难熔高熵合金激光选区熔化工艺优化研究现状与展望

发布时间:

2026-02-09

难熔高熵合金激光选区熔化工艺优化研究现状与展望

作为科技创新的基础和关键之一，新材料的开发、应用与成型工艺研究如今已成为众多领域聚焦的重点。美国国家科学院 2019 年发布的《材料研究前沿：十年调查》指出，高熵合金将在未来 10 年内成为极具研究前景的课题之一 [1] 。高熵合金(High entropy alloys , HEA)这一概念最早分别由中国台湾的叶均蔚教授与英国的 Cantor 教授于 2004 年提出，相较于主元受限的传统合金[2-4] , 他们提出的 HEA 以五种主要元素由相近的等原子比组成，每种主元含量保持在 5at% ~ 35at% , 化学组成高度均匀化，且并未因其含有多种主元而形成大量金属间化合物，多为体心立方 ( BCC ) 、面心立方(FCC) 、密排六方(HCP)等单一固溶体结构[5] 。
随着 HEA 成分设计与制备研究的深入，在加入不同元素后获得了具有多种多样的特性的 HEA 材料。例如，加入Cr、Fe、Co、Ni 等元素会生成 FCC 相的 HEA , 其往往具有较高的屈服强度[6-14]；加入难熔金属 Nb、Mo、Ta、W 等元素却会生成 BCC 相的 HEA , 这类 HEA 则通常综合了难熔金属的特性，具有更高的熔点、强度、硬度、耐磨性、抗氧化性等[15-21] , 称为难熔高熵合金(Refractory high-entropy alloys , RHEA) 。RHEA在诸多极端工况下性能表现优异，能够满足当今航空航天发动机、核反应堆、高温高速涡轮等关键零部件的制造需求，具有广阔的应用前景。
最早的 RHEA 为 Senkov 及其团队[6] 采用 Nb、Mo、Ta、W、 V 五种难熔金属元素作为主元、借助真空电弧熔炼( Vacuum arc melting, VAM)制备得到的两种等原子比的 RHEA , 分别为 WNbMoTa 和 WNbMoTaV。早期制备 RHEA 也多使用VAM 法，然而该法由于冷却速率低、偏析现象明显、能耗高、可塑性与成型尺寸受限严重等缺陷，并不能完全解决将RHEA 投入生产应用的难题。与此同时，增材制造的应用愈发广泛，20 世纪 90 年代由德国弗劳恩激光技术研究所提出的激光选区熔化( Selective laser melting, SLM) 技术进入了研究者的视线。该技术逐层分区熔化、堆叠成型的制造逻辑大大降低了复杂零部件的成型成本与周期，同时其成型时的高精度、高冷却速度以及激光提供的高温与 RHEA 的特性适配良好，在以 RHEA 为原材料的成型制造中前景十分广阔。
本文从组分角度将 RHEA 分为两大类，分类总结当前面向 RHEA 的激光选区熔化( SLM) 技术的合金组分优化与成型工艺优化研究现状。
1 SLM 技术概述
作为面向金属的增材制造技术之一，SLM 成型过程如图 1 [22] 、图 2[22] 所示。首先铺粉辊将金属粉末推上基板平铺为粉末床，通过激光扫描粉末床特定区域熔化至成型；然后通过下降基板操作使粉末床高度降低，并采用铺粉辊在降低后的已成型层上方铺开新的待加工金属粉末层；再根据原定高度的切片数据进行选区与激光融化，与已完成打印的粉层融合粘结，重复堆叠至构件完全生成。
与传统部件成型工艺相比，SLM 技术对复杂零部件成型具有四大优势：①加工灵活性强。SLM 技术成型零件不受零件的形状尺寸限制，切片堆叠方式大大降低了曲面结构、孔隙结构、点阵结构等复杂部件结构的制造成本，可以实现复杂零件无模加工，省略了模具制造过程。② 成型精度高。 SLM 技术的成型件精度往往较高，如果使用粒径小、球形度高的金属粉末进行成型，那么成型过程中层间结合强度会进一步提高，使得成型件的力学性能、内部结构致密度均得到提升。③生产时间成本低。由于 SLM 技术在制备零件时采用切片选区熔化堆叠成型的方式进行加工，省去了制造模具、夹具、工艺流程设计等传统成型过程需要的步骤，大大缩短了金属零部件的生产周期。④产品性能优秀。SLM 熔池温度的下降速度极快，使得凝固后的组织晶粒细小，因而成型的金属零件综合力学性能优良、致密度高。

