性能

在難熔高熵合金中添加或移除元素都可以大幅度改變強(qiáng)度和塑性之間的平衡，這是因為元素的添加或取代會影響合金的微觀結(jié)構(gòu)和相組成，從而影響力學(xué)性能。通常情況下，添加第IV副族元素(Hf, Ti, Zr)可以提高難熔高熵合金的塑性，而添加第V和VI副族元素在提高合金強(qiáng)度的同時會帶來塑性的下降。Yao等[32]研究的NbTaV-(Ti,W)單相BCC系列合金中，通過室溫壓縮力學(xué)性能測試表征合金的塑性和強(qiáng)度。加入Ti元素顯著提升了合金的室溫塑性，在應(yīng)變超過50%時仍未斷裂；而加入W元素后合金的屈服強(qiáng)度超過1400 MPa，但塑性只有12%；同時添加這兩種元素獲得的合金實現(xiàn)了強(qiáng)度與塑性的平衡(如圖4所示)。在(TiZrNbTa)100-xMox等多相合金中也發(fā)現(xiàn)了同樣的規(guī)律，隨著Mo含量的增加，合金的強(qiáng)度增加、塑性減小。值得注意的是，當(dāng)Mo含量增加到20%時，合金的強(qiáng)度和塑性同時減小[40]。

圖4 室溫下，NbTaTiV、NbTaVW和NbTaTiVW合金的壓縮真應(yīng)力-應(yīng)變曲線[32]Fig.4 Compressive true stress-strain curves for NbTaTiV, NbTaVW and NbTaTiVW alloys at room temperature[32]

Qi等[41]通過第一原理計算發(fā)現(xiàn)，將Mo和W與IV或V副族過渡金屬合金化可以使它們具有韌性。這種由復(fù)合材料引起的脆性向韌性的轉(zhuǎn)變可以用電子結(jié)構(gòu)的變化來解釋。電子結(jié)構(gòu)的變化導(dǎo)致Jahn-Teller畸變和彈性失穩(wěn)模式從拉伸破壞向剪切破壞轉(zhuǎn)變。Sheikh等[42]將這一理論推廣到難熔高熵合金中，發(fā)現(xiàn)當(dāng)價電子濃度(VEC)小于4.5時，由第IV、V和VI副族金屬組成的單相BCC難熔高熵合金具有韌性，當(dāng)VEC大于或等于4.6時則具有脆性。若難熔高熵合金包含元素周期表中其他族元素，如Al, Co以及Si，則這種方法不適用。

目前，由于制備樣品的尺寸限制以及較低的室溫塑性，對難熔高熵合金拉伸性能方面的研究鮮有報道。因為HfNbTaTiZr合金在室溫下具有良好的壓縮性能，Senkov等[43]對HfNbTaTiZr合金冷軋后在1000 ℃下進(jìn)行熱處理，并成功進(jìn)行了室溫拉伸實驗。研究發(fā)現(xiàn)，該合金的屈服強(qiáng)度為1262 MPa，拉伸塑性應(yīng)變接近10%。

4.1.2 高溫力學(xué)性能

難熔高熵合金在高溫下韌性會獲得很大的提升，但是這種提升與在室溫下不同，與合金是否含有第二相無關(guān)。例如，單相BCC合金TaNbHfZrTi可能是迄今為止唯一一種在室溫與高溫下均表現(xiàn)出良好力學(xué)性能的難熔高熵合金。Senkov等[44]在較寬的溫度和應(yīng)變率范圍內(nèi)研究了該合金的組織和性能，確定了3個具有不同變形行為的溫度區(qū)：在600 ℃以下，TaNbHfZrTi合金表現(xiàn)出與室溫下相似的應(yīng)變硬化行為和塑性；在800 ℃時，觀察到沿晶界的空化和裂紋擴(kuò)展，以及固溶失穩(wěn)引起的晶界析出[45]；在1000～1200 ℃的變形過程中，發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小的等軸晶粒結(jié)構(gòu)。當(dāng)溫度高于1000 ℃或低于600 ℃時，TaNbHfZrTi合金呈現(xiàn)均勻變形，無斷裂跡象。從圖5中可以看出[44]，合金屈服強(qiáng)度隨溫度的升高而減小，從800 ℃時的535 MPa減小到1200 ℃時的92 MPa。多相合金中的典型代表則是前文提到過的含Al元素的難熔高熵合金，如AlMo0.5NbTa0.5TiZr，這種合金具有雙相BCC結(jié)構(gòu)，與傳統(tǒng)鎳基高溫合金中基于FCC的結(jié)構(gòu)類似。因為納米級兩相結(jié)構(gòu)具有良好的熱穩(wěn)定性[39, 46]，所以該合金在800 ℃時的壓縮屈服強(qiáng)度為1597 MPa，在1000 ℃時的屈服強(qiáng)度為750 MPa，表現(xiàn)出良好的高溫強(qiáng)度。

