多主元难熔高熵合金的研究进展

秦瑞来，黄文军，王雪姣，杨慧君，乔珺威

多主元难熔高熵合金的研究进展

秦瑞来，黄文军，王雪姣，杨慧君，乔珺威

（太原理工大学 材料科学与工程学院，太原 030024）

近年来，高熵合金(HEAs)因其新颖的设计理念和优异的综合力学性能成为了新材料领域的研究热点之一。作为HEAs一个重要分支的难熔高熵合金（RHEAs）由于将高熔点难熔元素作为主要合金成分而具有优异的高温抗软化性能。难熔高熵合金在高温下具有良好的相稳定性，有望成为新型高温结构材料。相比于传统的高温合金，难熔高熵合金的成分范围更广，密度区间更大，抗氧化性也更好。在过去的十余年中，难熔高熵合金的研究已经取得了很大进展。许多合金和合金体系都已经进行了广泛的测试和表征，包括力学性能和氧化行为等方面，有关固溶强化、变形机制和氧化行为的新模型也正在出现并不断完善。计算机构建模型和模拟计算也逐渐应用于难熔高熵合金的研究，促进了难熔高熵合金的开发和发展。主要介绍了难熔高熵合金的成分设计，对比分析了其制备工艺和相组成，并讨论了其室温和高温时的力学性能及高温抗氧化性。最后总结了难熔高熵合金研究目前存在的问题和瓶颈，并对未来研究方向提出了建议。

难熔高熵合金；成分设计；制备方法；相结构；力学性能；抗氧化性

镍基高温合金具有稳定的高温力学性能，已被广泛应用于喷气发动机、发电设备和燃气涡轮发动机的涡轮叶片及相关部件。随着科技和社会的不断进步，对高温材料的要求也越来越高。尽管镍基高温合金在0.6m（m为材料熔点）的温度下具有稳定的机械性能，但是由于镍元素熔点的限制，在更高的工况温度下，传统镍基高温合金已经不能够满足需求[1-2]。2004年，高熵合金概念的提出为新一代高温材料的开发提供了新的思路。高熵合金即由5种或者5种以上主要元素，各元素之间按等原子比或者近等原子比组成，每种主元素的含量在5%～35%之间[3-4]。在高熵合金的基础上，Senkov等[5]在2010年首次提出了难熔高熵合金的概念，由于其在1 600 ℃的高温下仍能保持较高的强度[6]，受到了学者们的广泛关注，成为近些年来高熵合金领域的研究热点之一。

最先报道的2种RHEAs是基于5种难熔元素（Mo、Nb、Ta、V和W）组成的，但之后的合金从更广泛的组合中选取了IV副族（Ti、Zr和Hf），V副族（V、Nb和Ta）和VI副族（Cr、Mo和W）的9种元素，有时还添加了非难熔金属，如Al、Si、Co或Ni。还有一些研究的难熔多组分合金只包含4个主成分，或者含有一种浓度大于35%的元素。这些按严格的HEA定义来说，不属于高熵合金，但其满足探索复杂相空间中心区域的一般意图。这类合金被称为难熔复合浓缩合金（RCCAs）或难熔多主元合金[7]。难熔高熵合金目前的研究主要集中在两个方面：一方面是提升性能，即室温延展性的改善、抗氧化性能的提高以及加工性能的提升；另一方面是探究机理，即变形和强化的机理研究、热处理和热加工工艺的开发。

文中首先介绍了难熔高熵合金的成分设计理论，之后对难熔高熵合金的制备方法和相结构进行了概述，分析了难熔高熵合金在室温和高温下的力学性能及高温抗氧化性，最后提出了难熔高熵合金的未来发展方向及可能面临的挑战。

