高熵合金涂層的研究現(xiàn)狀

龍瓊*，羅君，李小麗，羅詠梅，周登鳳，張英哲，伍玉嬌

（貴州理工學(xué)院貴州省輕金屬材料制備技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，貴州 貴陽 550003）

近年來，高熵合金(HEAs)由于具有獨(dú)特的多元固溶結(jié)構(gòu)，以及優(yōu)異的綜合性能，引起了研究人員的極大關(guān)注。高混合熵使HEAs具有較低的自由能和較高的相穩(wěn)定性，傾向于形成單相固溶體，或僅含有少量金屬間化合物相和亞穩(wěn)態(tài)粒子[1]。這種多組元固溶體具有較大的溶解度，因而使 HEAs具有很高的強(qiáng)度，以及優(yōu)良的耐蝕性、塑性、耐低溫性、抗高溫氧化性、耐輻射性，再加上有軟磁性，可在寬溫度范圍內(nèi)應(yīng)用，故HEAs是繼非晶合金和金屬間化合物后又一個(gè)新的研究熱點(diǎn)[2]。

傳統(tǒng)的合金涂層設(shè)計(jì)理念是以一種或兩種元素為主，通過添加少量的其他元素來改善和提升合金涂層的性能。然而傳統(tǒng)的金屬氮化物、碳化物和氧化物涂層是低熵涂層，由于合金熵的局限性，不能滿足人們對涂層材料越來越高的需求標(biāo)準(zhǔn)。隨著HEAs的發(fā)展，研究人員對高熵合金涂層(HECs)進(jìn)行了較為深入的研究。HECs不僅具有HEAs優(yōu)良的性能，甚至某些性能還得到顯著增強(qiáng)，它們在耐腐蝕涂層[3]、高硬度涂層[4]、高磁性能涂層[5]、集成電路系統(tǒng)擴(kuò)散阻擋層[6]等方面具有重要的應(yīng)用潛力。HECs的機(jī)械性能、耐腐蝕性能受多種因素(如加工工藝、成分，相形成與轉(zhuǎn)變)的影響。本文討論了它們獨(dú)特的冶金特性、結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和腐蝕行為，并對HECs的應(yīng)用前景進(jìn)行了展望。

1 HECs的產(chǎn)生和發(fā)展

多主元高熵合金是 1995年臺灣國立清華大學(xué)葉均蔚教授在研究非晶合金的基礎(chǔ)上首次提出的等摩爾多主元合金的概念，并于2004年將其定義為高熵合金。這種合金主要由單一的面心立方結(jié)構(gòu)(FCC)、體心立方結(jié)構(gòu)(BCC)或密排六方結(jié)構(gòu)(HCP)固溶體相構(gòu)成。Diao等[7]基于力學(xué)性能將HEAs分為4類(見圖1)：(1)僅包括3d過渡金屬；(2)含過渡金屬及較大原子半徑的元素(如Al等)；(3)基于難熔金屬；(4)其他。

圖1 高熵合金的分類Figure 1 Classifications of HEAs

HECs是在 HEAs上發(fā)展起來的。2005年，Chen等[8]報(bào)告了磁控濺射制備 FeCoNiCrCuAlMn和FeCoNiCrCuAl0.5氮化物涂層的方法，并探討了N2流量對相結(jié)構(gòu)的影響。Huang等[9]分析了AlCoCrCu0.5NiFe氧化物涂層的相結(jié)構(gòu)、硬度和相穩(wěn)定性。Tsai等[10]采用磁控濺射制備了AlMoNbSiTaTiVZr涂層，并將其用作Cu和Si晶片之間的擴(kuò)散阻擋層。近年來，隨著HECs持續(xù)發(fā)展，激光熔覆法制備的HECs逐漸發(fā)展起來[11]。

