.172 工程科学学报，第43卷，第2期 出高嫡合金涂层以来，越来越多的研究人员投人 间产生了元素偏析，富集的Cr和Nb作为阳极，优 到热喷涂制备高嫡合金涂层的研究中，而随着粉 先腐蚀 末冶金法2s-2、机械合金法P叨和气雾法2等高嫡 合金制粉方法的成熟，用于制备高嫡合金涂层的 热喷涂方法也越来越多，主要有：等离子喷涂 (APS)、超音速火焰喷涂(HVOF)、高速电弧喷涂 (HVAS)、冷喷涂(CS)等方法. 等离子喷涂制备高熵合金涂层 20 2.1 20 um 等离子喷涂是利用等离子体的高温熔化热喷 图2电化学测试后的腐蚀形貌扫描电镜图像网(a)圆盘状的点蚀 涂材料，由于热源温度可以达到10000℃以上，等 坑：(b)大型腐蚀坑 离子喷涂能够喷涂的材料范围最广，从高嫡合金 Fig.2 SEM images of corrosion morphology after electrochemical tes(a)dish-shaped pitting pits (b)alarge corrosion pit 到高熵陶瓷涂层，几乎没有限制，因此等离子喷涂 是目前制备高嫡合金涂层应用最广的一种热喷涂 Hsu等U利用等离子喷涂制备了一种NiCoo.6Feo.2 技术 Cr1.sSiAlTio.2高嫡合金涂层并对比了其与块体性 Liu等2利用等离子喷涂制备了CoCrFeNiNb, 能的差异.研究表明，块体的硬度为1045HV,涂 高嫡合金涂层，并研究了不同的Nb含量对涂层组 层硬度为429HV相较于块体显著下降.在涂层中 织结构和抗拉性能的影响.研究表明，随着Nb含 出现了块体中不存在的Al2O3和Cr2O3等氧化物 量增加，涂层由FCC单相固溶体转变为FCC和 且涂层孔隙率约为1%~5%.说明涂层力学性能 HCP的双相固溶体，如图1所示.CoCrFeNiNbo..1s5 相较于块体下降的原因就在于等离子喷涂过程中 涂层中含有9.3%富Nb的Laves相，屈服强度为 不可避免的飞行氧化和成分偏析、涂层孔隙等缺 321MPa,塑性应变为21.3%，具有最优异的抗拉 陷.等离子喷涂制备的高熵合金涂层具有较好的 性能 力学性能和耐蚀性能，且与基体的结合紧密.但由 于等离子喷涂的工艺特点，涂层往往会出现偏析、 氧化物、孔隙等不良因素，因此，改善涂层质量成 ■FCC ★Laves phase 为等离子喷涂制备高嫡合金涂层的研究重点 (·m) Ang等2！利用DPV2000检测等离子喷涂过程 Nbo4? 中粒子速度、温度、粒径，并研究了涂层沉积行为 Nbosoe 得出了AlCoCrFeNi和MnCoCrFeNi两种纳米级高 Nbozoe Nbaiss 嫡合金涂层微观形貌和显微硬度的在等离子喷涂 Nbo.i 过程中的规律.研究表明，合理调配喷涂参数可以 Nbo 最大限度的提高粒子熔化程度、飞行速度等，从而 20 0 60 80 100 20M) 改善微观形貌，提高涂层显微硬度，此项研究对于 图1 CoCrFeNiNb,,(x=0,0.103,0.155,0.206,0.309,0.412)X射线衍 等离子喷涂参数的设定具有极佳的参考意义 射图谱 Anupam等B]延续了Ang等的研究思路，并深人研 Fig.1 XRD patterns of the CoCrFeNiNb,(x=0,0.103,0.155,0.206, 究了等离子喷涂AlCoCrFeNi高嫡合金中飞行粒子 0.309,0.412)alloys 的氧化行为，利用DPV2000设备监测喷涂过程中 Wang等Bo在Liu等的研究基础上，深入研究 不同速度、温度、粒径大小的飞行粒子特征，最后 了(CoCrFeNi))gsNb高熵合金涂层的力学性能和 综合对比不同粒径、温度的条件下制备的涂层性 腐蚀行为.研究表明，涂层是由简单的FCC固溶 能，如图3所示.研究表明，选择较窄的粉体粒径 体相和少量的Laves相组成，且与基体结合良好， 范围能改善涂层的微观形貌，选择粒径较大的粉 涂层显微硬度为321HV。5,明显高于基体.涂层具 体有助于减少飞行过程中的氧化行为，此研究对 有良好的耐蚀性，且涂层表面呈现出典型的选择 后续研究中喷涂原料的选择提供了指导性参考 性腐蚀特征.图2为涂层在质量分数为3.5%的 江苏科技大学熊伟利用脉冲电场辅助等离 NaCI溶液中进行电化学实验后的表面形貌.可以 子喷涂制备了AlCoCrFeNiSi高嫡合金涂层.研究 看出腐蚀主要发生于枝晶之间，这是因为枝晶之 表明，随着脉冲电场电压的增加，射流中飞行粒子出高熵合金涂层以来，越来越多的研究人员投入 到热喷涂制备高熵合金涂层的研究中. 