鄭敏，楊瑾，趙一璇，徐文虎，檀財旺，張華

(1.上海工程技術(shù)大學(xué),上海,201620；2.南昌大學(xué),南昌,330031；3.上海市大型構(gòu)件智能制造機器人技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心,上海,201620；4.哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海),威海,264209)

0 序言

材料的潤濕性是影響其焊接、熔覆和鑄造過程的關(guān)鍵因素之一[1-2].材料表面的化學(xué)成分及形貌直接影響材料的潤濕性.已有研究表明，通過化學(xué)蝕刻[3]、機械加工[4-5]及高能束微加工[6]等手段使材料表面毛化、織構(gòu)化和多孔化，顯著改善了液體在材料表面的潤濕性和鋪展性.

多孔材料具有獨特的三維開放結(jié)構(gòu)，使液滴在多孔介質(zhì)中表現(xiàn)出良好的潤濕性和鋪展性[7].根據(jù)Gambaryan-Roisman[8]的研究，多孔層可以分為5 種典型結(jié)構(gòu)：①各向同性的開放式多孔結(jié)構(gòu)；② 各向異性的多孔結(jié)構(gòu)(孔隙為無相互連接的直道形式)；③柱形陣列結(jié)構(gòu)；④ 纖維墊結(jié)構(gòu)；⑤ 由球形顆粒組成的各向同性結(jié)構(gòu).以上每種多孔結(jié)構(gòu)都展現(xiàn)出特有的對材料潤濕性能的改善.例如Tan 等人[9]發(fā)現(xiàn)熔融塑料在鈦合金表面的潤濕性隨著織構(gòu)化微槽深度和寬度的增加而得以改善.Sun 等人[10]提出了一種掩膜表面化學(xué)刻蝕的方法，使材料表面具有極端的潤濕性，即超親水性和超疏水性，并發(fā)現(xiàn)材料表面的疏水性和親水性可以通過改變蝕刻時間來控制.

已有關(guān)于多孔化材料表面潤濕性的研究主要集中在惰性(非反應(yīng))體系，卻鮮有關(guān)于非惰性(可反應(yīng))材料潤濕體系的潤濕鋪展行為的研究報道.研究團隊前期開展了織構(gòu)化對鋁合金/鋼潤濕鋪展性的研究[11-12]：選用Al-5Si 合金和鋼作為典型的反應(yīng)性潤濕體系，研究了超快激光加工鋼表面的微觀紋理的潤濕性和鋪展行為.結(jié)果表明，相比于微槽和微坑結(jié)構(gòu)，Al-5Si 合金在具有微/納米條紋的鋼表面具有更好的潤濕性.此外Li 等人[13]在不銹鋼表面進行化學(xué)蝕刻紋理，研究了4043 鋁合金在不同紋理的301L 不銹鋼上的潤濕行為.結(jié)果表明，隨著蝕刻時間的延長，擴散激活能下降，界面反應(yīng)性增強，基底和金屬間化合物(IMCs) 的粗糙表面誘發(fā)了更強的毛細管力，從而導(dǎo)致液滴以更快的速度潤濕鋪展.Lai 等人[14]采用化學(xué)刻蝕法制備了多孔Cu 層，研究了液態(tài)Sn 在多孔銅層的潤濕性能.結(jié)果表明，通過改變潤濕溫度和多孔微結(jié)構(gòu)可以調(diào)節(jié)材料潤濕性，并且潤濕過程由界面冶金反應(yīng)主導(dǎo).然而上述研究多是通過化學(xué)刻蝕以及各種高能束等技術(shù)對材料表面的改性，其對應(yīng)①～ ④類多孔結(jié)構(gòu).針對⑤類多孔結(jié)構(gòu)，仍缺乏對其反應(yīng)潤濕體系中潤濕和鋪展行為以及界面反應(yīng)的相關(guān)研究.

