退火对激光熔覆FeCrNiCoMn高熵合金涂层组织与性能的影响
MoCrFeMnNi高熵合金退火后的组织和性能
文章编号：１６７３ ５１９６（２０２０）０５ ０００１ ０６犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金退火后的组织和性能喇培清，王 娇，肖海波，郑月红，杨理洁，盛 捷（兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室，甘肃兰州 ７３００５０）摘要：高熵合金因具有高强度、耐腐蚀、耐高温氧化等优异的性能而备受关注．采用铝热反应法制备ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金，用ＸＲＤ、ＳＥＭ、ＥＤＳ、显微硬度和压缩实验研究了铸态及７００℃／１２ｈ、８００℃／６ｈ、１０００℃／３ｈ退火后合金的组织和性能变化．结果表明：铝热法制备的ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金为典型的枝晶形貌，晶体结构主要由ＢＣＣ相、ＦＣＣ相以及少量的σ相构成，其中枝晶区域为ＢＣＣ结构，富含Ｍｏ和Ｃｒ元素；枝晶间区域为ＦＣＣ结构，富含Ｎｉ元素．随着退火温度的上升，枝晶间逐渐析出纳米级σ相，使得合金硬度上升，在８００℃／６ｈ退火处理后达到６６７ＨＶ，抗压强度达到１０５０ＭＰａ；１０００℃／３ｈ退火后，σ相团聚成球状和针状并在高温下部分溶解，σ相的减少使得合金硬度下降，抗压强度与铸态时相当，塑性显著提升．关键词：铝热法；高熵合金；退火；组织中图分类号：ＴＧ１４６ 文献标志码：Ａ犕犻犮狉狅狊狋狉狌犮狋狌狉犲犪狀犱狆狉狅狆犲狉狋犻犲狊狅犳犪狀狀犲犪犾犲犱犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊ＬＡＰｅｉ ｑｉｎｇ，ＷＡＮＧＪｉａｏ，ＸＩＡＯＨａｉ ｂｏ，ＺＨＥＮＧＹｕｅ ｈｏｎｇ，ＹＡＮＧＬｉ ｊｉｅ，ＳＨＥＮＧＪｉｅ（ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＡｄｖａｎｃｅｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇａｎｄＲｅｃｙｃｌｉｎｇｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓ，ＬａｎｚｈｏｕＵｎｉｖ．ｏｆＴｅｃｈ．，Ｌａｎｚｈｏｕ ７３００５０，Ｃｈｉｎａ）犃犫狊狋狉犪犮狋：Ｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓｈａｖｅａｔｔｒａｃｔｅｄｅｘｔｅｎｓｉｖｅａｔｔｅｎｔｉｏｎｄｕｅｔｏｔｈｅｉｒｈｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈ，ｃｏｒｒｏｓｉｏｎｒｅ ｓｉｓｔａｎｃｅａｎｄｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｘｉｄａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ．Ｉｎｏｕｒｒｅｓｅａｒｃｈ，ａｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉｗａｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙａｌｕｍｉｎｏｔｈｅｒｍｉｃｒｅａｃｔｉｏｎｍｅｔｈｏｄ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ７００℃／１２ｈ，８００℃／６ｈ，１０００℃／３ｈａｎｎｅａｌｅｄａｌｌｏｙｓｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙｂｙＸＲＤ，ＳＥＭ，ＥＤＳ，ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓｔｅｓｔａｎｄｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｔｈｅａｌｕｍｉｎｏｔｈｅｒｍｉｃｍｅｔｈｏｄｈａｓｔｙｐｉｃａｌｄｅｎｄｒｉｔｉｃｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ，ａｎｄｔｈｅｃｒｙｓｔａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｓｍａｉｎｌｙｃｏｍｐｏｓｅｄｏｆＢＣＣｐｈａｓｅ，ＦＣＣｐｈａｓｅａｎｄａｓｍａｌｌａｍｏｕｎｔｏｆｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｐｈａｓｅ．ＴｈｅｄｅｎｄｒｉｔｉｃｒｅｇｉｏｎｉｓＢＣＣｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｒｉｃｈｉｎＭｏａｎｄＣｒｅｌｅｍｅｎｔｓ．ＴｈｅｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃｒｅｇｉｏｎｉｓＦＣＣｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｒｉｃｈｉｎＮｉｅｌｅｍｅｎｔ．Ｗｉｔｈｔｈｅｉｎ ｃｒｅａｓｅｏｆａｎｎｅａｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ｔｈｅｎａｎｏｓｃａｌｅσｐｈａｓｅｉｓｇｒａｄｕａｌｌｙｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｂｅｔｗｅｅｎｄｅｎｄｒｉｔｅｓ，ｌｅａｄｉｎｇｔｏｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆａｌｌｏｙｈａｒｄｎｅｓｓ，ｗｈｉｃｈｍａｙｒｅａｃｈｕｐｔｏ６６７ＨＶａｎｄ１０５０ＭＰａａｆｔｅｒａｎｎｅａｌｉｎｇａｔ８００℃／６ｈ．Ａｆｔｅｒａｎｎｅａｌｉｎｇａｔ１０００℃／３ｈ，ｔｈｅσｐｈａｓｅａｇｇｌｏｍｅｒａｔｅｓｉｎｔｏａｓｐｈｅｒｉｃａｌａｎｄａｃｉｃｕｌａｒｓｈａｐｅａｎｄｉｓｐａｒｔｉａｌｌｙｄｉｓｓｏｌｖｅｄａｔｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｗｉｔｈｄｅｃｒｅａｓｅｏｆσｐｈａｓｅ，ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｄｅｃｒｅａｓｅｓ，ｔｈｅｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅｓｔｒｅｎｇｔｈｉｓｅｑｕａｌｔｏｔｈａｔｏｆａｓ ｃａｓｔｓｔａｔｅ，ａｎｄｔｈｅｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｉｓｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔｌｙｉｍ ｐｒｏｖｅｄ．犓犲狔狑狅狉犱狊：ａｌｕｍｉｎｏｔｈｅｒｍｉｃｒｅａｃｔｉｏｎ；ｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙ；ａｎｎｅａｌｉｎｇ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ２００４年英国科学家Ｃａｎｔｏｒ［１］以及台湾学者叶均蔚［２］提出了高熵合金的概念．与传统合金通过添加一种或两种微量元素不同，高熵合金提出了多主元合金的概念，即主要元素数目狀≥５，且其中每种主 收稿日期：２０１９ １０ ２９ 基金项目：国家自然科学基金（５１５６１０２０） 作者简介：喇培清（１９７１ ），男，甘肃临夏人，博士，教授．要元素的原子分数为５％～３５％的合金，元素按照等原子比或接近等原子比合金化［３］．