凭借加工灵活性强、成型精度高、生产时间成本低、产品力学性能优秀的四大优势，SLM 技术目前已在航空航天、生物医疗等领域用于许多关键复杂金属零部件的加工，完成了许多复杂装配件的一体化成型，如图 3 所示[23] 。

2 SLM 技术制备 HEA 粉末及成分选择问题
应用于 SLM 技术的 HEA 粉末的最佳粒度为 5 ~ 50 μm ,与此同时，还要求粉体粒度分布窄、流动性好、球化度较高。当前，面向 SLM 成型的 HEA 粉末多采用雾化法制备。雾化法制备粉末主要包含气雾化法、水雾化法、离心雾化法三种方式。气雾化的原理为熔融金属液流在高速气流作用下破碎为细小的液滴，并由细小的液滴凝固为金属粉末，制备的粉末纯度高、平均粒径大、球形度良好、松装密度较高，但成本与可利用率不成正比；水雾化的原理与气雾化基本相同，区别在于采用水作为雾化介质，制备的粉末粒径小，但流动性与球形度均偏低；离心雾化的原理为令熔融金属由喷嘴自由下落至旋转的圆形容器中，利用高速旋转的离心机使熔融金属在离心力的作用下破碎成液滴，再凝固成粉末，这样制备的金属粉末粒径与离心转速相关，粒径分布较宽，空心粉比例小，成本低[24] 。2017 年 Ding 等[25] 的研究表明雾化法制备的 HEA 粉末具有较高的球形度与纯度，成分均匀与且杂质少，与 SLM 成型技术研究适配度极高。如图 4 所示，他们探索发现了 SLM 技术对 HEA 粉末的球形度与粒度要求。同时，气雾化过程中的高凝固速度能够提高合金主元元素的固溶度，避免第二相析出。
王晓鹏等[26] 以高熵材料的设计理念为基本原理，将HEA 材料划分为五大类，分别为 RHEA、高温 HEA、过渡元素HEA、非晶 HEA、共晶 HEA , 图 5 汇总了面向激光熔化技术的HEA 晶体结构与力学性能。
从成分角度，面向 SLM 技术的 RHEA 目前常用主元有Co、Fe、Al、Ni、Ti 等，不同主元的性质各不相同。其中，Co 能够促进合金内部的面心立方晶相的形成，同时提高塑性强度、防止偏析[27] ;Fe 主元的加入改善了合金的塑性与晶格畸变现象，同时会对面心立方 HEA 晶粒形态由枝杈状向等轴状转变造成影响，此外还会降低面心立方 HEA 的强度并使合金磁化[28] ;Al 可以提高 HEA 在钝化条件下的强度与耐腐蚀性；加入量保持在在临界化学计量比( x = 1) 范围内时，Ni可以使 HEA 在保留面心立方结构的同时表现出中性、碱性条件下的最佳耐腐蚀性，当加入量大于临界化学计量比时， Ni 元素则会与成分中的 Al 元素形成 Al-Ni 含量较高的 B2 金属间化合物，该化合物会导致 HEA 的耐腐蚀性降低；Ti 元素对部分 HEA 的耐蚀性提升显著，同时有可能形成金属间化合物[29] ;Mo 则让 HEA 的晶格畸变程度加剧，提高固溶强化效果，引起合金强度提升而塑性下降，并且提高 Mox - (Nb3 TaTi3 Zr) 100-x RHEA的熔点与屈服强度[30] 。

