關(guan) 於(yu) 激光沉積高熵合金的綜述。

本文亮點:

•闡述了激光加工工藝參數對HEA材料性能的影響。

•綜述了激光沉積HEA塗層的各種機械性能和功能性能。

•提出了激光沉積HEAs塗層可能麵臨(lin) 的挑戰和未來發展趨勢。

關(guan) 鍵詞：激光表麵合金化; 機械性能;增材製造

2.3. HEA沉積過程中遇到的問題及其補救措施

稀釋：在LC技術中，稀釋是不可避免的。該工藝涉及的一個(ge) 常見問題是在輕合金基材（低熔點）上生成塗層，從(cong) 而導致基材稀釋。例如，Katakam等人在鋁基板上通過LC製造了Alferconi塗層。觀察到基體(ti) 中的富鋁基體(ti) 嵌入HEA塗層的BCC相。在另一項研究中，Yue等人在鎂襯底上製備了AlFeCoCrNiCu激光熔覆層。在HEA塗層的下塗層中觀察到基體(ti) 形式的鎂元素。

來自STEM分析的顯微照片顯示(a)塗層中HEA沉澱的HAADF-STEM圖像，(b) - (f)塗層中沉澱的元素圖。

實驗示例：樣品的高角度環形暗場(HAADF) STEM顯微圖表明沉澱和基質之間有明顯的對比。較亮的沉澱對比表明較高的原子序數元素的分離。此外，還生成了STEM/EDS圖來評估不同合金元素的分布。可以清楚地看到，即使在非常細的尺度下，析出相也由所有原始合金元素組成。然而，與(yu) 基體(ti) 相比，在析出相中可以發現明顯的鋁損耗，這與(yu) SEM/EDS半定量分析結果非常一致。

幾年後，Meng等人報告了類似的行為(wei) 。Ni等人通過在5083 al基底上激光熔覆製備Al0.5FeNiCoCrCu0.7塗層，研究了工藝變量對稀釋的影響，並觀察到塗層中額外BCC相的存在是由於(yu) 稀釋程度。關(guan) 於(yu) 激光加工參數的影響，作者得出結論，隨著掃描速度的提高，基板的稀釋度降低。Shon等人生成了具有均勻HEA相分布的AlFeCoCrNi基覆層，並借助高能輸入和雙層塗層控製了基底的稀釋。因此，多層/25 Jmm−2 HEA塗層具有優(you) 異的耐腐蝕性。Chao等人製作了一種無缺陷且均勻沉積的CoCrFeAlxNi（0.3 ≤十、≤ 0.85），稀釋度最小（擴散間厚度為(wei) ∼30µm），使用優(you) 化的激光加工參數。

2米厚的FEP樣品，帶有OCLI氧化塗層(塗層總厚度在700 - 1400納米範圍內(nei) )，經過電子輻射暴露和熱循環。暗色區域表示塗層缺失的區域。

實驗示例：雖然一些未暴露於(yu) 輻射和熱循環的ocli塗層樣品顯示出輕微的塗層粘附問題，如彎曲區域的塗層開裂和脫落，但隻有在輻射後暴露於(yu) 熱循環的樣品才觀察到剝落和脫層。上圖顯示了電子輻射和熱循環對OCLI/FEP的影響。塗層越厚，分層和剝落的嚴(yan) 重程度越嚴(yan) 重。

殘餘(yu) 應力:另一個(ge) 需要研究界關(guan) 注的問題是，由於(yu) 淬火速度快，凝固時產(chan) 生的高拉伸殘餘(yu) 應力。熱殘餘(yu) 應力是造成界麵不均勻或不完全熔合、微孔、氣孔、裂紋和不均勻等冶金缺陷的主要原因。此外，這些應力還會(hui) 影響塗層的機械性能，不利於(yu) 工程應用。因此，盡量減少這些壓力是很重要的。