目前，HECs主要包括氮化物涂層和氧化物涂層，其成分設(shè)計(jì)原理與 HEAs類似。一般來說，構(gòu)成HECs的元素可以分為兩類——基本元素和功能元素。Cr、Fe、Co、Ni、Cu等連同其他一些功能元素，它們的原子半徑差異不大，傾向于形成簡單的面心立方或體心立方固溶體結(jié)構(gòu)，可以被稱為基本元素。而Ti、V、W等元素具有良好的熱穩(wěn)定性和耐腐蝕性能，可以稱之為功能元素。在制備HECs時(shí)，根據(jù)性能要求可以將功能元素添加到基本元素中。此外，還可以添加一些非金屬元素，如B、N和C以填補(bǔ)涂層原子間隙位置，以改善硬度。Al的原子半徑比較大，容易導(dǎo)致涂層產(chǎn)生晶格畸變，有利于形成非晶相結(jié)構(gòu)。

2 HECs的制備

HECs的制備方法主要有磁控濺射[12]、激光熔覆[13]、電化學(xué)沉積[14]、等離子熔覆[15]、電弧熱噴涂[16]、冷噴涂[17]等。其中，磁控濺射和激光熔覆最成熟。表1總結(jié)了這兩種技術(shù)的特點(diǎn)。

磁控濺射沉積的原理是濺射效應(yīng)，采用高能粒子轟擊目標(biāo)表面，使目標(biāo)原子逸出并沿某個(gè)方向移動(dòng)，最終在基板上形成涂層(見圖2)。施加磁場和電場可以增加電子、帶電粒子和氣體分子的碰撞概率。

在一般情況下，采用電弧熔煉和粉末冶金法制備磁控濺射靶材，如果每個(gè)主成分的熔點(diǎn)顯著不同，通常采用粉末冶金法制備。但是，不同元素具有不同的濺射輸出能力，難以獲得等原子比的HECs。因此，F(xiàn)eng等[18]提出了多靶濺射法，即根據(jù)HECs成分設(shè)計(jì)，首先預(yù)制出單元素或合金靶材，然后通過調(diào)節(jié)靶濺射功率進(jìn)行調(diào)控。

表1 磁控濺射與激光熔覆制備HECs的優(yōu)缺點(diǎn)Table 1 Advantages and disadvantages of magnetron sputtering and laser cladding for preparation of HECs

圖2 磁控濺射原理示意圖Figure 2 Schematic diagram showing the principle of magnetron sputtering process

激光熔覆技術(shù)是利用大功率、高速激光在基體上熔化具有一定物理、化學(xué)和力學(xué)性能的金屬粉末來制備 HECs，實(shí)現(xiàn)涂層與基體之間的有效結(jié)合。激光熔覆技術(shù)根據(jù)粉末原料的狀態(tài)可以分為預(yù)涂粉和同步送料兩種，如圖3所示。采用激光熔覆技術(shù)制備HECs的快熱快冷過程能夠有效阻止元素的擴(kuò)散以及脆性的金屬間化合物的形核與長大，在一定程度上保證了 HECs具有簡單的相結(jié)構(gòu)，同時(shí)對基體材料特性的影響很小，對基體材料要求不高，并且涂層與基體之間為冶金結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度高。

圖3 激光熔覆示意圖Figure 3 Sketch of laser cladding process

3 HECs的結(jié)構(gòu)

HECs的成分設(shè)計(jì)與HEAs一致，因此HECs也有“高熵效應(yīng)”。此外，涂層冷卻速率較快容易形成非晶相或簡單FCC、BCC固溶相。本文主要分析磁控濺射和激光熔覆制備的HECs的相結(jié)構(gòu)研究現(xiàn)狀。

3.1 激光熔覆所制HECs的相結(jié)構(gòu)

目前，激光熔覆技術(shù)是在工件表面制備金屬涂層最常用的方法之一，具有加熱快、冷卻快，熔覆層均勻致密、顯微缺陷少等優(yōu)點(diǎn)[19]。類似于等離子噴涂，激光熔覆通過施加能量來熔化襯底上的原料進(jìn)行涂層制備，但不同在于，激光熔覆使用一束激光作為熱源，可以輕易實(shí)現(xiàn)原料與基體的冶金結(jié)合，使涂層具有更加優(yōu)異的結(jié)合強(qiáng)度，并且激光束可以聚焦在一個(gè)很小的區(qū)域，因此襯底上的熱影響區(qū)非常淺，最大限度地減少了開裂、變形或改變基板的冶金狀態(tài)[20]。