圖5 不同溫度下TaNbHfZrTi合金的工程應(yīng)力與工程應(yīng)變壓縮曲線[44]Fig.5 The compression curves of engineering stress vs. engineering strain of TaNbHfZrTi alloy under different temperatures[44]

難熔高熵合金要獲得高溫強(qiáng)度并不一定需要多相結(jié)構(gòu)。在高溫下(1000 ℃及以上)，固溶強(qiáng)化(SSS)可能在這些合金中扮演主要角色。利用單相、固溶高溫結(jié)構(gòu)材料的可能性可以顯著簡化合金的設(shè)計。

4.1.3 難熔高熵合金的強(qiáng)化機(jī)制

由于高熵合金成分的復(fù)雜性，SSS被認(rèn)為會對難熔高熵合金的力學(xué)性能產(chǎn)生重大影響。高熵合金中的SSS可能與原子大小、模量和元素間化學(xué)作用有關(guān)[47, 48]。金屬SSS由位錯局部應(yīng)力場與溶質(zhì)原子之間的彈性相互作用產(chǎn)生。相互作用力F隨溶質(zhì)和溶劑元素的原子尺寸失配參數(shù)δr和模量失配參數(shù)δG的增大而增大：

F=Gb2f=Gb2(δr+βδG)

(1)

(2)

(3)

其中G是合金的剪切模量，b是伯格斯向量的大小，f是失配參數(shù)，r是晶格參數(shù)，c是溶質(zhì)原子分?jǐn)?shù)。伯格斯矢量的大小b是一個常數(shù)(對于螺旋位錯，b值大小在2～4之間；對于刃形位錯，b≥16)。在濃度較大的固溶體中，溶質(zhì)元素引起的SSS Δσ可以表示為：

Δσb2=ZF4/3c2/3EL-1/3

(4)

EL=Gb2/2

(5)

式中EL是位錯線張力，Z是與材料相關(guān)的常數(shù)。式(5)本來是用于溶劑物質(zhì)的量濃度超過60%～70%的二元固溶體，經(jīng)過修正后可以成功應(yīng)用于難熔高熵合金。第一個針對難熔高熵合金的SSS模型是由Senkov在2011年提出的[18]，通過對最近鄰原子相互作用進(jìn)行平均，計算出δr和δG。在BCC結(jié)構(gòu)中，第i個元素附近的δGi和δri(每個原子對)可以估計為：

(6)

(7)

Yao等[26]利用上述SSS模型計算了14個等原子比的難熔高熵合金的室溫屈服強(qiáng)度和維氏硬度，采用式(4)計算合金元素i的強(qiáng)化貢獻(xiàn)Δσi。通過對Δσi求和得到合金的SSS貢獻(xiàn)：

Δσ=(∑Δσi3/2)2/3

(8)

計算得到的屈服強(qiáng)度和硬度值與實驗結(jié)果吻合較好。

多相難熔高熵合金通常由無序的BCC基體和第二相沉淀組成，故沉淀強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化也是難熔高熵合金中常見的強(qiáng)化機(jī)制。對于沉淀強(qiáng)化來說，由于析出沉淀的大小和體積分?jǐn)?shù)不易控制，許多多相難熔高熵合金往往易碎[35]。控制析出物體積分?jǐn)?shù)和尺寸將是未來實現(xiàn)沉淀強(qiáng)化的一個發(fā)展方向。第二相強(qiáng)化通常發(fā)生在由碳化物增強(qiáng)的難熔高熵合金中[49]，也會發(fā)生在形成大型硅化物的合金中[50]。與HfMo0.5NbTiV0.5相比，HfMo0.5-NbTiV0.5Six(x=0.3, 0.5, 0.7)的強(qiáng)度明顯增強(qiáng)[50]。這種性能改善可能與基體中較大硅化物顆粒的分布有關(guān)，因此強(qiáng)化可能來自更硬的硅化物顆粒分擔(dān)載荷，而不是來自位錯釘扎。

4.2 耐磨性

大多數(shù)難熔高熵合金含有BCC結(jié)構(gòu)，合金硬度比較高，所以擁有優(yōu)異的耐磨性能，優(yōu)于商用高溫合金、難熔合金以及工具鋼。目前主要采用球盤式[51, 52]或納米劃痕法[53]研究難熔高熵合金的耐磨性能。研究人員采用球盤式檢測法比較了MoNbTaVW 和MoNbTaTiZr這兩種合金的耐磨性，其中MoNbTaVW合金是單相BCC結(jié)構(gòu)，而MoNbTaTiZr合金則由BCC基體和HCP第二相構(gòu)成[51, 52]。結(jié)果表明，兩種合金的耐磨性均優(yōu)于以高耐磨性著稱的Inconel 718合金。其中，耐磨性最好的是MoNbTaTiZr合金，主要是由于其具有較硬的二次HCP相，且易形成基于Ti和Zr的潤滑氧化物。