研究表明，多主元高熵合金由于其较高的熵值和原子不易扩散的特性，凝固后不仅不会形成数目众多的金属化合物，反而形成简单的体心立方（ＢＣＣ）或面心立方（ＦＣＣ）结构甚至非晶质，所得相数远远低于平衡相率所预测的相数［４ ６］．由于高熵合金具有许多传统合金不具备的优异特性，可以通过适当的合金成分配比设计，获第４６卷第５期２０２０年１０月兰 州 理 工 大 学 学 报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＬａｎｚｈｏｕＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＶｏｌ．４６Ｎｏ．５Ｏｃｔ．２０２０得高硬度、高加工硬化、抗高温蠕变、耐高温氧化、耐腐蚀和电磁等特性组合，具有很大的应用潜力［７ ９］．目前研究者制备高熵合金常用的方法是真空电弧炉熔炼法，Ｗａｎｇ等［１０］用该方法制得了ＴｉＺｒ ＮｂＴａＭｏ合金，且压缩屈服强度可达１３９０ＭＰａ，具有良好的力学性能和优异的抗点蚀性能．Ｃｈｅｎ等［１１］研究了一种新型难熔ＡｌＮｂＴｉＺｒ高熵合金，真空电弧熔炼后合金呈单相有序的ＢＣＣ结构，而在１４７３Ｋ／５ｈ均匀化处理后，会引入第二相Ｚｒ５Ａｌ３，使屈服强度、极限抗压强度和断裂应变分别提高７０、３０８ＭＰａ和９．２％．Ｈｅ等［１２］研究了铝的合金化对ＦｅＣｏＮｉＣｒＭｎ１００－狓Ａｌ狓（狓＝０～２０％）高熵合金的组织及其拉伸性能影响，随着铝含量的增加，晶体结构由单一的ＦＣＣ转变为具有ＢＣＣ和ＦＣＣ的混合相结构，合金表现为强度急剧增加但延展性降低的复合材料．Ｈｓｕ等［１３］制得了ＡｌＣｏＣｒＦｅＭｏＮｉ高熵合金，发现Ｍｏ可以提高ＡｌＣｏＣｒＦｅＭｏＮｉ高熵合金的抗压强度和硬度，但是降低了材料的塑性．Ｈｅ等［１４］在Ｎｉ２ＣｒＦｅＭｏ狓系合金研究中发现随着Ｍｏ的增加σ相出现，热处理后Ｍｏ的平衡稳定性降低但合金硬度明显增加．研究表明Ｍｏ可以提高合金的强度、耐热性、耐蚀性，但是含量过多影响其塑性和抗氧化性［１５］．由于现有文献报道较多的是向高熵合金中添加Ａｌ的研究，对于含Ｍｏ高熵合金的研究较少，且真空电弧炉熔炼法制备工艺复杂，合金成分需多次熔炼才能使成分均匀且耗能比较大．本文旨在探索用铝热法制备ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金，该方法由于具有低成本、流程短、产品质量高、杂质含量低等优点［１６］．但由于铝热反应法制备出来的合金处于不稳定的高能态，通过退火处理可以消除合金的残余应力、偏析和缺陷，从而使材料的组织和性能更加均匀．Ｓｔｅｐａｎｏｖ等［１７］研究了ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎＣ狓（狓＝０，０．１，０．１７５，０．２５）高熵合金在６００、８００、１０００、１２００℃不同退火温度下合金结构和硬度的变化，发现Ｃｒ显著降低了ＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎ合金中碳的溶解，且合金在８００℃退火后合金性能最好，硬度从２０５ＨＶ增加到２４０ＨＶ．因此本文将合金进行了７００、８００、１０００℃／３ｈ的退火处理，研究退火温度对合金组织和性能变化的影响．１ 实验材料与方法实验采用铝热反应法在厚度为１０ｍｍ的铜坩埚上制备等原子比高熵合金ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ．合金制备均采用纯度不低于９９％的Ｃｒ、Ｎｉ、Ｆｅ２Ｏ３、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｌ粉作为原料，其物理性质见表１．首先根据铝热反应的化学反应式（１）进行计算称重，为了使金属粉末充分熔化，在总放热量的基础上添加质量分数２％的ＫＣｌＯ３辅助发热，如反应（２）所示；接着将粉体混合后倒入球磨罐中，按球料比为１∶２与Ａｌ２Ｏ３球磨珠混合后放入ＱＭ ＢＰ行星式球磨机中球磨８ｈ，转速为１５０ｒ／ｍｉｎ；最后将反应物料置于模具中，用压力机在４５ＭＰａ下压制成直径为８０ｍｍ，高度为１５ｍｍ的柱状坯料．表１ 反应物料的物理性质犜犪犫．１ 犘犺狔狊犻犮犪犾狆狉狅狆犲狉狋犻犲狊狅犳狋犺犲狉犪狑狆狅狑犱犲狉狊元素原子半径／μｍ密度／（ｇ·ｃｍ－３）熔点／℃ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ０．１４００．１２７０．１２７０．１３２０．１２４１０．２２７．１９７．８６７．４４８．９０８２６１７１８５７１５３８１２４４１４５３进一步的铝热反应是在燃烧合成反应釜内进行：首先将饼状坯料置于釜内铜坩埚中，把２ｇ片状引燃剂放在坯料上；然后将反应釜密封并开始加热，充入２ＭＰａ氩气吹扫反应釜，以排除其中的空气，当反应釜内温度升至１２０℃时再次排气，接着通入５ＭＰａ氩气作为反应时的保护气体，继续升高反应釜温度至约２７０℃时，引燃剂开始反应并放出大量的热，从而引发引燃剂附近的反应物料发生铝热反应和ＫＣｌＯ３分解反应，进而以燃烧波形式蔓延穿过整个坯料，产物在反应热量的作用下熔化．该反应在数十秒内完成，产物在氩气保护下随炉冷却至室温后取出，最后将铸件进行７００、８００、１０００℃／３ｈ的退火处理．Ｆｅ２Ｏ３＋２Ａｌ＋Δ＝Ａｌ２Ｏ３＋２Ｆｅ＋Δ （Δ：Ｍｏ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ）（１）２ＫＣｌＯ３＝２ＫＣｌ＋３Ｏ２（２） 将铸态和退火后的合金切成１０ｍｍ×１０ｍｍ×３ｍｍ的块体，用Ｄ／ＭＡＸ ２４００型Ｘ射线衍射仪进行物相分析；用Ｍｅｆ３型光学金相显微镜观察合金的金相组织；用ＪＳＭ ６７００Ｆ型扫描电镜进行微观形貌和成分分析；用ＭＨ ５ ＶＭ型显微维氏硬度计进行硬度测试．在微机控制万能材料试验机进行室温压缩测试，实验压缩速率为０．０５ｍｍ／ｍｉｎ．２ 结果与讨论图１是ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金在７００、８００、１０００℃／３ｈ条件下退火后的ＸＲＤ图．可以看出，铝热法制备的合金的晶体结构主要由ＢＣＣ相，ＦＣＣ相以及少量的σ相构成．退火之后，在２θ为３７°和６８°左右的σ相衍射峰强度随着退火温度的升高而·２· 兰州理工大学学报 第４６卷图１ 铸态及退火后犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金的犡犚犇图谱犉犻犵．１ 犡犚犇狆犪狋狋犲狉狀狊狅犳犪狊 犮犪狊狋犪狀犱犪狀狀犲犪犾犲犱犕狅犆狉犉犲犕狀 犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊增加，在８００℃时达到最高，且此时在４２°左右有新的σ相衍射峰生成．继续升高退火温度至１０００℃，衍射峰明显降低，体积分数大幅下降，这可能是由于高温溶解了部分σ相，除此之外，还出现了新的ＢＣＣ相衍射峰．可以看到，退火之后的衍射峰位置出现了些许偏移，这可能是由于σ相的增加造成了轻微的晶格畸变．图２是铸态及７００℃／１２ｈ、８００℃／６ｈ、１０００℃／３ｈ退火后ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金的金相图像．可以看出，铸态和退火态合金的形貌均为典型的树枝晶，黑色区域为枝晶区，白色区域为枝晶间区．随着退火温度的升高，枝晶慢慢长大，枝晶臂由黑色慢慢变淡成灰色，在１０００℃／３ｈ退火后变为浅灰色．进一步的ＳＥＭ分析（图３），白色区域为枝晶区，黑色区域为枝晶间区．枝晶区尺寸大约为３０图２ 犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金的金相组织 犉犻犵．２ 犕犲狋犪犾犾狅犵狉犪狆犺犻犮狊狋狉狌犮狋狌狉犲狊狅犳犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊图３ 犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金的犛犈犕图像犉犻犵．