综述：激光熔覆⾼熵合⾦的研究现状、发展趋势及应⽤前景（4）
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本⽂探讨了激光熔覆⾼熵合⾦的研究现状、发展趋势及应⽤前景。本⽂为第四部分。
4.LC HEAC的潜在应⽤
本节包含LC HEACs特殊应⽤的性能要求。然⽽，在实验室⼯作中，LC-HEACs被⽤于改善恶劣⼯作材料的性能，其实际应⽤仍然有限。然⽽，近年来，研究⼈员试图评估激光熔覆HEA的性能，以提⾼其在⼯业中的应⽤。本部分包括耐磨应⽤、耐腐蚀应⽤、耐侵蚀应⽤、抗氧化应⽤、热障应⽤、⽣物医学应⽤、抗辐照应⽤、电⼦应⽤和氢存储应⽤的⼦部分。
4．1. 耐磨的应⽤程序
在农业机械、采矿⼯具、汽车⼯业、罐头⼯业、可再⽣能源部门、风⼒涡轮机的叶⽚和各种其他应⽤中都需要耐磨涂层，以防⽌磨损。历史上，轻量型HEAs、颗粒增强型HEAs和RHEAs都表现出优异的耐磨性。许多研究⼈员试图通过LC技术开发厚包层的耐磨HEAs，以增强其潜在的应⽤。
钛及其合⾦因其优良的性能已⼴泛应⽤于海洋、航空航天、⽣物医学和化⼯等⾏业。然⽽，在摩擦条件
2012款马自达3下，由于耐磨性较差，经常发⽣失效，降低了零件的使⽤寿命。以HEA为包层的激光表⾯处理可以被认为是满⾜复杂服务环境的⼀种可能的解决⽅案。为了提⾼TC4合⾦的磨损性能，Li等合成了通过LC技术制造的cocrfev0.5 tixni2基(0≤x≤1.25)HEACs。作者观察到，在HEA中加⼊Ti，由于IMCs [(Co, Ni)Ti2韧性相]和BCC硬相的最佳存在，耐磨性提⾼到x=0.75。Ti0.75的磨损形态为氧化磨损、磨料磨损和粘着磨损，磨损率~44.26×10−6mm3/Nm，远低于TC4合⾦。
H13 (4Cr5MoSiV)钢⼴泛应⽤于热加⼯模具的应⽤中，⾼温和受⼒导致其失效。为了提⾼H13钢的使⽤寿命，必须提⾼其耐磨性。⼀些研究⼈员试图通过制造LC-HEACs来改善模具钢的磨损性能。例如，Cui等⼈试图通过激光沉积fecocrmnnialx基(0≤x≤0.75)HEA来改善H13钢的⾼温磨损⾏为，随着al含量的增加，耐磨性增强。SEM分析表
明，Al0.75涂层的包覆材料通过磨粒磨损机制丢失，如图27所⽰。LC-HEACs优异的耐磨性可归因于磨粒磨损和⾃润滑层。⾮晶材料具有优异的耐磨性能，是⼀种很有前途的表⾯改性材料。Shu等利⽤Nd: YAG激光合成了Cr29B14Ni8Si7(FexCo100-x)42基(其中x值分别为52%、57%、62%和67%)HEA⾮晶熔覆层，提⾼了H13钢的耐磨性。结果表明，Fe与Co的⽐例为1:1时，⾮晶含量最⾼，约为67%。当温度为2:1时，⾮晶含量最⼩，为59.2%。LC-HEACs具有优异的⾼温磨损性能，这与Co2B和CoFe15.7相的形成有关。
图27 扫描电镜观察了常温下fecocrmnnialx基HEA包层与H13钢基体的磨损形貌及磨损机理。磨损损耗⾼主要归因于粘着磨损⽅式;(a) Al0涂层的粘着磨损;(b) Al0.25涂层的粘着磨损;(c) Al0.5涂层的粘着磨损;(d)随着Al含量的增加，磨损⽅式开始由胶粘剂磨损向磨粒磨损转变(对于Al0.75涂层);(e)基材质量的粘胶磨损促进了⾼质量损失。
M2⼯具钢由于其优异的机械加⼯性能，也被应⽤于现代制造业。然⽽，⾼硬度材料的加⼯显著增加了⼑具的磨损。因此，需要具有优良耐磨性和热稳定性的⾼速切削⼑具。为了解决这个问题，Guo等⼈使⽤往复式磨损试验机观察了基于MoCrTiWAlFeNb的RHEACs激光涂层的磨损性能。结果表明，其耐磨性优于M2⼯具钢，摩擦系数为0.51，体积损失为0.0787mm3，扫描速度为4毫⽶/秒，激光功率2600W.LC-RHEACs优异的磨损性能是由于参与碳化物相
