分享：高熵合金高温摩擦磨损性能的研究进展

0.   引言

高熵合金（HEA）是由五种及以上等量金属元素（常添加硅、碳、硼等）构成的多主元合金[1-4]。HEA凭借其独特的高熵效应、缓慢扩散效应、晶格畸变效应及多组元协同效应（“鸡尾酒效应”），在极端高温环境下展现出良好的稳定性、耐磨性和抗疲劳性，应用于航空发动机、燃气轮机与核能装备等热端部件的制造。然而，随着动力系统及新一代核反应堆对材料服役温度要求的不断提高，HEA在高温（通常指400 ℃以上）下的摩擦磨损问题已成为高熵合金进一步发展的瓶颈，其高温摩擦磨损性能直接影响设备运行的可靠性与效率[5-6]。目前多通过成分设计与工艺优化来改善HEA高温摩擦磨损性能[7-14]。为了给相关研究人员提供参考，作者综述了HEA高温摩擦磨损性能的研究进展，总结了成分设计、制备工艺参数和特定服役环境3个方面对高温摩擦磨损性能的影响，阐述了现有研究的不足并展望了未来的研究方向。 

1.   成分设计对高温摩擦磨损性能的影响

HEA的基础成分通常包含铁、钴、铬、镍、锰、铝、钛等金属元素，并可添加硅、碳、硼等非金属元素进行改性，物相包括体心立方（BCC）相、面心立方（FCC）相或两者的混合相。合理选择组分元素、精确调控其配比、添加特定元素进行合金化，是调控HEA物相组成进而优化性能的关键。 

1.1   铝元素

在HEA组成元素中，铝的氧化物吉布斯自由能最低，因此在高温下优先氧化形成连续致密的α-Al2O3保护层[15]。该氧化层的形成可以显著提升HEA的高温摩擦磨损性能。胡明川等[16]采用真空电弧熔炼制备了Al15+xCr20Nb15Ti40−xZr10高熵合金，发现随着铝含量增加，合金组织由亚共晶向共晶转变，共晶组织具有更高的硬度，且在高温下形成的Al2O3氧化层更厚，表现出更优异的高温摩擦磨损性能。VO等[17]对比分析了FeCoCrNiAl0.8Ni和FeCoCrNiAl1.0Ni高熵合金的微观结构和900 ℃下的摩擦磨损性能，发现：FeCoCrNiAl1.0Ni合金表面形成了由混合氧化物层和超细晶颗粒层组成的复合氧化层结构，体积磨损率（75.78×10−5 mm3·N−1·m−1）显著低于FeCoCrNiAl0.8Ni合金（99.44×10−5 mm3·N−1·m−1）；提高铝含量有助于形成更稳定的复合氧化层结构，从而改善HEA的高温摩擦磨损性能。 

1.2   钼元素和锰元素

向FeCoCrNi系高熵合金中添加钼或锰等原子半径较大的元素，可诱发显著的晶格畸变效应并促进σ硬质相析出，从而提升HEA的高温摩擦磨损性能[18-19]。苗军伟[20]研究发现，钼元素的固溶强化效应使CoCrNiMo0.5合金在800 ℃下的硬度达到365 HV，同时钼在600~800 ℃温度范围内开始氧化形成致密氧化膜，使CoCrNiMo0.5合金表现出较小的体积磨损率（1.14×10−6 mm3·N−1·m−1）。谢咏馨[21]采用真空电弧熔炼制备了FeCoCrNiMox（x为物质的量分数，取0，0.1，0.2，0.3，0.5，1.0，1.5）高熵合金，发现提高钼含量有效抑制了合金的高温软化现象，800 ℃下FeCoCrNiMo0.5和FeCoCrNiMo1.5合金的硬度分别为163，603 HV，磨损体积损失分别为0.052，0.013 mm3。大原子半径元素还具有调控难熔高熵合金体系内相结构的作用。范军[22]制备了添加钼的VAlTiCrMo高熵合金，发现未添加钼时合金呈多相结构，添加钼后合金形成单一的BCC固溶体相，700 ℃下的摩擦因数显著降至0.21，表现出良好的高温摩擦磨损性能。谢晓明等[23]研究发现，添加锰后FeCoCrNi系高熵合金由FCC单相组织转变为FCC+BCC双相组织，当锰原子分数为1.0%时，合金在600 ℃下的体积磨损率仅为2.71×10−4 mm3·N−1·m−1，相比未添加锰时降低了33.9%。综上，在HEA体系中掺杂钼或锰元素，可有效提升合金的高温摩擦磨损性能。未来的研究可结合第一性原理计算等方法，精确确定钼、锰元素在特定HEA体系中的固溶度极限，为进一步优化组分配比提供理论依据。 