３ 犛犈犕犻犿犪犵犲狊狅犳犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊～５０μｍ，枝晶间区域约为１０μｍ．在７００℃／１２ｈ、８００℃／６ｈ退火后枝晶间区域析出了白色纳米级析出相，１０００℃／３ｈ退火后析出相明显减少，且团聚长大成球状和针状，结合ＸＲＤ图像，析出相为σ相．可以看到，铸态组织表面有很多黑色的孔洞，而在退火处理后孔洞数量明显减少．采用ＥＤＳ对各个状态下的组织化学成分（ａｔ．％）进行了分析（见表２）．可以看到，在铸态和退火态合金中，Ｍｎ含量都远低于设计值，这是由于Ｍｎ元素的熔点和沸点相对于其他四种元素低，而铝热反应和ＫＣｌＯ３分解反应同时放热，反应温度相对较高（３０００Ｋ），部分Ｍｎ会在高温下挥发．无论铸态还是退火态，枝晶区富含Ｍｏ和Ｃｒ，Ｃｒ元素增加了σ相形成的热力学驱动力，Ｍｏ元素可以促进σ相的形成［１８］；而枝晶间区富含Ｎｉ，该元素对σ相的形成有重要的影响［１９ ２１］．图４为铸态及８００℃／６ｈ退火后ＭｏＣｒＦｅＭｎ表２ 犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金的犈犇犛分析结果 犜犪犫．２ 犈犇犛狉犲狊狌犾狋狊狅犳犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊（ａｔ．％） 条件组织犪（Ｍｏ）犪（Ｃｒ）犪（Ｆｅ）犪（Ｍｎ）犪（Ｎｉ）设计值２０．０２０．０２０．０２０．０２０．０铸态枝晶２８．６１７．２２３．６６．１２４．４枝晶间９．４１２．４２２．７１１．１４４．４７００℃／１２ｈ枝晶３６．２２０．７２２．５６．８１３．８枝晶间１２．６１４．８２５．３１４．４３２．９８００℃／６ｈ枝晶３７．２１９．０２１．９６．７１５．３枝晶间１２．８１５．０２４．８１３．６３３．９１０００℃／３ｈ枝晶３７．８１９．７２０．６６．６１５．３枝晶间７．８１５．１２６．３１４．１３６．７·３·第５期 喇培清等：ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金退火后的组织和性能 图４ 犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金中各元素面分布犉犻犵．４ 犈犾犲犿犲狀狋犿犪狆狆犻狀犵狅犳犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊Ｎｉ高熵合金中各元素的面分布图．可以看到Ｍｏ、Ｃｒ元素主要分布在枝晶区；Ｎｉ、Ｍｎ元素分布在枝晶间区；Ｆｅ元素大致均匀分布，与ＥＤＳ结果相符．表３为ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金铸态及７００、８００、１０００℃／３ｈ退火态的硬度值．可以看到，合金经过退火后硬度值有明显的提升，从铸态的５５０ＨＶ升高至７００℃退火态的６４６ＨＶ，提升了２１％．随着退火温度进一步提高，８００℃退火后合金的硬度达到峰值６６７ＨＶ．而继续升高温度至１０００℃时，合金的硬度却下降至５４８ＨＶ，与铸态相当．图５为铸态、８００、１０００℃／３ｈ退火后ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ表３ 犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金硬度值犜犪犫．３ 犎犪狉犱狀犲狊狊狏犪犾狌犲狊狅犳犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔试样硬度／ＨＶ铸态７００℃／３ｈ８００℃／６ｈ１０００℃／３ｈ５５０６４６６６７５４８图５ 铸态和退火后犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻高熵合金的室温压缩应力 应变曲线 犉犻犵．５ 犆狅犿狆狉犲狊狊犻狏犲狊狋狉犲狊狊 狊狋狉犪犻狀犮狌狉狏犲狊狅犳犪狊 犮犪狊狋犪狀犱犪狀狀犲犪犾犲犱犕狅犆狉犉犲犕狀犖犻犺犻犵犺犲狀狋狉狅狆狔犪犾犾狅狔狊高熵合金的室温压缩应力 应变曲线．由图可知，该合金的压缩曲线没有明显的颈缩现象，故其断裂方式为脆断．可以明显看出，在退火后，合金的抗压强·４· 兰州理工大学学报 第４６卷度有所提升，由铸态时的１０３６ＭＰａ升高至８００℃退火态的１０５０ＭＰａ，而在１０００℃退火态时合金的抗压强度下降至９７４ＭＰａ，由ＸＲＤ、ＳＥＭ结果可知，在退火温度升高到８００℃时，σ相析出明显，而在１０００℃时σ相团聚长大成球状和针状且在高温下部分减少，故σ相的析出明显提升了合金的硬度和抗压强度．退火对合金的塑性是有积极作用，可以看到退火之后合金塑性有了提升，１０００℃时塑性达到铸态时的１．５倍．铝热反应在散热比较好的铜坩埚内进行，合金熔体冷却速度快，使得固液扩散速度有差异，先结晶和后结晶区域成分不同，发生晶内偏析，呈树枝状．而熔体凝固不是在瞬间进行的，先凝固的熔体结晶时体积发生收缩，炉内温度流失较快，铜坩埚导热性能良好，结晶部分得不到熔体后续补充而形成缩孔．形成的缩孔在后续退火处理过程中，由于温度升高发生再结晶现象使得组织均匀化，缩孔减少．ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金中元素种类较多，且原子半径存在差异，就Ｍｏ而言，其原子半径大于其他元素，使体系产生严重的晶格畸变能，导致合金内部内应力增大，内应力与位错之间发生交互作用，阻碍了位错的滑移，产生了固溶强化作用．此外合金中σ相的存在使位错产生塞积和缠结，进一步提高了铸态合金的硬度和强度，使其硬度达到５５０ＭＰａ，抗压强度达到１０３６ＭＰａ．在退火之后，枝晶间发生脱溶分解，在枝晶间区域形成纳米级析出相σ相，产生了析出强化现象，析出相对位错起到钉扎作用，阻碍位错运动，故而进一步提高了合金的强度，但是随着退火温度的升高，枝晶不断长大，几乎抵消了第二相析出的强化作用，且温度升高了部分纳米级析出相，因此退火后其抗压强度虽有提高，但是变化不是很明显，从铸态提高了２５ＭＰａ，达到１０５０ＭＰａ，但是由于析出相的减少使得合金的塑性有了很大改善．由于σ相是催化裂化相，它的产生会影响合金的力学性能，使得合金的变形能力很差，容易出现裂纹导致应力集中导致塑性降低［２］．且合金枝晶区域和枝晶间区域成分和结构大不相同，易在界面处产生裂纹，合金的主相为富Ｍｏ的ＢＣＣ相，合金内部晶格畸变严重，应变能高，裂纹在产生之后迅速扩展，合金就容易发生脆断．３ 结论通过铝热反应法成功制备出了ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金，并对铸态以及７００、８００、１０００℃／３ｈ退火后合金的相组成、微观组织以及压缩性能进行了分析，结论如下：１）ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金的相组成比较复杂，由ＢＣＣ和ＦＣＣ相以及少量的σ相组成，其中ＢＣＣ相是主要相．合金形貌为典型的树枝晶，枝晶区域为ＢＣＣ结构，富含Ｍｏ和Ｃｒ；枝晶间区域为ＦＣＣ结构，富含Ｎｉ．２）退火后ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金的强度、硬度、塑性得到了明显的改善．８００℃／６ｈ退火后抗压强度和硬度达到最高，分别为１０５０ＭＰａ，６６７ＨＶ；１０００℃／３ｈ退火后抗压强度下降至９７４ＭＰａ，硬度与铸态时相当，塑性显著提升．３）σ相的析出和溶解是合金强化和塑性提升的主要原因．８００℃／６ｈ时σ相的析出最多，此时合金硬度和强度最高；１０００℃／３ｈ时σ相团聚长大和减少使得合金强度、硬度下降，塑性显著提升．参考文献：［１］ ＣＡＮＴＯＲＢ，ＣＨＡＮＧＩＴＨ，ＫＮＩＧＨＴＰ，犲狋犪犾．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃ ｔｕｒａｌｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｉｎｅｑｕｉａｔｏｍｉｃｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００４，３７５ ３７７：２１３ ２１８．