Ye等[53]利用納米劃痕法研究了單相BCC結(jié)構(gòu)HfNbTiZr合金、Nb基C103合金以及純Nb的摩擦系數(shù)和磨損速率。研究發(fā)現(xiàn)，就磨損率而言，HfNbTiZr

4.3 抗氧化性

考慮到難熔高熵合金的工作環(huán)境，除了高溫力學(xué)性能之外，高溫抗氧化性也非常重要。對于傳統(tǒng)難熔合金來說，抗氧化性差是限制其廣泛應(yīng)用的主要因素，即使實際應(yīng)用也要依賴于環(huán)境屏障涂層(如果涂層失效，則部件也隨之失效)。難熔高熵合金繼承了這一弱點，但可以通過含有的高濃度且提升環(huán)境抗性的合金化元素來提高自身的抗氧化性。目前的研究主要集中于將高熔點元素(Hf, Mo, Nb, Ta, W和Zr)與抗氧化元素(Al, Cr, Ti和Si)結(jié)合在一起，希望合金的熱穩(wěn)定性和高溫強(qiáng)度能達(dá)到預(yù)期。

Zhang等[54]研究了NbCrMoAl0.5(Ti或V或Si=0.3)系列合金的氧化行為，在實驗過程中生成了許多復(fù)合氧化物，包括(TiCrNbV)O2、CrVNbO5、NbCrO4和(TiCrNb)O2，其中(TiCrNb)O2具有最佳的抗氧化性。從圖6中可以看出，V元素的添加會惡化難熔高熵合金的抗氧化性，而Ti,Si元素正好相反[54]。Gorr等研究了3種等原子比難熔高熵合金NbAlCrMoTi[55]、WAlCrMoTi[28]和TaAlCrMoTi[29]的抗氧化性能。在這些實驗中，將合金板材在900～1000 ℃下暴露于空氣中48 h。最終的實驗結(jié)果表明，相比于難熔合金，這3種合金的質(zhì)量增加都較低。其中，TaAlCrMoTi合金的抗氧化性能最優(yōu)越，這是由于在表層的TiO2下還生成了一層連續(xù)且致密的Al2O3。隨后又在NbAlCrMoTi合金中加入了1%(原子數(shù)分?jǐn)?shù))的Si元素，發(fā)現(xiàn)合金的抗氧化性得到了顯著提高，但并沒有形成硅氧化物層。

添加的合金化元素與合金的組成元素形成的保護(hù)性氧化層為難熔高熵合金提供了優(yōu)異的抗氧化保護(hù)作用，使其相比于傳統(tǒng)難熔合金具有更為優(yōu)越的抗氧化性能。

圖6 1300 ℃時，不同難熔高熵合金的等溫氧化曲線[54]Fig.6 The isothermal oxidation curves for different refractory HEAs at 1300 ℃[54]

5 結(jié) 語

難熔高熵合金是一種新型高溫合金，其性能優(yōu)于傳統(tǒng)難熔金屬和合金，并可能超過鎳基高溫合金。因此，任何使用這些合金的部件都是難熔高熵合金的潛在用途：比如目前廣泛使用鎳基高溫合金的航空發(fā)動機(jī)高溫部件、熱交換器配管以及化學(xué)加工工業(yè)中的高溫合金部件等；也可以取代傳統(tǒng)難熔金屬和合金，應(yīng)用于液體火箭發(fā)動機(jī)噴嘴、核反應(yīng)堆等。此外，包含更多元素的難熔高熵合金還可在常溫下作為一種優(yōu)異的耐磨材料，從而獲得更廣闊的應(yīng)用范圍。

盡管難熔高熵合金具有一系列優(yōu)異的性能，但想要實現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化和商業(yè)化仍然面臨很大的挑戰(zhàn)。首先需要解決的問題是室溫脆性，其次就是高溫抗氧化性。目前的許多研究可以解決其中一個問題卻很難兩者兼顧。如Davis等提出了可以在高溫環(huán)境下保護(hù)難熔材料的方法，即使用化學(xué)氣相沉積、充填膠結(jié)或漿體法在合金上沉積保護(hù)涂層。漿體法是目前應(yīng)用最廣泛的一種方法，但對合金的強(qiáng)度和延性都有一定的負(fù)面影響。目前已報導(dǎo)的難熔高熵合金共包含了17種主要金屬，理論上有3000余種合金體系，但目前只有100多種被記錄和發(fā)表，因此，需要尋找更有效的方法來加快發(fā)現(xiàn)和開發(fā)難熔高熵合金的進(jìn)程。