关于激光沉积高熵合金的综述。

本文亮点:

•阐述了激光加工工艺参数对HEA材料性能的影响。

•综述了激光沉积HEA涂层的各种机械性能和功能性能。

•提出了激光沉积HEAs涂层可能面临的挑战和未来发展趋势。

关键词：激光表面合金化; 机械性能;增材制造

2.3. HEA沉积过程中遇到的问题及其补救措施

稀释：在LC技术中，稀释是不可避免的。该工艺涉及的一个常见问题是在轻合金基材（低熔点）上生成涂层，从而导致基材稀释。例如，Katakam等人在铝基板上通过LC制造了Alferconi涂层。观察到基体中的富铝基体嵌入HEA涂层的BCC相。在另一项研究中，Yue等人在镁衬底上制备了AlFeCoCrNiCu激光熔覆层。在HEA涂层的下涂层中观察到基体形式的镁元素。

来自STEM分析的显微照片显示(a)涂层中HEA沉淀的HAADF-STEM图像，(b) - (f)涂层中沉淀的元素图。

实验示例：样品的高角度环形暗场(HAADF) STEM显微图表明沉淀和基质之间有明显的对比。较亮的沉淀对比表明较高的原子序数元素的分离。此外，还生成了STEM/EDS图来评估不同合金元素的分布。可以清楚地看到，即使在非常细的尺度下，析出相也由所有原始合金元素组成。然而，与基体相比，在析出相中可以发现明显的铝损耗，这与SEM/EDS半定量分析结果非常一致。

几年后，Meng等人报告了类似的行为。Ni等人通过在5083 al基底上激光熔覆制备Al0.5FeNiCoCrCu0.7涂层，研究了工艺变量对稀释的影响，并观察到涂层中额外BCC相的存在是由于稀释程度。关于激光加工参数的影响，作者得出结论，随着扫描速度的提高，基板的稀释度降低。Shon等人生成了具有均匀HEA相分布的AlFeCoCrNi基覆层，并借助高能输入和双层涂层控制了基底的稀释。因此，多层/25 Jmm−2 HEA涂层具有优异的耐腐蚀性。Chao等人制作了一种无缺陷且均匀沉积的CoCrFeAlxNi（0.3 ≤十、≤ 0.85），稀释度最小（扩散间厚度为∼30µm），使用优化的激光加工参数。

2米厚的FEP样品，带有OCLI氧化涂层(涂层总厚度在700 - 1400纳米范围内)，经过电子辐射暴露和热循环。暗色区域表示涂层缺失的区域。

实验示例：虽然一些未暴露于辐射和热循环的ocli涂层样品显示出轻微的涂层粘附问题，如弯曲区域的涂层开裂和脱落，但只有在辐射后暴露于热循环的样品才观察到剥落和脱层。上图显示了电子辐射和热循环对OCLI/FEP的影响。涂层越厚，分层和剥落的严重程度越严重。

残余应力:另一个需要研究界关注的问题是，由于淬火速度快，凝固时产生的高拉伸残余应力。热残余应力是造成界面不均匀或不完全熔合、微孔、气孔、裂纹和不均匀等冶金缺陷的主要原因。此外，这些应力还会影响涂层的机械性能，不利于工程应用。因此，尽量减少这些压力是很重要的。

降低残余应力的一种方法是对激光沉积的样品进行热处理。Tong等研究了热处理对激光增材制造(AM) mnfeeccrni涂层残余热应力的影响，并成功地降低了这些应力。图13描述了不同激光功率下未热处理的裂纹试样。这些裂纹的出现是由于高速率的冷却积累了涂层层的残余应力。涂层在1100 °C加热后释放这些应力。通过激光沉积与热处理相结合，获得了组织优良、机械性能优良、残余应力最小的涂层。Sha等也观察到试样的退火显著降低了残余应力。

图13 光学显微图显示了不同激光处理功率下LC-HEA涂层截面上的表面缺陷(a) 600 W;(b) 800 W;(c)1000 W (图片经Elsevier许可改编)。

b) HT-700， (c) HT-1100, AB和ht - ted试样水平截面的EBSD图和极图(PF)。

上图为在800 W激光功率下AB和HTed试样水平截面的EBSD图和极图(PF)。可以看出，AB试样的晶粒尺寸相对较小，而HTed试样的晶粒长大明显。可以预测，在本研究中，晶粒尺寸与热处理温度成正比。700和1100 ℃热处理后，晶粒生长方向随机，呈等轴晶结构。此外，HT-1100试样中还发现了孪晶(图11 (c))，这意味着在1100 ℃热处理过程中释放了高振幅的内部残余应力。