[（Nb，Ti）C]、laves相[hcp-Fe2Nb]以及⾃润滑层（Al2O3）的形成。在另⼀项研究中，Wang等⼈合成了新型涂层MoCrTiWAlFe1。基于5Nbx（1.5≤⼗、≤3）研究了铌含量对激光熔覆层磨损⾏为的影响。磨损表⾯的SEM分析表明，磨损机制为磨粒模式，由于IMC和laves相的形成⽽具有Nb3包层。此外，与Guo等⼈报道的基于MoCrTiWAlFeNb的LC-RHEACs相⽐，这种HEA-分⽀组合产⽣了更好的结果。
哈雷883n价格Q235钢由于其良好的焊接性和低成本，在结构应⽤中得到了⼴泛的应⽤。然⽽，它在海⽔中的磨损性能较差，这限制了它在海洋⼯程中的应⽤。在实验⼯作中，Liang等⼈通过合成AlCrFe2Ni2Mo0改善了Q235的磨损性能。在实验⼯作中，Liang等利⽤半导体激光在去离⼦⽔、⼈⼯海⽔和1M NaCl溶液中制备alcrfe2ni2mo0.75 w0.2基HEACs，改善了Q235的磨损性能。Q235钢具有良好的焊接性和较低的成本，在结构领域得到了⼴泛的应⽤。然⽽，它在海⽔中表现出较差的磨损性能，这限制了它在海洋⼯程中的应⽤。
在实验⼯作中，Liang等利⽤半导体激光在去离⼦⽔、⼈⼯海⽔和1M NaCl溶液中制备alcrfe2ni2mo0.75 w0.2基HEACs，改善了Q235的磨损性能。观察到去离⼦⽔磨损率为23.89×10−6mm3 /Nmm，1M NaCl solution为17.82×10−6mm3 / Nm ，和海⽔溶液10.13×10−6mm3 / Nm。磨损率对⽐表明，由于摩擦膜[Mg(OH)2, CaCO3，和Ca(OH)2]的发展，包层在⼈⼯海⽔中表现出更好的耐磨性，如图28所⽰。这些结果也验证了alcrfe2ni2mo0.75 w0.2基涂层作为海洋⼯程应⽤的耐磨层的潜在⽤途。
在另⼀项提⾼Q235钢在结构应⽤中的使⽤率的研究中，Lin等⼈研究了AlFeCoCrNiB的摩擦学⾏为。x基于（0 ≤ x ≤0.75）的HEAC激光沉积在Q235钢上，并观察到由于x = 0.5 [M]处存在硬相⽽显着增加的耐磨性2B 其中 M = Fe， Ni，Cr， Co]。此外，由于硬相有助于降低剪切⼒，磨损机制从粘合剂转变为磨料磨损。
沃尔沃s40最新报价图28 alcrfe2ni2mo0.75 w0.2基LC-HEACs在⼈⼯海⽔中的摩擦学⾏为⽰意图。在海⽔溶液中Mg+2和Ca+2的存在，通过如图所⽰的化学反应，形成了Mg(OH)2、CaCO3和Ca(OH)2的硬质摩擦膜。这些氧化物和氢氧化物薄膜防⽌了磨料球和包层之间的直接接触，有助于降低摩擦系数和磨损。
科鲁兹1.6油耗SS - 904L型搅拌桨已在磷化⼯⾏业得到应⽤。然⽽，由于叶⽚与磷矿的碰撞，这些叶⽚遭受了严重的磨损。这降低了⼑⽚的使⽤寿命。因此，对SS904L叶⽚进⾏涂层是提⾼叶⽚使⽤寿命、降低维修成本的必要⼿段。为了提⾼SS904L的效率和使⽤寿命，Guo等报道了以GCr15为对应材料，通过LC技术制备的tin增强cofenicr2tix基(0≤x≤1)HEACs的摩擦学性能。结果表明，Ti含量的掺⼊提⾼了包层的耐磨性，这主要是由于包层中imc的形成促进了弥散强化。
1045钢⽤于制造汽车、船舶和航空航天领域的各种部件。然⽽，⾼端的⼯作导致了材料的损耗，需要合适的耐磨镀层。为了改善1045钢的⾼温磨损性能，Guo等⼈通过LC技术合成了alcocufeni基的HEACs，并观察了其在不同⾼温下的磨损⾏为。结果表明，当温度升⾼到800°C时，磨损率降低。这可能是由于在⾼温下形成了稳定的由Fe2O3、Fe3O4、CuO和Al2O3组成的氧化膜。在另⼀项研究中，Xu等⼈研究了基于fenicocrtialx(0≤x≤2)的LC-HEACs在1045钢上的摩擦学⾏为，发现随着al含量的增加，包层的质量损失显著增加。扫描电镜(SEM)分析表明，铝含量的增加和磨损模式由磨粒磨损向断裂磨损转变导致了剥落。