降低殘餘(yu) 應力的一種方法是對激光沉積的樣品進行熱處理。Tong等研究了熱處理對激光增材製造(AM) mnfeeccrni塗層殘餘(yu) 熱應力的影響，並成功地降低了這些應力。圖13描述了不同激光功率下未熱處理的裂紋試樣。這些裂紋的出現是由於(yu) 高速率的冷卻積累了塗層層的殘餘(yu) 應力。塗層在1100 °C加熱後釋放這些應力。通過激光沉積與(yu) 熱處理相結合，獲得了組織優(you) 良、機械性能優(you) 良、殘餘(yu) 應力最小的塗層。Sha等也觀察到試樣的退火顯著降低了殘餘(yu) 應力。

圖13 光學顯微圖顯示了不同激光處理功率下LC-HEA塗層截麵上的表麵缺陷(a) 600 W;(b) 800 W;(c)1000 W (圖片經Elsevier許可改編)。

b) HT-700， (c) HT-1100, AB和ht - ted試樣水平截麵的EBSD圖和極圖(PF)。

上圖為(wei) 在800 W激光功率下AB和HTed試樣水平截麵的EBSD圖和極圖(PF)。可以看出，AB試樣的晶粒尺寸相對較小，而HTed試樣的晶粒長大明顯。可以預測，在本研究中，晶粒尺寸與(yu) 熱處理溫度成正比。700和1100 ℃熱處理後，晶粒生長方向隨機，呈等軸晶結構。此外，HT-1100試樣中還發現了孿晶(圖11 (c))，這意味著在1100 ℃熱處理過程中釋放了高振幅的內(nei) 部殘餘(yu) 應力。

然而，Wang等人報道了微孔的原因是由於(yu) 殘餘(yu) 應力的發展在基於(yu) crnifeco的激光熔覆。同樣，Cheng等采用三步LC合成無缺陷高熵玻態(BxSi1-x)25Co25Fe25Ni25(0.5 ≤ x ≤ 0.6)塗層。在第一步對基體(ti) 進行預熱，在第二步對所製備的粉末進行沉積，在第三步對所製備的塗層進行再熔，以減少殘餘(yu) 應力。因此，LSR可以去除孔隙、裂紋以及由於(yu) 高密度和強化作用而產(chan) 生的殘餘(yu) 應力。

將頁岩岩心浸泡在不同濃度的仿生井眼增強劑溶液中，並與(yu) 具有更高粘度和封裝效果的白油和KPAM溶液進行對比。結果如圖1.31所示。可以看出，雖然浸泡在KPAM溶液中的岩心沒有完全坍塌，但與(yu) 其他低分子量抑製劑一樣，它已經嚴(yan) 重變形。仿生井眼增強劑溶液中岩心形貌基本保持完好，與(yu) 浸泡在白油中的樣品相比僅(jin) 略有膨脹。

通過建模最小化表麵缺陷:該數學模型還被應用於(yu) 評估激光輔助塗層的熱殘餘(yu) 應力，這是導致LC-HEA鍍層缺陷的主要原因。LC技術涉及熔池、粉末流動動力學和包層特性三個(ge) 主要方麵。為(wei) 了優(you) 化激光參數，需要將離散模型與(yu) 實驗結果結合起來。有了這種方法，研究人員將更容易獲得更高質量的塗層。文獻中僅(jin) 有一篇關(guan) 於(yu) 幾何特征數值研究的報道，其中Anas和Dubey使用COMSOL Multiphysics提出了一種針對包層幾何的數值模型。將該模型與(yu) 實驗結果進行比較，發現長徑比變化13.95%，稀釋率變化1.72%，珠角變化6.09%。

表麵缺陷是指軌道外表麵或其附近的任何缺陷、損壞或變形。滾動接觸疲勞(RCF)是大多數鐵路係統中主要的表麵缺陷，主要發生在輪軌界麵處的鋼軌上。大多數表麵缺陷可以用目測來檢測。如下圖。