1 难熔高熵合金的成分设计

式中：为气体常数（8.314 J×K‒1×mol‒1）；c为第个元素的摩尔分数。

图1 难熔高熵合金相结构、及的关系

Guo等[9]报道了价电子浓度(VEC)与HEAs相组成的关系，认为当VEC＜6.87时有利于BCC相的形成；当VEC＞8.0时形成FCC相更稳定；当6.87＜VEC＜8.0时易形成FCC+BCC双相结构。VEC的计算公式如式（5）所示。

式中：VECi为第i个元素的价电子浓度。部分难熔高熵合金的VEC如图2所示。

此外，通过构建晶体模型，并基于密度泛函理论（DFT）进行计算，也可以为难熔高熵合金的成分设计提供参考和指导[13]。Hu等[14]基于虚拟晶体近似（VCA）和特殊准随机超晶胞（SQS）方法建立了NbMoTaW和NbMoTaWV的晶体模型，发现V的加入增强了Mo和W原子间的相互作用力，从而改善了NbMoTaW复合材料的力学性能。Bai等[15]和Tong等[16]通过DFT计算进一步预测了添加Ti、Zr、Cr、V、Hf、Re对NbMoTaW RHEAs力学性能的影响，并分析了不同合金元素的强化机制。Duan等[17]和Gan等[18]用SQS和DFT研究了HfTiZrSc1-xAlxRHEAs中Al取代Sc对其性能的影响。研究发现，随着Al含量的增加，合金的体模量、剪切模量和杨氏模量减小，而延展性增强，同时合金的热膨胀系数也随之增大。在仿真研究中，还有利用分子动力学和机器学习方法的研究[19-20]。基于分子动力学的模拟在分析合金微观变形机理方面更具优势，这些仿真方法在难熔高熵合金成分设计中的应用仍需要进一步的研究。

图3 难熔高熵合金相结构、及Ω的关系

2 难熔高熵合金的制备方法和相结构

2.1 制备方法

难熔高熵合金的制备工艺根据混合状态可分为3类，分别为固态、液态和气态混合，如图4所示。

图4 难熔高熵合金的制备工艺

电弧熔炼法是目前难熔高熵合金最常用的制备方法，感应熔炼一般用于制备低熔点、易挥发的合金，在难熔高熵合金的制备中应用较少。熔炼法主要是在真空环境或惰性气体中进行电弧熔炼[21]，其优点是对设备和材料的要求较低，对材料的大小和形状没有特殊的要求。但由于各组分之间的熔点和密度差异较大，在凝固过程中很容易发生元素偏析和产生铸造缺陷，需要在熔炼过程中多次重熔和翻转使元素充分熔合[22]，从而使成分更加均匀。熔炼法制备的难熔高熵合金密度低、残余应力大，可以通过冷加工和机械热处理等工艺进行改善。对室温下塑性较好的难熔高熵合金，可以用冷轧工艺增强其晶格畸变，从而提高合金的硬度和强度[23]。应用范围较广的热轧或热压工艺可以有效提高合金的密度，但容易产生脆性析出相，降低合金的塑性[6]。

粉末冶金法是通过机械球磨使合金粉末化，然后烧结固化成型[24]，常用的烧结方法有放电等离子烧结和热压烧结。与熔炼法相比，粉末快速熔化和凝固避免了元素偏析和孔隙等凝固缺陷，通常具有更细的组织、更高的强度和塑性[25-26]。但是粉末合金化的过程中很容易掺入杂质，难以避免杂质的影响。烧结温度是影响合金晶粒尺寸的关键因素，通过控制烧结温度可以获得优异的强塑性组合。Liu等[27]的报道中发现，随着烧结温度的升高，烧结MoNbTaTiV RHEAs的晶粒变粗。在1 600 ℃的烧结温度下，合金的晶粒尺寸适中，室温强度和塑性最佳。合金的强度和塑性受多种因素影响，晶粒细化并不会使合金强度不断提高，需要合理地控制烧结温度。