美国犹他州立大学最早开始了 SLM 技术成型制备 RHEA的研究[31] ,研究人员基于第一性原理与 400 余种 HEA 设计标准参考，分别探索了组分含有四类元素（分别为过渡金属元素、镧系元素、稀土元素、高熔点金属元素）的新型 HEA 以及该新型 HEA 的 SLM 成型，最终成功通过 SLM 技术制备了数种新型 AlCoFeNiSmTiVZr HEA。这些 HEA 大多为具有优异力学性能与耐蚀性能的单向 FCC 结构。2019 年，西安交通大学的 Zhang 等[32] 成功利用 SLM 完成了 NbMoTaW RHEA的制备，将各个主元元素原子含量控制在 5% ~ 35%范围内，使晶粒较传统铸造生产显著细化，并提升了合金的强度、硬度、耐腐蚀性，但是打印粉末和打印试样间存在成分偏差，推测其原因为合金成分的熔点、密度、粒度、能量吸收率差别较大。
3 SLM 技术制备 RHEA 组分优化
在现阶段受到广泛关注的 HEA 体系中，以难熔金属作为主要元素的 RHEA 拥有室温与高温下的优异性能，应用前景更加广阔。RHEA 中的难熔金属组分主要定义为元素周期表中第五副族到第七副族、熔点在 2 000 ℃ 以上且自然界储量丰富的金属元素，如钽、铌、钨、钼、铼等[33-34] , 以其为主元并辅助添加合金元素即可得到难熔合金。高熔点特性拓宽了 RHEA 在航空航天方面的应用范围，此外，高混合熵效应与晶格畸变效应等为该类合金提供了更优秀的力学性能与稳定性。
RHEA 的成分研究多以基于密度泛函理论的第一性原理方法( First-principle calculation) 为基础，又称从头算法，即在研究合金体系成分时导入建模的原子数、原子位置作为计算参数，通过量子力学原理以及微观尺度粒子运动基本规律近似等效后求解薛定谔方程的算法。第一性原理方法能够在不依靠过往设计经验和半经验参数的条件下完成晶体结构优化与体系能量计算，分析出合金体系的性质、性能，从而进行合金成分设计。
以第一性原理为基础开发的合金设计计算程序包括算参数，通过量子力学原理以及微观尺度粒子运动基本规律近似等效后求解薛定谔方程的算法。第一性原理方法能够在不依靠过往设计经验和半经验参数的条件下完成晶体结构优化与体系能量计算，分析出合金体系的性质、性能，从而进行合金成分设计。
以第一性原理为基础开发的合金设计计算程序包括CASTEP、VASP、Gaussian 等。VASP 程序以自洽迭代法求解薛定谔方程，适用性广，且能够提供大多数元素的势函数； CASTEP 与 VASP 同样以密度泛函数理论和平面波赝势法为原理，在金属、陶瓷以及金属-陶瓷材料成分设计和性能预测方面拥有显著优势；Gaussian 则主要应用在处理有机大分子体系方面，对于含重金属原子合金体系的计算适配性低（如图 6[35] 所示）。