文中針對多孔結(jié)構(gòu)對材料表面潤濕性的影響機制，選取Al-Si 合金和鋼作為典型反應(yīng)潤濕材料體系，研究液態(tài)Al-Si 合金在鋼表面多孔化高熵合金涂層的潤濕鋪展行為和界面反應(yīng)機理.

1 試驗方法

試驗選用純度為99.99%的鈷板、鉻塊、鐵棒、錳片以及金屬鎳板為原材料，并按照等摩爾比例完成材料混合.采用中頻感應(yīng)熔煉技術(shù)將金屬先熔煉成合金棒，再通過電極感應(yīng)熔化氣霧化法，制備粒度范圍15～ 53 μm 的 FeCoNiCrMn 高熵合金(HEA)球形粉末.利用掃描電子顯微鏡(SEM，Zeiss Sigma 300)、能譜分析儀(EDS)、X 射線衍射儀(XRD，SmartLab 9 kW)和差式掃描量熱儀(DSC,DSC404-F1 Pegasus)表征分析高熵合金粉末顯微結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分、相組成和熔點等性能.選用低碳鋼為基板，其尺寸為40 mm×30 mm×1.8 mm.試驗前用砂紙打磨光滑，并放入無水乙醇中超聲波清洗20 min,以清除表面油污.用自制的樹脂鋪粉器在基板表面預(yù)置300 μm 厚的高熵合金粉末，燒結(jié)工藝原理及燒結(jié)工藝曲線如圖1 所示.燒結(jié)試驗真空度保持在5.0×10-3Pa.以25 ℃/min 速率升溫，500 ℃時保溫20 min，以確保整個部件內(nèi)無溫差，再升至預(yù)定的燒結(jié)溫度(1 000～ 1 200 ℃)進行保溫(1～3 h)，最后隨爐冷卻至室溫.將真空燒結(jié)后的多孔高熵合金涂層置于無水乙醇中超聲清洗15 min，清除表面雜質(zhì).選用4%的硝酸酒精溶液腐蝕試樣10 s，研究多孔高熵合金涂層顯微組織結(jié)構(gòu).通過光學(xué)顯微鏡(OM)，SEM，EDS 和納米壓痕測試進一步表征燒結(jié)樣品.

圖1 燒結(jié)工藝原理及燒結(jié)工藝曲線Fig.1 Sintering process principle and sintering process curve.(a) vacuum sintering process flow diagram;(b) sintering process curve diagram

采用座滴法測試Al-12Si 合金在多孔高熵合金涂層鋼表面的潤濕鋪展性.選取重約15 mg 的Al-12Si 合金放入通管中，多孔高熵合金涂層鋼置于真空爐腔內(nèi).將燒結(jié)爐抽真空至5.0×10-3Pa，以5 ℃/min 的升溫速率加熱至800 ℃，并保溫10 min以確?；木鶆蚣訜?將Al-12Si 合金塊從通管中滴落進行潤濕鋪展試驗.試驗過程及示意圖請參考文獻[15].

原位潤濕試驗后，選用Keller’s(95 mL H2O +2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1.0 mL HF)試劑腐蝕試樣6 s，利用OM，SEM，EDS 及透射電子顯微鏡(TEM，F(xiàn)EI Tecnai G2 F30)分析界面微觀組織和相組成.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 高熵合金粉末

圖2 為電極感應(yīng)熔化氣霧化法所制備的合金粉末形貌及表征.由圖2a 可見，合金粉末無明顯粘連且為球形，粒度范圍約為15～ 53 μm，F(xiàn)e，Co，Cr，Ni 和Mn 元素成分基本相等(～ 20%，原子分數(shù)).圖2b 為合金粉末XRD 圖樣，3 個衍射峰分別對應(yīng)FCC(111)、(200)和(220)晶面.為此認為合金粉末為FCC 單相高熵合金.通過差式掃描量熱法得出FeCoNiCrMn 高熵合金粉末熔點為1 325.8 ℃.