同樣由于“高熵效應(yīng)”，利用激光熔覆技術(shù)制備的HECs容易形成簡單的FCC和BCC固溶體。張暉等[21]采用激光熔覆制備了FeCoNiCrAl2Si涂層，并進(jìn)行高溫退火處理。其研究表明，該涂層呈有序的BCC結(jié)構(gòu)，具有良好的硬度和高溫穩(wěn)定性。在激光熔覆制備HECs時(shí)，常添加一些功能性元素來改善涂層的性能。Ti是提高涂層耐蝕性和高溫性能的常用元素。Cai等[22]采用激光熔覆和激光重熔技術(shù)制備NiCrCoTiV涂層，研究了涂層的相組成、顯微組織、顯微硬度和耐磨性，發(fā)現(xiàn)激光重熔后相組成不變，熔覆層與重熔涂層都是由(Ni,Co)Ti2金屬間化合物、富Ti相與BCC固溶相組成，涂層的耐磨性得到顯著增強(qiáng)。B是一種常用來改善涂層硬度的元素。加入B元素后的HECs相結(jié)構(gòu)不僅存在簡單的FCC和BCC固溶相，而且存在合金硼化物相。張沖等[23]研究了B含量對激光熔覆FeCrNiCoMnBx涂層的組織結(jié)構(gòu)、硬度和摩擦磨損性能的影響，結(jié)果表明：涂層均由簡單FCC結(jié)構(gòu)固溶體和硼化物兩相組成，隨著B含量的增大，涂層中的硼化物含量增加，硬度提高，耐磨性能顯著增強(qiáng)。

3.2 磁控濺射的HECs的相組織結(jié)構(gòu)

磁控濺射是物理氣相沉積(PVD)的一種。在電場的作用下，電子在飛向基片過程中與氣體原子(Ar、N2、CH4、O2等)發(fā)生碰撞，使其電離而產(chǎn)生出正離子，正離子在電磁場作用下加速飛向陰極靶，并以高能量轟擊靶表面，使靶材發(fā)生濺射。在濺射粒子中，中性的靶原子或分子沉積在基片上，于是形成HECs。

采用磁控濺射法制備高熵合金涂層時(shí)，Ar與N2流量對HECs的相結(jié)構(gòu)有顯著的影響。Ren等[24]曾報(bào)道：在低氮?dú)辶髁勘?RN)的條件下，(AlCrMoNiTi)Nx和(AlCrMoZrTi)Nx涂層為非晶結(jié)構(gòu)；然而隨著RN增大，它們轉(zhuǎn)變?yōu)橐粋€(gè)簡單的FCC固溶體結(jié)構(gòu)(見圖4)。換言之，隨著N2流量的增加，HECs的相結(jié)構(gòu)從非晶態(tài)向簡單的固溶體過渡。許多HECs都是這樣，如TiVCrZrHf[25]和AlCrTaTiZr[26]。造成這種現(xiàn)象的主要原因是，較大的N2流量有利于提高原子的流動(dòng)性，保證晶粒的生長和擴(kuò)散。此外，隨著N2流量的增大，涂層變薄，這主要是由氮含量增加所致，同時(shí)氬氣含量降低，氬離子數(shù)量減少，濺射頻率降低，沉積速率變慢。還有，N2流量增大會令二元氮化物越來越多。例如，N2流量增大時(shí)，在TiVCrZrHf涂層中含有許多FCC結(jié)構(gòu)的二元氮化物，如TiN、VN、CrN、ZrN和HfN。但是，采用磁控濺射制備的HECs存在結(jié)合強(qiáng)度較低、工藝較為復(fù)雜等缺點(diǎn)。

圖4 2種HEA氮化物涂層的XRD譜圖[24]Figure 4 XRD patterns of two types of HEA nitride coatings [24]