然而，Wang等人报道了微孔的原因是由于残余应力的发展在基于crnifeco的激光熔覆。同样，Cheng等采用三步LC合成无缺陷高熵玻态(BxSi1-x)25Co25Fe25Ni25(0.5 ≤ x ≤ 0.6)涂层。在第一步对基体进行预热，在第二步对所制备的粉末进行沉积，在第三步对所制备的涂层进行再熔，以减少残余应力。因此，LSR可以去除孔隙、裂纹以及由于高密度和强化作用而产生的残余应力。

将页岩岩心浸泡在不同浓度的仿生井眼增强剂溶液中，并与具有更高粘度和封装效果的白油和KPAM溶液进行对比。结果如图1.31所示。可以看出，虽然浸泡在KPAM溶液中的岩心没有完全坍塌，但与其他低分子量抑制剂一样，它已经严重变形。仿生井眼增强剂溶液中岩心形貌基本保持完好，与浸泡在白油中的样品相比仅略有膨胀。

通过建模最小化表面缺陷:该数学模型还被应用于评估激光辅助涂层的热残余应力，这是导致LC-HEA镀层缺陷的主要原因。LC技术涉及熔池、粉末流动动力学和包层特性三个主要方面。为了优化激光参数，需要将离散模型与实验结果结合起来。有了这种方法，研究人员将更容易获得更高质量的涂层。文献中仅有一篇关于几何特征数值研究的报道，其中Anas和Dubey使用COMSOL Multiphysics提出了一种针对包层几何的数值模型。将该模型与实验结果进行比较，发现长径比变化13.95%，稀释率变化1.72%，珠角变化6.09%。

表面缺陷是指轨道外表面或其附近的任何缺陷、损坏或变形。滚动接触疲劳(RCF)是大多数铁路系统中主要的表面缺陷，主要发生在轮轨界面处的钢轨上。大多数表面缺陷可以用目测来检测。如下图。

典型的表面缺陷。(A)脱壳，(B)剥落，(C)烧轨，(D)平轨，(E)剥落，(F)瓦楞。

（来自From Li Q, et al. Rail inspection meets big data:methods and trends, In: Network-based information systems (NBiS), 2015 18thinternational conference on. IEEE; 2015.）

基于经验的建模需要来自实验的数据，用于解决LC技术中涉及的复杂性。Ma等人利用方差分析(ANOVA)和回归分析(RA)模型预测了质量特征、(残余应力)加工特征(激光功率、离焦、扫描速度)和几何特征(稀释度、包层角、深度和宽度)之间的关系。结果表明，残余应力受扫描速度的影响较大，而散焦是稀释的主要参数。Anas等利用光纤激光器在al基板上制备了沉积feniticu0.5 al基HEA涂层。利用RA和方差分析技术研究了激光扫描速度、功率和粉末进给率对稀释率、包覆角和长径比的影响。结果表明，改进后的长宽比、稀释率和包层角分别提高了5.7%、46.49%和4.02%。在另一项研究中，Dubey和Anas还利用多目标优化技术优化了几何特征(稀释度、珠角和纵横比)和质量特征(侵蚀率、硬度)。

激光熔覆工艺参数对稀释的影响:(a)工艺参数摄动图;(b) P, v等高线图;f (c), v;(d) P f。

实验示例：上图为各参数对残余应力的扰动情况。当扫描速度达到500 mm/min时，残余应力呈指数增长。功率对残余应力有线性影响，扫描速度对残余应力的影响最为显著。还研究了相互作用对残余应力的影响，如图(b)~(d)所示。从图中可以看出，在低扫描速度下，残余应力最低。当激光输出功率固定在600 W时，当扫描速度为400 mm/min、离焦为−25mm时，残余应力最低为130 MPa。扫描速度对涂层的冷却速度有很大影响。扫描速度对温度场影响较大，而熔池尺寸对温度场影响不大。激光熔覆层的残余应力较高，因为随着扫描速度的增加，熔覆层中的热应力无法释放。

用AM成型的熔模铸造和砂型具有工艺简单、成本低、精度高的特点，预热工艺可以减少变形。几所大学（Huazhong University ofScience ，Technology and the University of Birmingham in theUnited Kingdom, Rolls-Royce Ltd in the United Kingdom, Airbus Corporation inFrance, European Space Agency, Tsinghua University, China Aviation ResearchInstitute,）共同成立的“大型Ti结构的铸造”主要从事航空领域大型复杂钛合金结构件铸造蜡模的快速制造及其铸件的三维测量技术，为空客提供制造大型钛合金航空零件所需的铸造蜡模。

