綜述：激光熔覆高熵合金的研究現(xiàn)狀,、發(fā)展趨勢及應(yīng)用前景（3）

來源：江蘇激光聯(lián)盟

導讀：本文探討了激光熔覆高熵合金的研究現(xiàn)狀、發(fā)展趨勢及應(yīng)用前景,。本文為第三部分,。


2.6.2. 基于數(shù)值的模型
LC技術(shù)是一個復雜的過程，通過實驗研究無法理解激光與材料的相互作用,、粉末流動,、熔池和傳熱模式。因此,，使用基于數(shù)值的模型來解決復雜的數(shù)學模型,。這些模型的結(jié)果通常是精確的，可以用于實現(xiàn)高質(zhì)量的CLAD,。數(shù)值模型通常分為三個部分：熔池,、熔覆特征和粉末流動動力學。為了改善包層特性,，Anas等人開發(fā)了一個數(shù)值模型,，使用COMSOL Multiphysics優(yōu)化包層特性，并將其與實驗結(jié)果進行了比較,。結(jié)果表明,，長寬比誤差為13.95%,，包層角誤差為6.10%，稀釋率誤差為1.72%,。LC-HEAC的熱動力學和熱機械行為與普通覆層不同,，并通過數(shù)值模擬進行了研究。

熱動力學行為：由于HEA激光熔覆層在涂層和激光束相互作用過程中快速加熱,，以及激光束完成加工后快速冷卻,，因此使用傳統(tǒng)的接觸和非接觸技術(shù)很難測量熱物理性質(zhì)和溫度變化。此外,，由于羽流或等離子體形成等固有效應(yīng),，無法研究LC期間的熱動力學行為。然而,，為了更好地理解激光加工過程中激光與材料的相互作用,，研究熱動力學效應(yīng)至關(guān)重要，多物理有限元分析（FEA）被應(yīng)用于建模熱動力學細節(jié),，以估算時間-溫度分布,。在LC-HEACs文獻中，很少有報告說明基于熱動力學模型的方法,，即應(yīng)用傳熱模型和相變動力學來研究激光變量對LC-HEACs冶金特性的影響,。

例如，Wall等人利用COMSOL™軟件上的有限元(FE)模型研究了CoFeNiCrAlTi涂層的熱動力學行為,，并預測了激光-材料相互作用區(qū)和涂層表面在不同激光影響下的峰值溫度,。結(jié)果表明，隨著激光注量的增加,，峰值溫度逐漸升高,。由于基體溫度低于熔化溫度，在HEAC界面出現(xiàn)裂紋,，導致與基體的冶金結(jié)合不良。此外,，在較低的激光注量下,，較高的冷卻速率并沒有為覆層HEA與基體的適當混合提供足夠的時間，從而產(chǎn)生熱應(yīng)力并形成裂紋,。此外,，還研究了LC-HEACs過程中所產(chǎn)生的熱動力學效應(yīng)，以及涂層顯微組織對硬度的影響,。γ-Fe相的存在是由于溫度升高到1000K,，根據(jù)熱動力學模型預測，導致基體的部分熔化,。此外,，隨著γ-Fe相在1100K以上的溫度下混合較好，F(xiàn)CC相在較高的激光注量下變得更加突出，從而導致了較高的硬度,。

圖A試件的有限元網(wǎng)格模型,。


圖B (a)覆蓋片的橫斷面上的等溫線模型(b)覆蓋片的顯微圖(300×)，包括覆蓋層,、稀釋區(qū),、熱影響區(qū)和襯底(c)截面溫度分布，(d)溫度梯度示意圖(G)計算,。

在激光熔覆過程中,，預測包層到基板的溫度歷史對于計算加熱速率非常重要（ɛHR），冷卻速率ɛ鉻,，溫度梯度（G）,，凝固速率（R = ɛ / G）和相應(yīng)的硬度（HV）（Picasso等人，1994年,，Costa等人,，2005年）。對各種加工參數(shù)的有限元分析在圖A所示的有限元網(wǎng)格試樣上進行,，以預測熔覆過程相對于時間和位置的溫度歷史,。網(wǎng)格中定義的有限元在每個時間步長（Δt）上更新，以便在基板上連續(xù)掃描激光束,，以描述熔覆過程的加法性質(zhì)（Foroozmer和Kovacevic,，2009）。在1600 W的激光功率下,，從有限元熱模型獲得的熔覆過程的等溫線,，以及7 mm/s的掃描速度如圖Ba所示。圖Ba所示等溫線與圖Bb所示的顯微照片（300×）相比,，清楚地顯示了包層,、稀釋區(qū)、HAZ和基板,。