圖2 高熵合金粉末表征Fig.2 Characterization of high entropy alloy powder.(a)SEM morphology of high entropy alloy powder;(b) XRD

2.2 多孔高熵涂層

圖3 為保溫時間3 h，燒結(jié)溫度1 000，1 100 和1 200 ℃條件下多孔高熵合金涂層SEM 俯視圖及橫截面OM 圖.當燒結(jié)溫度為1 000 ℃時，粉末顆粒之間未能形成燒結(jié)頸(圖3a).隨著溫度升至1 100 和1 200 ℃時，粉末顆粒之間形成了明顯的燒結(jié)頸，粉末顆粒表面呈現(xiàn)明亮的金屬光澤，且顆粒表面出現(xiàn)大量的亞微米級小孔(圖3b 和圖3c).EDS 結(jié)果顯示，涂層內(nèi)僅有Fe，Co，Ni 和Cr 元素，且各參數(shù)條件下各元素原子分數(shù)比接近1∶1∶1∶1；然而Mn 元素含量為零 (表1).分析認為，當真空腔內(nèi)的真空度達到10-3Pa，燒結(jié)溫度達到1 056 ℃時，高熵合金粉末中的Mn 元素達到其飽和蒸氣壓，導(dǎo)致了Mn 元素的蒸發(fā)[16]，致使燒結(jié)顆粒表面亞微米級小孔的出現(xiàn).圖4 為燒結(jié)溫度1 200 ℃，保溫時間1，2 和3 h 條件下多孔高熵合金涂層SEM 俯視圖及橫截面OM 圖.由圖所知，顆粒之間形成了明顯的燒結(jié)頸，粉末顆粒表面呈現(xiàn)明亮的金屬光澤，顆粒表面出現(xiàn)因Mn 元素揮發(fā)而形成的亞微米級小孔，EDS 結(jié)果再次驗證了燒結(jié)粉末中僅存在含量相近的Fe，Cr，Ni 和Co 元素，而缺乏Mn 元素(表1).因此可以認為多孔涂層為FeCoNiCr 高熵合金.綜合圖3 和圖4 可知，多孔高熵合金涂層為三維互連開放結(jié)構(gòu)，孔隙位置及大小隨機分布，厚度介于280～ 290 μm，如圖5a 所示，其與⑤類多孔結(jié)構(gòu)類似.進一步選取燒結(jié)溫度1 200 ℃，保溫時間3 h 時獲得的典型試驗開展XRD 相鑒定分析(圖5b).結(jié)果表明，多孔高熵合金涂層仍為單相FCC 結(jié)構(gòu).

表1 不同燒結(jié)工藝多孔涂層EDS 點分析(原子分數(shù)，%)Table 1 EDS point analysis of porous coatings with different sintering processes

圖3 不同燒結(jié)溫度多孔高熵涂層SEM 及截面OM 形貌Fig.3 SEM pictures and cross-sectional OM pictures of porous high-entropy coatings at different sintering temperatures.(a) 1 000 °C;(b) 1 100 °C;(c) 1 200 °C

圖4 不同保溫時間多孔高熵涂層SEM 及截面OM 形貌Fig.4 SEM pictures and cross-sectional OM pictures of porous high-entropy coatings with different holding times.(a) 1 h;(b) 2 h;(c) 3 h

圖5 多孔高熵合金涂層鋼的三維視圖及XRDFig.5 Three-dimensional view and XRD of porous highentropy alloy coated steel.(a) three-dimensional view;(b) XRD

通過顯微照相法測得不同燒結(jié)工藝多孔高熵合金涂層的孔隙率及平均孔徑(圖6).圖6a 為保溫時間3 h 時孔隙率及孔徑隨溫度的變化.由圖可知，隨著燒結(jié)溫度的升高，孔隙率和平均孔徑逐漸降低，孔隙率由53.84%降低到44.63%，平均孔徑由25.1 μm 降低到15.1 μm.圖6b 為燒結(jié)溫度1 200 ℃時孔隙率及孔徑隨保溫時間的變化.由圖可知，隨著保溫時間的增加，孔隙率隨之降低，由48.93%降低到44.63%，但平均孔徑變化不大，由16.2 μm 降低到 15.1 μm.

