分享：高熵合金高溫摩擦磨損性能的研究進展
0. 引言
高熵合金（HEA）是由五種及以上等量金屬元素（常添加硅、碳、硼等）構成的多主元合金[1-4]。HEA憑借其獨特的高熵效應、緩慢擴散效應、晶格畸變效應及多組元協同效應（“雞尾酒效應”），在極端高溫環境下展現出良好的穩定性、耐磨性和抗疲勞性，應用于航空發動機、燃氣輪機與核能裝備等熱端部件的制造。然而，隨著動力系統及新一代核反應堆對材料服役溫度要求的不斷提高，HEA在高溫（通常指400 ℃以上）下的摩擦磨損問題已成為高熵合金進一步發展的瓶頸，其高溫摩擦磨損性能直接影響設備運行的可靠性與效率[5-6]。目前多通過成分設計與工藝優化來改善HEA高溫摩擦磨損性能[7-14]。為了給相關研究人員提供參考，作者綜述了HEA高溫摩擦磨損性能的研究進展，總結了成分設計、制備工藝參數和特定服役環境3個方面對高溫摩擦磨損性能的影響，闡述了現有研究的不足并展望了未來的研究方向。
1. 成分設計對高溫摩擦磨損性能的影響
HEA的基礎成分通常包含鐵、鈷、鉻、鎳、錳、鋁、鈦等金屬元素，并可添加硅、碳、硼等非金屬元素進行改性，物相包括體心立方（BCC）相、面心立方（FCC）相或兩者的混合相。合理選擇組分元素、精確調控其配比、添加特定元素進行合金化，是調控HEA物相組成進而優化性能的關鍵。
1.1 鋁元素
在HEA組成元素中，鋁的氧化物吉布斯自由能最低，因此在高溫下優先氧化形成連續致密的α-Al2O3保護層[15]。該氧化層的形成可以顯著提升HEA的高溫摩擦磨損性能。胡明川等[16]采用真空電弧熔煉制備了Al15+xCr20Nb15Ti40−xZr10高熵合金，發現隨著鋁含量增加，合金組織由亞共晶向共晶轉變，共晶組織具有更高的硬度，且在高溫下形成的Al2O3氧化層更厚，表現出更優異的高溫摩擦磨損性能。VO等[17]對比分析了FeCoCrNiAl0.8Ni和FeCoCrNiAl1.0Ni高熵合金的微觀結構和900 ℃下的摩擦磨損性能，發現：FeCoCrNiAl1.0Ni合金表面形成了由混合氧化物層和超細晶顆粒層組成的復合氧化層結構，體積磨損率（75.78×10−5 mm3·N−1·m−1）顯著低于FeCoCrNiAl0.8Ni合金（99.44×10−5 mm3·N−1·m−1）；提高鋁含量有助于形成更穩定的復合氧化層結構，從而改善HEA的高溫摩擦磨損性能。
1.2 鉬元素和錳元素
向FeCoCrNi系高熵合金中添加鉬或錳等原子半徑較大的元素，可誘發顯著的晶格畸變效應并促進σ硬質相析出，從而提升HEA的高溫摩擦磨損性能[18-19]。苗軍偉[20]研究發現，鉬元素的固溶強化效應使CoCrNiMo0.5合金在800 ℃下的硬度達到365 HV，同時鉬在600~800 ℃溫度范圍內開始氧化形成致密氧化膜，使CoCrNiMo0.5合金表現出較小的體積磨損率（1.14×10−6 mm3·N−1·m−1）。謝詠馨[21]采用真空電弧熔煉制備了FeCoCrNiMox（x為物質的量分數，取0，0.1，0.2，0.3，0.5，1.0，1.5）高熵合金，發現提高鉬含量有效抑制了合金的高溫軟化現象，800 ℃下FeCoCrNiMo0.5和FeCoCrNiMo1.5合金的硬度分別為163，603 HV，磨損體積損失分別為0.052，0.013 mm3。大原子半徑元素還具有調控難熔高熵合金體系內相結構的作用。