此外，增材制造技术工艺较为简单，可以生产较为复杂的构件，具有很高的发展潜力和应用价值[28]。根据成形工艺的不同，可分为电化学沉积、原子层沉积、磁控溅射和激光熔覆等，磁控溅射和激光熔覆技术[29]广泛应用于制备RHEAs薄膜或涂层材料。磁控溅射法制备的RHEAs薄膜比铸态和烧结态的RHEAs薄膜具有更高的硬度和耐磨性，在表面改性领域具有广阔的应用前景。近年来，激光熔覆的研究也在逐渐深入。Schopphoven等[30]在2017年提出了极高速激光熔覆的概念，在形成RHEAs涂层方面具有更大的优势。但目前这些工艺还不够成熟，材料易产生裂纹，需要减少合金中的缺陷，从而实现更广泛的应用。

2.2 相结构

目前报道的大部分难熔高熵合金为单相BCC结构，因为难熔元素在室温和高温下均为BCC结构，而Ti、Zr、Hf在室温下为HCP结构，高温时会转化为BCC结构[7]。单相BCC结构密度小、总能量较低，具有较高的热力学稳定性，可以容纳较大的溶质原子，有利于间隙强化。最近也有研究者制备出了单相B2结构的RHEAs[31]和通过磁控溅射法制备的单相FCC结构的难熔高熵复合材料[32]。

难熔高熵合金的双相结构有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。双相RHEAs通常以BCC和B2相为基体相，通过成分调节或热处理诱导合金中第二相的出现。上述的前3种双相结构中，第二相一般能够提高合金的室温强度，但会降低合金的塑性和高温抗氧化能力。BCC+B2双相结构的RHEAs具有优异的高温热稳定性和强塑性组合。Yurchenko等[36]设计了一种具有B2+BCC双相结构的新型RHEAs，在拉伸过程中，B2基体的高延展性限制了BCC晶粒的断裂，使合金在室温到600 ℃之间都具有较强的应变硬化能力。Laves相一般出现在含Cr的合金中，以颗粒的形式存在于BCC基体中，或者以其他形式存在于基体晶界处，可以提高合金的高温强度，但会降低其室温塑性。BCC+M-(C, B, Si, O, N)相结构的RHEAs通常比单相具有更好的室温强度和高温强塑性，但室温塑性会急剧下降。IC相与Laves相类似，可以提高合金的强度与硬度。

多相结构的RHEAs报道很少，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。合金成分与制备工艺对相结构都会产生影响。Yurchenko等[45]采用电弧熔炼法制备了AlNbTiVZrx(x = 0 ～ 1.5)合金，AlNbTiV 合金由单相B2相组成，而AlNbTiVZr0.1与AlNbTiVZr0.25合金由B2和Al5Zr3组成，当Zr含量较高时，合金中还出现C14 Laves相。放电等离子烧结制备的NbMoTaWTi RHEAs具有BCC+FCC1+FCC2多相结构[41]，而熔炼制备的RHEAs具有BCC单相结构[46]。

与单相RHEAs相比，目前双相和多相结构的RHEAs并没有明显的优势。析出相可以提高合金的强度和硬度，但也降低了合金的室温塑性。而难熔高熵合金在具有高强度的情况下，更需要室温塑性的提升。双相和多相结构的RHEAs可以通过进一步的研究来优化不同相之间的相互作用，从而提高合金的综合力学性能，具有很大的研究潜力。

3 难熔高熵合金的力学性能

难熔高熵合金的竞争对象是镍基高温合金，因此其既需要在高温下有有效的强度和抗氧化性，也需要在室温下有一定的延展性。

3.1 室温力学性能

目前来说，由于难熔高熵合金本身在室温下的塑性较低，再加上铸态条件下组织的不均匀性，制备拉伸样品的难度较大，大多数研究报道的都是难熔高熵合金的压缩性能。图5a显示了一些已经报道的难熔多主元合金室温下的压缩塑性和屈服强度。屈服强度主要集中在800～1 800 MPa之间，强度提高的同时塑性迅速降低。当前的强度和塑性组合的上限如图中虚线所示，是一条相对平滑的曲线，明显地表现出塑性随着屈服强度的增加而降低的趋势。除Mo0.7NbTiVZr[47]外，所有抗压延性≥30%的RCCAs屈服强度均≤1 500 MPa；所有抗压延展性≥50%的合金，其屈服强度≤1 400 MPa。