典型的表麵缺陷。(A)脫殼，(B)剝落，(C)燒軌，(D)平軌，(E)剝落，(F)瓦楞。

（來自From Li Q, et al. Rail inspection meets big data:methods and trends, In: Network-based information systems (NBiS), 2015 18thinternational conference on. IEEE; 2015.）

基於(yu) 經驗的建模需要來自實驗的數據，用於(yu) 解決(jue) LC技術中涉及的複雜性。Ma等人利用方差分析(ANOVA)和回歸分析(RA)模型預測了質量特征、(殘餘(yu) 應力)加工特征(激光功率、離焦、掃描速度)和幾何特征(稀釋度、包層角、深度和寬度)之間的關(guan) 係。結果表明，殘餘(yu) 應力受掃描速度的影響較大，而散焦是稀釋的主要參數。Anas等利用光纖激光器在al基板上製備了沉積feniticu0.5 al基HEA塗層。利用RA和方差分析技術研究了激光掃描速度、功率和粉末進給率對稀釋率、包覆角和長徑比的影響。結果表明，改進後的長寬比、稀釋率和包層角分別提高了5.7%、46.49%和4.02%。在另一項研究中，Dubey和Anas還利用多目標優(you) 化技術優(you) 化了幾何特征(稀釋度、珠角和縱橫比)和質量特征(侵蝕率、硬度)。

激光熔覆工藝參數對稀釋的影響:(a)工藝參數攝動圖;(b) P, v等高線圖;f (c), v;(d) P f。

實驗示例：上圖為(wei) 各參數對殘餘(yu) 應力的擾動情況。當掃描速度達到500 mm/min時，殘餘(yu) 應力呈指數增長。功率對殘餘(yu) 應力有線性影響，掃描速度對殘餘(yu) 應力的影響最為(wei) 顯著。還研究了相互作用對殘餘(yu) 應力的影響，如圖(b)~(d)所示。從(cong) 圖中可以看出，在低掃描速度下，殘餘(yu) 應力最低。當激光輸出功率固定在600 W時，當掃描速度為(wei) 400 mm/min、離焦為(wei) −25mm時，殘餘(yu) 應力最低為(wei) 130 MPa。掃描速度對塗層的冷卻速度有很大影響。掃描速度對溫度場影響較大，而熔池尺寸對溫度場影響不大。激光熔覆層的殘餘(yu) 應力較高，因為(wei) 隨著掃描速度的增加，熔覆層中的熱應力無法釋放。

用AM成型的熔模鑄造和砂型具有工藝簡單、成本低、精度高的特點，預熱工藝可以減少變形。幾所大學（Huazhong University ofScience ，Technology and the University of Birmingham in theUnited Kingdom, Rolls-Royce Ltd in the United Kingdom, Airbus Corporation inFrance, European Space Agency, Tsinghua University, China Aviation ResearchInstitute,）共同成立的“大型Ti結構的鑄造”主要從(cong) 事航空領域大型複雜鈦合金結構件鑄造蠟模的快速製造及其鑄件的三維測量技術，為(wei) 空客提供製造大型鈦合金航空零件所需的鑄造蠟模。

圖為(wei) 為(wei) 空中客車公司生產(chan) 的大型鈦合金航空部件的鑄造用蠟模及其鑄件:(A)用於(yu) 整體(ti) 尺寸大於(yu) 1 m、壁厚僅(jin) 為(wei) 3-4 mm的航空部件的鑄造用蠟模;(二)航空用十字接頭蠟模，外形尺寸大於(yu) 1m，內(nei) 部結構複雜;(C)大型複雜蠟模鑄造航空鈦合金零件。

本小節概述：在選擇激光加工參數時，應考慮低稀釋、超細組織、快速加工時間和更好地控製塗層厚度。否則，將導致塗層缺陷，如過度稀釋、成分不均勻、裂紋、氣孔、未完全熔化、殘餘(yu) 應力以及基體(ti) 與(yu) HEA塗層之間的弱界麵結合。預熱基材、後熱處理或激光重熔塗層是消除這些缺陷的一些補救措施。輕合金上的LC-HEA沉積需要較低的處理能力，以防止稀釋。應采用不同的建模技術來選擇優(you) 化的工藝參數。