此外，所有激光包覆层的质量损失均低于基体。同样，为了提⾼1045钢的⾼温耐磨性，Li等研究了热处理对LC⼯艺制备的alfenicocrti0.8基HEAC耐磨性的影响。如图29所⽰，体积磨损率随着温度的升⾼⽽增加，是室温下LC-HEAC的5倍。SEM分析表明，在室温下，磨损形态为氧化磨损和磨粒磨损。⽽在⾼温下则出现摩擦氧化和粘着磨损。即使在⾼温下(10 ~ 6mm3/Nm)，也⽐等离⼦喷涂制备的相同成分的HEA具有优异的耐磨性。
图29（a）LC-HEAC体积磨损率的⽐较，其中AlCrFe2Ni2W0.2Mo0.75由于⾃润滑层形成，磨损率最低。此外，合⾦元素的添加导致各种IMC和熔炉相的形成，有助于获得优异的耐磨性。（b）⽐较了⾼温下体积磨损率，表明磨损率随着温度的升⾼⽽增强，⽽氧化和粘合剂磨损是主要的磨损模式。此外，基于等摩尔AlCoCrFeNiTi的LC-HEAC⽐⾮等摩尔LC-HEAC具有更好的耐磨性。
不锈钢是建筑、结构和⽣物医学⼯程的理想材料。然⽽，SS的劣质耐磨性吸引了LC界转向可能的HEA包层。例如，为了提⾼⾼温磨损应⽤中的SS 316L的使⽤寿命，Wen等⼈利⽤混合技术合成了fecrcoalmo0.1mn0.5基HEA的⽆裂纹激光熔覆层，并在1M NaCl溶液和⼲燥条件下评估了其摩擦学性能。在600°C和室温⼲滑动条件下的磨损质量损失分别为0.8mg和2.2mg，在1M NaCl溶液中测量的磨损质量损失为0.3mg。结果表明，在这两种条件下，熔覆层的耐磨性均优于基体。在600℃时，表⾯氧化膜分布更加均匀，具有良好的磨损性能。因此，FeCrCoAlMo0.1Mn0.5的HEAC可以作为⼀种极端⼯作环境下的涂层材料。
为了提⾼304的摩擦学性能，Jiang等⼈通过添加0.5和1M⽐例的稀⼟氧化物(CeO2)沉积了alcocrfenti基HEA包层。结果表明，三种情况下的磨损率均为2.44 × 10−6mm3/Nmfor AlCoCrFeNiTi， 0.64 × 10−6mm3/Nm for AlCoCrFeNiTi-0.5% CeO2和 0.28 × 10−6mm3/Nm for AlCoCrFeNiTi-1%。对1% CeO2复合材料的磨损表⾯进⾏了扫描电镜分析，发现其磨损规律为磨粒磨损，⽆微裂纹。由于CeO2颗粒致密、均匀分布，固溶强化和细晶强化的共同作⽤使耐磨性得到显著提⾼。
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4.1.1. 颗粒增强HEA基复合涂层
颗粒增强LC HEAC由于其⾼耐磨性也变得重要。它通常涉及TiN、TiC、BN、NbC、WC等陶瓷的增强。然⽽，增强介质的选择取决于物理性质、增强颗粒相以及在基体中的⼀定程度的溶解性，⽽不会发⽣危险的化学反应。
为了提⾼1045钢的性能，Li等⼈合成了tic增强的alcofenicrtix基(0≤x≤1)LC-HEACs，并观察了⾼温下的磨损⾏为。由于tic增强颗粒促进了额外的弥散硬化，这些包层提供了⽐alcofenicrti基包层更好的结果。优异的耐磨性，即使在⾼温下也具有优异的耐磨性，这是由于⾃润滑层的形成。同样，为了延长45钢的寿命，Zhang等⼈研究了⾦刚⽯颗粒对LC技术制备的nicocrnb0.5 ti0.5基HEAC的影响，并观察到以磨粒磨损为主要磨损机制的6wt%的⾦刚⽯颗粒具有优异的磨损性能。这可能是由于细晶硬化、固溶硬化以及碳化物相[(Ti, Nb)C和Cr3C2]的参与硬化。为了提⾼Q235钢的使⽤寿命，Li 等研究了NbC颗粒对⼤功率⼆极管激光合成的crconifeal基复合镀层的影响。作者观察到nbc增强的HEACs具有更好的耐磨性。这可能是由于NbC引起的细晶强化。