范軍[22]制備了添加鉬的VAlTiCrMo高熵合金，發現未添加鉬時合金呈多相結構，添加鉬后合金形成單一的BCC固溶體相，700 ℃下的摩擦因數顯著降至0.21，表現出良好的高溫摩擦磨損性能。謝曉明等[23]研究發現，添加錳后FeCoCrNi系高熵合金由FCC單相組織轉變為FCC+BCC雙相組織，當錳原子分數為1.0%時，合金在600 ℃下的體積磨損率僅為2.71×10−4 mm3·N−1·m−1，相比未添加錳時降低了33.9%。綜上，在HEA體系中摻雜鉬或錳元素，可有效提升合金的高溫摩擦磨損性能。未來的研究可結合第一性原理計算等方法，精確確定鉬、錳元素在特定HEA體系中的固溶度極限，為進一步優化組分配比提供理論依據。
釩 鈮等難熔金屬元素
釩、鈮等元素化學性質穩定，添加至HEA中有助于抑制高溫軟化現象。孫宇航[24]研究發現，將FeCoCrNiMn高熵合金中的錳替換為釩后，合金在800 ℃下的耐磨性顯著提升，體積磨損率僅為0.289×10−4 mm3·N−1·m−1，減小了95%。劉昊等[25]采用激光熔覆技術制備了CoCrFeNiNbx高熵合金涂層，發現隨著鈮含量增加，組織經歷了從FCC固溶體向亞共晶、共晶、過共晶的轉變，當x為0.75時，在固溶強化作用下，涂層800 ℃下的硬度最高（574 HV），并表現出優異的摩擦磨損性能。
1.4 第二相
除基體組成元素外，第二相對HEA的高溫摩擦磨損性能也具有顯著影響，向HEA中添加硅元素，可以形成硅化物第二相，顯著提升高溫耐磨性能。PEI等[26]制備了TiZrV0.5Nb0.5Six高熵合金，發現：添加硅后，合金組織由單一BCC固溶體轉變為BCC固溶體與硅化物第二相共存；該硅化物在溫度不高于400 ℃時表現出優異的抗軟化能力和高硬度（合金硬度最高達453 HV），能有效抑制黏著磨損，同時在溫度800 ℃下形成致密氧化膜，可提升高溫防護能力。郭志明等[27]研究發現，添加硅的NbTaWMo高熵合金在800 ℃下的磨損機制為磨粒磨損與氧化磨損的復合機制，未添加硅時則主要表現為氧化磨損，添加硅后原位生成的硅化物有效提高了合金的耐磨性。
硬質陶瓷相以高硬度、高熔點、良好的耐磨性和化學穩定性著稱，向HEA中添加硬質陶瓷相可以有效改善高溫耐磨性能。SUN等[28]采用激光熔覆技術制備TiC增強FeCoCrNiMn高熵合金涂層，發現：高溫磨損時，硬質TiC顆粒發生破碎形成小尺寸顆粒，與摩擦過程中原位生成的Cr2O3/Mn2O3氧化物形成復合保護膜，其抗剝落性顯著優于無TiC涂層中的純氧化物膜；隨著TiC含量增加，涂層的體積磨損率減小，耐磨性的顯著提升歸因于復合保護膜結合了TiC相的優異承載能力與氧化物的潤滑作用，實現了強韌協同效應。ZHANG等[29]制備了WC增強FeCoCrNiMoSi高熵合金涂層，發現：WC的加入促進了M6C和M2C等碳化物第二相的形成，高硬度鎢元素主要富集于M2C相中；當WC質量分數為50%時，涂層中形成的M2C相不僅數量較多，且晶粒細小，這使得涂層表現出最優的600 ℃高溫摩擦磨損性能。XIN等[30]向FeCoCrNi1.5Al0.2Ti0.5高熵合金中添加碳元素（物質的量分數為0~2%），發現：當摩擦溫度不超過600 ℃時，合金中碳與鈦原位反應生成的TiC相通過抑制位錯移動和細化晶粒提高顯微硬度，顯著減小了體積磨損率，隨著碳含量增加，體積磨損率也減小；當摩擦溫度升至600~800 ℃時，氧化物的潤滑作用主導磨損行為，此時低碳含量HEA因更優的氧化膜形成能力而表現出更好的摩擦磨損性能。