借助第一性原理方法，Tian 等[36] 探索了不同合金元素对TiZrVNb 和 TiZrNbMoV x RHEA 电子结构的影响，通过电子态密度和分波态密度预测了含 Mo RHEA 的耐温性；Ge 等[37] 借助准谐德拜模型与 EMTO-CPA 法相结合的方法探索了含Al、Ti、V、Cr、Nb、Mo 的三元和四元合金 RHEA 的热力学性能，发现升高温度会提升合金的各向异性与延展性；Mu 等[38]探索了 RHEA 体系 TiZrVMo、TiZrVMoTa、TiZrVMoTaNb、 TiZrVMoTa、TiZrVMoTaNb、TiZrVMoTa、TiZrVMoTaNb、TiZrV- MoTaNbCr、TiZrVMoTaNbCrW 的弹性常数和各向异性。
3.1 NbMoTaW⁃X 系 RHEA
作为首个被报道的完全由难熔元素组成的 HEA , NbMo- TaW 合金一直是 RHEA 的典型代表，它具有出色的耐高温性能，可以在 1 400 ℃ 高温下仍然保持自身稳定的 BCC 结构，对于 NbMoTaW-X 系合金成分的研究目前多集中于实验阶段。
在探究金属元素对 NbMoTaW 系 RHEA 的影响方面， Han 等[39] 在 NbMoTaW-X 系 HEA 中探索性地加入了 Ti 元素，研究了 Ti 元素对 NbMoTaW-X 系 HEA 晶格常数、密度、微观组织结构、压缩力学性能的影响，得到结论为：由于原子尺寸差异导致的晶格畸变以及固溶强化作用，Ti 的加入可在保持 NbMoTaW-X 系 HEA 的 BCC 固溶体结构的前提下，提高RHEA 的强度和塑性。Zang 等[40] 将 Re 作为合金化元素加入 NbMoTaW HEA , 制备了 NbMoTaWRex RHEA , 发现 Re 含量适量时能够提高 RHEA 的强塑性，在 Re 元素含量不同的HEA 中力学性能最优的为 NbMoTaWRe0.5 RHEA。Zhao 等[41]通过在 NbMoTaW HEA 中加入 Cu 元素，制备了一系列厚度梯度的 Cu/(NbMoTaW) HEA 薄膜，并研究总结了合金薄膜厚度与硬度的关系以及位错强化机理，发现界面高错配位错TiZrVNb 和 TiZrNbMoV x RHEA 电子结构的影响，通过电子态密度和分波态密度预测了含 Mo RHEA 的耐温性；Ge 等[37] 借助准谐德拜模型与 EMTO-CPA 法相结合的方法探索了含Al、Ti、V、Cr、Nb、Mo 的三元和四元合金 RHEA 的热力学性能，发现升高温度会提升合金的各向异性与延展性；Mu 等[38]探索了 RHEA 体系 TiZrVMo、TiZrVMoTa、TiZrVMoTaNb、 TiZrVMoTa、TiZrVMoTaNb、TiZrVMoTa、TiZrVMoTaNb、TiZrV- MoTaNbCr、TiZrVMoTaNbCrW 的弹性常数和各向异性。
3.1 NbMoTaW⁃X 系 RHEA
作为首个被报道的完全由难熔元素组成的 HEA , NbMo- TaW 合金一直是 RHEA 的典型代表，它具有出色的耐高温性能，可以在 1 400 ℃ 高温下仍然保持自身稳定的 BCC 结构，对于 NbMoTaW-X 系合金成分的研究目前多集中于实验阶段。
在探究金属元素对 NbMoTaW 系 RHEA 的影响方面， Han 等[39] 在 NbMoTaW-X 系 HEA 中探索性地加入了 Ti 元素，研究了 Ti 元素对 NbMoTaW-X 系 HEA 晶格常数、密度、微观组织结构、压缩力学性能的影响，得到结论为：由于原子尺寸差异导致的晶格畸变以及固溶强化作用，Ti 的加入可在保持 NbMoTaW-X 系 HEA 的 BCC 固溶体结构的前提下，提高RHEA 的强度和塑性。Zang 等[40] 将 Re 作为合金化元素加入 NbMoTaW HEA , 制备了 NbMoTaWRex RHEA , 发现 Re 含量适量时能够提高 RHEA 的强塑性，在 Re 元素含量不同的HEA 中力学性能最优的为 NbMoTaWRe0.5 RHEA。Zhao 等[41]通过在 NbMoTaW HEA 中加入 Cu 元素，制备了一系列厚度梯度的 Cu/(NbMoTaW) HEA 薄膜，并研究总结了合金薄膜厚度与硬度的关系以及位错强化机理，发现界面高错配位错密度可使 Cu/(NbMoTaW) RHEA 薄膜硬度提高。柏林辉[35]分别探索了低熔点元素(Ti、V、Cr、Zr)和高熔点元素( Hf、Re)对 NbMoTaW-X 系 RHEA 的合金化强化作用，采用第一性原理与实验相结合的方法研究了合金化元素种类及含量、成分优化对 NbMoTaW HEA 组织结构和室温性能的影响，结果表明 Zr、V、Ti、Cr 等低熔点元素能够提升 NbMoTaW 合金的室温强度和塑性，其中 Ti 元素和 Zr 元素对 RHEA 的合金化效果明显，合金的强度和塑性分别提升至 2 000 MPa 和 16% , 而降低 Mo 元素的含量则可以改善 NbMoTaW 合金的强韧性，随着 Mo 元素含量增加，( NbTaW) 100-xWx RHEA 的强度和塑性降低，随着 Mo 和 W 元素含量增加，合金硬度增加，硬度分布在 400HV ~ 800HV。
在非金属元素方面，郭志明等[42] 开展了 Si 对 NbMoTaW系 RHEA 高温摩擦学性能的影响研究，发现 Si 的添加使NbTaWMo RHEA 在室温下的屈服强度、抗压强度和断裂应变显著提高，并改善其在 25 ~ 800 ℃ 环境下的耐磨性。2020年，大连理工大学的武士嵛[43] 探究了 C 元素对 NbMoTaW 系RHEA 晶体结构、力学性能、组织形貌及综合性能的影响，其以添加陶瓷颗粒的方式将碳元素引入 NbMoTaW RHEA , 开发出了第二相强化型的 NbTaW0.5 ( Mo2 C ) x 、NbTaW0.5 TiC x 、 NbTaW0.5 Hf0.25 C x 系列合金，其中力学性能较优异的 NbTaW0.5 (Mo2 C) 0.2 合金在 1 473 K 和 1 673 K 下的屈服强度分别达到 1 026 MPa 和 697 MPa,而 NbTaW0.5 Hf0.25 C0.25 在 1 273 K、 1 473 K、1 673K 下的屈服强度则分别达到 868 MPa、 792 MPa、749 MPa, 合金性能远超当年及当年之前报道的RHEA。Wan 等[44] 探索了氮化物对 NbMoTaW 系 RHEA 性能的影响，发现随着氮化物含量增加，合金晶粒尺寸减小，强度显著提高。
3.2 NbMoTa⁃X 系 RHEA