图为为空中客车公司生产的大型钛合金航空部件的铸造用蜡模及其铸件:(A)用于整体尺寸大于1 m、壁厚仅为3-4 mm的航空部件的铸造用蜡模;(二)航空用十字接头蜡模，外形尺寸大于1m，内部结构复杂;(C)大型复杂蜡模铸造航空钛合金零件。

本小节概述：在选择激光加工参数时，应考虑低稀释、超细组织、快速加工时间和更好地控制涂层厚度。否则，将导致涂层缺陷，如过度稀释、成分不均匀、裂纹、气孔、未完全熔化、残余应力以及基体与HEA涂层之间的弱界面结合。预热基材、后热处理或激光重熔涂层是消除这些缺陷的一些补救措施。轻合金上的LC-HEA沉积需要较低的处理能力，以防止稀释。应采用不同的建模技术来选择优化的工艺参数。

2．4． LC-HEA沉积的微观结构演化

由于其增强的ΔSconf, hea基涂层大多呈现固溶相。从表2中可以看出，在采用LC制备的hea基涂层中，通常会出现多个固溶相，特别是非等原子成分。这是由于二元组分之间的热力学相互作用。例如，在CoCrFeNiAl HEA体系中，Al-Ni中观察到BCC1相，BCC2相在Fe-Cr相和laves相中富集，与合金二元相图中观察到的相相同。此外，在激光辅助熔覆中，粉末在激光作用下熔化并凝固在基体上形成涂层，作为热沉。

表2 关于元素掺入对LC-HEA沉积相形成、强化机制、形貌、硬度和观察结果的影响的文献综述。

显微组织的演化取决于工艺参数:冷却速度、衬底温度和激光束能量。在大多数报告中，也同时观察到多组织(柱状和等轴状)的存在，特别是合金元素的掺入和在包覆层凝固区壁面附近。此外还观察到，LC-HEA包层的退火和更高的激光束能量使柱状结构转变为等轴晶。如图14所示，HEAs从建成态向等轴晶转变发生在不同阶段:(i)晶粒生长(ii)等轴晶形成(iii)孪晶形成。

图14 覆层热处理使HEAs组织向等轴晶转变。

CoCrFeNiAlHEA系统在LC界引起了广泛的关注。在不同的工艺变量范围内，观察到相同HEA合金不同成分的不同相组合。研究者们研究了al含量对涂层特性尤其是微观组织的影响。结果表明:固溶(BCC + FCC + B2)相和IM (NiAl3 + Cr5Al8)相存在。不同铝含量时，析出相呈现出明亮的形貌，从低铝含量的等轴组织向枝晶组织转变，最终向高铝含量的魏氏组织转变。同样，Shon等人观察到相同的形貌和相结构，并通过控制涂层的电化学腐蚀稀释程度，进一步报告了双层包层HEAs的精确组成。在另一项研究中，Zhang等人使用等摩尔alcrfeconi基HEA制备了用单相BCC包覆的激光器。Li等人使用陶瓷(NbC)增强激光辅助复合镀层观察到简单的FCC和BCC相。结果表明，高含量的NbC抑制了FCC固溶体的生长，使BCC相的晶粒大幅增加。

在高能位移级联条件下辐照fcc金属，诱发层错四面体的形成。上图显示了750 MeV (2.5 MeV平均PKA能量)质子在~ 90°C至~ 0.7 dpa的照射下，在铜中形成小位错环和SFTs(三角形投影图像)的一个例子SFTs在许多辐照fcc金属中都被观察到，包括铝、305铜、12,53,146,302、306,307镍、304,307-309银、306,307金、307,310,311钯、310,312和奥氏体不锈钢。

许多作者研究了添加Ti对CoCrFeAlNi合金体系的影响，发现其硬度和耐磨性显著提高。在该合金中，He等报道了FCC和BCC相不含Ti，而Ti(稳定剂)的加入抑制了FCC相的形成。添加Ti后观察到BCC1相(富fecr)和BCC2相(富alni)。Liu等也报道了Ti添加对CoCrFeAlNi合金组织的作用。Ti倾向于溶解Ni-Al相，形成细小的等轴枝晶组织。结果表明，包层中Al含量的增加导致了FCC相向BCC相的演变。

