主要内容：近年来，对于超高温合金的需求显著增长，特别是在高超音速飞行器和新一代核反应堆中。遇到的温度（例如，热端组件的工作温度）常常超过2000°C，远高于镍基超级合金的熔点T m ，使得传统高温合金无法使用。众所周知，当工作温度超过大约0.6 T m 时，由于热致微观结构演变，机械强度急剧下降，因此大多数在室温下表现良好的强化机制变得不适用。因此，目前几乎没有令人满意的候选材料可以填补2000–2400°C范围内承载金属合金的空白，以保持结构和几何完整性。这里需要指出的是，陶瓷和金属间化合物不在考虑范围内，因为前提是材料还必须提供足够的韧性，使其易于成形，以在接近室温的温度下加工复杂形状的组件。这个命题对耐火合金来说也是极具挑战性的。例如，最近出现的NbMoTaW耐火多主元素合金 (MPEAs) 在室温下表现出零抗拉韧性，并且只有在超高温下压缩测试时报告了高屈服强度。因此，材料选择库不得不排除所有在室温下表现为脆性的合金（甚至是元素铼）。因此，我们只剩下一个选择，即通过在室温韧性金属基体中仅添加少量的第二相分散体（陶瓷或金属间化合物颗粒）来获得高温强度。例如，由于其熔点较高，碳化物和氮化物被使用，而不是在分散强化合金中使用的氧化物。六十年前，NASA进行了一些显著的研究，以开发如T-222、Astar-811C等碳化物强化钽合金，这些合金在商业基础上实现了高温强度、低温韧性和可焊性的良好平衡。然而，仍然存在三个瓶颈问题。首先，碳化物颗粒在高于2000°C时容易发生奥斯特瓦尔德熟化。其次，大的碳化物颗粒倾向于在钽基体中的晶界处聚集。第三，由于在超高温下钽中C的溶解度增加，一些碳化物颗粒甚至部分溶解到基体中。所有这些都削弱了分散体在超高温下维持强度的能力。例如，T-222合金在1926°C时的抗拉强度降到100 MPa以下。一般而言，分散强化合金通常会遭受不均匀的颗粒分布和不相干的析出物-基体界面问题。这里，我们展示了可以通过使用一种含硼的原位氧化策略来克服这些障碍，以直接制造出一种钽基耐火合金，该合金在晶粒内部均匀分散了稳定的氧化硼颗粒。扩展数据图1展示了制造过程和合金的微观结构演变。我们的新设计基于体心立方 (bcc) 钽-12钨-1铼 (按重量比) 基合金。故意在耐火基体中添加了一小浓度的HfB 2 (0.4 wt%)。因为氧 (O) 溶质不可避免地作为杂质存在于耐火合金中，与IV族元素Hf及其硼化物具有高度负的生成焓，O与HfB 2 的选择性氧化反应形成了HfO 2 氧化颗粒。氧因此将Hf从B中带走，锁定Hf但释放B。这种转换为高度稳定的HfO 2 消除了在所有温度下的溶解威胁。它还有利于产生的HfO 2 分散体的位置和尺寸。具体来说，B的扩散速度已知比O快，向界面和晶界方向扩散，B的聚集可以减少耐火金属中的晶界氧脆化，因为B溶质带走了可能作为氧化物形成的有利位置。因此，氧化颗粒均匀形成，而不是优先在晶界处形成。这是引入HfB 2的第一个好处。其次，粒子中的B原子也倾向于在氧化纳米颗粒和基体之间的界面聚集，防止前者的过度生长。因此，这种B干预将氧化颗粒限制在纳米尺度，并确保其在基体中均匀分布。因此，与传统的陶瓷颗粒相比，B稳定的氧化颗粒表现出优异的热稳定性，而不会出现迅速粗化的情况，从而降低高温性能。