钒   铌等难熔金属元素

钒、铌等元素化学性质稳定，添加至HEA中有助于抑制高温软化现象。孙宇航[24]研究发现，将FeCoCrNiMn高熵合金中的锰替换为钒后，合金在800 ℃下的耐磨性显著提升，体积磨损率仅为0.289×10−4 mm3·N−1·m−1，减小了95%。刘昊等[25]采用激光熔覆技术制备了CoCrFeNiNbx高熵合金涂层，发现随着铌含量增加，组织经历了从FCC固溶体向亚共晶、共晶、过共晶的转变，当x为0.75时，在固溶强化作用下，涂层800 ℃下的硬度最高（574 HV），并表现出优异的摩擦磨损性能。 

1.4   第二相

除基体组成元素外，第二相对HEA的高温摩擦磨损性能也具有显著影响，向HEA中添加硅元素，可以形成硅化物第二相，显著提升高温耐磨性能。PEI等[26]制备了TiZrV0.5Nb0.5Six高熵合金，发现：添加硅后，合金组织由单一BCC固溶体转变为BCC固溶体与硅化物第二相共存；该硅化物在温度不高于400 ℃时表现出优异的抗软化能力和高硬度（合金硬度最高达453 HV），能有效抑制黏着磨损，同时在温度800 ℃下形成致密氧化膜，可提升高温防护能力。郭志明等[27]研究发现，添加硅的NbTaWMo高熵合金在800 ℃下的磨损机制为磨粒磨损与氧化磨损的复合机制，未添加硅时则主要表现为氧化磨损，添加硅后原位生成的硅化物有效提高了合金的耐磨性。 

硬质陶瓷相以高硬度、高熔点、良好的耐磨性和化学稳定性著称，向HEA中添加硬质陶瓷相可以有效改善高温耐磨性能。SUN等[28]采用激光熔覆技术制备TiC增强FeCoCrNiMn高熵合金涂层，发现：高温磨损时，硬质TiC颗粒发生破碎形成小尺寸颗粒，与摩擦过程中原位生成的Cr2O3/Mn2O3氧化物形成复合保护膜，其抗剥落性显著优于无TiC涂层中的纯氧化物膜；随着TiC含量增加，涂层的体积磨损率减小，耐磨性的显著提升归因于复合保护膜结合了TiC相的优异承载能力与氧化物的润滑作用，实现了强韧协同效应。ZHANG等[29]制备了WC增强FeCoCrNiMoSi高熵合金涂层，发现：WC的加入促进了M6C和M2C等碳化物第二相的形成，高硬度钨元素主要富集于M2C相中；当WC质量分数为50%时，涂层中形成的M2C相不仅数量较多，且晶粒细小，这使得涂层表现出最优的600 ℃高温摩擦磨损性能。XIN等[30]向FeCoCrNi1.5Al0.2Ti0.5高熵合金中添加碳元素（物质的量分数为0~2%），发现：当摩擦温度不超过600 ℃时，合金中碳与钛原位反应生成的TiC相通过抑制位错移动和细化晶粒提高显微硬度，显著减小了体积磨损率，随着碳含量增加，体积磨损率也减小；当摩擦温度升至600~800 ℃时，氧化物的润滑作用主导磨损行为，此时低碳含量HEA因更优的氧化膜形成能力而表现出更好的摩擦磨损性能。WANG等[31]制备了不同Y2O3含量的WMoTaNb高熵合金涂层，发现Y2O3的存在提高了成核率，从而显著提升显微硬度，当Y2O3质量分数为3%时，涂层硬度最高，为1 274 HV，600 ℃的摩擦因数降至0.6。未添加Y2O3的WMoTaNb高熵合金涂层摩擦因数在0.8~1.3[32]，高于上述质量分数3% Y2O3的WMoTaNb高熵合金涂层，进一步验证了硬质陶瓷相对改善高温磨损性能的作用。目前的研究多聚焦于第二相本征特性对HEA的改良作用，未来需深入探索第二相与HEA基体间的协同强化机制（如界面调控、载荷传递等）。 