［２］ ＹＥＪＷ，ＣＨＥＮＳＫ，ＬＩＮＳ，犲狋犪犾．Ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏ ｐｙａｌｌｏｙｓｗｉｔｈｍｕｌｔｉｐｌｅｐｒｉｎｃｉｐａｌｅｌｅｍｅｎｔｓ：ｎｏｖｅｌａｌｌｏｙｄｅｓｉｇｎｃｏｎｃｅｐｔｓａｎｄｏｕｔｃｏｍｅｓ［Ｊ］．ＡｄｖａｎｃｅｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，６（５）：２９９ ３０３．［３］ ＺＨＡＮＧＷ，ＬＩＡＷＰＫ，ＺＨＡＮＧＹ．Ｓｃｉｅｎｃｅａｎｄｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｉｎｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＣｈｉｎａＭａｔｅｒ，２０１８，６１（１）：２ ２２．［４］ ＭＩＲＡＣＬＥＤＢ，ＳＥＮＫＯＶＯＮ．Ａｃｒｉｔｉｃａｌｒｅｖｉｅｗｏｆｈｉｇｈｅｎ ｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ（ＨＥＡｓ）ａｎｄｒｅｌａｔｅｄｃｏｎｃｅｐｔｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａ ｌｉａ，２０１７，１２２：４４８ ５１１．［５］ ＬＩＺ，ＴＡＳＡＮＣＣ，ＰＲＡＤＥＥＰＫＧ，犲狋犪犾．ＡＴＲＩＰ ａｓｓｉｓｔｅｄｄｕ ａｌ ｐｈａｓｅｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙ：ｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄｐｈａｓｅｆｒａｃｔｉｏｎｅｆｆｅｃｔｓｏｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒ，２０１７，１３１：３２３ ３３５．［６］ ＬＩＤＹ，ＺＨＡＮＧＹ．ＴｈｅｕｌｔｒａｈｉｇｈｃｈａｒｐｙｉｍｐａｃｔｔｏｕｇｈｎｅｓｓｏｆｆｏｒｇｅｄＡｌ狓ＣｏＣｒＦｅＮｉｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓａｔｒｏｏｍａｎｄｃｒｙｏｇｅｎｉｃｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２０１６，７０：２４ ２８．［７］ ＬＩＮＹＣ，ＣＨＯＹＨ．Ｅｌｕｃｉｄａｔｉｎｇｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌａｎｄｔｒｉｂｏ ｌｏｇｉｃａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆＮｉＣｒＡｌＣｏＣｕａｎｄＮｉＣｒＡｌＣｏＭｏｍｕｌｔｉ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔａｌｌｏｙｃｌａｄｌａｙｅｒｓｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｉｎｓｉｔｕ［Ｊ］．ＳｕｒｆａｃｅａｎｄＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００９，２０３（１２）：１６９４ １７０１．［８］ ＨＵＡＮＧＰＫ，ＹＥＨＪＷ，ＳＨＵＮＴＴ，犲狋犪犾．Ｍｕｌｔｉ ｐｒｉｎｃｉｐａｌ ｅｌ ｅｍｅｎｔａｌｌｏｙｓｗｉｔｈｉｍｐｒｏｖｅｄｏｘｉｄａｔｉｏｎａｎｄｗｅａｒｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｆｏｒｔｈｅｒｍａｌｓｐｒａｙｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ］．ＡｄｖａｎｃｅｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，６（１／２）：７４ ７８．［９］ ＣＨＥＮＴＫ，ＷＯＮＧＭＳ，ＳＨＵＮＴＴ，犲狋犪犾．Ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄｎｉｔｒｉｄｅｆｉｌｍｓｏｆｍｕｌｔｉ ｅｌｅｍｅｎｔｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓｂｙｒｅａｃｔｉｖｅＤＣｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ［Ｊ］．ＳｕｒｆａｃｅａｎｄＣｏａｔｉｎｇｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００４，１８８ １８９：１９３ ２００．［１０］ ＷＡＮＧＳＰ，ＸＵＪ．ＴｉＺｒＮｂＴａＭｏｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｄｅｓｉｇｎｅｄｆｏｒｏｒｔｈｏｐｅｄｉｃｉｍｐｌａｎｔｓ：Ａｓ ｃａｓｔｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉ·５·第５期 喇培清等：ＭｏＣｒＦｅＭｎＮｉ高熵合金退火后的组织和性能 ｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＣ，２０１７，７３：８０ ８９．［１１］ ＣＨＥＮＷ，ＴＡＮＧＱＨ，ＷＡＮＧＨ，犲狋犪犾．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆａｎｏｖｅｌｒｅｆｒａｃｔｏｒｙＡｌＮｂＴｉＺｒｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１８，３４（１１）：１ ７．［１２］ ＨＥＪＹ，ＬＩＵＷＨ，ＷＡＮＧＨ，犲狋犪犾．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆＡｌａｄｄｉｔｉｏｎｏｎｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅＦｅＣｏＮｉＣｒＭｎｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２０１４，６２：１０５ １１３．［１３］ ＨＳＵＣＹ，ＷＡＮＧＷＲ，ＴＡＮＧＷＹ，犲狋犪犾．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｎｅｗＡｌＣｏ狓ＣｒＦｅＭｏ０．５Ｎｉｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＡｄｖａｎｃｅｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭａｔｅｒｉａｌｓ，２０１０，１２（１／２）：４４ ４９．［１４］ ＨＥＦ，ＷＡＮＧＺ，ＺＨＵＭ，犲狋犪犾．ＴｈｅｐｈａｓｅｓｔａｂｉｌｉｔｙｏｆＮｉ２ＣｒＦｅＭｏ狓ｍｕｌｔｉ ｐｒｉｎｃｉｐａｌ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔａｌｌｏｙｓｗｉｔｈｍｅｄｉｕｍｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎａｌｅｎｔｒｏｐｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＤｅｓｉｇｎ，２０１５，８５：１ ６．［１５］ 孙 娅，吴长军，刘 亚，等．合金元素对ＣｏＣｒＦｅＮｉ基高熵合金相组成和力学性能影响的研究现状［Ｊ］．材料导报，２０１９，３３（４）：１１６９ １１７３．［１６］ ＬＡＰＱ，ＬＵＸＦ，ＳＨＥＮＤ，犲狋犪犾．