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(fù)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(fù)雜的數(shù)學(xué)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(xué)。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(xué)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(xué)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(xué)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(xué)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(xué)細(xì)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(xué)模型的方法，即應(yīng)用傳熱模型和相變動力學(xué)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(xué)行為，并預(yù)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(dǎo)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(dāng)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(xué)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(xué)模型預(yù)測，導(dǎo)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(dǎo)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(yù)測包層到基板的溫度歷史對于計算加熱速率非常重要（?HR），冷卻速率?鉻，溫度梯度（G），凝固速率（R = ? / 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(yù)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(xué)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(yù)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(xué)行為。時間-溫度曲線顯示，高激光注量導(dǎo)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(xì)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(xué)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(xué)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(xué)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(xì)微觀結(jié)構(gòu)。超細(xì)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(xué)模擬，以預(yù)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(fù)合層的溫度-時間曲線，顯示后續(xù)復(fù)合層的復(fù)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(xué)行為。結(jié)果表明，由于溫度分布不均，包層開裂導(dǎo)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(yù)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(xué)效應(yīng)和熱力學(xué)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(xì)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(xué)相互作用導(dǎo)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(xì)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(xì)胞結(jié)構(gòu)。在某些情況下，在HEAs中摻入不同的合金元素導(dǎo)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(dǎo)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(xì)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睿鐖D21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)槎嘞唷＠?，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(xì)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(fù)層組織由片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)樾Y(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(xì)，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(xì)化導(dǎo)致了超細(xì)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(xì)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(dǎo)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(xì)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(yán)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(dǎo)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(dǎo)致了嚴(yán)重的晶格錯配，導(dǎo)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(xì)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(dāng)摩爾比為1時，由于嚴(yán)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(xì)晶強化(晶界強化):考慮LC-HEACs的細(xì)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(xì)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(xì)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(xì)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(xì)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?jǐn)?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(xì)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(fù)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(fù)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?jǐn)?shù)的增加形成了分散模式。固溶硬化、彌散強化和細(xì)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(fù)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(xì)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(dǎo)致了BCC2相的形成，并導(dǎo)致了固溶強化的形成。這種硬化模式在x=1中占主導(dǎo)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(dāng)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(xì)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(biāo)記;(b) 78.4N的壓痕導(dǎo)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(fù)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(dǎo)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(xì)晶強化，這些強化均對硬度有貢獻。陶瓷顆粒增強復(fù)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(xì)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(dǎo)塑性和孿晶誘導(dǎo)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)