在铝含量较高时，也存在IM相。Minghong等研究了Ti0.5AlCoCrFeNi涂层的微观组织。他们观察到BCC相与Co3Ti、Al80Cr13Co7和TiFe2相一起，热处理后转变为旋结结构。Wu等研究了Si、Ti和Mo对AlCrFeCoNi合金体系组织的影响。在Si0.5中观察到FCC和BCC相。而在Ti0.5和Mo0.5中，IM相(Fe2Mo和Fe2Ti)也与BCC和FCC相同时存在。Jiang等研究了AlCrFeCoNi合金中加入Nb后组织的演变，发现Nb的存在除了已经存在的B2和BCC相外，还发展了laves相。随着Nb含量的增加，laves相增强。此外，我们还观察到RHEA涂层形成了BCC固溶相。

Wen等利用超声辅助激光熔覆合成了AlFeCrCoMo0.1Mn0.5涂层，并报道了稀释影响涂层的相结构。结果表明，随着稀释倍数的增加，单一固溶体(BCC)变为双固溶体(BCC + FCC)。图15为不同稀释程度的激光涂层HEA样品的微观结构。制备的涂层组织超细致密，冶金结合良好，无气孔和裂纹。

图15 显微照片显示在不同稀释水平下AlFeCrCoMo0.1Mn0.5的无缺陷LC-HEA沉积(a)低水平稀释，(b)中等水平稀释，(c)高水平稀释[142](图片经Elsevier许可调整)。

本小节概述：综上所述，激光辅助HEA沉积以树枝状或柱状结构为特征，通常无缺陷。由于高熵效应，这些涂层主要由BCC、FCC和laves相组成。由于淬火速率高，这些涂层形成过饱和固溶体。此外，在LC-HEA包层中观察到晶粒结构的细化。

3. LC-HEA沉积的性质

本节主要关注激光辅助HEA沉积所具有的特性。所讨论的各项性能均优于传统合金镀层。根据(i)显微硬度、(ii)耐磨性、(iii)抗氧化性、(iv)耐腐蚀性和(v)耐侵蚀性的研究，分小节进行概述。

实验示例：沿不同转速下的Al-cu接头进行显微硬度测量，并以0.5 mm的间距进行压痕。下图为不同刀具速度下硬度的变化情况。当刀具转速为900 rpm时，焊缝界面区观察到的最大硬度值为71 Hv。硬度值在铝板侧增大，在铜管侧减小。在1120 rpm下制备的样品焊缝界面区观察到的最大硬度为106 Hv。铝侧硬度变化大于铜侧硬度变化。在1400 rpm制得的试样焊缝界面区域，观察到的最大硬度值为143 Hv。铝侧和铜侧硬度变化基本相同。

Al-Cu管- lpate焊接接头的硬度分布

3．1. 显微硬度的评估

HEAs不仅形成独特的多组分固溶相，而且具有较高的强度和硬度。如上所述，通过LDM得到的HEAs沉积显微组织细化晶粒，显著改善成分分布，致密且无孔隙或孔洞[143]。这个属性有助于最小化失真和开裂的可能性。结果表明，相同成分的hea基激光镀层的硬度高于其他常规工艺。图16显示了文献中发现的相关LC-HEA包层的硬度值。所观察到的沉积显微硬度的增加是通过各种脆性和硬相的分散或元素含量的变化而实现的。

图16不同LC-HEA沉积的硬度比较与HEAs组成。

由于硅化物相[(Ti, V)5Si3]的存在，RHEA ticralsi涂层的硬度(负载为200 g)为1108 HV。H13钢在热加工模具设计、工具钢等各种工程应用中得到了广泛应用。因此，提高H13钢的表面性能，特别是硬度是十分必要的。为了提高工具钢的硬度，Wall等在H13钢基体上涂覆cofenicralti基HEA (wt.%成分:Cr = 4.80 - -5.50C = 0.35 - -0.42,Mo = 1.1 - -1.75 Mn = 0.2 - -0.5,0.8 - -1.2 V = ,Si = 0.8 --1.2,年代≤ 0.03,P ≤0.03 ,Fe = 平衡),和最大硬度(评估的测试负载9.81 N和保持时间10 S)值728.66 ±52.70 高压观察,在21.22 J /平方毫米激光影响。在较高的激光通量下，γ-Fe和α-Fe相减少，使硬度显著增加。因此，较硬的FCC晶格结构成为决定涂层硬度的重要因素。同样，Shu等用激光辅助CoCrFeNiBSi覆层在H13钢上发现，由于非晶相的存在，HEA涂层的显微硬度(在1000 g负载下分析)超过1000 HV。