而随着粉 末冶金法[25−26]、机械合金法[27] 和气雾法[28] 等高熵 合金制粉方法的成熟，用于制备高熵合金涂层的 热喷涂方法也越来越多 ，主要有 ：等离子喷涂 （APS）、超音速火焰喷涂（HVOF）、高速电弧喷涂 （HVAS）、冷喷涂（CS）等方法. 2.1    等离子喷涂制备高熵合金涂层 等离子喷涂是利用等离子体的高温熔化热喷 涂材料，由于热源温度可以达到 10000 ℃ 以上，等 离子喷涂能够喷涂的材料范围最广，从高熵合金 到高熵陶瓷涂层，几乎没有限制，因此等离子喷涂 是目前制备高熵合金涂层应用最广的一种热喷涂 技术. Liu 等[29] 利用等离子喷涂制备了 CoCrFeNiNbx 高熵合金涂层，并研究了不同的 Nb 含量对涂层组 织结构和抗拉性能的影响. 研究表明，随着 Nb 含 量增加，涂层由 FCC 单相固溶体转变为 FCC 和 HCP 的双相固溶体，如图 1 所示. CoCrFeNiNb0.155 涂层中含有 9.3% 富 Nb 的 Laves 相，屈服强度为 321 MPa，塑性应变为 21.3%，具有最优异的抗拉 性能. 20 40 60 Nb0.412 Nb0.309 Nb0.206 Nb0.155 Nb0 Nb0.103 2θ/(°) Intensity (a.u.) 80 FCC Laves phase 100 图 1    CoCrFeNiNbx（x=0, 0.103, 0.155, 0.206, 0.309, 0.412）X 射线衍 射图谱[29] Fig.1     XRD  patterns  of  the  CoCrFeNiNbx (x=0,  0.103,  0.155,  0.206, 0.309, 0.412) alloys[29] Wang 等[30] 在 Liu 等的研究基础上，深入研究 了（CoCrFeNi）95Nb5 高熵合金涂层的力学性能和 腐蚀行为. 研究表明，涂层是由简单的 FCC 固溶 体相和少量的 Laves 相组成，且与基体结合良好， 涂层显微硬度为 321 HV0.5，明显高于基体. 涂层具 有良好的耐蚀性，且涂层表面呈现出典型的选择 性腐蚀特征. 图 2 为涂层在质量分数为 3.5% 的 NaCl 溶液中进行电化学实验后的表面形貌. 可以 看出腐蚀主要发生于枝晶之间，这是因为枝晶之 间产生了元素偏析，富集的 Cr 和 Nb 作为阳极，优 先腐蚀. (a) 20 μm Dish-shaped pits (b) 20 μm 图 2    电化学测试后的腐蚀形貌扫描电镜图像[30] . （a）圆盘状的点蚀 坑；（b）大型腐蚀坑 Fig.2     SEM  images  of  corrosion  morphology  after  electrochemical test[30] : (a) dish-shaped pitting pits; (b) a large corrosion pit Hsu 等[31] 利用等离子喷涂制备了一种NiCo0.6Fe0.2 Cr1.5SiAlTi0.2 高熵合金涂层并对比了其与块体性 能的差异. 研究表明，块体的硬度为 1045 HV，涂 层硬度为 429 HV 相较于块体显著下降. 在涂层中 出现了块体中不存在的 Al2O3 和 Cr2O3 等氧化物 且涂层孔隙率约为 1%～5%. 说明涂层力学性能 相较于块体下降的原因就在于等离子喷涂过程中 不可避免的飞行氧化和成分偏析、涂层孔隙等缺 陷. 等离子喷涂制备的高熵合金涂层具有较好的 力学性能和耐蚀性能，且与基体的结合紧密. 但由 于等离子喷涂的工艺特点，涂层往往会出现偏析、 氧化物、孔隙等不良因素，因此，改善涂层质量成 为等离子喷涂制备高熵合金涂层的研究重点. Ang 等[32] 利用 DPV 2000 检测等离子喷涂过程 中粒子速度、温度、粒径，并研究了涂层沉积行为. 得出了 AlCoCrFeNi 和 MnCoCrFeNi 两种纳米级高 熵合金涂层微观形貌和显微硬度的在等离子喷涂 过程中的规律. 研究表明，合理调配喷涂参数可以 最大限度的提高粒子熔化程度、飞行速度等，从而 改善微观形貌，提高涂层显微硬度，此项研究对于 等离子喷涂参数的设定具有极佳的参考意义. Anupam 等[33] 延续了 Ang 等的研究思路，并深入研 究了等离子喷涂 AlCoCrFeNi 高熵合金中飞行粒子 的氧化行为，利用 DPV 2000 设备监测喷涂过程中 不同速度、温度、粒径大小的飞行粒子特征，最后 综合对比不同粒径、温度的条件下制备的涂层性 能，如图 3 所示. 研究表明，选择较窄的粉体粒径 范围能改善涂层的微观形貌，选择粒径较大的粉 体有助于减少飞行过程中的氧化行为，此研究对 后续研究中喷涂原料的选择提供了指导性参考. 江苏科技大学熊伟[34] 利用脉冲电场辅助等离 子喷涂制备了 AlCoCrFeNiSi 高熵合金涂层. 研究 表明，随着脉冲电场电压的增加，射流中飞行粒子 · 172 · 工程科学学报，第 43 卷，第 2 期