Ｓｔｕｄｙｏｎｈｉｇｈｇｒａｄｅｖａｎａｄｉ ｕｍ ａｌｕｍｉｎｉｕｍａｌｌｏｙｐｒｅｐａｒｅｄｂｙａｌｕｍｉｎｏｔｈｅｒｍｉｃｒｅａｃｔｉｏｎ［Ｊ］．ＰｏｗｄｅｒＭｅｔａｌｌｕｒｇｙＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１２，３０（５）：３７１ ３７５．［１７］ ＳＴＥＰＡＮＯＶＮＤ，ＹＵＲＣＨＥＮＫＯＮＹ，ＴＩＫＨＯＮＯＶＳＫＹＭＡ，犲狋犪犾．ＥｆｆｅｃｔｏｆｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔａｎｄａｎｎｅａｌｉｎｇｏｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅＣｏＣｒＦｅＮｉＭｎ ｂａｓｅｄｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２０１６，６８７：５９ ７１．［１８］ ＤＵＰＲＥＺＬ，ＤＥＣＯＯＭＡＮＢＣ，ＡＫＤＵＴＮ．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅ ｈａｖｉｏｕｒｏｆｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｄｕｒｉｎｇｉｎｄｕｓｔｒｉａｌｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇ［Ｊ］．ＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈ，２００２，７３（１２）：５３１ ５３８．［１９］ ＨＳＵＣＹ，ＪＵＡＮＣＣ，ＷＡＮＧＷＲ，犲狋犪犾．ＯｎｔｈｅｓｕｐｅｒｉｏｒｈｏｔｈａｒｄｎｅｓｓａｎｄｓｏｆｔｅｎｉｎｇｒｅｓｉｓｔａｎｃｅｏｆＡｌＣｏＣｒ狓ＦｅＭｏ０．５Ｎｉｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０１１，５２８（１０／１１）：３５８１ ３５８８．［２０］ ＰＲＡＶＥＥＮＳ，ＭＵＲＴＹＢＳ，ＫＯＴＴＡＤＡＲＳ．Ａｌｌｏｙｉｎｇｂｅ ｈａｖｉｏｒｉｎｍｕｌｔｉ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔＡｌＣｏＣｒＣｕＦｅａｎｄＮｉＣｏＣｒＣｕＦｅｈｉｇｈｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０１２，５３４：８３ ８９．［２１］ ＣＨＥＮＹＬ，ＨＵＹＨ，ＨＳＩＥＨＣＡ，犲狋犪犾．Ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎｂｅ ｔｗｅｅｎｅｌｅｍｅｎｔｓｄｕｒｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｌｏｙｉｎｇｉｎａｎｏｃｔｏｎａｒｙｍｕｌｔｉ ｐｒｉｎｃｉｐａｌ ｅｌｅｍｅｎｔａｌｌｏｙｓｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２００９，４８１（１／２）：７６８ ７７５．［２２］ 吴朋慧．ＡｌＣｏＣｒＣｕＦｅＭｏＮｉ系多元高熵合金的微结构与性能相关性研究［Ｄ］．镇江：江苏科技大学，２０１６．［２３］ 赵红艳．高熵固溶体合金的相组成和力学性能研究［Ｄ］．大连：大连理工大学，２０１５．［２４］ ＺＨＵＪＭ，ＭＥＮＧＪＬ，ＬＩＡＮＧＪＬ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅ ｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｍｕｌｔｉ ｐｒｉｎｃｉｐａｌｃｏｍｐｏｎｅｎｔＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＣｕ狓ａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＲａｒｅＭｅｔａｌｓ，２０１６，３５（５）：３８５ ３８９．·６· 兰州理工大学学报 第４６卷。
210984079_激光熔覆CoCrCu0.4FeNi_高熵合金涂层的微观组织和性能
表面技术第52卷第3期激光熔覆CoCrCu0.4FeNi高熵合金涂层的微观组织和性能徐洪洋1，卢金斌1，彭漩1，马明星2（1.苏州科技大学 机械工程学院，江苏 苏州 215009；2.中原工学院 材料与化工学院，郑州 450007）摘要：目的提高零部件的硬度和耐磨性。
方法采用Ni-Cr-B-Si、Co-Cr-B-Si自熔合金以及Cu粉在Q235钢基体上激光熔覆CoCrCuFeNi高熵合金涂层，激光功率为2.2、2.4 kW，扫描速度为9、12 mm/s，利用扫描电镜（SEM）、能谱仪（EDS）和X射线衍射仪（XRD）分析涂层的微观组织，并测试了涂层的显微硬度。
结果 Cu含量较高的涂层与基体形成了良好的冶金结合，但在涂层中存在严重的Cu偏析现象；Cu含量较低的涂层与基体结合处附近存在少量孔洞缺陷，局部区域具有调幅分解，涂层微观组织主要由树枝晶和枝晶间组成，树枝晶为FCC1，富Cu贫Cr，枝晶间为FCC2，富Cr贫Cu，还存在少量的纳米相，形成了具有C和B间隙固溶的CoCrCu0.4FeNi高熵合金涂层。
熔覆的涂层厚度为2.19~2.58 mm，涂层枝晶厚度为2.2~7.3 μm，且枝晶越小，硬度越高。
涂层的显微硬度为280~300HV0.2，基体的硬度为110~130HV0.2，约为基体的2.5倍。
结论采用Ni-Cr-B-Si、Co-Cr-B-Si自熔合金和Cu粉激光熔覆了CoCrCuFeNi高熵合金涂层可提高Q235钢基体的硬度。
激光功率越低，扫描速度越大，树枝晶越细小，细晶强化的作用越强，涂层的硬度越高。
关键词：激光熔覆；高熵合金；显微硬度；涂层；调幅分解；CoCrCuFeNi中图分类号：TG174.4 42 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2023)03-0418-11DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2023.03.040Microstructure and Properties of Laser CladdingCoCrCu0.4FeNi High Entropy Alloy CoatingXU Hong-yang1, LU Jin-bin1, PENG Xuan1, MA Ming-xing2(1. School of Mechanical Engineering, Suzhou University of Science and Technology, Jiangsu Suzhou 215009, China;2. School of Materials and Chemical Engineering, Zhongyuan University of Technology, Zhengzhou 450007, China)ABSTRACT: Due to the low hardness, poor wear resistance and corrosion resistance of the parts made of low carbon steel, the收稿日期：2022–01–10；修订日期：2022–04–19Received：2022-01-10；Revised：2022-04-19基金项目：国家自然科学基金资助项目（11902212）Fund：National Nature Science Foundation of China (11902212)作者简介：徐洪洋（1996—），男，硕士研究生，主要研究方向为金属材料的增材制造和数值模拟研究。
退火处理对TiSiCN、TiCrSiCN及CrSiCN涂层结构和机械性能的影响