襯底偏壓對磁控濺射涂層的結(jié)構(gòu)和性能有很大影響。Shen等[27]發(fā)現(xiàn)(Al1.5CrNb0.5Si0.5Ti)Nx涂層趨向于形成簡單的FCC結(jié)構(gòu)，但襯底偏壓的增加令其由簡單的柱狀晶逐漸變得致密，晶粒不斷細(xì)化(晶粒尺寸從70 nm下降到5 nm)。隨著襯底偏壓的增加，離子轟擊靶的能量增大，從而促進(jìn)靶原子擴(kuò)散和參與化學(xué)反應(yīng)，顯著改善了涂層密度和成膜能力。高能轟擊引起了涂層中的各種缺陷，同時(shí)抑制了柱狀晶的生長。此外，襯底溫度對HECs的相結(jié)構(gòu)也有顯著的影響。Huang等[28]在襯底溫度100 ～ 500 °C的條件下磁控濺射AlCrNbSiTiV氮化物涂層，其相結(jié)構(gòu)為單相FCC。隨著襯底溫度的升高，由于原子的吸附能力和表面遷移率得到增強(qiáng)，因此晶粒尺寸和殘余壓應(yīng)力變大。另外，涂層在900 °C真空退火5 h后，晶體結(jié)構(gòu)、晶格參數(shù)、晶粒尺寸和硬度均未發(fā)生顯著變化。

4 HECs的性能

4.1 機(jī)械性能

與傳統(tǒng)的合金涂層相比，HECs具有優(yōu)異的機(jī)械性能。表2總結(jié)了一些HECs的硬度與彈性模量。添加N等元素可以增強(qiáng)HECs涂層的硬度。HECs的機(jī)械性能除了受元素組分及其含量的影響外，還受工藝參數(shù)的影響。Ren等[29]研究發(fā)現(xiàn)，磁控濺射功率和襯底溫度會對(AlCrMnMoNiZr)N涂層的硬度和彈性模量產(chǎn)生影響。隨著濺射功率從150 W增大到250 W，硬度和彈性模量分別從13.1 GPa和200 GPa增大到15.2 GPa和221 GPa，繼續(xù)增大濺射功率令硬度和模量略有下降；但是隨著襯底溫度從300 K升高至600 K，該涂層的硬度和模量均呈現(xiàn)上升趨勢。

表2 一些HECs的硬度和彈性模量Table 2 Hardness and elastic modulus of some HECs

HECs具有高硬度和耐磨性的主要原因是高熵合金中幾種主元的原子半徑之間存在差異，或某一主元的原子半徑與其他主元的原子半徑之間差異較大，從而引起較大的晶格畸變，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用。采用激光熔覆制備HECs時(shí)，快速冷卻過程可提高涂層中合金元素的固溶極限，進(jìn)一步增強(qiáng)固溶強(qiáng)化效果，同時(shí)還可以有效提高形核率而細(xì)化晶粒。在非平衡凝固過程中有時(shí)伴隨少量納米晶和細(xì)小金屬間化合物的析出，產(chǎn)生顯著的細(xì)晶強(qiáng)化和一定的彌散強(qiáng)化效應(yīng)[38]。

4.2 高溫穩(wěn)定性

HECs具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，即使在高溫下，仍然保持較高的強(qiáng)度和相結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。這是由于HECs本身的混亂度較大，在高溫時(shí)變得更大，高混合熵效應(yīng)顯著降低了元素間擴(kuò)散和重新分配的速率，使得涂層中的相結(jié)構(gòu)比較穩(wěn)定，高溫硬度基本保持不變，因此具有良好的抗高溫軟化性[39]。Cheng等[40]采用直流磁控濺射制備出具有非晶結(jié)構(gòu)以及優(yōu)異熱穩(wěn)定性的 Ge0.5NbTaTiZr和 GeNbTaTiZr涂層。分別在700 °C和 750 °C真空退火后，它們的非晶結(jié)構(gòu)均能保持不變，但 GeNbTaTiZr涂層的熱穩(wěn)定性優(yōu)于Ge0.5NbTaTiZr涂層，這是由于GeNbTaTiZr具有較大的原子尺寸差(δ)，更負(fù)的整體混合焓(ΔHmix)以及更大的混合熵(ΔSmix)。表3總結(jié)了一些HECs的高溫性能。