在另一項研究中,，Ley等人還利用界面區(qū)的熱動力學模型，借助COMSOL上的有限元模擬,，研究了不同激光注量下激光熔覆CrMoTaWZr微觀結(jié)構(gòu)的發(fā)展™軟件建立了LC-heac的微觀結(jié)構(gòu)與通過不同深度傳熱模型獲得的時間-溫度循環(huán)之間的關(guān)系,。時間-溫度曲線（參考圖18）顯示，由于混合不均勻,，且估計峰值溫度（熱模型預測）低于基體熔點,，低激光注量產(chǎn)生的涂層冶金結(jié)合不良。

圖18 利用有限元傳熱模型獲得了不同激光加工條件下cr - motawzr基LC-RHEACs的SEM顯微圖及時間-溫度循環(huán),，研究了其熱動力學行為,。時間-溫度曲線顯示,，高激光注量導致溫度值高于襯底熔點(曲線中的虛線)，從而在HEA包層和襯底之間產(chǎn)生更好的混合和良好的界面結(jié)合,。

熱機械行為：熱機械加工通過調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)來生產(chǎn)高性能部件,，并通過細化晶粒尺寸和最小化殘余應(yīng)力來定制HEA的機械性能。通過研究LC-HEAC的熱力學加工來調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)和機械性能的報告有限,。在有限元建模的幫助下,，通過調(diào)整時間-溫度循環(huán)來建立熱力學歷史、機械性能和微觀結(jié)構(gòu)之間的關(guān)系至關(guān)重要,。為此,，Li等人開發(fā)了有限元模型來研究激光沉積CoCrFeMnNi熔覆的熱力學歷史。作者得出結(jié)論,，通過結(jié)合有限建模和實驗研究,，可以定制更好的機械性能和微觀結(jié)構(gòu)。此外,，由于冷卻速率較高,，在制造零件的底部區(qū)域觀察到具有更好機械性能的超細微觀結(jié)構(gòu)。超細顯微結(jié)構(gòu)表明,，涂層的晶粒尺寸取決于冷卻速率,。

在另一項研究中，Li等人在ABAQUS軟件上開發(fā)了4層和16軌有限元模型,，并觀察了熱力學模擬,，以預測沿橫向和縱向的殘余應(yīng)力，如圖19所示,。結(jié)果表明,，由于熔池周圍產(chǎn)生的急劇溫度梯度（參見圖19b），在快速淬火速率下引起變形,，因此在基板附近發(fā)生了最大的壓縮殘余應(yīng)力,。由于前一層限制了下一層的變形能力，下一層含有較低的殘余應(yīng)力,。

圖 19（a） 4層激光包覆CrCoFeMnNi試樣的橫截面示意圖;（b）不同復合層的溫度-時間曲線,，顯示后續(xù)復合層的復雜溫度分布，其中尖銳的溫度梯度是殘余應(yīng)力的原因;（c,， d）沿縱向和橫向的壓縮殘余應(yīng)力輪廓，這些應(yīng)力在兩種情況下都沿建成方向減小,。

Zhang等人使用有限差分耦合（FD）方法在ABAQUS軟件上模擬3D模型,，研究了激光沉積WTaMoNb涂層的熱力學行為。結(jié)果表明,，由于溫度分布不均,，包層開裂導致熱應(yīng)力,。使用FE-FD模型設(shè)法找出改進的參數(shù)，該模型為他們提供了無缺陷涂層,，殘余應(yīng)力最小,，在第10層后進一步開始降低。結(jié)果也經(jīng)過實驗驗證,。因此,，F(xiàn)E-FD傳熱模型可用于熱應(yīng)力的預測，重點是減少這些應(yīng)力,，以使用激光工程凈成形（LENS）制造所需尺寸的HEA組件,。