2.   制备工艺参数对高温摩擦磨损性能的影响

制备工艺直接决定了HEA的微观结构、晶体缺陷、晶界特性等关键微观特征[33]，从而决定了HEA的使役性能。其中，烧结工艺是制备高性能HEA块体材料的最优方案之一，其能够通过固态扩散+快速致密化攻克成分均匀性与相控制难题；激光熔覆是实现HEA表面功能化、制备HEA涂层的首选，其具有快速熔凝特点，能够获得超细晶/非晶复合结构，进一步提高涂层的高温耐磨性。 

2.1   烧结工艺

烧结是块体HEA的常用制备方法[34]。在烧结过程中，烧结温度、保温时间、升温速率是决定HEA结构和性能的核心参数。TOROGHINEJAD等[35]采用放电等离子烧结在不同烧结温度（800，850，900 ℃）下制备了块体AlCrCuMnNi高熵合金，研究发现，900 ℃下烧结的合金中析出Al2Cu3和Al3Ni5两种硬质相，在低孔隙率（<5%）与硬质相的协同作用下，该合金在高温下表现出优异的耐磨损性能。CAO等[36]研究发现：保温时间的设置需要兼顾元素扩散与晶粒粗化的矛盾；当保温时间过短时，HEA内部孔隙未消除，成分不均；当保温时间过长时，HEA晶粒显著粗化，强度下降，高温耐磨性下降。LEE等[37]研究发现，调节CoCrFeMnNi高熵合金烧结过程中的升温速率，可以控制微观结构演变，进而改善致密性和高温耐磨性，与单级升温速率（5 °C·min-1）烧结的试样相比，双步升温速率（2，5 °C·min-1）烧结的试样中元素分布更均匀，形成了σ相等二次相，表现出更低的孔隙率和更好的高温耐磨性。尽管烧结工艺在块体HEA高温摩擦磨损性能研究中取得进展，但真空熔炼、粉末冶金等其他重要块体制备工艺对高温摩擦磨损性能的影响机制仍需深入探索。 

2.2   激光熔覆工艺

激光熔覆凭借其优异的粉末熔融效率和涂层-基体冶金结合特性，成为HEA涂层制备中使用最广泛的技术[38-40]。其激光功率、熔覆速度等工艺参数的调控是改善HEA高温耐磨性的关键。 

LI等[41]通过激光熔覆制备了FeCoCrNiMo高熵合金涂层，研究发现，随着激光功率提高，涂层在800 ℃下的体积磨损率先降低后增加，当功率为1 600 W时，涂层磨损率最小，磨损时产生的剥落坑、浅沟槽较少，这是因为此功率下涂层组织均匀，而且功率也未过高，避免了基体稀释率提高对摩擦性能的不利影响。徐进等[42]采用超高速激光熔覆制备了CoCrFeNiMn高熵合金涂层，研究发现，熔覆速度增加所带来的细小晶粒组织和高密度晶界有效增强了CoCrFeNiMn高熵合金涂层的抗变形能力，从而有效提升了涂层的耐磨性能。ZHAO等[43]采用超声振动辅助激光熔覆制备了WTaNbMo高熵合金涂层，借助超声振动辅助显著减少了涂层中的未熔融粉末和裂纹数量，同时增强了HEA枝晶与其他相之间的结合力，这进一步提高了涂层的硬度，防止高温下涂层材料从磨损表面脱离，促进磨损表面形成致密的MoO3、Cr2O3和WO3氧化物层，从而改善其高温摩擦磨损性能。 