等摩尔比HfNbTaTiZr及其衍生成分是目前发现的一个典型的具有室温拉伸塑性的难熔高熵合金体系。图5b对比了报道的RCCAs与常见的几种单相BCC高温合金的拉伸性能，其中HfNbTiZr[48]和MoNbTi[49]只在退火（A）条件下进行研究。对比了HfNbTaTiZr在铸态（AC）[50]、冷轧（CR）[51]、退火（A）、不同温度下冷轧后退火（CR+A）[52]和严重塑性变形后退火（SPD+A）[53]时的不同性能，其余合金都是在铸态条件下进行研究，结果表明，伸长率随屈服应力的增加而减小。图中屈服强度y≥1 200 MPa的合金伸长率均小于3%，而y值低于800 MPa的RCCAs伸长率都超过10%。难熔高熵合金趋势线的上限与一些高强钢[54]相似。在屈服强度低于1 200 MPa时，合金具有较好的拉伸延展性。在经过冷轧热处理后，HfNbTaTiZr合金表现出非常优异的强度和塑性组合，拉伸屈服强度为1 262 MPa并具有9.7%的塑性[51]。

图5 压缩延展性与压缩屈服强度、拉伸屈服强度的关系[55]

Qi等[56]的理论研究认为，与第Ⅳ副族元素（Ti、Zr、Hf）合金化可以使第Ⅵ副族难熔金属（Cr、Mo、W）从脆性向韧性行为转变。这种合金化降低了合金的价电子浓度，使晶格更加不稳定，从而使合金由解理断裂变为剪切断裂。Sheikh等[57]基于这一理论解释了单相BCC RCCAs的脆性和延性行为，分析了当时的数据，认为由第Ⅳ、Ⅴ、Ⅵ副族元素制成的单相RCCAs在VEC<4.5时是韧性的，而当VEC≥4.5时是脆性的。这一标准目前来看并不完全准确，绝大部分难熔高熵合金符合这一标准，但有两种单相合金MoNbTi（VEC=5.0）和NbTaTi[58]（VEC=4.67）的伸长率分别为4%和18.5%。虽然这两种合金不属于严格意义上的难熔高熵合金，但本课题组尚未发表的一些数据也证明了这一点，符合定义的难熔高熵合金在VEC＞4.5的情况下也存在一定的塑性，显然这一准则是不够准确的。

Zou等[59]研究了均匀化MoNbTaW单晶微柱的室温压缩性能，发现单晶微柱具有超高的强度和显著提高的塑性，而双晶试样的断裂韧性比单晶试样低一个数量级，双晶中存在元素偏析和晶界处的杂质，说明减少元素偏析和间隙杂质是提高难熔高熵合金塑性的关键。最近，Wang等[60]利用晶界工程解决了难熔高熵合金的氧脆问题。铸态NbMoTaW难熔高熵合金的室温脆性源于氧杂质向晶界处的偏析，通过掺杂微量B和C等小原子优先取代晶界处的氧原子，净化了晶界并增强了与基体金属原子之间的电子交互作用。合金的断裂方式由沿晶断裂转变为穿晶断裂，大幅提高了其在室温下的力学性能，在强度高于1 750 MPa的同时还具有超过10%的塑性。这一成果不仅有助于理解难熔高熵合金的脆化机理，而且为脆性难熔高熵合金的韧化提供了一条有效途径。

难熔高熵合金的室温力学性能受微观结构、加工工艺和应变速率等多种因素的影响，目前已经有相当一部分难熔高熵合金具有室温下的延展性，后续可以通过改善组织结构和选择合适的热处理加工等方法进一步提高其室温性能。尤其对多相结构来说，控制脆性相的尺寸、分布和体积分数可以显著提高延展性。另外，控制间隙杂质也可以有效提高合金的室温力学性能。