曹远奎等[45] 探究了 Al、Mo 等元素对 NbMoTa 系 RHEA高温氧化行为的影响，实验针对 TiNbTa0.5 Zr、TiNbTa0.5 ZrAl、 TiNbTa0.5 ZrAl Mo0.5 三种合金开展，最终发现 Al 元素的添加可通过形成致密氧化膜来提高合金的抗氧化性能；而 Mo 元素的添加则会破坏 Al 元素形成的保护膜。因此 TiNbTa0.5 Zr、 TiNbTa0.5 ZrAl 合金的氧化速率受扩散控制，符合指数型氧化规律，TiNbTa0.5 ZrAlMo0.5 合金则由于氧化膜出现大量孔洞裂纹，抗氧化性能显著下降。崔霞等[46] 进一步探究了 Al 元素含量对 NbMoTa 系 RHEA 性能的影响，发现 Al 含量处于 0 ~ 0.75 范围时，合金均呈 BCC 结构，随着 Al 含量增加，合金的树枝状凝固组织逐渐细化，硬度增大。室温条件下，Al 含量较低(x≤0.3)的合金在压缩应变达 70%不发生断裂；Al 含量较高(x≥0.4)的合金则表现出明显脆性。高温条件下，随着Al 含量增加，合金体系理论熔点降低，合金高温下压缩强度降低程度增大。钟丽琼等[47] 以(Ti39.5 Zr39.5 Nb9.7 Ta4.3 Mo7 ) 100-x - Alx ( x = 0 , 5 , 10 , 15 , 20) RHEA 为对象，探究了 Al 元素对NbMoTa系 RHEA 蠕变性能的影响，发现 Al 的添加可提高合金纳米硬度，添加 20% Al 的合金纳米压痕（峰值载荷为50 mN)硬度可达 6.85 GPa, 同时，Al 的添加可降低合金蠕变总位移，且高 Al 含量下合金应变率敏感性指数更低，抗蠕变性能更优。王浩玉[48] 以 NbMoTa 难熔合金为基体，在保证其摩尔分数为合金体系整体的 60%的前提下，分别探究了 Cr、 V、Ti 和 Zr 元素的添加对 NbMoTa 系 RHEA 组织结构和性能的影响，设计并制备了(MoNbTa) 6 Ti1 V3 、(MoNbTa) 6 Ti1.5 V2.5 、 (MoNbTa) 6 Ti2.5 V1.5 、( MoNbTa) 6 Ti3 V1 等 RHEA。余圣等[49]探索了Ta 元素含量对 NbMoTa 系 RHEA 高温氧化性能与机理的影响，发现 Ta 含量与 HEA 的缓慢扩散效应正相关，Ta元素的增加可以抑制合金内 O 元素的扩散，减少易气化氧化元素富集区域的占比，从而提高合金在高温条件下的抗氧化性能。同时，由于 Ta 氧化膜的稳定性与致密性，加入 Ta 元素后的 NbMoTa 系 RHEA 开裂倾向更小。
在非金属元素方面，要玉宏团队联合日本科研组织[50] 探究了 B 元素对 NbMoTa 系 RHEA 高温氧化性能的影响，发现AlMo0.5 NbTa0.5 TiZrB x RHEA 的放热峰强度由不含 B 的0.95 W/g 降至 0.05 W/g, 氧化反应峰值温度由 880 ℃ 升至1 020 ℃ 。同时，B 元素适量的添加还可以改善合金在短时间内氧化过程中出现的氧化皮剥落现象，在 800 ℃ 氧化 50 h的过程中形成了 Nb4 Ta2 O15 和 AlNbO4 等具有保护性的复杂氧化物，分别大幅提高了 NbMoTa 系 RHEA 在 800 ℃ +3 h 和800 ℃ +50 h 条件下的氧化抗力。
4 SLM 技术制备 RHEA 的工艺优化
Senkov 等[16 , 51] 利用 VAM 技术制备了 Nb25 Mo25 Ta25 W25 和V20 Nb20 Mo20 Ta20 W20 两种 RHEA , 发现二者均为 BCC 单相结构，这是目前可追溯到 NbMoTaW 系 RHEA 最早的制备与研究。在那之后，为了探究不同方法制备 RHEA 的成型效果， Zhang 等[32] 、Gu 等[52] 、Huber 等[53] 先后通过 SLM 技术分别制备了 NbMoTaWRHEA、VNbMoTaWRHEA，WMoTaNb- VRHEA , 它们与利用 VAM 技术制备的 RHEA 相比，相结构均仅含 BCC 相，但晶粒尺寸差距较大。Zhang 等[32] 通过 SLM技术制备的 NbMoTaWRHEA 晶格参数 ai = 3.213 4;Gu 等[52]制备的 VNbMoTaWRHEA 晶格参数 ai = 3. 165 8 , 与 VAM 方法的理论晶格参数相差不多；Zhang 等[32] 所得合金的平均晶粒尺寸为13.4 μm , 同种合金采用 VAM 法制备的晶粒尺寸为200 μm;Huber 等[53] 通过 SLM 制备的 WMoTaNbVRHEA 的平均晶粒尺寸为 16.3 μm , VAM 制备的同种合金晶粒尺寸则为80 μm。可以看出 VAM 制备的 RHEA 平均晶粒均比 SLM 技术制备的同种合金粗大。究其原因，一方面在于 SLM 技术成型过程的大温度梯度与过冷度。温度梯度增大可以提高固相的晶粒生长速度，同时处于高温区域的原子更易形成新晶核；大过冷度的作用机制与之类似，过大的过冷度令微观粒子在液体状态下保持无序的时间更久，因而在凝固时更易析出细小的晶粒与新的晶核。另一方面则是 SLM 技术过高的冷却与凝固速率。高冷却速率抑制了材料原子与分子的运动与排列，从而减缓了合金凝固过程中的晶粒增大与原子扩散现象，因此成型后的合金材料中晶粒较细[54-57] 。
目前针对 SLM 技术制备 RHEA 的工艺优化多集中在参数优化与后续热处理的优化研究，其中参数优化包含 SLM 技术成型 RHEA 过程中的激光功率、扫描速率、扫描间距、铺粉层厚以及激光能量密度。
4.1 NbMoTaW⁃X 系 RHEA
在 SLM 技术制备 NbMoTaW-X 系 RHEA 的参数优化研究方面，谷朋飞[22] 以 VNbMoTaW 预合金粉末为材料，采用SLM 技术制备具有单相固溶体结构的 VNbMoTaWRHEA , 并在制备过程中从宏观层面与微观层面分别总结了 SLM 技术工艺参数对制备合金性能与结构的影响规律，构建了激光能量密度、微观结构与力学性能之间的函数关系；还研究了RHEA 的体能量密度对其显微硬度与压缩性能的影响，发现体能量密度对 SLM 成型 VNbMoTaWRHEA 的表面质量、内部缺陷、微观结构影响较大（如图 7[22] 、图 8[22] 所示）。体能量密度较高时，由于致密性良好、残余应力低、晶粒细化，SLM工艺制备的 VnbMoTaW 合金表面光滑无裂痕、内部缺陷率较低，显微硬度与抗压强度显著提升，抗高温氧化性能也随体能量密度增大而逐步增强。分析认为其原因在于高体能量密度带来的高致密性使得加工前期合金内生成的 Nb、Ta 金属氧化层以及氧化后期生成的 Ta、W、V 氧化层抑制了合金进一步氧化，从而令 VnbMoTaW 获得更佳的抗高温氧化性。当氧化温度达到 1200 ℃ 时，合金氧化层为直接生成的三元氧化物，无中间过渡阶段。谷朋飞等还于 2022 年分别测试了三种激光扫描速率 ( 400 mm/s、600 mm/s、800 mm/s) 下RHEA 的显微硬度，探索了激光扫速对 RHEA 性能的影响，测得三种扫速下合金硬度分别为 HV719. 81、HV648. 94、 HV602.58 ,并确定 400 mm/s 为制备合金性能最佳的扫速，该扫速下合金抗压强度为抗压强度 2 154 MPa。王繁强[58] 将球形 WMoTaNbVRHEA 粉末应用于 SLM 成型，并对工艺参数进行了优化，研究了各工艺参数对 WMoTaNbVRHEA 显微组织和力学性能的影响，发现最佳工艺参数为激光功率 450 W、扫描速率 200 mm/s、扫描间距 90 μm、铺粉厚度 30 μm；根据激光能量密度公式算出该参数下激光能量密度为 833.3 J/mm3 。与熔炼铸造试样相比，选区激光熔化成型的试样力学性能表现更优异，其显微硬度、极限抗压强度、塑性变形量分别为707.64HV、1 702.3 MPa、8. 1%。

