122 工程科学学报，第43卷，第1期 2000 (a) (b) 77K 1600 ★ FCC fibers 1200 298K AlCoCrFeNi HCP 800 As FCC 400 Al-CoCrFeNi single crystal AloCoCrFeNi 20 40 60 80 100 Fracture clongation/% 图2 Alo CoCrFeNi高熵合金纤维.(a)力学性能：(b)宏观视图W Fig.2 AlCoCrFeNi high-entropy alloy fibers:(a)tensile strength and ductility,(b)macroscopic views! 金丝材还表现出良好的抗氢脆能力 Xing等g将Cr,Fe,V元素与Ta,W元素分别制备 3高熵合金薄膜 成两个独立的靶材，采用双靶共溅射的技术制备 了伪二元的高嫡合金薄膜，当Ta,W两种元素含 作为高嫡合金发展的一个重要分支，高嫡合金 量较低的时候，薄膜呈现非晶态结构，而随着Ta, 薄膜在降低维度的同时延续了块体高嫡合金的特 W两种元素含量的增加，薄膜相结构逐渐由非品 点，表现出了优于传统合金薄膜的综合性能，如高 态结构向BCC结构转变，计算结果表明Ta,W两 硬度、优异的耐磨与耐腐蚀性、良好的热稳定性 种元素含量的增加将使体系原子半径差δ不断增 等，在太阳能光热转化、刀具耐磨涂层、耐腐蚀 大.Braeckman与Depla 30研究了Nb含量变化对 防护以及扩散阻挡层等领域展现了深远的发展 Nb,CoCrCuFeNi薄膜的相结构的影响，如图3所 前景. 示，图中的a-SiO2是指Si基片表面形成的二氧化 3.1工艺参数与相结构 硅产生的非晶衍射峰.随着Nb含量的增加，薄膜 随着学者们对高熵合金薄膜研究的不断深入， 从FCC结构向非晶态结构转变，这种变化可能与 目前已有多种成膜技术被证明可用于制备高质量 组成元素中Nb的原子半径最大有关 的高嫡合金薄膜或涂层，包括磁控溅射法3、激 光熔覆法5-2、热喷涂法P7和电化学沉积法2 (111)(200) (220)(311) 等.其中磁控溅射法因沉积速度快、成膜质量高、 Nb atomic percentage=23% .w 膜厚易于控制且可在沉积过程中加入反应活性气 Nb atomic percentage=15% 体（如N2、O2)等优势成为了高嫡合金薄膜制备最 常用的方式之一 Nb atomic percentage=10% 块体高嫡合金在凝固时通常形成单相固溶体 Nb atomic percentage-5% 结构，而对于高嫡合金薄膜而言，除了形成简单的 Nb atomic percentage-0 固溶体结构外，还倾向于形成非晶态结构.这种非 30405060708090100 晶态结构的形成与合金体系的高混合熵以及组成 2) 元素间大的原子尺寸差有关，高的混合嫡增强了 图3不同Nb含量Nb,CoCrCuFeNi薄膜的XRD图谱O 薄膜中各元素之间的互溶，而大的原子尺寸差导 Fig.3 XRD patters of the Nb,CoCrCuFeNi films with different Nb 致了严重的品格畸变，有利于非品相结构的形成 atomic percentages 另一方面，溅射过程中靶材内各元素在高能Ar等 沉积时的工艺参数对高嫡合金薄膜相结构形 离子体的轰击下被激发成粒子态，在外加电场作 成也会产生重要的影响.闫薛卉与张勇在综述 用下飞向基底直接由粒子态转变为固态，整个转 文章中详细介绍了工作气氛、基底偏压、衬底温 变过程中冷速非常快（约10°Ks),因此沉积粒子 度等因素对磁控溅射制备高嫡合金薄膜相结构的 在尚未结成晶粒时便达到了最终状态，基于这种 影响.例如，溅射时N2流量的增加会促进金属元 “快淬效应”，高嫡合金薄膜也易形成非晶态结构 素与氨元素在沉积时的结合倾向，在薄膜内形成金丝材还表现出良好的抗氢脆能力. 