3.2 高温力学性能

难熔高熵合金和两种具有代表性的镍基高温合金的屈服应力和比屈服应力与温度的关系如图6所示。可以看出，难熔高熵合金高温下的强度明显优于镍基高温合金，并且高温下的高强度不仅仅是多相结构所具有，这与镍基高温合金的高温强度主要由析出相控制有很大的不同，具有显著的优势，可以简化合金的设计[7]。

图6 RHEAs和2种有代表性的镍基高温合金的屈服应力和比屈服应力的温度依赖性[7]

许多难熔高熵合金在高温时都会由脆性断裂转变为韧性断裂，在600 ℃以上时，一般表现出较好的塑性。单相BCC MoNbTaW和MoNbTaVW[5]这两种合金在1 600 ℃时仍有超过400 MPa的极高的屈服强度，但在室温下是脆性断裂。通过合金化的方法，在MoNbTaW中引入Ti元素，将室温延展性提高到了11.5%，屈服强度也提高至1 455 MPa[61]。这种合金在高温下也具有稳定的相结构，加入Ti之后具备较高的延展性，因此更加适合高温下的应用。

Wang等[62]在HfNbTaTiZr合金中加入了W和Mo来改善其高温性能，与HfNbTaTiZr合金相比，HfNbTaTiZrW和HfNbTaTiZrWMo合金具有更高的屈服强度，并且在1 200 ℃压缩时没有新相的形成，高温热稳定性更好。对于HfMoNbTiVZr合金，增加Mo和Zr的含量会使强度提高，而增加Ti的含量则会使强度降低。Shafiei A[63]认为，Ti加入NbMoTaW合金中可以提高合金强度，而其存在于含Hf的合金中则会降低合金强度。

用Al代替致密的Hf或形成脆性相的Cr、V元素可以得到力学性能改善和密度降低的微观结构，如AlMo0.5NbTa0.5TiZr[64]具有双相组织结构，显示出了良好的热稳定性。合金在高温变形过程中形成了无序BCC基体相和不连续的B2析出相，两相之间的界面可以有效限制位错的滑移，提高合金的高温延展性，在极端的热环境下具有较好的性能。

3.3 高温抗氧化性

难熔高熵合金在具有优异高温力学性能的同时，也需要具有较强的抗氧化能力。难熔元素本身抗氧化性较差，限制了难熔高熵合金的抗氧化能力，但难熔高熵合金仍具有比镍基高温合金更好的抗氧化能力[7]。

图7所示为一些难熔高熵合金的固相线温度和在1 000 ℃时的质量变化图，并对比了目前常用的CMSX‒4高温合金。含V的合金都表现出极高的质量变化，抗氧化性较差，而Al、Cr、Ti和Si等元素则有利于提高合金的抗氧化性，说明需要合理地选择合金元素和组合，从而形成保护性氧化膜，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点较低，会影响合金的高温性能，需要更好地平衡高温强度和抗氧化性。

Gorr等[65]分析了目前研究的RHEAs的氧化行为，将氧化机制分为了4类，抗氧化性从机制I到机制IV不断增加。氧化机制I主要是由于氧在金属或合金中的高溶解度，导致富氧区域形成广泛的局部裂纹，最终导致表面的部分剥落。TiZrNbHfTa合金就是这种氧化机制的代表，其所有元素本质上都容易溶解大量的氧气，并且形成的简单氧化物之间的化学反应也会导致氧化物的体积变化，从而形成裂缝和气孔等[66]。

图7 难熔高熵合金和CMSX‒4的固相线温度和在1 000 ℃时的质量变化[65]