總之，建模技術(shù)與實驗微觀結(jié)構(gòu)評估相結(jié)合,，不僅有助于理解激光束與基板之間的相互作用,，而且還會產(chǎn)生具有優(yōu)異機械性能，熔覆層和質(zhì)量特性的強冶金鍵的LC-HEAC,。此外,，使用有限元模型研究LC-HEAC的熱動力學效應(yīng)和熱力學行為有助于減輕殘余應(yīng)力，調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)和機械性能,。然而,，在HEAs的激光包層期間，需要仔細控制稀釋程度,。

3. 微觀結(jié)構(gòu)和強化機制

LC-HEAC的微觀結(jié)構(gòu)特征

由于構(gòu)型熵的增加,，LC-HEAC大多具有固溶相。二元成分之間的熱力學相互作用導致多個固溶相以及LC-HEAC的熔盆相,。例如,，在CoCrNiFeAl合金體系中觀察到兩個BCC相，包括BCC1 [（Al,，Ni）富]和BCC2 [（Fe,，Cr）富]，以及熔盆相[（Fe,，Ti）富],。類似的相也存在于合金-二元相圖中。此外,，HEA粉末通過高強度激光束熔化并迅速固化,，以產(chǎn)生具有強界面粘合的基板上的熔覆層，其表現(xiàn)為散熱器,。LC-HEAC的微觀結(jié)構(gòu)還取決于激光加工參數(shù),，如冷卻速率、溫度梯度和激光功率,。

一些作者報告說,，晶粒細化沿建成方向發(fā)展了柱狀結(jié)構(gòu),。然而,，一些研究文章也報道了經(jīng)過熱處理后轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S結(jié)構(gòu)的細胞結(jié)構(gòu),。在某些情況下,，在HEAs中摻入不同的合金元素導致多結(jié)構(gòu)（等軸和柱狀）的發(fā)生,。此外,，高激光束能量和LC-HEAC的熱處理導致柱狀晶粒結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒,。圖20描述了LC-HEACs從建成狀態(tài)到等軸晶組織演化的不同階段(晶粒生長,、等軸晶和孿晶形成),。

圖 20 LC-HEAC在高溫下由于細晶粒強化而轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒結(jié)構(gòu),。

CoCrNiFeAl合金系統(tǒng)吸引了激光熔覆界的關(guān)注,。研究表明，不同成分的CoCrNiFeAl合金在較寬的激光加工參數(shù)范圍內(nèi)表現(xiàn)出不同的相組合,。許多研究人員報道了Al含量的添加對包層微觀結(jié)構(gòu)特征的影響,。Chao等研究了al含量對LC制備的CoCrNiFeAlx涂層的作用，觀察到兩種固溶相[BCC1+BCC2+FCC]和IMCs [Cr5Al8+Al3Ni],。SEM分析表明,，表面形貌中出現(xiàn)了光亮的析出相和暗的基體，析出相形貌由等軸狀(Al含量較低)轉(zhuǎn)變?yōu)橹�晶��,，如圖21所示,。此外，在鋁含量高的包覆層中還觀察到Thomson結(jié)構(gòu),。Shon等人也報道了相同的表面形貌和微觀結(jié)構(gòu)相,。此外，作者通過小心控制稀釋比開發(fā)了無缺陷的雙層包層,。同樣,，Zhang等通過LC生成等摩爾CoCrNiFeAl涂層，并觀察到單一的BCC固溶相,。陶瓷顆粒的加入使單一固溶相轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘞�,。例如，Li等觀察到,，在經(jīng)NbC強化的CoCrNiFeAl中存在兩種固溶相[BCC+FCC],。電子背散射衍射(EBSD)分析表明，陶瓷顆粒的增加通過抑制FCC相促進了BCC的生長,，如圖22所示,。

圖 21 SEM圖像顯示CoCrNiFeAl單層激光層的暗和亮外觀表面形態(tài)的不同放大倍率水平 x（0.3 ≤ x ≤ 0.85）。通過添加鋁,，微觀結(jié)構(gòu)從等軸轉(zhuǎn)變?yōu)闃渲��?（a-c）鋁0.3涂層;（d-f）鋁0.6涂層;（g-i）鋁0.85涂層