2．4． LC-HEA沉積的微觀結構演化

由於(yu) 其增強的ΔSconf, hea基塗層大多呈現固溶相。從(cong) 表2中可以看出，在采用LC製備的hea基塗層中，通常會(hui) 出現多個(ge) 固溶相，特別是非等原子成分。這是由於(yu) 二元組分之間的熱力學相互作用。例如，在CoCrFeNiAl HEA體(ti) 係中，Al-Ni中觀察到BCC1相，BCC2相在Fe-Cr相和laves相中富集，與(yu) 合金二元相圖中觀察到的相相同。此外，在激光輔助熔覆中，粉末在激光作用下熔化並凝固在基體(ti) 上形成塗層，作為(wei) 熱沉。

表2 關(guan) 於(yu) 元素摻入對LC-HEA沉積相形成、強化機製、形貌、硬度和觀察結果的影響的文獻綜述。

顯微組織的演化取決(jue) 於(yu) 工藝參數:冷卻速度、襯底溫度和激光束能量。在大多數報告中，也同時觀察到多組織(柱狀和等軸狀)的存在，特別是合金元素的摻入和在包覆層凝固區壁麵附近。此外還觀察到，LC-HEA包層的退火和更高的激光束能量使柱狀結構轉變為(wei) 等軸晶。如圖14所示，HEAs從(cong) 建成態向等軸晶轉變發生在不同階段:(i)晶粒生長(ii)等軸晶形成(iii)孿晶形成。

圖14 覆層熱處理使HEAs組織向等軸晶轉變。

CoCrFeNiAlHEA係統在LC界引起了廣泛的關(guan) 注。在不同的工藝變量範圍內(nei) ，觀察到相同HEA合金不同成分的不同相組合。研究者們(men) 研究了al含量對塗層特性尤其是微觀組織的影響。結果表明:固溶(BCC + FCC + B2)相和IM (NiAl3 + Cr5Al8)相存在。不同鋁含量時，析出相呈現出明亮的形貌，從(cong) 低鋁含量的等軸組織向枝晶組織轉變，最終向高鋁含量的魏氏組織轉變。同樣，Shon等人觀察到相同的形貌和相結構，並通過控製塗層的電化學腐蝕稀釋程度，進一步報告了雙層包層HEAs的精確組成。在另一項研究中，Zhang等人使用等摩爾alcrfeconi基HEA製備了用單相BCC包覆的激光器。Li等人使用陶瓷(NbC)增強激光輔助複合鍍層觀察到簡單的FCC和BCC相。結果表明，高含量的NbC抑製了FCC固溶體(ti) 的生長，使BCC相的晶粒大幅增加。

在高能位移級聯條件下輻照fcc金屬，誘發層錯四麵體(ti) 的形成。上圖顯示了750 MeV (2.5 MeV平均PKA能量)質子在~ 90°C至~ 0.7 dpa的照射下，在銅中形成小位錯環和SFTs(三角形投影圖像)的一個(ge) 例子SFTs在許多輻照fcc金屬中都被觀察到，包括鋁、305銅、12,53,146,302、306,307鎳、304,307-309銀、306,307金、307,310,311鈀、310,312和奧氏體(ti) 不鏽鋼。

許多作者研究了添加Ti對CoCrFeAlNi合金體(ti) 係的影響，發現其硬度和耐磨性顯著提高。在該合金中，He等報道了FCC和BCC相不含Ti，而Ti(穩定劑)的加入抑製了FCC相的形成。添加Ti後觀察到BCC1相(富fecr)和BCC2相(富alni)。Liu等也報道了Ti添加對CoCrFeAlNi合金組織的作用。Ti傾(qing) 向於(yu) 溶解Ni-Al相，形成細小的等軸枝晶組織。結果表明，包層中Al含量的增加導致了FCC相向BCC相的演變。