氧化机制II的主要特征是氧化物的形成和快速生长，从而形成氧化物的混合物。形成的鳞片通常是高度多孔的，允许氧气不受阻碍地向内扩散，扩散的氧被合金中的氧化物生长和氧溶解所消耗。合金NbMoCrTiAl表现出氧化机制II的典型氧化行为[67]。氧化层通常具有平行于基底/氧化界面的层状结构，这样的层状结构可能是基底/氧化物界面富氧合金外层重复剥落的结果。

氧化机制III是形成相对保护的氧化层，比如TaMoCrTiAl和TaMoCrTi在氧化物/金属界面形成的CrTaO4层[68-69]。在形成连续的CrTaO4鳞片的情况下，可以有效地阻止金属阳离子向外扩散，降低氧化速率。简单氧化物之间的化学反应也可能有积极的影响，Butler等[70]报道，NbTiZrV在1 000 ℃氧化4 h和100 h后分别形成TiO2和TiNb2O7，长时间氧化后形成的复合氧化物抗氧化性能优于初始过程的单质氧化物。但这种类型的合金通常会有较为严重的内部氧化，说明氧或氮通过氧化层向内扩散。

最后，根据机制IV氧化的RHEAs具有最高的抗氧化性，形成了致密的Al2O3鳞片，非常有效地阻止了扩散。只有在合金Nb1.3Si2.4Ti2.4Al3.5Hf0.4中才观察到这种非常具有保护性的氧化铝鳞片[71]。这种合金中的高铝含量应该是形成致密氧化铝层的决定性因素，而合金中大量的Si和Hf也支撑了氧化铝的形成，这两种元素都有助于形成保护性氧化层。

了解难熔高熵合金的氧化行为仍需要大量的基础工作。不同合金元素及其组合对复合氧化物的形成机制、相关元素活性和内部氧化速率的影响都需要仔细研究，不同复合氧化物的氧化保护机理和程度也有待进一步研究。微观结构、晶粒尺寸、化学成分、体积分数和二次相的分布都可能对难熔高熵合金的氧化行为产生很大影响。

4 结语

难熔高熵合金在航空航天、国防科技、核能工业等领域具有广阔的应用前景，是未来主要的高温应用材料，但目前仍处于研究阶段。由于其成本较高、制备工艺不够成熟，难以普遍应用，需要进一步地研究来促进其实际应用。

1）目前还没有系统的难熔高熵合金设计理论，当前的半经验准则可以提供参考，但其中各个参数对合金性能的影响机理尚未明确，需要进行更加深入的研究。可以增加仿真模拟在合金成分设计中的应用，相比较于传统的试错法，其可以从原子或电子尺度预测材料性能，大量减少时间和成本的投入。

2）难熔高熵合金的性能非常敏感地受到微观结构、间隙元素等因素的影响。大多数有关难熔高熵合金的报道都是在铸态条件下进行的，微观组织存在晶粒尺寸不均匀、元素偏析等缺点，降低了合金的性能，因此当前的数据可能代表的是难熔高熵合金性能的下限。未来应该更加严格地控制微观结构和间质含量，减少缺陷，通过机械加工和热处理等工艺进行组织优化，从而更好地理解难熔高熵合金的变形和断裂机理。

3）双相和多相难熔高熵合金发展比较迅速，但相比于单相难熔高熵合金，它们的优势还不够突出。析出相通常可以增强合金强度，但也会破坏基体的连续性，降低合金的塑性。当然，也有已经开发出的既具有室温延展性和良好高温强度的多相合金，但仍需要更多的研究来确定具有优异性能和组织稳定性的双相和多相合金，探索不同相之间的强化机理，协同增强难熔高熵合金的性能，促进合金性能的突破性进展。

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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

国家自然科学基金（52271110）；山西省自然科学基金（20210302124043）

秦瑞来（1997—），男，硕士生，主要研究方向为难熔高熵合金。

乔珺威（1982—），男，博士，教授，主要研究方向为特种高熵合金结构材料、块体非晶合金的强韧化、新型不锈钢等。