WANG等[31]制備了不同Y2O3含量的WMoTaNb高熵合金涂層，發現Y2O3的存在提高了成核率，從而顯著提升顯微硬度，當Y2O3質量分數為3%時，涂層硬度最高，為1 274 HV，600 ℃的摩擦因數降至0.6。未添加Y2O3的WMoTaNb高熵合金涂層摩擦因數在0.8~1.3[32]，高于上述質量分數3% Y2O3的WMoTaNb高熵合金涂層，進一步驗證了硬質陶瓷相對改善高溫磨損性能的作用。目前的研究多聚焦于第二相本征特性對HEA的改良作用，未來需深入探索第二相與HEA基體間的協同強化機制（如界面調控、載荷傳遞等）。
2. 制備工藝參數對高溫摩擦磨損性能的影響
制備工藝直接決定了HEA的微觀結構、晶體缺陷、晶界特性等關鍵微觀特征[33]，從而決定了HEA的使役性能。其中，燒結工藝是制備高性能HEA塊體材料的最優方案之一，其能夠通過固態擴散+快速致密化攻克成分均勻性與相控制難題；激光熔覆是實現HEA表面功能化、制備HEA涂層的首選，其具有快速熔凝特點，能夠獲得超細晶/非晶復合結構，進一步提高涂層的高溫耐磨性。
2.1 燒結工藝
燒結是塊體HEA的常用制備方法[34]。在燒結過程中，燒結溫度、保溫時間、升溫速率是決定HEA結構和性能的核心參數。TOROGHINEJAD等[35]采用放電等離子燒結在不同燒結溫度（800，850，900 ℃）下制備了塊體AlCrCuMnNi高熵合金，研究發現，900 ℃下燒結的合金中析出Al2Cu3和Al3Ni5兩種硬質相，在低孔隙率（<5%）與硬質相的協同作用下，該合金在高溫下表現出優異的耐磨損性能。CAO等[36]研究發現：保溫時間的設置需要兼顧元素擴散與晶粒粗化的矛盾；當保溫時間過短時，HEA內部孔隙未消除，成分不均；當保溫時間過長時，HEA晶粒顯著粗化，強度下降，高溫耐磨性下降。LEE等[37]研究發現，調節CoCrFeMnNi高熵合金燒結過程中的升溫速率，可以控制微觀結構演變，進而改善致密性和高溫耐磨性，與單級升溫速率（5 °C·min-1）燒結的試樣相比，雙步升溫速率（2，5 °C·min-1）燒結的試樣中元素分布更均勻，形成了σ相等二次相，表現出更低的孔隙率和更好的高溫耐磨性。盡管燒結工藝在塊體HEA高溫摩擦磨損性能研究中取得進展，但真空熔煉、粉末冶金等其他重要塊體制備工藝對高溫摩擦磨損性能的影響機制仍需深入探索。
2.2 激光熔覆工藝
激光熔覆憑借其優異的粉末熔融效率和涂層-基體冶金結合特性，成為HEA涂層制備中使用最廣泛的技術[38-40]。其激光功率、熔覆速度等工藝參數的調控是改善HEA高溫耐磨性的關鍵。
LI等[41]通過激光熔覆制備了FeCoCrNiMo高熵合金涂層，研究發現，隨著激光功率提高，涂層在800 ℃下的體積磨損率先降低后增加，當功率為1 600 W時，涂層磨損率最小，磨損時產生的剝落坑、淺溝槽較少，這是因為此功率下涂層組織均勻，而且功率也未過高，避免了基體稀釋率提高對摩擦性能的不利影響。徐進等[42]采用超高速激光熔覆制備了CoCrFeNiMn高熵合金涂層，研究發現，熔覆速度增加所帶來的細小晶粒組織和高密度晶界有效增強了CoCrFeNiMn高熵合金涂層的抗變形能力，從而有效提升了涂層的耐磨性能。ZHAO等[43]采用超聲振動輔助激光熔覆制備了WTaNbMo高熵合金涂層，借助超聲振動輔助顯著減少了涂層中的未熔融粉末和裂紋數量，同時增強了HEA枝晶與其他相之間的結合力，這進一步提高了涂層的硬度，防止高溫下涂層材料從磨損表面脫離，促進磨損表面形成致密的MoO3、Cr2O3和WO3氧化物層，從而改善其高溫摩擦磨損性能。