3.   温度对高温摩擦磨损性能的影响

HEA的氧化程度、硬度和强度会随着温度升高而发生变化。高温下HEA表面氧化形成的致密硬质氧化层能有效隔绝摩擦副接触、减少黏着，并可能产生润滑作用，从而显著改善摩擦磨损性能，而非致密且易破碎的氧化层则可能加剧磨损[44-46]。GENG等[47]研究发现：室温至400 ℃下，在空气中FeCoCrNi高熵合金表面生成弥散分布的氧化物，在对磨件挤压下，这些氧化物发生碎裂，导致空气中的磨损率高于真空环境；在600，800 ℃空气中，合金表面形成致密氧化物保护层，该致密氧化层可产生自润滑效应，从而提升其耐磨性。NGUYEN等[48]研究了CrFeNiAl0.4Ti0.2高熵合金在温度600~950 ℃下的摩擦磨损性能，发现：800 ℃下磨损率最低（1.61×10−5 mm3·N−1·m−1），这归因于此温度下表面形成的致密氧化层（8~10 μm）与亚表层摩擦层（<10 μm）的协同保护作用；随着温度进一步升高至950 ℃，合金的热软化抗力显著降低，表面的氧化膜发生碎裂，导致摩擦磨损性能急剧恶化。CHEN等[49]在45钢表面激光熔覆制备WMoTaNb难熔高熵合金涂层，发现涂层的摩擦因数随着温度升高而显著增大。研究[43，48]发现：HEA在室温下的磨损机制以磨粒磨损和疲劳磨损为主；随着温度升高至能在HEA表面形成致密氧化层时，主要磨损机制转变为氧化磨损，此时致密氧化膜可显著改善其摩擦磨损性能。对于FeCoCrNi高熵合金，这一转变通常发生在400~600 ℃区间[49-50]，在该温度范围内，致密氧化膜对合金具有保护作用，掺杂的硬质相可通过第二相强化机制提升HEA的高温摩擦磨损性能；当温度达到900 ℃以上时，FeCoCrNi高熵合金可能发生显著软化和相分解，导致摩擦磨损性能急剧下降[51]。 

4.   结束语

通过成分设计优化HEA高温摩擦磨损性能的核心原理包括：利用铝等亲氧性元素促进表面形成保护性氧化膜；添加钼、锰等大原子半径元素增强晶格畸变效应；引入钒、铌等难熔元素形成高硬度、高热稳定性第二相（如碳化物、硼化物、硅化物），实现第二相弥散强化；或直接引入第二相通过原位形成高温润滑层、提高成核率等机理提高高温耐磨性。块体HEA及HEA涂层的制备工艺选择直接影响其物相结构、显微组织和高温摩擦磨损性能，优化工艺参数有助于提升HEA的高温耐磨性，通过系统性的试验对工艺参数进行优化至关重要。目前，高熵合金高温摩擦磨损性能的相关研究仍存在以下关键问题：高温动态磨损机制（如氧化膜演化、相变行为）尚未明晰；缺乏“组分-工艺-性能”的定量关联模型；超高温（>900 ℃）及变工况（热循环、冲击载荷）适应性研究薄弱；涂层/基体界面元素互扩散（如铁迁移）导致高温性能劣化的问题尚未解决。基于此，未来研究应聚焦于以下方面。 

（1）机制解析：结合原位表征（高温摩擦仪、扫描显微镜）与计算模拟（分子动力学），揭示氧化膜/第二相的高温协同防护机制。 

（2）材料创新：引入稀土元素（钇、镧）细化晶粒，开发氧化物弥散强化复合材料（如Y2O3/HEA）。 

（3）工艺升级：进一步发展超声辅助激光熔覆等高效技术，抑制基体元素扩散现象。 

（4）体系设计：面向航空航天极端工况，构建耐变温冲击、抗高载荷的专用HEA涂层体系。

文章来源——材料与测试网