1.1 材料制备

试验用高纯块� TiZrHfNbMo�?gt;99.9wt%）原材料，在电弧熔炼炉中制备不同 0vol%�?0vol%�?0vol% � H�?Ar 气体下的 TiZrHfNbMo 难熔高熵合金。采用真空电弧熔炼熔炼铸� 40 g，尺寸直� 2cm，高 1.5cm，形状为 “纽扣状”、�/span>

1.2 检测方泔�/span>

• 物相分析９�/span>试样切割后，经打磨、抛光、腐蚀液（HF∶HNO₃∶H₂O=1�?�?0）腐蚀，采用岛� 7000 � X 射线衍射仪进行物相分析、�/span>

• 显微组织观察９�/span>采用 S-3400N 型扫描电镜进行观察、�/span>

• 力学性能测试９�/span>采用 UH250 硬度计进行硬度测试；采用 MTS810 型号电子万能试验朹�/span>进行室温压缩试验，压缩速率 0.36mm/min；采� Gleeble3500 对样品进行高温压缩试验，试样尺寸� Φ6mm×9mm，升温速度� 10�?s，变形温� 1000℃，保温 3 min，应变速率� 0.01 s⁻¹，变形量为 60%，压缩后立即水淬、�/span>

2.1 不同 H 含量下合金的物相分析

利用 Jade6.0 软件分析标定� Origin9.0 软件绘制的不� H 含量� TiZrHfNbMo 合金� X 射线衍射图谱（XRD）如� 1 所礹�/span>，结果表明氢化前后合金均为单一 BCC 固溶体相、�/span>

2.2 不同 H 含量下合金的显微组织

� 2 为不� H 含量� TiZrHfNbMo 难熔高熵合金的显微组织、�/span>未置氢的组织一次和二次枝晶生长发达；置� 89×10⁻⁶时二次枝晶尺寸明显减小，一次枝晶取向稍显明显；置氢 230×10⁻⁶时二次枝晶尺寸很小，各一次枝晶取向接近平行状、�/span>

2.3 不同 H 含量下合金的室温性能变化

2.3.1 硬度变化

� 3 为不� H 含量下合金的硬度变化，置氢后硬度稍有下降，从� 400HV 降至 380HV 左右，变化幅度约 5%、�/span>

2.3.2 室温压缩性能

� 4 为不� H 含量下合金的室温压缩应力 - 应变曲线、�/span>随着 H 的加入，合金最大抗压强度从 1480 MPa 减少� 1400MPa，压缩率� 21% 减少� 19%，塑性稍有下降、�/span>

2.4 不同 H 含量下合金的高温性能和形貋�/span>

� 5 为不� H 含量下合金的高温压缩曲线、�/span>置氢后（230×10⁻⁶）材料的峰值应力为 498MPa，未置氢高熵合金的应力为 620MPa，降幅可� 19.7%、�/span>

� 6 为热压缩试样的组织形貌图、�/span>

热压缩样品呈现出热压缩以后的纤维组织，原始晶粒沿着受力方向组织延伸，原始晶界、第二相等沿着变形方向拉伸呈流线形，而在这些晶界以及变形条带处形成再结晶。置氢以后链条状流线更加均匀，再结晶晶粒尺寸较未置氢有了明显增加，软化效果更加显著，导致材料高温流变抗力降低。氢致弱键效应降低金属的结合能力，加快原子的扩散，促进再结晶晶粒的形核和长大，进而导致软化效果显著，强度降低、�/span>

• 通过等离子辅� H₂气体合金化最终熔炼制得的 TiZrHfNbMo 难熔高熵合金 H 含量可达 230×10⁻⁶、�/span>

• 由于 H 的弱键效应使得置氢高熵合金的强度、硬度均稍有下降，伸长率� 21% 减小� 19%。H 的熔入显著细化枝晶间距，使得二次枝晶臂显著缩短、�/span>

• 置氢后难熔高熵合金的流变抗力� 620 MPa 降至 498 MPa，高温软化是由于 H 的溶入，降低了金属之间的结合能力，促进了原子的扩散，进一步促进动态再结晶的形核及长大，最终使得材料的变形抗力降低、�/span>

  
  

  
  

  
  

  作为先进粉体材料的创新驱动型企业，研倍新材料专注于各秌�/span>纳米合金粉、高性能陶瓷粉及多组元高熴�span class="">合金粈�/span>的研发与生产，致力于为航空航天、新能源、电子器件、增材制造等前沿领域提供定制化材料解决方案。依托自主研发的等离子旋转电极雾化（PREP）、气雾化分级控制等核心技术，我们实现纳米级粒径精准调控（50-500nm），确保粉体具备超高球形度、低氧含量与窄粒度分布特性，完美适配激光选区熔化（SLM）、电子束熔融（EBM）等精密成型工艺需求。诚邀各行业伙伴共拓高端制造新蓝海、�/span>