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摘 要
試驗材料及方法
1.1 材料制備
試驗用高純塊狀 TiZrHfNbMo（>99.9wt%）原材料，在電弧熔煉爐中制備不同 0vol%、10vol%、20vol% 的 H?+Ar 氣體下的 TiZrHfNbMo 難熔高熵合金。采用真空電弧熔煉熔煉鑄錠 40 g，尺寸直徑 2cm，高 1.5cm，形狀為 “紐扣狀”。
1.2 檢測方法
物相分析：試樣切割后，經打磨、拋光、腐蝕液（HF∶HNO?∶H?O=1∶1∶20）腐蝕，采用島津 7000 型 X 射線衍射儀進行物相分析。
顯微組織觀察：采用 S-3400N 型掃描電鏡進行觀察。
力學性能測試：采用 UH250 硬度計進行硬度測試；采用 MTS810 型號電子萬能試驗機進行室溫壓縮試驗，壓縮速率 0.36mm/min；采用 Gleeble3500 對樣品進行高溫壓縮試驗，試樣尺寸為 Φ6mm×9mm，升溫速度為 10℃/s，變形溫度 1000℃，保溫 3 min，應變速率為 0.01 s?1，變形量為 60%，壓縮后立即水淬。
試驗結果與分析
2.1 不同 H 含量下合金的物相分析
利用 Jade6.0 軟件分析標定和 Origin9.0 軟件繪制的不同 H 含量下 TiZrHfNbMo 合金的 X 射線衍射圖譜（XRD）如圖 1 所示，結果表明氫化前后合金均為單一 BCC 固溶體相。
2.2 不同 H 含量下合金的顯微組織
圖 2 為不同 H 含量下 TiZrHfNbMo 難熔高熵合金的顯微組織。未置氫的組織一次和二次枝晶生長發達；置氫 89×10??時二次枝晶尺寸明顯減小，一次枝晶取向稍顯明顯；置氫 230×10??時二次枝晶尺寸很小，各一次枝晶取向接近平行狀。
2.3 不同 H 含量下合金的室溫性能變化
2.3.1 硬度變化
圖 3 為不同 H 含量下合金的硬度變化，置氫后硬度稍有下降，從約 400HV 降至 380HV 左右，變化幅度約 5%。
2.3.2 室溫壓縮性能
圖 4 為不同 H 含量下合金的室溫壓縮應力 - 應變曲線。隨著 H 的加入，合金最大抗壓強度從 1480 MPa 減少至 1400MPa，壓縮率從 21% 減少到 19%，塑性稍有下降。
2.4 不同 H 含量下合金的高溫性能和形貌
圖 5 為不同 H 含量下合金的高溫壓縮曲線。置氫后（230×10??）材料的峰值應力為 498MPa，未置氫高熵合金的應力為 620MPa，降幅可達 19.7%。
圖 6 為熱壓縮試樣的組織形貌圖。
熱壓縮樣品呈現出熱壓縮以后的纖維組織，原始晶粒沿著受力方向組織延伸，原始晶界、第二相等沿著變形方向拉伸呈流線形，而在這些晶界以及變形條帶處形成再結晶。置氫以后鏈條狀流線更加均勻，再結晶晶粒尺寸較未置氫有了明顯增加，軟化效果更加顯著，導致材料高溫流變抗力降低。氫致弱鍵效應降低金屬的結合能力，加快原子的擴散，促進再結晶晶粒的形核和長大，進而導致軟化效果顯著，強度降低。
結論
通過等離子輔助 H?氣體合金化最終熔煉制得的 TiZrHfNbMo 難熔高熵合金 H 含量可達 230×10??。 由于 H 的弱鍵效應使得置氫高熵合金的強度、硬度均稍有下降，伸長率從 21% 減小到 19%。H 的熔入顯著細化枝晶間距，使得二次枝晶臂顯著縮短。
置氫后難熔高熵合金的流變抗力從 620 MPa 降至 498 MPa，高溫軟化是由于 H 的溶入，降低了金屬之間的結合能力，促進了原子的擴散，進一步促進動態再結晶的形核及長大，最終使得材料的變形抗力降低。
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