圖 22圖中包含EBSD圖,，其中紅色表示BCC相位的外觀，藍色表示FCC相位分布，以及CrCoNiFeAl-xNbC（LC-HEAC）相位的條形圖,，描繪了FCC和BCC相位的百分比外觀。陶瓷顆粒的加入抑制了FCC晶格結(jié)構(gòu);（a & b） x = 0 wt%;（c & d） x = 20 wt%,。

許多研究者還研究了Ti含量摻入CoCrNiFeAl合金體系所產(chǎn)生的影響,，并觀察到隨著微觀組織的演化，熔覆層性能有協(xié)同作用,。He等觀察到Ti0包層中存在共晶BCC和FCC相,，而CoCrNiFeAl中Ti的存在抑制了FCC相，隨著BCC1相[(Fe, Cr)富]和BCC2相[(al, Ni)富]的發(fā)展,。在另一項研究中,，Li等人還研究了Ti對CoCrNiFeAl合金系統(tǒng)微觀結(jié)構(gòu)特征的作用，發(fā)現(xiàn)Ti含量的添加溶解了[（al,，Ni）豐富的]相,，同時由于細晶粒強化形成了等軸樹枝狀結(jié)構(gòu)。

同樣,，Zhao等和Xu等也研究了CoCrNiFeAl合金體系,，分別觀察了al含量對CoCrNiFeAlxTi0.5和CoCrNiFeAlxTi顯微組織行為的影響。結(jié)果表明,，隨著Al含量的增加,，激光熔覆層中的固溶體FCC相轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC相;此外，Al含量的存在也形成了imc,。在另一項研究中,，Sha等人研究了LC制備的CoCrNiFeAlTi0.5涂層的微觀結(jié)構(gòu)，報道了單一的BCC固溶相以及IMCs的存在[FeTi2, Al80Cr13Co7, Co3Ti],。熱處理使復層組織由片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)樾�結(jié)狀,。

研究了其他元素對CoCrNiFeAl合金體系組織行為的影響。例如,，Wu等人觀察到Si存在時存在兩種固溶相[FCC+BCC],。而添加Ti的Fe2Ti和添加Mo元素的Fe2Mo也伴隨著FCC和BCC相出現(xiàn)。同樣,，Jiang等通過加入Nb元素研究了CoCrNiFeAl合金體系的微觀組織演化,，觀察了laves相和兩種固溶體BCC相[BCC1+BCC2]的發(fā)展。隨著Nb含量的增加,，laves相百分率增大,。

LC-RHEACs形成了BCC固溶相，同時還形成了一些IMCs,，如表2所示,。例如，Guo等人研究了光纖激光器制備的moalfecrtiwnb基RHEAC的微觀結(jié)構(gòu)。結(jié)果表明:熔覆層組織均勻,、超細,，熔覆層主要由BCC晶格結(jié)構(gòu)和IMCs [(Nb, Ti)C和hcp-Fe2Nb]組成;imc的存在提供了優(yōu)良的耐磨性，這是新型刀具涂層的主要要求,。同樣,，Zhang等人觀察到altinisiv基LC-RHEAC中存在IMC [(Ti, V)5Si3]和碳化物相[TiN]以及BCC晶格結(jié)構(gòu)[al, Ni rich]。結(jié)果表明,，由于這些相的發(fā)展,，提高了機械性能。

綜上所述,，LC-HEACs形成無缺陷的熔覆層,，并根據(jù)凝固方式的不同表現(xiàn)為枝晶或等軸晶結(jié)構(gòu)。由于高的淬火速率,，熔覆層形成過飽和固溶體,。根據(jù)加入元素的類型，微結(jié)構(gòu)可以從等軸向枝晶轉(zhuǎn)變,，反之亦然,。此外，LC-HEACs晶粒細化導致了超細等軸結(jié)構(gòu),。而采用液相色譜法制備的RHEACs會產(chǎn)生imc, imc對包覆層的機械性能有顯著影響,。