在鋁含量較高時，也存在IM相。Minghong等研究了Ti0.5AlCoCrFeNi塗層的微觀組織。他們(men) 觀察到BCC相與(yu) Co3Ti、Al80Cr13Co7和TiFe2相一起，熱處理後轉變為(wei) 旋結結構。Wu等研究了Si、Ti和Mo對AlCrFeCoNi合金體(ti) 係組織的影響。在Si0.5中觀察到FCC和BCC相。而在Ti0.5和Mo0.5中，IM相(Fe2Mo和Fe2Ti)也與(yu) BCC和FCC相同時存在。Jiang等研究了AlCrFeCoNi合金中加入Nb後組織的演變，發現Nb的存在除了已經存在的B2和BCC相外，還發展了laves相。隨著Nb含量的增加，laves相增強。此外，我們(men) 還觀察到RHEA塗層形成了BCC固溶相。

Wen等利用超聲輔助激光熔覆合成了AlFeCrCoMo0.1Mn0.5塗層，並報道了稀釋影響塗層的相結構。結果表明，隨著稀釋倍數的增加，單一固溶體(ti) (BCC)變為(wei) 雙固溶體(ti) (BCC + FCC)。圖15為(wei) 不同稀釋程度的激光塗層HEA樣品的微觀結構。製備的塗層組織超細致密，冶金結合良好，無氣孔和裂紋。

圖15 顯微照片顯示在不同稀釋水平下AlFeCrCoMo0.1Mn0.5的無缺陷LC-HEA沉積(a)低水平稀釋，(b)中等水平稀釋，(c)高水平稀釋[142](圖片經Elsevier許可調整)。

本小節概述：綜上所述，激光輔助HEA沉積以樹枝狀或柱狀結構為(wei) 特征，通常無缺陷。由於(yu) 高熵效應，這些塗層主要由BCC、FCC和laves相組成。由於(yu) 淬火速率高，這些塗層形成過飽和固溶體(ti) 。此外，在LC-HEA包層中觀察到晶粒結構的細化。

3. LC-HEA沉積的性質

本節主要關(guan) 注激光輔助HEA沉積所具有的特性。所討論的各項性能均優(you) 於(yu) 傳(chuan) 統合金鍍層。根據(i)顯微硬度、(ii)耐磨性、(iii)抗氧化性、(iv)耐腐蝕性和(v)耐侵蝕性的研究，分小節進行概述。

實驗示例：沿不同轉速下的Al-cu接頭進行顯微硬度測量，並以0.5 mm的間距進行壓痕。下圖為(wei) 不同刀具速度下硬度的變化情況。當刀具轉速為(wei) 900 rpm時，焊縫界麵區觀察到的最大硬度值為(wei) 71 Hv。硬度值在鋁板側(ce) 增大，在銅管側(ce) 減小。在1120 rpm下製備的樣品焊縫界麵區觀察到的最大硬度為(wei) 106 Hv。鋁側(ce) 硬度變化大於(yu) 銅側(ce) 硬度變化。在1400 rpm製得的試樣焊縫界麵區域，觀察到的最大硬度值為(wei) 143 Hv。鋁側(ce) 和銅側(ce) 硬度變化基本相同。

Al-Cu管- lpate焊接接頭的硬度分布

3．1. 顯微硬度的評估

HEAs不僅(jin) 形成獨特的多組分固溶相，而且具有較高的強度和硬度。如上所述，通過LDM得到的HEAs沉積顯微組織細化晶粒，顯著改善成分分布，致密且無孔隙或孔洞[143]。這個(ge) 屬性有助於(yu) 最小化失真和開裂的可能性。結果表明，相同成分的hea基激光鍍層的硬度高於(yu) 其他常規工藝。圖16顯示了文獻中發現的相關(guan) LC-HEA包層的硬度值。所觀察到的沉積顯微硬度的增加是通過各種脆性和硬相的分散或元素含量的變化而實現的。