4.2 NbMoTa⁃X 系 RHEA
朱鹏[59] 从工艺探索角度出发，实现了 ( MoNb TaTi0.5 - Ni0.5 ) 100-x C x 合金的高度合金化无裂纹 SLM 制备；通过观察合金在不同工艺下的组织结构演化及室温与高温性能，总结出了成型工艺-组织与结构-性能之间的关系。结果表明，SLM成型的 RHEA 的合金化程度随体积能量密度的增加而逐渐增大，同时合金的裂纹密度表现出先下降后上升的变化过程。
SLM 技术制备 RHEA 的热处理研究多集中于高温退火对合金性能的影响，由于 RHEA 包含的元素熔点较高、晶粒尺寸较小，打印制备过程中高熔点元素先于低熔点元素析出，易造成晶粒分布不均。而高温退火处理可以调整晶粒尺寸，改善晶粒分布的均匀性，提升合金整体性能的稳定性。 Zhang 等[60-61] 探索了 SLM 制备的 NbMoTaTiNi RHEA 高温退火处理后的微观组织演变（如图 9[60] 、图 10[60] 所示），发现退火温度在 600 ℃ 和 800 ℃ 时的合金晶粒尺寸仍不均匀(6. 13 μm和 7.06 μm) ,但平均晶粒尺寸无明显变化；1 000 ℃退火条件下，晶粒尺寸缩小明显、长大趋势递增；1 200 ℃ 退火条件下，晶粒尺寸逐渐均匀化，可增大至 19. 12 μm。产生上述现象的原因被认为是高温晶界迁移导致的晶体互相吞并。