3. 溫度對高溫摩擦磨損性能的影響
HEA的氧化程度、硬度和強度會隨著溫度升高而發生變化。高溫下HEA表面氧化形成的致密硬質氧化層能有效隔絕摩擦副接觸、減少黏著，并可能產生潤滑作用，從而顯著改善摩擦磨損性能，而非致密且易破碎的氧化層則可能加劇磨損[44-46]。GENG等[47]研究發現：室溫至400 ℃下，在空氣中FeCoCrNi高熵合金表面生成彌散分布的氧化物，在對磨件擠壓下，這些氧化物發生碎裂，導致空氣中的磨損率高于真空環境；在600，800 ℃空氣中，合金表面形成致密氧化物保護層，該致密氧化層可產生自潤滑效應，從而提升其耐磨性。NGUYEN等[48]研究了CrFeNiAl0.4Ti0.2高熵合金在溫度600~950 ℃下的摩擦磨損性能，發現：800 ℃下磨損率最低（1.61×10−5 mm3·N−1·m−1），這歸因于此溫度下表面形成的致密氧化層（8~10 μm）與亞表層摩擦層（<10 μm）的協同保護作用；隨著溫度進一步升高至950 ℃，合金的熱軟化抗力顯著降低，表面的氧化膜發生碎裂，導致摩擦磨損性能急劇惡化。CHEN等[49]在45鋼表面激光熔覆制備WMoTaNb難熔高熵合金涂層，發現涂層的摩擦因數隨著溫度升高而顯著增大。研究[43，48]發現：HEA在室溫下的磨損機制以磨粒磨損和疲勞磨損為主；隨著溫度升高至能在HEA表面形成致密氧化層時，主要磨損機制轉變為氧化磨損，此時致密氧化膜可顯著改善其摩擦磨損性能。對于FeCoCrNi高熵合金，這一轉變通常發生在400~600 ℃區間[49-50]，在該溫度范圍內，致密氧化膜對合金具有保護作用，摻雜的硬質相可通過第二相強化機制提升HEA的高溫摩擦磨損性能；當溫度達到900 ℃以上時，FeCoCrNi高熵合金可能發生顯著軟化和相分解，導致摩擦磨損性能急劇下降[51]。
4. 結束語
通過成分設計優化HEA高溫摩擦磨損性能的核心原理包括：利用鋁等親氧性元素促進表面形成保護性氧化膜；添加鉬、錳等大原子半徑元素增強晶格畸變效應；引入釩、鈮等難熔元素形成高硬度、高熱穩定性第二相（如碳化物、硼化物、硅化物），實現第二相彌散強化；或直接引入第二相通過原位形成高溫潤滑層、提高成核率等機理提高高溫耐磨性。塊體HEA及HEA涂層的制備工藝選擇直接影響其物相結構、顯微組織和高溫摩擦磨損性能，優化工藝參數有助于提升HEA的高溫耐磨性，通過系統性的試驗對工藝參數進行優化至關重要。目前，高熵合金高溫摩擦磨損性能的相關研究仍存在以下關鍵問題：高溫動態磨損機制（如氧化膜演化、相變行為）尚未明晰；缺乏“組分-工藝-性能”的定量關聯模型；超高溫（>900 ℃）及變工況（熱循環、沖擊載荷）適應性研究薄弱；涂層/基體界面元素互擴散（如鐵遷移）導致高溫性能劣化的問題尚未解決。基于此，未來研究應聚焦于以下方面。
（1）機制解析：結合原位表征（高溫摩擦儀、掃描顯微鏡）與計算模擬（分子動力學），揭示氧化膜/第二相的高溫協同防護機制。
（2）材料創新：引入稀土元素（釔、鑭）細化晶粒，開發氧化物彌散強化復合材料（如Y2O3/HEA）。
（3）工藝升級：進一步發展超聲輔助激光熔覆等高效技術，抑制基體元素擴散現象。
（4）體系設計：面向航空航天極端工況，構建耐變溫沖擊、抗高載荷的專用HEA涂層體系。
文章來源——材料與測試網
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