圖16不同LC-HEA沉積的硬度比較與(yu) HEAs組成。

由於(yu) 矽化物相[(Ti, V)5Si3]的存在，RHEA ticralsi塗層的硬度(負載為(wei) 200 g)為(wei) 1108 HV。H13鋼在熱加工模具設計、工具鋼等各種工程應用中得到了廣泛應用。因此，提高H13鋼的表麵性能，特別是硬度是十分必要的。為(wei) 了提高工具鋼的硬度，Wall等在H13鋼基體(ti) 上塗覆cofenicralti基HEA (wt.%成分:Cr = 4.80 - -5.50C = 0.35 - -0.42,Mo = 1.1 - -1.75 Mn = 0.2 - -0.5,0.8 - -1.2 V = ,Si = 0.8 --1.2,年代≤ 0.03,P ≤0.03 ,Fe = 平衡),和最大硬度(評估的測試負載9.81 N和保持時間10 S)值728.66 ±52.70 高壓觀察,在21.22 J /平方毫米激光影響。在較高的激光通量下，γ-Fe和α-Fe相減少，使硬度顯著增加。因此，較硬的FCC晶格結構成為(wei) 決(jue) 定塗層硬度的重要因素。同樣，Shu等用激光輔助CoCrFeNiBSi覆層在H13鋼上發現，由於(yu) 非晶相的存在，HEA塗層的顯微硬度(在1000 g負載下分析)超過1000 HV。

腐蝕試驗後樣品的光學顯微鏡(上)和掃描電鏡(下)圖像:(a)未經處理的區域，(b)用一次激光脈衝(chong) 處理，(c)用850 mJ/cm2的5次激光脈衝(chong) 處理。

3.1.1合金元素的影響

近年來，許多研究人員對激光輔助HEA沉積進行了硬度分析，其中很多研究了添加某些元素含量對不同百分比(非等摩爾HEA) HEA沉積的影響。

鋁添加的影響：Xu等應用LC技術製備CoCrFeNiTiAlx（0 ≤十、≤ 2.0）AISI 1045鋼上的塗層（成分重量百分比：C = 0.43–0.50，Mn  = 0.60–0.90，S ≤ 0.05，P ≤ 0.04，Fe= 平衡）並在200的試驗載荷下測量塗層不同區域的硬度 g和10的停留時間 s不同鋁含量變化的顯微維氏硬度分布曲線，如圖17所示。硬度向熱影響區呈下降趨勢，在Al0.5時達到880HV的峰值硬度。

圖17 不同鋁含量下CoCrFeNiTiAlx激光輔助HEA沉積的顯微硬度分布曲線。

就Al0.5塗層而言，FCC相轉變為(wei) 穩定的BCC、laves相和晶粒細化，所有這些因素都有助於(yu) 實現高硬度。在另一項研究中，基於(yu) HEA的AlxCoCrFe2.7MoNi（其中x為(wei) 0、0.5、1、1.5和2.0的摩爾比）激光在純鐵（Fe）上沉積塗層≥ 99.85%），以研究鋁含量與(yu) 其他成分組成的關(guan) 係。在9.8的試驗載荷下進行的硬度分析 N和保持時間為(wei) 15 s表明，隨著鋁含量的增加，硬度增加（1142HV）。硬度的增加可歸因於(yu) BCC相[（Ni，Al）-富]和σ相[（Cr，Mo）-富]的形成。Chen等人製備了CoAlxFeNiCu1-x（0.25 ≤十、≤ 0.75）塗層研究了Cu和Al含量對顯微硬度的同時變化，發現硬度隨Al含量的增加而增加，隨Cu含量的減少而降低，將FCC轉變為(wei) BCC晶格結構。因此，在x處形成了含有FCC和BCC的多組分固溶體(ti)  = 0.75，出現最大硬度（541.1 HV）。