3    高熵合金薄膜 作为高熵合金发展的一个重要分支，高熵合金 薄膜在降低维度的同时延续了块体高熵合金的特 点，表现出了优于传统合金薄膜的综合性能，如高 硬度、优异的耐磨与耐腐蚀性、良好的热稳定性 等，在太阳能光热转化、刀具耐磨涂层、耐腐蚀 防护以及扩散阻挡层等领域展现了深远的发展 前景. 3.1    工艺参数与相结构 随着学者们对高熵合金薄膜研究的不断深入， 目前已有多种成膜技术被证明可用于制备高质量 的高熵合金薄膜或涂层，包括磁控溅射法[23−24]、激 光熔覆法[25−26]、热喷涂法[27] 和电化学沉积法[28] 等. 其中磁控溅射法因沉积速度快、成膜质量高、 膜厚易于控制且可在沉积过程中加入反应活性气 体（如 N2、O2）等优势成为了高熵合金薄膜制备最 常用的方式之一. 块体高熵合金在凝固时通常形成单相固溶体 结构，而对于高熵合金薄膜而言，除了形成简单的 固溶体结构外，还倾向于形成非晶态结构. 这种非 晶态结构的形成与合金体系的高混合熵以及组成 元素间大的原子尺寸差有关，高的混合熵增强了 薄膜中各元素之间的互溶，而大的原子尺寸差导 致了严重的晶格畸变，有利于非晶相结构的形成. 另一方面，溅射过程中靶材内各元素在高能 Ar 等 离子体的轰击下被激发成粒子态，在外加电场作 用下飞向基底直接由粒子态转变为固态，整个转 变过程中冷速非常快（约 109 K·s−1），因此沉积粒子 在尚未结成晶粒时便达到了最终状态，基于这种 “快淬效应”，高熵合金薄膜也易形成非晶态结构. Xing 等[29] 将 Cr，Fe，V 元素与 Ta，W 元素分别制备 成两个独立的靶材，采用双靶共溅射的技术制备 了伪二元的高熵合金薄膜，当 Ta，W 两种元素含 量较低的时候，薄膜呈现非晶态结构，而随着 Ta， W 两种元素含量的增加，薄膜相结构逐渐由非晶 态结构向 BCC 结构转变，计算结果表明 Ta，W 两 种元素含量的增加将使体系原子半径差 δ 不断增 大. Braeckman 与 Depla [30] 研究了 Nb 含量变化对 NbxCoCrCuFeNi 薄膜的相结构的影响 ，如图 3 所 示，图中的 a-SiO2 是指 Si 基片表面形成的二氧化 硅产生的非晶衍射峰. 随着 Nb 含量的增加，薄膜 从 FCC 结构向非晶态结构转变，这种变化可能与 组成元素中 Nb 的原子半径最大有关. 30 40 100 50 60 70 80 90 (111)(200) (220) (311) Nb atomic percentage=23% Nb atomic percentage=15% Nb atomic percentage=10% Nb atomic percentage=5% Nb atomic percentage=0% Relative intensity 2θ/(°) 图 3    不同 Nb 含量 NbxCoCrCuFeNi 薄膜的 XRD 图谱[30] Fig.3     XRD  patterns  of  the  NbxCoCrCuFeNi  films  with  different  Nb atomic percentages[30] 沉积时的工艺参数对高熵合金薄膜相结构形 成也会产生重要的影响. 闫薛卉与张勇[31] 在综述 文章中详细介绍了工作气氛、基底偏压、衬底温 度等因素对磁控溅射制备高熵合金薄膜相结构的 影响. 例如，溅射时 N2 流量的增加会促进金属元 素与氮元素在沉积时的结合倾向，在薄膜内形成 0 20 40 60 80 100 0 2000 (a) (b) 1600 1200 800 400 FCC FCC BCC HCP 77 K Al0.3CoCrFeNi fibers Al0.3CoCrFeNi Al0.3CoCrFeNi As-cast Al0.3CoCrFeNi single crystal 298 K Tensile strength/MPa Fracture clongation/% 图 2    Al0.3CoCrFeNi 高熵合金纤维. （a）力学性能；（b）宏观视图[17] Fig.2    Al0.3CoCrFeNi high-entropy alloy fibers: (a) tensile strength and ductility; (b) macroscopic views[17] · 122 · 工程科学学报，第 43 卷，第 1 期