腐蚀试验后样品的光学显微镜(上)和扫描电镜(下)图像:(a)未经处理的区域，(b)用一次激光脉冲处理，(c)用850 mJ/cm2的5次激光脉冲处理。

3.1.1合金元素的影响

近年来，许多研究人员对激光辅助HEA沉积进行了硬度分析，其中很多研究了添加某些元素含量对不同百分比(非等摩尔HEA) HEA沉积的影响。

铝添加的影响：Xu等应用LC技术制备CoCrFeNiTiAlx（0 ≤十、≤ 2.0）AISI 1045钢上的涂层（成分重量百分比：C = 0.43–0.50，Mn  = 0.60–0.90，S ≤ 0.05，P ≤ 0.04，Fe= 平衡）并在200的试验载荷下测量涂层不同区域的硬度 g和10的停留时间 s不同铝含量变化的显微维氏硬度分布曲线，如图17所示。硬度向热影响区呈下降趋势，在Al0.5时达到880HV的峰值硬度。

图17 不同铝含量下CoCrFeNiTiAlx激光辅助HEA沉积的显微硬度分布曲线。

就Al0.5涂层而言，FCC相转变为稳定的BCC、laves相和晶粒细化，所有这些因素都有助于实现高硬度。在另一项研究中，基于HEA的AlxCoCrFe2.7MoNi（其中x为0、0.5、1、1.5和2.0的摩尔比）激光在纯铁（Fe）上沉积涂层≥ 99.85%），以研究铝含量与其他成分组成的关系。在9.8的试验载荷下进行的硬度分析 N和保持时间为15 s表明，随着铝含量的增加，硬度增加（1142HV）。硬度的增加可归因于BCC相[（Ni，Al）-富]和σ相[（Cr，Mo）-富]的形成。Chen等人制备了CoAlxFeNiCu1-x（0.25 ≤十、≤ 0.75）涂层研究了Cu和Al含量对显微硬度的同时变化，发现硬度随Al含量的增加而增加，随Cu含量的减少而降低，将FCC转变为BCC晶格结构。因此，在x处形成了含有FCC和BCC的多组分固溶体 = 0.75，出现最大硬度（541.1 HV）。

bcc Bravais晶格的Wigner-Seitz单元。

如上图，体心立方Bravais晶格的Wigner-Seitz单元是一个截断的八面体。八面体有四个正方形面和四个六角形面。正方形面平分了连接一个立方单元的中心点与六个相邻立方单元的中心点的线。六边形面将连接一个立方单元的中心点与该立方单元的八个角点的线平分。bcc晶格中心的点位也在这个八面体的中心。八面体空间中的任何点(除了两个或多个Wigner-Seitz单元的公共表面上的点)比任何其他中心点阵点更接近这个中心点阵点。

添加铌的影响：Jiang等人研究了微维氏硬度（在4.9的试验载荷下评估） N和加载时间为15 s） Nb含量分别为0,0.25,0.5,0.75和1.0的激光沉积AlCoCrFeNbxNi涂层 M比率。

(a) 1373 K、15 MPa压应力烧结时的SEM图像，(b) 1523 K、15 MPa压应力烧结时的SEM图像，(c) 1573 K、15 MPa压应力烧结时的SEM图像，(d) 1523 K、45 MPa压应力烧结时的SEM图像。

上图所示的一系列SEM图像似乎没有充分推进1373 K下的烧结反应，而是在1424 K的高温下，15 MPa下烧结了足够多的CrN和Fe。从图(d)可以看出，45 MPa的烧结压力有利于Fe烧结CrN，而不是其他。1523 K、45 MPa条件下烧结的试样孔隙数量比其他条件烧结的试样要少，进一步抑制了 (d)试样的晶粒长大。

当Nb的摩尔比为1.0时，观察到峰值维氏硬度（913 HV），这不仅是由于固溶体强化，还由于laves相的体积分数为66%。在另一项研究中，Jiang等人还报告了从AlCoCrFeNiNbx涂层中消除铝的效果，以制备激光包覆CoCrFeNiNbx（x = 0.45、0.5、0.75和1.0）涂层，并研究了不同摩尔比的Nb元素的作用。当涂层中的Nb1.0时，硬度值较低，为590 HV。这是由于共晶结构[FCC]的出现 + Laves相（Co1.92Nb1.08）。