bcc Bravais晶格的Wigner-Seitz單元。

如上圖，體(ti) 心立方Bravais晶格的Wigner-Seitz單元是一個(ge) 截斷的八麵體(ti) 。八麵體(ti) 有四個(ge) 正方形麵和四個(ge) 六角形麵。正方形麵平分了連接一個(ge) 立方單元的中心點與(yu) 六個(ge) 相鄰立方單元的中心點的線。六邊形麵將連接一個(ge) 立方單元的中心點與(yu) 該立方單元的八個(ge) 角點的線平分。bcc晶格中心的點位也在這個(ge) 八麵體(ti) 的中心。八麵體(ti) 空間中的任何點(除了兩(liang) 個(ge) 或多個(ge) Wigner-Seitz單元的公共表麵上的點)比任何其他中心點陣點更接近這個(ge) 中心點陣點。

添加铌的影響：Jiang等人研究了微維氏硬度（在4.9的試驗載荷下評估） N和加載時間為(wei) 15 s） Nb含量分別為(wei) 0,0.25,0.5,0.75和1.0的激光沉積AlCoCrFeNbxNi塗層 M比率。

(a) 1373 K、15 MPa壓應力燒結時的SEM圖像，(b) 1523 K、15 MPa壓應力燒結時的SEM圖像，(c) 1573 K、15 MPa壓應力燒結時的SEM圖像，(d) 1523 K、45 MPa壓應力燒結時的SEM圖像。

上圖所示的一係列SEM圖像似乎沒有充分推進1373 K下的燒結反應，而是在1424 K的高溫下，15 MPa下燒結了足夠多的CrN和Fe。從(cong) 圖(d)可以看出，45 MPa的燒結壓力有利於(yu) Fe燒結CrN，而不是其他。1523 K、45 MPa條件下燒結的試樣孔隙數量比其他條件燒結的試樣要少，進一步抑製了 (d)試樣的晶粒長大。

當Nb的摩爾比為(wei) 1.0時，觀察到峰值維氏硬度（913 HV），這不僅(jin) 是由於(yu) 固溶體(ti) 強化，還由於(yu) laves相的體(ti) 積分數為(wei) 66%。在另一項研究中，Jiang等人還報告了從(cong) AlCoCrFeNiNbx塗層中消除鋁的效果，以製備激光包覆CoCrFeNiNbx（x = 0.45、0.5、0.75和1.0）塗層，並研究了不同摩爾比的Nb元素的作用。當塗層中的Nb1.0時，硬度值較低，為(wei) 590 HV。這是由於(yu) 共晶結構[FCC]的出現 + Laves相（Co1.92Nb1.08）。

因此，任何HEAs塗層中的laves相都會(hui) 增加其硬度。值得一提的是，鋁的缺乏大大降低了硬度。在另一項HEA塗層研究中，Liang等人通過LDM沉積了AlCrFeNi2W0.2Nbx塗層，並研究了0.5、1.0、1.5和2.0的不同Nb含量 M比率。顯微維氏硬度（在1的試驗載荷下進行公斤，時間15分鍾 s） Nb2.0塗層的硬度為(wei) 890.7HV，這是由於(yu) laves相（Fe2Nb型）和BCC晶格結構的出現。除此之外，Nb的較大原子半徑（不同元素的尺寸失配）也導致了較大的晶格畸變。因此，固溶硬化提高了硬度。