4.3 耐蝕性

HECs通常含有Co、Ni、Cr、Ti、Cu、Al等元素，在電解質(zhì)中受到極化的情況下易在涂層表面形成均勻、致密的保護(hù)性薄膜(鈍化膜)，如Al(OH)3和Cu(OH)2，它們與合金基體結(jié)合牢固，可明顯抑制腐蝕。采用激光熔覆技術(shù)制備HECs時(shí)，由于快熱快冷，熔池中的合金元素會迅速形成各種金屬間化合物而增加自發(fā)形核數(shù)量，從而提高形核速率，獲得均勻、細(xì)小的顯微組織。另外，激光熔覆過程還可以顯著降低單位晶界上的雜質(zhì)含量和成分偏析程度。因此，激光熔覆所獲得的HECs不僅機(jī)械性能優(yōu)良，而且能耐高濃度的酸。Ye等[48]研究了激光熔覆CrMnFeCoNi涂層分別在3.5% NaCl溶液和0.5 mol/L H2SO4溶液中的腐蝕行為。結(jié)果表明，該涂層的耐蝕性能優(yōu)于 A316不銹鋼，且在硫酸浸泡過程中，其表面形成了一層自發(fā)保護(hù)膜(有電化學(xué)阻抗譜為證)。Ren等[16]則研究了電弧熱噴涂CuCrFeNiMn涂層的腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)該涂層在25 °C的1 mol/L硫酸溶液浸泡100 h時(shí)的腐蝕速率僅為0.074 mm，顯著低于304不銹鋼的腐蝕速率(約1.710 mm/y)。

表3 HECs熱處理前后的相結(jié)構(gòu)Table 3 Phase structures of some HECs before and after being annealed

5 HECs的現(xiàn)有和潛在應(yīng)用

作為一種功能和結(jié)構(gòu)材料，HECs具有非常廣泛的應(yīng)用和發(fā)展?jié)摿?，目前涉及到的主要有?/p>

(1) 由于具有特殊的成分設(shè)計(jì)及相結(jié)構(gòu)，因此可以作為純鈦和 Cr/Ni/Ti不銹鋼、硬質(zhì)合金等材料的焊接釬料[49]。

(2) 由于具有優(yōu)異的耐熱、抗氧化性和耐磨性能，因此可以作為硬質(zhì)涂層，用在切削工具鋼上[50]，不過需要改進(jìn)涂層的均勻性以及與基體的結(jié)合力[51]。

(3) 由于具有優(yōu)異的耐輻射和高耐腐蝕性能，因此可以作為核燃料和高壓容器的熔覆材料[52-53]。

(4) 由于質(zhì)輕，因此可以作為移動(dòng)設(shè)備的外殼、電池負(fù)極材料、交通運(yùn)輸用材料以及航空航天材料等。

(5) 具有遲滯擴(kuò)散效應(yīng)的某些HECs(如AlMoNbSiTaTiVZr)涂層可以作為Cu與Si介質(zhì)材料的擴(kuò)散阻擋層[10]。

6 展望

有關(guān)HECs的研究較晚，各種制備工藝目前尚不成熟，而且有很多基于其某些特殊性能的應(yīng)用尚未被開發(fā)，這些制約著HECs的應(yīng)用。目前HECs的應(yīng)用研究主要存在以下幾個(gè)問題：

(1) 生產(chǎn)成本高，現(xiàn)階段主要用在一些小型昂貴器件上。降低生產(chǎn)升本，不斷開發(fā)滿足用戶需求的HECs，以及建立相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)是非常迫切的。

(2) 生產(chǎn)工藝及成分設(shè)計(jì)不成熟，合金成分的設(shè)計(jì)仍主要采用類似于調(diào)制雞尾酒的方式。由于高熵效應(yīng)機(jī)理比較復(fù)雜，HECs的性能并非各元素性質(zhì)的簡單疊加，因此研究多局限于某些特定元素含量對合金涂層性能的影響，有關(guān)元素組分與合金性能之間聯(lián)系的研究較少，也缺乏科學(xué)的成分設(shè)計(jì)理論指導(dǎo)。

(3) 研究主要集中在組織結(jié)構(gòu)方面，關(guān)于耐腐蝕、耐磨性及高溫穩(wěn)定性的研究較少。

(4) 研究缺乏更為科學(xué)的理論體系指導(dǎo)，有關(guān) HECs塑性變形、斷裂、蠕變、疲勞和磨損行為機(jī)理的系統(tǒng)研究尚不深入。

作為日趨飽和的傳統(tǒng)合金領(lǐng)域的一個(gè)突破方向，HECs種類豐富、性能優(yōu)異，具有非常廣闊的應(yīng)用前景。解決HECs在工業(yè)生產(chǎn)上的技術(shù)瓶頸，開發(fā)出低成本、高性能、高附加值的HECs產(chǎn)品是目前亟待解決的關(guān)鍵問題。

參考文獻(xiàn)：

[1] OTTO F, YANG Y, BEI H, et al.Relative effects of enthalpy and entropy on the phase stability of equiatomic high-entropy alloys [J].Acta Materialia, 2013,61 (7): 2628-2638.