衬底的微观结构(a)和XRD结果(b)。
实验选⽤退⽕后的AISI1045钢板作为衬底，其直径为130 mm，厚度为20 mm。表⾯⽤⾓磨机(S1M-KP15-100)抛光。对基体进⾏⾦相观察和x射线衍射(XRD, D8先进)，结果如上图所⽰。AISI1045钢的显微组织主要由铁素体和珠光体组成(图a)，晶体结构为BCC型(图b)。选⽤Al、Co、Cr、Fe、Ni、Ti的纯⾦属粉末(最低为99.5 wt %)作为原料。采⽤直径为0.8 μm的光纤激光器(lls -400- cttc - y11)沉积AlCoCrFeNiTi HEA涂层。为了减少涂层中⽓孔的产⽣，实验中采⽤了同步进粉。粉料输送器(DPSF-2)⽤于输送粉料。采⽤3 ~ 4 L/min的⾼纯氩⽓作为保护⽓体。激光功率为2200 W，束径为4.6 mm，扫描速度为5 mm/s，离焦距离为+ 45 mm，重叠率为40%，送粉速度为3.3 g/min。
为了提⾼304的摩擦学性能，Jiang等⼈通过添加0.5和1M⽐例的稀⼟氧化物(CeO2)沉积了alcocrfenti基HEA包层。结果表明，三种情况下的磨损率均为;2.44×10−6mm3 / NmAlCoCrFeNiTi 0.64×10−6mm3 CeO2 / Nm AlCoCrFeNiTi - 0.5%和0.28×10−6mm3 / Nm CeO2AlCoCrFeNiTi - 1%。对1% CeO2复合材料的磨损表⾯进⾏了扫描电镜分析，发现其磨损规律为磨粒磨损，⽆微裂纹。由于CeO2颗粒致密、均匀分布，固溶强化和细晶强化的共同作⽤使耐磨性得到显著提⾼。
4.1.2 激光功率对耐磨性的影响
下表总结了激光加⼯参数对LC-HEACs磨损性能的影响。很少有⼈研究这些参数对耐磨性的影响。例如，Wang等观察了激光加⼯参数对使⽤Si3Ni4磨料介质的⾦刚⽯增强fecocrmoni基HEA复合涂层磨损性能的影响。结果表明，熔覆层的磨损机理由黏着磨损转变为磨粒磨损，在较低功率下表现出较好的摩擦学性能。因此，它可以作为42CrMo钢的涂层材料。为了在H13钢上获得耐磨涂层，Shu等⼈评估了激光功率对Nd: YAG激光制备的bfecocrsini基⾮晶涂层磨损⾏为的影响。研究发现，随着激光功率从0.233kW增加到0.7kW，磨损质量损失增加。这是由于在低功率下⾮晶含量⾼，⽽⾮晶含量⾼有助于获得更好的耐磨性。磨损表⾯的SEM分析(见图30)显⽰，⾼⾮晶态熔覆层形成了较浅、较窄的磨损轨迹，具有轻微的氧化和粘着磨损。
总结了激光加⼯参数对LC-HEACs磨损性能的影响。
图30 SEM照⽚显⽰了不同功率下基于bfecocrsini的HEA⾮晶涂层的磨损表⾯形貌;(a) 0.233kW的磨损表⾯描述氧化和粘着磨损机理;(b)磨损表⾯由于低的⾮晶含量(0.476kW)，磨损痕迹更深;(c)在0.583kW处出现了较深的犁沟，导致耐磨性下降;(d) 0.7kW的⾼⽆定形含量产⽣了优异的耐磨涂层。
综上所述，LC-HEACs的耐磨性取决于HEAs的成分和摩尔⽐、⼯作温度范围和增强介质。磨料、氧化和胶粘剂是LC-HEACs涉及的磨损模式。总之，激光技术制备的HEACs在所有温度下都表现出良好的磨损性能，这主要是由于氧化层的⾃润滑作⽤和脆性和硬相的形成。从图29和图31中可以看出，与LC-HEACs相⽐，LC-RHEACs具有更好的磨损性能。这可能是由于laaves相的发展和沉淀。然⽽，LC-HEACs和LC-RHEACs必须进⼀步表征，以评估它们作为磨料应⽤的涂层介质的未来，并更好地理解摩擦模式，以提⾼这些包层的耐磨性。