３．２． LC-HEACs的強化機理及硬度

本節(jié)評估了一些強化操作，并說明了LC-HEAC的硬度和強化機制之間的關(guān)系,。根據(jù)LC-HEAC的研究文章,，LC-HEACs所涉及的強化機制的作用與傳統(tǒng)HEAs相同，且與HEAs的結(jié)構(gòu)直接相關(guān),。在LC-HEACs文獻中發(fā)現(xiàn)的強化機制是固溶強化,、彌散強化、沉淀強化和細晶粒強化,。強化機制的類型還取決于HEAs的成分,、顯微組織和涂層的特性。

固溶體強化:固溶體對含有四種以上不同結(jié)構(gòu)元素的HEAs的影響是重要的,。這些HEAs合金元素導致晶格畸變,，影響固溶相結(jié)構(gòu)和機械性能，尤其是硬度,。如上一節(jié)所示,，LC-HEACs的淬火速率高，熔覆層致密,，成分分布均勻,，組織細化。結(jié)果表明，相同成分的lc -HEAC的硬度優(yōu)于其他HEAC技術(shù),。不同研究文章的硬度數(shù)據(jù)(見圖23)顯示,，LC-HEACs的顯微硬度大多是通過固溶強化而提高的。關(guān)于LC-HEACs的強化機制有很多報道,，研究者研究了某些合金元素的加入對通過LC技術(shù)合成的非等摩爾HEACs的影響,。

圖 23 條形圖顯示了不同LC-HEAC硬度之間的比較。

Lin等研究了B含量對AlFeCoCrNiBx(0≤x≤0.75)由LC和B0.75包覆層制備的HEACs的硬度達到726.02HV,。這是由于0.75M硼比下晶格畸變嚴重引起過飽和固溶硬化所致。同樣,，Qiu等合成了基于al2crcocufetinix(0≤x≤2)的LC-HEACs來研究Ni含量對硬度的影響及強化機制,。結(jié)果表明:通過固溶強化，獲得了1102HV的硬度,。Ni元素的加入由于元素的原子半徑相差較大而產(chǎn)生了畸變效應(yīng),。

Chen等研究了CoFeNiAlxCu1-x-based(0.25≤x≤0.75)LC-HEACs的強化機理和硬度，發(fā)現(xiàn)Cu摩爾比的降低和al含量的加入導致顯微硬度的增加,。從不同Cu,、Al含量的顯微硬度分布曲線(見圖24)可以看出，硬度隨建置方向的增大而增大,。Al0.75Cu0.25涂層的顯微組織由FCC固溶體轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC固溶體,，最大硬度為541.1HV。Al的加入和Cu含量的去除導致了嚴重的晶格錯配,，導致了固溶強化,。

圖24 以cofenialxcu1 -x為基礎(chǔ)的(0.25≤x≤0.75)LC-HEACs的維氏硬度分布曲線顯示硬度向基體方向遞減。此外,，由于固溶強化效果,，Al0.75Cu0.25、Al0.5Cu0.5和Al0.25Cu0.75涂層的最大硬度分別為426.3HV,、519.4HV和541.1HV,。

Xu等利用LC技術(shù)在AISI 1045鋼上制備了FeNiCoCrTiAlx(0≤x≤2)HEACs，發(fā)現(xiàn)al含量的加入使其顯微硬度增加,，在x=0.5后降低,。Al原子半徑越大，晶粒尺寸失配越大(以固溶強化為主),，F(xiàn)CC相向穩(wěn)定的BCC相,、laves相的轉(zhuǎn)變以及晶粒的細化均有助于硬度的提高。

He等研究了Ti添加對alfeconicrtix基(0≤x≤1)LC-HEACs強化機制的影響,。結(jié)果表明,，當摩爾比為1時，由于嚴重的變形引起的固溶強化提高了硬度(966.29HV)。同樣,，Qiu等人在LC技術(shù)合成的CrFeNiCoCuAl2Tix(0≤x≤1)中也觀察到了同樣的強化模式,。