[2] LI Z M, PRADEEP K G, DENG Y, et al.Metastable high-entropy dual-phase alloys overcome the strength–ductility trade-off [J].Nature, 2016, 534 (7606):227-230.

[3] JAYARAJ J, THINAHARAN C, NINGSHEN S, et al.Corrosion behavior and surface film characterization of TaNbHfZrTi high entropy alloy in aggressive nitric acid medium [J].Intermetallics, 2017, 89: 123-132.

[4] ZHAO S F, WANG H B, XIAO L, et al.High strain rate sensitivity of hardness in quinary Ti–Zr–Hf–Cu–Ni high entropy metallic glass thin films [J].Physica E: Low-dimensional Systems and Nanostructures, 2017, 94: 100-105.

[5] ZHANG Y, ZUO T T, CHENG Y Q, et al.High-entropy alloys with high saturation magnetization, electrical resistivity, and malleability [J].Scientific Reports, 2013, 3: 1455.

[6] CHANG S Y, LI C E, CHIANG S C, et al.4-nm thick multilayer structure of multi-component (AlCrRuTaTiZr)Nxas robust diffusion barrier for Cu interconnects [J].Journal of Alloys and Compounds, 2012, 515: 4-7.

[7] DIAO H Y, FENG R, DAHMEN K A, et al.Fundamental deformation behavior in high-entropy alloys: an overview [J].Current Opinion in Solid State and Materials Science, 2017, 21 (5): 252-266.

[8] CHEN T K, SHUN T T, YEH J W, et al.Nanostructured nitride films of multi-element high-entropy alloys by reactive DC sputtering [J].Surface and Coatings Technology, 2004, 188/189: 193-200.

[9] HUANG Y S, CHEN L, LUI H W, et al.Microstructure, hardness, resistivity and thermal stability of sputtered oxide films of AlCoCrCu0.5NiFe high-entropy alloy [J].Materials Science and Engineering: A, 2007, 457 (1/2): 77-83.

[10] TSAI M H, YEH J W, GAN J Y.Diffusion barrier properties of AlMoNbSiTaTiVZr high-entropy alloy layer between copper and silicon [J].Thin Solid Films, 2008, 516 (16): 5527-5530.

[11] CAI Y C, CHEN Y, LUO Z, et al.Manufacturing of FeCoCrNiCuxmedium-entropy alloy coating using laser cladding technology [J].Materials & Design,2017, 133: 91-108.

[12] 黃純可, 李偉, 劉平，等.磁控濺射法制備AlxCoCrFeNi高熵合金薄膜的微觀組織和力學(xué)性能研究[J].功能材料, 2017, 48 (6): 6144-6148.

[13] SHU F Y, WU L, ZHAO H Y, et al.Microstructure and high-temperature wear mechanism of laser cladded CoCrBFeNiSi high-entropy alloy amorphous coating [J].Materials Letters, 2018, 211: 235-238.

[14] SOARE V, BURADA M, CONSTANTIN I, et al.Electrochemical deposition and microstructural characterization of AlCrFeMnNi and AlCrCuFeMnNi high entropy alloy thin films [J].Applied Surface Science, 2015, 358 (Part B): 533-539.

[15] CAI Z B, WANG Y D, CUI X F, et al.Design and microstructure characterization of FeCoNiAlCu high-entropy alloy coating by plasma cladding: in comparison with thermodynamic calculation [J].Surface and Coatings Technology, 2017, 330: 163-169.

[16] REN B, LIU Z X, LI D M, et al.Corrosion behavior of CuCrFeNiMn high entropy alloy system in 1M sulfuric acid solution [J].Materials and Corrosion,2012, 63 (9): 828-834.

[17] 朱勝, 杜文博, 王曉明, 等.基于高熵合金的鎂合金表面防護(hù)技術(shù)研究[J].裝甲兵工程學(xué)院學(xué)報(bào), 2013, 27 (6): 79-84.