圖6 不同燒結(jié)工藝多孔高熵合金涂層孔隙率及平均孔徑的變化Fig.6 Changes of porosity and average pore size of porous high-entropy alloy coatings under different sintering process.(a) change the sintering temperature;(b) change the holding time

圖7 為不同燒結(jié)工藝的高熵合金涂層/鋼基材界面OM 形貌.由圖可知，鋼基底和多孔高熵合金涂層之間形成了一層連續(xù)的反應(yīng)層，說明在界面處發(fā)生了冶金結(jié)合，保證了基體和涂層之間良好的連接.表2 總結(jié)了在不同保溫時間和燒結(jié)溫度下的界面反應(yīng)層厚度.隨著保溫時間和燒結(jié)溫度的增加，反應(yīng)層厚度隨之增加.值得注意的是，界面過渡層最厚僅為7.6 μm，這可能是由于高熵合金的遲緩擴散效應(yīng)導(dǎo)致的[17].

表2 不同燒結(jié)工藝界面過渡層厚度Table 2 Interfacial transition layer thickness for different sintering process

圖7 不同燒結(jié)工藝高熵合金涂層/鋼基材界面OM 形貌Fig.7 OM photos of the high-entropy alloy coating/steel substrate interface under different sintering process.(a) holding time 3 h;(b) sintering temperature 1 200 ℃

為了研究多孔涂層以及界面層的顯微組織，選取燒結(jié)溫度1 200 ℃、保溫時間3 h 的樣品開展深入分析.圖8a 為多孔高熵合金涂層界面SEM 及EDS 分析.由圖可見，多孔高熵合金涂層與鋼基底之間新形成的過渡層厚度均勻且連續(xù).由EDS 面掃描結(jié)果可知，界面處發(fā)生了明顯的擴散，且無明顯的成分偏析.其中Cr 元素擴散距離顯然大于Co 和Ni 元素，這是因為Cr 元素在鐵中的擴散系數(shù)最高(～ 1.74×10-8cm2/s)[18].圖8b 為界面納米硬度曲線，由圖可知界面處納米硬度先增加后下降.鋼基體和高熵合金納米硬度分別為1.9 和4.3 GPa，均低于過渡層的納米硬度(～ 4.7 GPa).過渡層硬度的增加可歸因為燒結(jié)過程中界面發(fā)生元素擴散而觸發(fā)的固溶強化效應(yīng)[19].

圖8 多孔高熵合金涂層界面SEM，EDS 及納米硬度Fig.8 SEM,EDS and nano-hardness analysis of porous high-entropy alloy coating interfaces.(a)interface SEM and EDS elemental mapping;(b)nano-hardness curve

2.3 多孔高熵涂層潤濕性

圖9 為Al-12Si 合金在多孔高熵合金涂層(燒結(jié)溫度1 200 ℃、保溫時間3 h)表面潤濕鋪展后SEM 俯視圖及橫截面圖.由圖9a 可知，重新凝固的Al-12Si 合金形貌不規(guī)則，呈現(xiàn)潤濕鋪展局部的各向異性.雖然多孔高熵合金涂層整體上表現(xiàn)為各向同性結(jié)構(gòu)，但因其孔隙大小及分布隨機，多孔涂層局部毛細力存在差異，導(dǎo)致上述現(xiàn)象的發(fā)生.由圖9b 可見，Al-12Si 合金完全浸潤到多孔高熵合金涂層結(jié)構(gòu)中，達到完全潤濕的效果(表觀接觸角為0°)；同時橫截面形貌也證實多孔高熵合金涂層為一種三維互連的開放結(jié)構(gòu).