晶相改变方面，研究发现退火处理可以使合金中的高熔点元素相分解或析出，并且形成新的强化相。如 1 200 ℃ 前的 NbMoTaTiNi RHEA 由 BCC、XB、B2 三相构成，XB 相与BCC 相随退火温度升高而融合，直到 1 200 ℃ 完全相融，只剩呈枝杈状的 BCC 相；退火温度到达 1 300 ℃ 后，BCC 相由枝杈状演化为胞状，且在冷却中 XB 相由于共晶反应的发生而重新析出，并产生了一种新的 Ti2 Ni 相。此外，不同退火处理温度下 SLM 制备的 NbMoTaTiNi RHEA 的力学能如图11所示。

5 结语
目前，在成分优化方面，Ti、Al 等金属元素与 C、Si 等非金属元素的加入均可对 NbMoTa 系与 NbMoTaW 系 RHEA 起到正面作用；在工艺优化方面，相比传统的 VAM 法，SLM 技术制备 RHEA 研究较少，但已有研究均证明 SLM 法制备的RHEA 具有比 VAM RHEA 更细小的晶粒尺寸、更均匀的成分分布以及更优秀的力学性能和耐腐蚀性能。然而，SLM 制备NbMoTa 系与 NbMoTaW 系 RHEA 的工艺过程中仍存在合金成型性较差、残余应力过大导致的裂纹较多等问题，此外，随着多激光 SLM 设备的普及与航空航天领域加工一体化大型零部件需求的增多，多激光 SLM 技术制备 RHEA 时不同激光束搭接区域的力学性能与微观组织尚缺乏研究，探索空间极大。

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