[18] FENG X G, TANG G Z, SUN M R, et al.Structure and properties of multi-targets magnetron sputtered ZrNbTaTiW multi-elements alloy thin films [J].Surface and Coatings Technology, 2013, 228 (Supplement 1): S424-S427.

[19] YAN X H, LI J S, ZHANG W R, et al.A brief review of high-entropy films [J].Materials Chemistry and Physics, 2018, 210: 12-19.

[20] SHON Y K, JOSHI S S, KATAKAM S, et al.Laser additive synthesis of high entropy alloy coating on aluminum: corrosion behavior [J].Materials Letters,2015, 142: 122-125.

[21] 張暉, 潘冶, 何宜柱.激光熔覆FeCoNiCrAl2Si高熵合金涂層[J].金屬學(xué)報(bào), 2011, 47 (8): 1075-7079.

[22] CAI Z B, CUI X F, LIU Z, et al.Microstructure and wear resistance of laser cladded Ni–Cr–Co–Ti–V high-entropy alloy coating after laser remelting processing [J].Optics & Laser Technology, 2018, 99: 276-281.

[23] 張沖, 吳炳乾, 王乾廷, 等.激光熔覆FeCrNiCoMnBx高熵合金涂層的組織結(jié)構(gòu)與性能[J].稀有金屬材料與工程, 2017, 46 (9): 2639-2644.

[24] REN B, YAN S Q, ZHAO R F, et al.Structure and properties of (AlCrMoNiTi)Nxand (AlCrMoZrTi)Nxfilms by reactive RF sputtering [J].Surface and Coatings Technology, 2013, 235: 764-772.

[25] CHANG Z C, LIANG S C, HAN S, et al.Characteristics of TiVCrAlZr multi-element nitride films prepared by reactive sputtering [J].Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B: Beam Interactions with Materials and Atoms, 2010, 268 (16): 2504-2509.

[26] LAI C H, LIN S J, YEH J W, et al.Preparation and characterization of AlCrTaTiZr multi-element nitride coatings [J].Surface and Coatings Technology,2006, 201 (6): 3275-3280.

[27] SHEN W J, TSAI M H, CHANG Y S, et al.Effects of substrate bias on the structure and mechanical properties of (Al1.5CrNb0.5Si0.5Ti)Nxcoatings [J].Thin Solid Films, 2012, 520 (19): 6183-6188.

[28] HUANG P K, YEH J W.Effects of substrate temperature and post-annealing on microstructure and properties of (AlCrNbSiTiV)N coatings [J].Thin Solid Films, 2009, 518 (1):180-184.

[29] REN B, LV S J, ZHAO R F, et al.Effect of sputtering parameters on (AlCrMnMoNiZr)N films [J].Surface Engineering, 2014, 30 (2): 152-158.

[30] LIU L, ZHU J B, HOU C, et al.Dense and smooth amorphous films of multicomponent FeCoNiCuVZrAl high-entropy alloy deposited by direct current magnetron sputtering [J].Materials & Design, 2013, 46: 675-679.

[31] WU Z F, WANG X D, CAO Q P, et al.Microstructure characterization of AlxCo1Cr1Cu1Fe1Ni1(x = 0 and 2.5) high-entropy alloy films [J].Journal of Alloys and Compounds, 2014, 609: 137-142.

[32] 王馨, 汪龍, 李榮斌, 等.AlCrTaTiZrNx高熵合金納米涂層的微觀組織和力學(xué)性能研究[J].熱加工工藝, 2015, 44 (16): 198-201.

[33] CHANG S Y, LIN S Y, HUANG Y C, et al.Mechanical properties, deformation behaviors and interface adhesion of (AlCrTaTiZr)Nxmulti-component coatings [J].Surface and Coatings Technology, 2010, 204 (20): 3307-3314.

[34] HUANG P K, YEH J W.Effects of substrate bias on structure and mechanical properties of (AlCrNbSiTiV)N coatings [J].Journal of Physics D: Applied Physics, 2009, 42 (11): 115401-115407.