退火处理对TiSiCN、TiCrSiCN及CrSiCN涂层结构和机械性能的影响辛欣1，苏永要2，王愉1，喻燕1，冷永祥1,*【摘要】摘要：用等离子体增强磁控溅射(PEMS)方法制备了TiSiCN、TiCrSiCN和CrSiCN涂层，并在空气中进行700 °C退火处理。
利用【期刊名称】电镀与涂饰【年(卷),期】2015(034)018【总页数】6【关键词】钛硅碳氮；钛铬硅碳氮；铬硅碳氮；纳米复合涂层；等离子体增强磁控溅射；高温退火；抗氧化性【表面技术】First-author’s address:School of Material Science and Engineering, Southwest Jiaotong University, Chengdu 610031, China纳米复合涂层TiSiN因硬度高、抗氧化性能良好、热稳定性较高，在机械制造领域受到广泛的关注。
TiSiN涂层最早由Li等[1]采用PECVD(等离子体增强化学气相沉积)方法制得，他们发现加入Si可极大地提高TiN的硬度，随后Veprek等[2-3]对其进行了大量的研究，提出nc-TiN/a-Si3N4的结构模型，即纳米晶TiN颗粒均匀分布在非晶态的Si3N4中。
同属过渡族金属的铬所形成的CrN也可通过加入Si形成类似结构的纳米复合涂层，并且表现出优异的性能[4]。
在刀具、模具上使用时，需要纳米复合涂层具有良好的高温稳定性和抗氧化性能，因此有必要研究其高温性能，包括高温服役后其结构和性能的变化。
目前，国内外对TiSiN[5]和CrSiN[6]涂层高温稳定性做了较多的研究，Zhang等[7]对比研究了TiN和不同Si含量的TiSiN涂层在600 °C和800 °C时的抗氧化性能，发现Si含量为8.6%时，TiSiN涂层表现出最好的抗氧化性能。
徐建华等[8]采用真空热处理在不同温度下研究了TiSiN涂层的结构和硬度，发现其在800 °C时的结构和硬度变化都不大，热稳定性好。
激光堆焊CrMnFeCoNi高熵合金组织与力学性能研究
妈據试验研究激光堆焊CrMnFeCoNi高熵合金组织与力学性能研究邱增城姚成武李铸国冯凯(上海交通大学材料科学与工程学院上海市激光制造与材料表面改性重点实验室，上海200240)摘要采用激光堆焊技术在Q235钢上制备了成型良好的CrMnF e C o N i堆焊层，通过XRD,OM,SEM和EDS等 分析手段研究了堆焊层的物相结构、微观组织和化学成分;通过硬度测试和拉伸测试表征了堆焊层的力学性能。
结果表明，堆焊层内形成了呈树枝晶形貌的FCC单相固溶体。
堆焊层内元素分布较均匀，但在枝晶内外存在细微 的元素差异，C&Fe和C+富集在枝晶内部，M n和,在树枝晶间偏析。
堆焊层的硬度由表面至底部缓慢递减，约为 180 ~200 HV0. 5。
堆焊层的拉伸性能有较强的温度依赖性，当温度从298 K降至77 K时，堆焊层的 强度和抗拉强度分别提升了 60%和65%，达到了 564 M Pa和891 MPa，断后伸长率从26%提升到了 36%。
关键词！激光堆焊高熵合金显微组织力学性能中图分类号：TG455〇前言高熵合金是由叶均蔚[1]的一类新型合金，其了的，一元素为主，而是采用 上的元素作为组元，元素的 5%和35%间。
已有的研究表明，组元的成分构成及独特的微观结构，高熵合金拥有一系歹I的性能，是 的研究 。
在诸多高熵合金体 ，CrMnFeC〇N i高熵合金：出的低温力学性能而备 [2]。
研究表明，在温，高熵合金具有远高 温的强度和 伸，性 是 的所有 ，有在、备和 备等低温设备上用。
，对CrMnFeCoNi体系为代表的高熵合金组织 和力学性能的研究多集中在通过 和熔模的块体 上。
无论成者应用角度出发，在低价钢材上进行高性能的高熵合金的堆焊具有非常 的价值。
堆焊作为一种高效的 表面改性技术，广泛应用于生产及研究[2c3]。
，激光堆焊具有高能量和高柔性等突 [4]，加工过程中极高的冷却速率有利于抑制元素偏析，保证单相固溶体生成，非 常适合应用于高熵合金堆焊层的加工[5]。
激光熔覆高熵合金涂层的研究现状及存在的问题
激光熔覆高熵合金涂层的研究现状及存在的问题激光熔覆技术是一种常用的表面改性技术，可以通过在基材表面刻蚀得到所需的复杂结构和性能，广泛应用于冶金、航空航天、汽车等行业。
高熵合金是一种特殊的合金材料，具有出色的力学性能和耐热性能，在高温和高应力环境下表现出优异的综合性能。
因此，研究激光熔覆高熵合金涂层对于提高材料表面性能具有重要意义。
本文将从高熵合金及其涂层的特点、激光熔覆技术的应用、研究现状和存在的问题等方面进行综述。
一、高熵合金的特点高熵合金是一种由五种或更多元素构成的合金，其中每种元素的摩尔含量相近。
高熵合金与传统合金相比具有以下几个显著特点：1. 多元元素：高熵合金由多种元素组成，具有均匀的化学成分，这使得它们在合金的微结构上具有很高的复杂性。
2. 高熵性：高熵合金的熵值接近理论熵上限，即具有高度混乱的排列态。
这种高度混乱的排列方式使得高熵合金具有出色的力学性能和耐热性能。
3. 均匀性：高熵合金中各种元素的分布是均匀的，这使得高熵合金具有很高的韧性和抗腐蚀性。
二、激光熔覆技术的应用激光熔覆是一种基于激光焊接的表面改性技术，通过在基材表面加热并熔化材料，然后迅速冷却形成涂层，可以有效地提高材料的硬度、耐磨性、耐腐蚀性等性能。
激光熔覆技术在冶金、航空航天、汽车等行业具有广泛的应用，可以大幅提高材料的使用寿命和性能。
三、激光熔覆高熵合金涂层的研究现状目前，对于激光熔覆高熵合金涂层的研究主要集中在以下几个方面：1. 材料开发：研究者通过调控高熵合金中的元素含量和种类，寻找合适的高熵合金材料，以提高涂层的性能。
2. 工艺优化：激光熔覆工艺参数的选择对于涂层的性能具有重要影响。
研究者通过优化激光功率、扫描速度、熔覆层数等参数，以提高涂层的致密性和硬度。
3. 相变控制：高熵合金涂层的相变过程对于涂层性能具有重要影响。
研究者通过控制激光熔覆参数和熔覆材料的组成，以控制涂层相变过程，提高涂层的力学性能和耐热性能。
光斑类型对激光熔覆MoFeCrTiWAlNb高熔点高熵合金涂层组织和性能的影响
王慧琳 1a，郭亚雄 1a，蓝宏伟 1a，刘其斌 1a,1b，周芳 1a
（1.贵州大学 a.材料与冶金学院 b.贵州省材料结构与强度重点实验室，贵阳 550025）
退火对CrCoNi中熵合金组织性能的影响
退火对 CrCoNi中熵合金组织性能的影响摘要：以真空悬浮熔炼法制备的等原子比CrCoNi中熵合金为研究对象，研究了均匀化退火对合金微观组织和力学性能的影响。
结果表明，1200℃×8 h均匀化退火后，CrCoNi中熵合金的组织更加均匀，晶粒明显细化，且最高硬度达到157 HV，相比铸态增加了25.6%。
关键词：CrCoNi中熵合金，退火，组织，硬度近年来，多组元合金引起了材料科学和冶金界的极大兴趣[1,2]。
根据合金中组元的数量，可以将等原子比多组元合金及其衍生物通常称为高/中熵合金[3,4]。
高熵合金是一种新型合金，其设计策略主要取决于构型熵的最大化。
独特的合金设计理念和比传统合金优越的性能使得高熵合金的研究得到了广泛的关注[5]。
研究发现，高熵合金在低温强度和韧性、热相稳定性、耐磨性、耐腐蚀性能等方面具有优良的性能[6,7]。
然而，张等研究表明，只含有三种组元的中熵合金比高熵合金具有更优异的综合性能[8,9]。
研究表明，铸态CoCrNi中熵合金易出现残余应力及成分偏析等缺陷，对合金的组织和性能产生重大影响，而退火处理能够有效改善合金组织、释放残余应力，使得CoCrNi中熵合金组织结构更加均匀，从而性能得到明显提升。
1 试验材料与方法通过真空悬浮熔炼法制备CrCoNi中熵合金铸锭（Cr：Co：Ni=1：1：1）。
采用DK7732C线切割机床将CrCoNi中熵合金铸锭切割为10 mm ×10 mm× 10 mm的铸锭试样用于退火处理。
将铸锭试样放置于真空退火炉中进行均匀化退火处理，在1200℃下分别处理4 h、8 h和12 h后出炉空冷。
CrCoNi中熵合金退火处理前后的试样经镶嵌、打磨、抛光、腐蚀后采用XSP-4XB型光学显微镜观察金相组织；使用型号为HV-1000型显微硬度仪测试合金硬度，载荷砝码为0.2 kg，保压时间为10 s。