圖9 Al-12Si 合金/多孔涂層鋼的SEM 形貌Fig.9 SEM photo of Al-12Si alloy/porous coated steel.(a) top view;(b) cross-sectional view

圖10a 為Al-12Si 合金熔體在多孔高熵合金涂層上表觀接觸角及潤濕半徑隨時間的變化.由圖可知，液態(tài)合金的潤濕及鋪展過程可分為3 個階段：初始階段I、快速鋪展階段II 以及緩慢鋪展階段III.在初始階段I，Al-12Si 合金被加熱到熔點并開始熔化，同時表面氧化物的形成促使液態(tài)合金逐漸內(nèi)聚成球狀[11].在快速鋪展階段II，氧化膜開始發(fā)生破裂，液態(tài)金屬與多孔高熵合金涂層表面直接接觸，并快速滲透進多孔高熵合金涂層的微孔隙中；此后液態(tài)合金三相線開始移動，表觀接觸角急劇下降，呈指數(shù)下降趨勢，且液滴底部潤濕半徑逐漸增加.在緩慢鋪展階段III，表觀接觸角下降速率開始變緩，并逐漸達到穩(wěn)定狀態(tài)；同時，液滴底部潤濕半徑也隨之緩慢下降.當動態(tài)潤濕鋪展即將結(jié)束時，多孔高熵合金涂層表面的液滴鋪展半徑開始迅速減小，直至完全浸潤(表觀接觸角為0°).

圖10 Al-12Si 合金在多孔涂層鋼以及其它類型鋼表面的接觸角對比Fig.10 Comparison of contact angles of Al-12Si alloy on porous coated steel as well as on other types of steel surfaces.(a) variation of apparent contact angle and wetting radius with time;(b)apparent contact angle comparison histogram

Al-12Si 合金液滴在多孔高熵合金涂層上的潤濕及鋪展過程與非反應(yīng)性潤濕體系相似，都包括了兩個相互競爭的過程[20]，即液滴在多孔涂層表面的鋪展和液滴向多孔結(jié)構(gòu)內(nèi)部的浸潤.前者導(dǎo)致了液滴潤濕半徑的增長，后者則導(dǎo)致了液滴半徑的收縮和多孔高熵合金涂層內(nèi)濕潤區(qū)的增長.在階段II，多孔高熵合金涂層表面的毛細鋪展占主導(dǎo)地位，超過了液體滲入多孔層內(nèi)而導(dǎo)致的液滴基底收縮，使得液滴底部半徑逐漸增加，直到達到最大值.在階段III，多孔高熵合金涂層內(nèi)的毛細浸潤卻開始占主導(dǎo)地位，其超過了因毛細鋪展而導(dǎo)致的液滴基底增加，表面鋪展幾乎停止，使得涂層表面液滴體積及表觀接觸角逐漸減小，液滴基底收縮，直至完全潤濕.事實上，在整個潤濕及鋪展過程中，多孔高熵合金涂層內(nèi)的濕潤區(qū)一直在擴大，這與Starov 根據(jù)流體力學(xué)方法得出的多孔介質(zhì)的潤濕理論模型相似[20].

圖10b 比較了Al-12Si 合金在不同織構(gòu)及涂層鋼表面潤濕及鋪展的表觀接觸角大小，與其它工作[11,13,21]相比，可以看出多孔高熵合金涂層促進了Al-Si 合金/鋼反應(yīng)潤濕系統(tǒng)的潤濕性和鋪展性，其表觀接觸角為0°，達到了完全潤濕的效果.鋼表面燒結(jié)多孔化高熵合金涂層與其它工作中表面毛化[13]、織構(gòu)化[11]以及鍍層[21]相比，表現(xiàn)出以下典型特征：①獨特的三維連通開放結(jié)構(gòu)，增大了母材的比表面積，增強了材料表面的毛細力，可使液態(tài)合金快速浸潤到孔隙結(jié)構(gòu)當中，能夠達到完全潤濕的效果(表觀接觸角為0°)；②相比于其它傳統(tǒng)合金鍍層，高熵合金涂層具有高熵效應(yīng)及遲滯擴散效應(yīng)，可促進界面反應(yīng)及固溶體的形成，抑制界面金屬間化合物及改善潤濕性能，此結(jié)果在文中界面組織分析部分被證實.