上圖是試件磨損試驗前後的照片。選用直徑為(wei) 4 mm的Si3Ni4球，其維氏硬度約為(wei) 1500 HV。試驗參數為(wei) :施加載荷10 N，持續時間30 min，往複速度67 mm/s，振蕩行程5 mm。試樣表麵依次用#80、#240、#400、#800、#1500和#2000金剛砂紙打磨，然後進行磨損試驗。為(wei) 了保證實驗的準確性，每個(ge) 樣品至少進行了3次重複實驗。然後用掃描電鏡觀察試樣的磨損表麵和截麵。采用633 nm波長激光拉曼光譜儀(yi) (美國Thermo Fisher公司DXR顯微鏡)對樣品磨損軌跡上的相組成進行分析。用共聚焦激光掃描顯微鏡(LEXT OLS4000, Olympus，日本)測定磨痕的寬度和深度，每個(ge) 樣品重複測量5次;然後，取平均值作為(wei) 最終結果。

鈦添加的影響：FeCoNiAlCrTix基（x = 在Q235鋼上塗覆0,0.25,0.5,0.75,1.0）HEA（成分以重量百分比表示）：C = 0.22，Mn = 1.40，Si = 0.35，S = 0.050，P = 0.045，鐵 = 平衡），由He等人提出。當x從(cong) 0增加到1時，塗層的硬度增加了兩(liang) 倍。Ti含量的加入增強了固溶體(ti) 效應，導致嚴(yan) 重的晶格畸變，從(cong) 而使維氏硬度增加至966.29 HV。Qiu等人還探索了通過LC製備的Al2CrFeNiCoCuTix塗層中Ti含量的添加（其中x為(wei) 0、0.25、0.5、0.75和1.0的摩爾比）。

Al2CrFeNiCoCuTix高熵合金的顯微組織形貌。(一)宏觀特性。(b)包層區域。(c)邊界區。(d)熔覆區高倍掃描電鏡照片。

添加硼的影響：Lin等人研究了硼含量對合成FeCoCrNiAlBx的影響（其中x = 0、0.25、0.5和0.75（摩爾比）塗層，在x = 0.75，這是由於(yu) 存在M2B相（M = 鐵、鉻、鈷、鎳），細化結晶強化和高晶格畸變。

添加鎳的影響：Qiu等人製備了Al2CrFeCoCuTiNix（x = Q235鋼上的0,0.5,1.0,1.5,2.0）塗層和顯微硬度（在20%的試驗載荷下測量 g代表10人 s和七個(ge) 讀數的平均值）隨著鎳的添加而增加，直到達到最大值1102 HV。這是由於(yu) 隨著Ni含量的增加，固溶體(ti) BCC相的形成。硬度的顯著增加是由於(yu) 主要BCC相的存在。

添加釔的影響：Gu等人報告了MgMoNbFeTi2Yx（x = 0,0.4,0.8,1.2）塗層在Y1.2處約為(wei) 1046 HV。Y含量的增加促進了固溶強化和細晶強化，從(cong) 而提高了硬度。

添加鉻的影響：Chang等人塗有FeCrxCoNiB（x = 0.5,1.0,1.5,2.0,3.0），表明在x = 0.5，這是由於(yu) 溴相的出現以及FCC晶格結構。

用高斯隨機場法在晶格模型上建立介孔維科爾玻璃的實例。使用的參數為(wei) p=0.3, a=15Å， Lx=Ly=Lz=80。對於(yu) CPG，我們(men) 使用p=0.6, a=15Å， Lx=Ly=Lz=180。

在本實施例中，構建固體(ti) 位{ζi}的配置以模擬多孔玻璃的介孔結構。玻璃材料的每個(ge) 樣品均采用高斯隨機場法獲得。在計算過程中，在空間的各個(ge) 方向上使用周期性邊界條件。上圖顯示了用高斯隨機場獲得的Vycor玻璃樣品的圖示。

來源：Laser deposition of high-entropy alloys: A comprehensive review，Optics &Laser Technology，doi.org/10.1016/j.optlastec.2021.107447

參考文獻：Q. He, Z. Ding, Y. Ye, Y. Yang，Design ofhigh-entropy alloy: a perspective from nonideal mixing，JOM, 69 (11)(2017), pp. 2092-2098；Y. Zhang，History of High-Entropy Materials, High-Entropy Materials，Springer(2019), pp. 1-33