2 试验结果与分析2.1 退火对CrCoNi中熵合金显微组织的影响图1为CrCoNi中熵合金铸态和1200℃退火4 h、8 h及12 h下的微观组织。
激光熔覆AlxCrFeCoCuNi高熵合金涂层的显微组织与性能研究
高熵 合 金 熔 覆 层 的物 相 组 成 由 ｘ 射 线衍 射 仪 进 行分析； 电镜 （ Ｊ Ｓ Ｍ一 ５ ３ １ ０ 、 日本 ） 及 其 能 谱 仪 定 性 分 析 了涂层 微 观 结 构 和 化 学 成 分 ； ＨＸ Ｄ－ １ ０ ０ ０维 氏 显 微 硬 度 计来 测量 高 熵 合 金熔 覆层 横 截 面 的 显 微 硬度 ， 在 样 品表 面取 ５个不 同地 方进 行测 量 ， 然 后取 平 均值 ； 以销 盘 式磨损 试 验装 置 进 行 滑 动 磨 损试 验 ， 长度为 ２ ０ ｍｒ ｏ
能 一 。
１ 实 验
ＡＩ Ｓ Ｉ １ ０ ４ ５钢基 底试 样 尺寸 为 ３ ０ ｍｍ×３ ０ ｍｍ× ３ ｍｍ。基底 先 用 ６ ０ ０ ～２ ０ ０ ０ 砂纸 研磨 ， 然后 将其 在 氢 氧化 钠溶 液 中清 洗 ２ ０ ｍｉ ｎ ， 从 而 去 除表 面 上 的 污垢 或 油脂 ， 最后 用 去离子 水彻 底 冲洗 。实验 所 用 Ｃ ｕ 、 Ｎｉ 、
郑 必举 ， 蒋业华 ， 胡 文 ， 刘 洪喜
（ 昆 明理工 大 学 材 料科 学 与工 程学 院 ， 昆明 ６ ５ ０ ０ ９ ３ ） 摘 要 ： 采 用 ＣＯ 激 光熔覆 技 术在 ＡＩ Ｓ Ｉ １ ０ ４ ５钢基 底 上 制备 了 Ａｌ Ｃ ｒ Ｆ ｅ Ｃ ｏ Ｃ ｕ Ｎｉ 涂层 。通 过 改 变 ＡＩ 的含 量 来 研 究其 对显微 组 织和 耐磨 性能 的影 响 。涂层 的微观 结构 、 化 学成分 和相 结构 分别 通过 扫描 电镜 、 能谱 和 Ｘ射 线衍
Ｃ ｏ 、 Ｆ ｅ 、 Ｃ ｒ 、 Ａｌ 粉末 （ ９ ９ ． ９ ９ ） 的 颗 粒 尺 寸 平 均 为 ５ ５ ｆ ｍ， 将 其 以等摩 尔 比进 行 充分 混 合 ， 并 加 入 聚 乙烯
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第４１卷 第３期中 国 激 光Ｖｏｌ．４１，Ｎｏ．３２０１４年３月ＣＨＩＮＥＳＥ ＪＯＵＲＮＡＬ ＯＦ ＬＡＳＥＲＳ Ｍａｒｃｈ，２０１４退火对激光熔覆ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ高熵合金涂层组织与性能的影响翁子清１，２ 董 刚１，２ 张群莉１，２ 郭士锐１，２ 姚建华１，２１浙江工业大学激光加工技术工程研究中心，浙江杭州３１００１４２浙江省高端激光装备协同创新中心，浙江杭州（）３１００１４摘要 采用激光熔覆的方法在４５＃钢基体上制备了表面形貌良好的ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ高熵合金涂层，为了研究该高熵合金涂层的抗高温软化性能，分别在５５０℃、７００℃、９００℃、１０００℃、１１６０℃下对涂层进行了２ｈ的退火实验。
用扫描电镜（ＳＥＭ）、Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ）和显微硬度计分别研究了涂层退火前后的微观形貌、相结构及显微硬度的变化。
结果表明，熔覆态涂层组织为柱状树枝晶结构，主要由面心立方固溶体（ＦＣＣ）和少量体心立方固溶体（ＢＣＣ）构成，其平均显微硬度为５４０ＨＶ０．２。
５５０℃、７００℃、９００℃退火后涂层的组织长大不明显，９００℃退火后涂层ＢＣＣ固溶体相衍射峰变得非常明显，１０００℃和１１６０℃退火后组织逐渐长大，相转变为单一的ＦＣＣ结构。
合金涂层经过不同温度退火后，显微硬度呈现先增大后减小的趋势，在９００℃退火后，涂层硬度最高为６６５ＨＶ０．２，说明该合金涂层在低于９００℃时具有良好的抗高温软化性能。
关键词 激光技术；激光熔覆；高熵合金涂层；退火；显微硬度中图分类号 ＴＧ１４６．４；ＴＧ１５６．２ 文献标识码 Ａ ｄｏｉ：１０．３７８８／ＣＪＬ２０１４４１．０３０３００２ 收稿日期：２０１３－０８－１４；收到修改稿日期：２０１３－０９－１３基金项目：浙江省自然科学基金青年基金（ＬＱ１３Ｅ０５００１２）作者简介：翁子清（１９８９—），男，硕士研究生，主要从事激光熔覆方面的研究。
Ｅ－ｍａｉｌ：ｗｅｎｇｚｉｑｉｎｇ１２８＠１６３．ｃｏｍ导师简介：姚建华（１９６５—），男，教授，博士生导师，主要从事激光加工技术方面的研究。
Ｅ－ｍａｉｌ：ｌａｓｅｒ＠ｚｊｕｔ．ｅｄｕ．ｃｎ（通信联系人）Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ ｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎＨｉｇｈ－Ｅｎｔｒｏｐｙ Ａｌｌｏｙ Ｃｏａｔｉｎｇ Ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ Ｌａｓｅｒ ＣｌａｄｄｉｎｇＷｅｎｇ Ｚｉｑｉｎｇ１，２ Ｄｏｎｇ Ｇａｎｇ１，２ Ｚｈａｎｇ Ｑｕｎｌｉ １，２ Ｇｕｏ Ｓｈｉｒｕｉ １，２ Ｙａｏ Ｊｉａｎｈｕａ１，２１ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｃｅｎｔｅｒ ｏｆ Ｌａｓｅｒ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｚｈｅｊｉａｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｈａｎｇｚｈｏｕ，Ｚｈｅｊｉａｎｇ ３１００１４，Ｃｈｉｎａ２ Ｚｈｅｊｉａｎｇ Ｐｒｏｖｉｎｃｉａｌ Ｃｏｌｌａｂｏｒａｔｉｖｅ Ｉｎｎｏｖａｔｉｏｎ Ｃｅｎｔｅｒ ｏｆ Ｈｉｇｈ－ｅｎｄ Ｌａｓｅｒ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ，Ｈａｎｇｚｈｏｕ，Ｚｈｅｊｉａｎｇ ３１００１４，烄烆烌烎ＣｈｉｎａＡｂｓｔｒａｃｔ Ｔｈｅ ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ ｃｏａｔｉｎｇ ｗｉｔｈ ｎｉｃｅ ｓｕｒｆａｃｅ ｔｏｐｏｇｒａｐｈｙ ｉｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｏｎ ４５＃ｓｔｅｅｌ ｂｙｌａｓｅｒ ｃｌａｄｄｉｎｇ．Ｉｎ ｏｒｄｅｒ ｔｏ ｓｔｕｄｙ ｔｈｅ ｐｒｏｐｅｒｔｙ ｏｆ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｔｏ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ ｏｆ ｔｈｅ ｃｏａｔｉｎｇ，ｔｈｅａｎｎｅａｌｉｎｇ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓ ｏｆ ｃｏａｔｉｎｇ ａｒｅ ｐｅｒｆｏｒｍｅｄ ａｔ ５５０℃，７００℃，９００℃，１０００℃，１１６０℃ｆｏｒ ２ ｈ，ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｐｈａｓｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ｔｈｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ ａｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（ＳＥＭ），Ｘ－ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ）ａｎｄ ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｔｅｓｔｅｒ，ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｃｏａｔｉｎｇ ａｆｔｅｒ ｌａｓｅｒ ｃｌａｄｄｉｎｇ ｉｓ ｍａｉｎｌｙ ｃｏｍｐｏｓｅｄ ｏｆ ｔｙｐｉｃａｌ ｄｅｎｄｒｉｔｅｓ ａｎｄｅｘｈｉｂｉｔｓ ｓｉｍｐｌｅ ｆａｃｅ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ（ＦＣＣ）ａｎｄ ｍｉｎｏｒ ｂｏｄｙ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ（ＢＣＣ）ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｐｈａｓｅｓ ｗｉｔｈ ａｖｅｒａｇｅｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ５４０ＨＶ０．