2.4 界面微觀組織及反應(yīng)機理

圖11 為Al-12Si 合金/多孔高熵合金涂層界面SEM 照片.根據(jù)界面組織形貌特征可將反應(yīng)產(chǎn)物劃分為4 個區(qū)域：I，II，III 和IV 區(qū).由EDS 分析可知，相比于II，III 和IV 區(qū)，與高熵合金相鄰的I 區(qū)相中Al(1.88 %，原子分數(shù))和Si(2.04 %)元素含量特別低，Cr 元素含量最高(50.91 %)，F(xiàn)e(33.76 %)，Ni(4.46 %)及Co(6.45 %)3 種元素成分介于中間(表3).因此推測I 區(qū)相為富鉻的FCC 固溶體，與相鄰高熵合金具有相同的晶體結(jié)構(gòu)(圖5b).與I 區(qū)相鄰且顏色較深的II 區(qū)相中，Al 元素的含量隨之增加到了31.26 %.由于Al 是一種BCC 穩(wěn)態(tài)元素[22]，推測II 區(qū)相為富含AlFe 的BCC 相.III和IV 區(qū)已從高熵合金涂層骨架中分離，形成類似共晶組織的結(jié)構(gòu).由EDS 分析可知，III 區(qū)是富Al 區(qū)，F(xiàn)e，Co，Cr 及Ni 的原子比接近于1∶1∶1∶1(表3)，因此推測其它合金元素溶解在鋁中形成了富含Al 的BCC 固溶體.IV 區(qū)相富Al 和Ni，Al 元素含量為26.72 %，Ni 元素含量為38.24 %，而Cr元素含量較低，為2.82 %(表3)，推測其為富AlNi的B2 相.

圖11 Al-12Si 合金/多孔涂層鋼的界面SEM 形貌Fig.11 SEM photo of the interface of Al-12Si alloy/porous coated steel

表3 圖11 中I-IV 區(qū)的EDS 點分析(原子分數(shù)，%)Table 3 EDS analysis at the points of the I-IV region in Fig.11

為了鑒定Al-12Si/多孔高熵合金涂層界面反應(yīng)相組成，進一步開展了TEM 和SADPs 分析.圖12為其界面微觀結(jié)構(gòu)(I-IV 區(qū))的高角度環(huán)形暗場相(high angle annular dark field,HAADF)、高分辨(HRTEM)以及電子衍射斑點(selected area electron diffraction patterns,SADPs)分析.結(jié)果表明，I 區(qū)晶帶軸為 [ 10]方向、晶面間距為0.186 nm，鑒定為富Cr-FCC 相，如圖12a 所示.II 區(qū)晶帶軸為方向、晶面間距為0.205 nm，鑒定為AlFe-BCC 相(圖12b).III 區(qū)和IV 區(qū)晶帶軸方向分別為 [010]和[001]，晶面間距為0.667 及0.203 nm，分別鑒定為富Al(BCC)和富AlNi 的B2 相(圖12c，12d).TEM和SAPDs 分析進一步證實了EDS 分析所推測的結(jié)果.