因此，任何HEAs涂层中的laves相都会增加其硬度。值得一提的是，铝的缺乏大大降低了硬度。在另一项HEA涂层研究中，Liang等人通过LDM沉积了AlCrFeNi2W0.2Nbx涂层，并研究了0.5、1.0、1.5和2.0的不同Nb含量 M比率。显微维氏硬度（在1的试验载荷下进行公斤，时间15分钟 s） Nb2.0涂层的硬度为890.7HV，这是由于laves相（Fe2Nb型）和BCC晶格结构的出现。除此之外，Nb的较大原子半径（不同元素的尺寸失配）也导致了较大的晶格畸变。因此，固溶硬化提高了硬度。

上图是试件磨损试验前后的照片。选用直径为4 mm的Si3Ni4球，其维氏硬度约为1500 HV。试验参数为:施加载荷10 N，持续时间30 min，往复速度67 mm/s，振荡行程5 mm。试样表面依次用#80、#240、#400、#800、#1500和#2000金刚砂纸打磨，然后进行磨损试验。为了保证实验的准确性，每个样品至少进行了3次重复实验。然后用扫描电镜观察试样的磨损表面和截面。采用633 nm波长激光拉曼光谱仪(美国Thermo Fisher公司DXR显微镜)对样品磨损轨迹上的相组成进行分析。用共聚焦激光扫描显微镜(LEXT OLS4000, Olympus，日本)测定磨痕的宽度和深度，每个样品重复测量5次;然后，取平均值作为最终结果。

钛添加的影响：FeCoNiAlCrTix基（x = 在Q235钢上涂覆0,0.25,0.5,0.75,1.0）HEA（成分以重量百分比表示）：C = 0.22，Mn = 1.40，Si = 0.35，S = 0.050，P = 0.045，铁 = 平衡），由He等人提出。当x从0增加到1时，涂层的硬度增加了两倍。Ti含量的加入增强了固溶体效应，导致严重的晶格畸变，从而使维氏硬度增加至966.29 HV。Qiu等人还探索了通过LC制备的Al2CrFeNiCoCuTix涂层中Ti含量的添加（其中x为0、0.25、0.5、0.75和1.0的摩尔比）。

Al2CrFeNiCoCuTix高熵合金的显微组织形貌。(一)宏观特性。(b)包层区域。(c)边界区。(d)熔覆区高倍扫描电镜照片。

添加硼的影响：Lin等人研究了硼含量对合成FeCoCrNiAlBx的影响（其中x = 0、0.25、0.5和0.75（摩尔比）涂层，在x = 0.75，这是由于存在M2B相（M = 铁、铬、钴、镍），细化结晶强化和高晶格畸变。

添加镍的影响：Qiu等人制备了Al2CrFeCoCuTiNix（x = Q235钢上的0,0.5,1.0,1.5,2.0）涂层和显微硬度（在20%的试验载荷下测量 g代表10人 s和七个读数的平均值）随着镍的添加而增加，直到达到最大值1102 HV。这是由于随着Ni含量的增加，固溶体BCC相的形成。硬度的显著增加是由于主要BCC相的存在。

添加钇的影响：Gu等人报告了MgMoNbFeTi2Yx（x = 0,0.4,0.8,1.2）涂层在Y1.2处约为1046 HV。Y含量的增加促进了固溶强化和细晶强化，从而提高了硬度。

添加铬的影响：Chang等人涂有FeCrxCoNiB（x = 0.5,1.0,1.5,2.0,3.0），表明在x = 0.5，这是由于溴相的出现以及FCC晶格结构。

用高斯随机场法在晶格模型上建立介孔维科尔玻璃的实例。使用的参数为p=0.3, a=15Å， Lx=Ly=Lz=80。对于CPG，我们使用p=0.6, a=15Å， Lx=Ly=Lz=180。

在本实施例中，构建固体位{ζi}的配置以模拟多孔玻璃的介孔结构。玻璃材料的每个样品均采用高斯随机场法获得。在计算过程中，在空间的各个方向上使用周期性边界条件。上图显示了用高斯随机场获得的Vycor玻璃样品的图示。

来源：Laser deposition of high-entropy alloys: A comprehensive review，Optics &Laser Technology，doi.org/10.1016/j.optlastec.2021.107447

参考文献：Q. He, Z. Ding, Y. Ye, Y. Yang，Design ofhigh-entropy alloy: a perspective from nonideal mixing，JOM, 69 (11)(2017), pp. 2092-2098；Y. Zhang，History of High-Entropy Materials, High-Entropy Materials，Springer(2019), pp. 1-33