細晶強化(晶界強化):考慮LC-HEACs的細晶強化，觀察強化參數(shù)與晶粒生長的關(guān)系,�,？焖俅慊鹚俾逝cLC-HEACs結(jié)合，通過限制晶粒生長和產(chǎn)生顯著的晶粒細化強化來增強強化,。為了研究強化機理,，Gu等在Q235鋼上合成了FeMgMoNbTi2Yx(0≤x≤1.2)LC-HEACs。研究表明,，Y含量的加入使兩種BCC相轉(zhuǎn)變?yōu)閱我籅CC相,，F(xiàn)CC相[(Nb, Ti)C]持續(xù)存在，Y1.2涂層的最大硬度達到1046HV,。細晶強化使用Hell-Petch公式進行評估,，作者得出結(jié)論:由于Y元素的加入，固溶強化引起晶格畸變,，而細晶強化有助于硬度的增加,。同樣，Wen等人通過光纖激光開發(fā)了基于mocrtiwalfe1.5 nbx(1.5≤x≤3)的RHEACs,，并觀察到Nb3包覆層由于細晶粒強化而具有優(yōu)異的耐磨性和高硬度(910HV),。

沉淀強化:LC-RHEACs中以固溶強化為主，固溶強化開始減弱,。碳化物和laves相通常促進析出強化,。Jiang等研究了Nb含量對AlCoCrFeNiNbx(0≤x≤1)強化機理的影響，發(fā)現(xiàn)laves相(66%分數(shù)體積)的存在使顯微硬度達到913HV,。在另一項研究中報道了FeNiCoCrNbx(0.45≤x≤1)中出現(xiàn)固溶強化[Nb引起的晶格畸變]和析出強化[laves相],。同樣，Liang等人也報道了alcrfew0.2 ni2nbx基LC-HEACs中同樣的固溶硬化[由于Nb元素的原子半徑較大]和沉淀強化[由于Fe2Nb相],。然而,，Wang等觀察到通過LC技術(shù)制備的AlCrMoTiWFe1.5Nbx (x=3)HEACs的910HV0.2顯微硬度是由于固溶體強化、沉淀強化和細晶強化三種強化機制的共同作用,。

彌散強化:彌散強化主要發(fā)生在碳化物顆粒和硬質(zhì)相,。Huang等通過液相色譜技術(shù)制備了cralsitiv基RHEAC，觀察到由于分散在BCC固溶體中的硅化物相[(Ti, V)5Si3]的發(fā)展促進了分散強化,，其顯微硬度達到1108HV值,。在另一項研究中，Sha等報道了al添加對cocrfe2.7 monalx基(0≤x≤2.0)LC-HEACs的影響,，納米壓痕研究表明,，涂層硬度提高到1142HV,。XRD分析表明，涂層由BCC晶格結(jié)構(gòu)[(Al, Ni)富相]和σ-相[(Mo, Cr)富相]組成,。硬度的顯著提高主要是由于晶格畸變引起的固溶強化和σ相引起的彌散強化,。同樣，Chang等也觀察到通過LC合成的FeCoNiBCrx(0.5≤x≤3)的HEACs由于固溶強化(晶格畸變)與彌散強化(溴化物相)的共同作用,，硬度顯著提高至860HV,。

3.2.1. 陶瓷增強LC-HEAC的強化機理

通常，由于形成不同的碳化物和laves相,，陶瓷增強復合材料LC-HEAC具有較高的硬度,。關(guān)于強化機制對機械性能影響的文章很少。Liu等研究了TiC增強AlFeNiCoCrTix基（0≤十,、≤1）通過LC制備復合涂層,。在XRD分析中，（110）峰的靈敏度（參考圖25）表明,，由于Ti含量的增加，出現(xiàn)了新的BCC2相,。Ti在BCC2相中的溶解促進了固溶體強化,，陶瓷顆粒體積分數(shù)的增加形成了分散模式。固溶硬化,、彌散強化和細晶粒強化有助于硬度的增加（1027.5）HV（適用于Ti1涂層）,。此外，結(jié)果表明,，由于采用了增強介質(zhì),，硬度顯著提高，且高于相同的AlFeNiCoCrTix基非增強LC-HEAC,。Guo等人觀察到了tin增強CoFeNiCr2Tix(0≤x≤1)的類似強化模式,。在另一項研究中，Li等人合成了AlFeNiCoCr-xNbC復合涂層,，并發(fā)現(xiàn)陶瓷顆粒的加入抑制了晶粒生長,，同時增加了涂層的體積。因此,，硬度值為525HV是由于固溶強化,、晶粒細化硬化和參與強化的同時作用而實現(xiàn)的。