圖12 Al-12Si 合金/多孔涂層鋼界面的TEM，HR-TEM以及SADPs 分析Fig.12 TEM,HR-TEM and SADPs analysis of the Al-12Si alloy/porous coated steel interface.(a)zone I;(b) zone II;(c) zone III;(d) zone IV

界面反應(yīng)產(chǎn)物的形成與材料體系中的溶解和擴散行為密切相關(guān)[23-24].在Al-12Si/多孔高熵合金涂層反應(yīng)界面中，高熵合金在與鋁熔體接觸時即開始發(fā)生溶解，F(xiàn)e，Co，Cr 及Ni 元素從高熵合金界面向熔體中擴散.由于各元素在鋁熔體中的擴散系數(shù)不同，其中Cr 元素的擴散系數(shù)最小[25]，致使Cr 元素容易在反應(yīng)界面附近富集，形成I 區(qū)富鉻相.Tsai 等人[22]的研究證實：Cr，Co 及Fe 為FCC 穩(wěn)態(tài)元素，Al 和Ni 為BCC 穩(wěn)態(tài)元素.因此在高熵合金界面附近首先形成了一個富含鉻的FCC 相.由EDS 分析可知，II 區(qū)中Al 和Fe 元素含量很高(31.26%和29.57%)，Cr 元素的含量很低(6.45%)(表3).分析認為，界面發(fā)生了從FCC 到BCC 的相變.從I 區(qū)和II 區(qū)相形態(tài)方面考慮，其形成機制被認為是擴散控制的冶金反應(yīng)[26-27].在等溫加熱過程中，I 區(qū)和II 區(qū)相開始生長變厚，但由于高熵合金的遲滯擴散效應(yīng)，導(dǎo)致界面元素擴散緩慢，使反應(yīng)層增厚的范圍非常有限，被限制在百納米量級(圖11).同時Fe，Co，Co 和Ni 元素不斷向Al-12Si 熔體中溶解擴散，導(dǎo)致熔體中各合金元素含量增加.當熔體開始冷卻，溫度及成分達到共晶點時，將誘發(fā)共晶反應(yīng)，生成III 和IV 相，即富含Al 的BCC 和富含AlNi 的B2 相.Lu 等人[28]在研究AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金時也報道了這種B2 共晶結(jié)構(gòu).據(jù)報道，Al 和Ni 的負混合焓非常大，導(dǎo)致Al 和Ni 之間有很強的結(jié)合力；而Co，Cr 和Fe 的混合焓相似，它們之間的結(jié)合力很差，因此它促進了Al 和Ni 富集區(qū)的形成，這有利于B2 共晶結(jié)構(gòu)的形成.

3 結(jié)論

(1)使用電極感應(yīng)熔化氣霧化法成功制備了粒度約15～ 53 μm 的球形FeCoCrNiMn 高熵合金粉末.借助真空燒結(jié)法，在低碳鋼表面成功制備了多孔化高熵合金涂層.多孔涂層呈現(xiàn)三維互連開放結(jié)構(gòu)，孔隙位置及大小隨機分布，其厚度介于280～290 μm，孔隙率介于44.63%～ 53.84%，過渡層厚度介于1.9～ 7.6 μm.

(2)由于多孔高熵合金涂層獨特的三維連通開放結(jié)構(gòu)，使材料比表面積增大，毛細力增強，促進液態(tài)合金迅速向孔隙結(jié)構(gòu)中的潤濕鋪展，進而實現(xiàn)了完全潤濕(表觀接觸角為0°).

(3)合金熔體在多孔高熵合金涂層上的潤濕鋪展可分為初始階段I、快速鋪展階段II 及緩慢鋪展階段III.在階段II 及階段III 的運動與非反應(yīng)潤濕相似，為毛細鋪展和毛細浸潤兩者相互競爭的過程.前者使液滴表面潤濕半徑增大，后者使液滴表面半徑收縮及涂層內(nèi)潤濕區(qū)的增長.

(4)在高熵合金遲滯擴散效應(yīng)與高熵效應(yīng)共同作用下，界面反應(yīng)層中金屬間化合物的形成受到顯著阻礙，界面相結(jié)構(gòu)由富Cr 的FCC、富AlFe 的BCC 以及富AlNi 的B2+富Al 的BCC 共晶狀結(jié)構(gòu)組成.