[35] POGREBNJAK A D, YAKUSHCHENKO I V, BAGDASARYAN A A, et al.Microstructure, physical and chemical properties of nanostructured(Ti–Hf–Zr–V–Nb)N coatings under different deposition conditions [J].Materials Chemistry and Physics, 2014, 147 (3): 1079-1091.

[36] LIN S Y, CHANG S Y, HUANG Y C, et al.Mechanical performance and nanoindenting deformation of (AlCrTaTiZr)NCymulti-component coatings co-sputtered with bias [J].Surface and Coatings Technology, 2012, 206 (24): 5096-5102.

[37] SHENG W J, YANG X, ZHU J, et al.Amorphous phase stability of NbTiAlSiNxhigh-entropy films [J].Rare Metals, 2017.DOI: 10.1007/s12598-016-0840-2.

[38] ZHANG H, PAN Y, HE Y Z, et al.Microstructure and properties of 6FeNiCoSiCrAlTi high-entropy alloy coating prepared by laser cladding [J].Applied Surface Science, 2011, 257 (6): 2259-2263.

[39] 翁子清, 董剛, 張群莉, 等.退火對激光熔覆FeCrNiCoMn高熵合金涂層組織與性能的影響[J].中國激光, 2014, 41 (3): 0303002.

[40] CHENG C Y, YEH J W.High thermal stability of the amorphous structure of GexNbTaTiZr (x = 0.5, 1) high-entropy alloys [J].Materials Letters, 2016, 181:223-226.

[41] TSAI C W, LAI S W, CHENG K H, et al.Strong amorphization of high-entropy AlBCrSiTi nitride film [J].Thin Solid Films, 2012, 520 (7): 2613-2618.

[42] SHENG W J, YANG X, WANG C, et al.Nano-crystallization of high-entropy amorphous NbTiAlSiWxNyfilms prepared by magnetron sputtering [J].Entropy, 2016, 18 (6): 226.

[43] FENG X G, TANG G Z, GU L, et al.Preparation and characterization of TaNbTiW multi-element alloy films [J].Applied Surface Science, 2012, 261:447-453.

[44] ZHANG H, PAN Y, HE Y Z.Effects of annealing on the microstructure and properties of 6FeNiCoCrAlTiSi high-entropy alloy coating prepared by laser cladding [J].Journal of Thermal Spray Technology, 2011, 20 (5) :1049-1055.

[45] TSAI D C, CHANG Z C, KUO L Y, et al.Oxidation resistance and structural evolution of (TiVCrZrHf)N coatings [J].Thin Solid Films, 2013, 544: 580-587.

[46] 黃祖鳳, 張沖, 唐群華, 等.退火對激光熔覆FeCoCrNiB高熵合金涂層組織結(jié)構(gòu)與硬度的影響[J].表面技術(shù), 2013, 42 (1): 9-13.

[47] 尚曉娟, 劉其斌, 郭亞雄, 等.退火對激光熔覆 MoFeCrTiWAlNb高熔點(diǎn)高熵合金涂層組織與性能的影響[J].材料熱處理學(xué)報(bào), 2017, 38 (11):101-107.

[48] YE Q F, FENG K, LI Z G, et al.Microstructure and corrosion properties of CrMnFeCoNi high entropy alloy coating [J].Applied Surface Science, 2017, 396:1420-1426.

[49] ZHANG Y, ZUO T T, TANG Z, et al.Microstructures and properties of high-entropy alloys [J].Progress in Materials Science, 2014, 61: 1-93.

[50] SHEN W J, TSAI M H, YEH J W.Machining performance of sputter-deposited (Al0.34Cr0.22Nb0.11Si0.11Ti0.22)50N50high-entropy nitride coatings [J].Coatings,2015, 5 (3): 312-315.

[51] CHUANG M H, TSAI M H, WANG W R, et al.Microstructure and wear behavior of AlxCo1.5CrFeNi1.5Tiyhigh-entropy alloys [J].Acta Materialia, 2011,59 (16): 6308-6317.

[52] LIN C M, TSAI H L.Evolution of microstructure, hardness, and corrosion properties of high-entropy Al0.5CoCrFeNi alloy [J].Intermetallics, 2011, 19 (3):288-294.

[53] ZHANG W R, LIAW P K, ZHANG Y.Science and technology in high-entropy alloys [J].Science China Materials, 2018, 61 (1): 2-22.