圖25 tic增強alfenicocrtix基LC-HEACs的XRD分析表明,，Ti含量的加入導致了BCC2相的形成,，并導致了固溶強化的形成。這種硬化模式在x=1中占主導地位,。

3.2.2 熱處理的影響

關(guān)于高溫對LC-HEACs性能影響的報道很少,。Zhang等人研究了熱處理對6fenialcocrtisi基LC-HEACs顯微硬度的影響,，觀察到硬度在>750°C時保持不變。然而,，在750°C后,，由于BCC固溶相的分解，顯微硬度下降,。在另一項研究中,，Zhang等人報道，固溶體強化參與了在500°C后保持硬度不變的過程,。而當硬度試驗載荷從4.9N增加到78.4N時,，壓痕點附近出現(xiàn)25μm的裂紋(見圖26)，說明熱處理對LC-HEACs的斷裂韌性有影響,。同樣,，Zhang等人分析了熱處理對fenicocrcu基LC-HEACs的影響，發(fā)現(xiàn)在750°C和1000°C時分別降低了約5%和16.3%,。然而,，Zhang等人觀察了LC-RHEACs TiZrNbWMo的硬度行為，結(jié)果表明,，在800°C時,，硬度增加到1300HV。這是由于存在析出相[β-TixW1-x],、固溶強化和細晶強化,。

圖26 6fenialcocrtisi基LC-HEACs熱處理表面兩種不同試驗載荷下壓痕的顯微截面圖像(a) 4.9N的壓痕標記;(b) 78.4N的壓痕導致微裂紋，表明熱處理后影響了抗斷裂性能,。

3.2.3 高硬度的應(yīng)用程序

有時,，高硬度是高端應(yīng)用的要求。例如H13鋼已經(jīng)被用作工具鋼和熱加工模具的設(shè)計,，對硬度要求很高,。因此，需要通過沉積硬質(zhì)材料來提高其表面硬度,。為此,，Wall等觀察了alcocrfeni基LC-HEACs的硬度，得到了728.66HV的硬度值,。熔覆層中α-Fe和γ-Fe相的減少以及FCC相的增加是熔覆層硬度增加的主要原因,。同樣，Shu等開發(fā)了LC技術(shù)制備的基于bcocrfeni的HEAC,，發(fā)現(xiàn)非晶態(tài)相的形成使顯微硬度提高到1000HV,。獲得的硬度高于FeNiMoSi復合涂層，后者也被研究用于相同的特定應(yīng)用,。

綜上所述,，文獻報道的不同LC-HEACs的硬度數(shù)據(jù)如圖23所示,，CoCr monal2fe2.7涂層的最大顯微硬度為1142HV。大多數(shù)的研究都集中在強化機制上,，表明硬度和其他機械性能取決于晶格畸變效應(yīng),。此外，加入尺寸較大的合金元素,，由于尺寸失配而產(chǎn)生的晶格應(yīng)變與傳統(tǒng)的HEAs沒有什么不同,，這種應(yīng)變導致固溶強化。不同LC-HEACs的強化模式分別為固溶強化,、沉淀強化,、彌散強化和細晶強化，這些強化均對硬度有貢獻,。陶瓷顆粒增強復合材料LC-HEACs由于硬質(zhì)相的分散而顯著提高,。此外，后處理對LC-HEACs的顯微硬度也有一定的影響,。細晶硬化,、沉淀硬化和固溶硬化是LC-HEACs熱處理的主要機理。最后,，LC HEAC的熱處理還有一個未來的范圍,，在該范圍內(nèi)，可以調(diào)整微觀結(jié)構(gòu),，以允許由于相變誘導塑性和孿晶誘導塑性效應(yīng)而發(fā)生應(yīng)變硬化。

來源：A review on laser cladding of high-entropy alloys, their recenttrends and potential applications,，Journal of Manufacturing Processes,，doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.06.041
參考文獻；S.H. Albedwawi, A. AlJaberi, G.N. Haidemenopoulos, K.Polychronopoulou,，High entropy oxides-exploring a paradigm of promising catalysts: areview,，Mater Des, 109534 (2021)