２．Ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｃｏａｔｉｎｇ ｇｒｏｗｓ ｕｐ ｓｌｉｇｈｔｌｙ ａｆｔｅｒ ｂｅｉｎｇ ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ５５０℃，７００℃ａｎｄ ９００℃．Ｈｏｗｅｖｅｒ，ｔｈｅ ｃｏａｔｉｎｇ ｆｏｒｍｓ ｒｅｌａｔｉｖｅｌｙ ｍｏｒｅ ＢＣＣ ｐｈａｓｅ ｗｈｅｎ ａｎｎｅａｌｓ ａｔ ９００℃．Ｗｈｉｌｅ ａｔ １０００℃ａｎｄ １１６０℃，ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｇｒｏｗｓ ｕｐ ｇｒａｄｕａｌｌｙ，ａｎｄ ｔｈｅ ｐｈａｓｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍｓ ｉｎｔｏ ｓｉｎｇｌｅ ＦＣＣ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．Ａｓ ｔｈｅ ａｎｎｅａｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ，ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ｔｈｅ ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ ｃｌａｄｄｅｄ ｃｏａｔｉｎｇ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｆｉｒｓｔｌｙ，ａｎｄｔｈｅｎ ｄｅｃｒｅａｓｅｓ，ｔｈｅ ｈｉｇｈｅｓｔ ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓ ｉｓ ６６５ＨＶ０．２ａｆｔｅｒ ｂｅｉｎｇ ａｎｎｅａｌｅｄ ａｔ ９００℃．Ｉｔ ｉｎｄｉｃａｔｅｓ ｔｈａｔ ｔｈｅＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｃｏａｔｉｎｇ ａｆｔｅｒ ｌａｓｅｒ ｃｌａｄｄｉｎｇ ｅｘｈｉｂｉｔｓ ｎｉｃｅ ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｂｅｌｏｗ９００℃．Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ ｌａｓｅｒ ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ；ｌａｓｅｒ ｃｌａｄｄｉｎｇ；ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ａｌｌｏｙ ｃｏａｔｉｎｇ；ａｎｎｅａｌｉｎｇ；ｍｉｃｒｏｈａｒｄｎｅｓｓＯＣＩＳ ｃｏｄｅｓ １６０．３９００；３５０．３３９０；３５０．３８５００３０３００２－１中 国 激 光１ 引 言２００４年，台湾学者Ｙｅｈ等［１］首先公开报道了“多组元高熵合金”材料设计思想，就是多种主要元素的合金，其中每个主要元素皆具有高的原子数分数，定义高熵合金的主要元素数ｎ≥５，但其原子数分数皆不超过３５％。
高熵合金有许多独特的性能，通过适当的合金配方设计，可获得高硬度、耐高温软化、耐腐蚀、高加工硬化、耐高温氧化等各种特性，且许多性能优于传统合金［２］。
迄今为止，高熵合金的制备主要采用真空电弧炉熔炼法，但该方法的冷却凝固速率不够快，不利于抑制高熵合金中第二相化合物的生成，另外通过该方法得到的高熵合金块材再通过其他方法也较难应用到材料的表面改性上。
由于激光具有快速加热和快速冷却的特点，激光熔覆层与基体呈现良好的冶金结合，致密性高，结合力大，且激光熔覆所得的高熵合金涂层具有允许局部成分在一定程度上存在不均匀，涂层厚度大等显著优势［３］。
马明星等［４－５］采用激光熔覆的方法成功制备了ＡｌｘＣｏＣｒＮｉＭｏ，ＡｌｘＦｅＣｏＮｉＣｕＣｒ高熵合金，并研究了不同Ａｌ含量对合金的组织和性能的影响。
张晖等［６］在激光熔覆ＦｅＣｒＮｉＣｏＣｕ涂层加入少量Ｓｉ、Ｍｎ和Ｍｏ元素后发现熔覆层的成形质量得到很大改善，且熔覆涂层的硬度比原先提升了２０％。
这些研究为激光熔覆制备高熵合金提供了可行性。
就目前而言，高熵合金各元素的选择还没有非常科学的理论依据，就现在出现的一些高熵合金体系也只是通过所谓的“鸡尾酒”式的方法调配而成。
但并非任意５种及以上元素组合便可以形成高熵合金，其配方的设计关键是避免脆性金属间化合物的产生，获得成分均匀的固溶体组织，再考虑原子尺寸、电负性、晶体结构等因素的综合作用。
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ四种元素处于第四周期，原子半径都非常的接近，可相互形成无限固溶体，使合金趋于稳定。
Ｍｎ的原子半径相对前四者略大，可在一定程度上起到固溶强化作用。
另外，激光熔覆制备高熵合金涂层表面形貌的改善是一个瓶颈，文献［６］中，加入了微量的Ｍｎ元素，可改善熔覆层的表面形貌。
因此，本文尝试激光熔覆制备表面形貌良好的ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ高熵合金涂层，并研究其耐高温软化性能，讨论了不同退火温度对熔覆层组织和硬度的影响。
２ 实验材料和方法激光熔覆实验采用的基体材料是锻态的４５＃钢板，厚度为１０ｍｍ。
ＦｅＣｒＮｉＣｏＭｎ涂层材料是采用纯度均高于９９．９％的Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ按等摩尔比并添加少量硼、硅元素混合而成的，各粉末平均粒度大小为７５μｍ。
用型号为ＱＭ－３ＳＰ４的球磨机，磨球质量与粉末质量按４：１进行配比，转速为３１５ｒ／ｍｉｎ，加入无水酒精球磨１ｈ，让粉末混合均匀。
球磨混合后的粉末用松香酒精作粘结剂预置在４５＃钢基体上，预置的厚度为１．２ｍｍ，然后对其在２００℃下进行１ｈ的烘干处理。
采用额定功率为７ｋＷ的ＬＥＯ ＧＦＴ－ＩＶＢ型横流ＣＯ２激光器，进行激光熔覆实验，实验采用Ａｒ气进行保护。
激光熔覆实验完成后，沿着熔覆试样在垂直于扫描方向上切割６个大小一致的小试样（１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍ）。
用ＳＲＪＸ－４－１３型退火炉对其中５个小试样分别进行了５５０℃、７００℃、９００℃、１０００℃、１１６０℃的退火实验，时间为２ｈ，试样随炉冷却。
对试样进行打磨、抛光、用王水腐蚀制备金相试样，腐蚀之后用扫描电镜（型号为ＪＳＭ－５６１０，配有能谱分析仪）观察涂层退火前后的组织形貌。
Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ）分析是采用荷兰帕纳科公司生产的Ｘ′Ｐｅｒｔ ＰＲＯ型Ｘ射线衍射仪，Ｃｕ靶，电压为４０ｋＶ，电流为４０ｍＡ，Ｋα射线（λ＝０．１５４０５６ｎｍ），Ｘ射线扫描的速度为１°／ｍｉｎ。
用ＨＶ－１０００型显微硬度计测试涂层退火前后的显微硬度，加载载荷为２００ｇ，加载和卸载时间均为１０ｓ。