โลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูง (RHEA) เป็นโลหะผสมประเภทใหม่ที่ประกอบด้วยธาตุทนไฟหลากหลายชนิด โลหะผสมเหล่านี้มีคุณสมบัติทางกลที่อุณหภูมิสูง ทนทานต่อการเกิดออกซิเดชันที่อุณหภูมิสูง มีคุณสมบัติแรงเสียดทานและการสึกหรอ ทนทานต่อการกัดกร่อน และทนต่อรังสี คาดว่าจะนำไปใช้ในอุตสาหกรรมการบิน อวกาศ พลังงานนิวเคลียร์ ปิโตรเคมี และอุปกรณ์ทางการแพทย์ โลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงที่มีจุดหลอมเหลวสูงซึ่งเตรียมขึ้นในปัจจุบันนั้นถูกจำกัดด้วยเทคโนโลยีการหลอมโลหะผสมแบบดั้งเดิม จึงมีปัญหา เช่น ขนาดการขึ้นรูปที่เล็ก การแยกตัวของธาตุอย่างรุนแรง และความหนาแน่นสูง ซึ่งจำกัดการพัฒนาและการใช้งานโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงได้อย่างมาก เทคโนโลยีการผลิตแบบเติมแต่งด้วยเลเซอร์ ใช้ลำแสงเลเซอร์ที่มีความหนาแน่นพลังงานสูงเป็นแหล่งความร้อน โดยผ่านการออกแบบและควบคุมด้วยคอมพิวเตอร์ สามารถสร้างกระบวนการขึ้นรูปโลหะแบบ "สะสมแยกส่วน" ได้ ซึ่งเป็นวิธีที่มีประสิทธิภาพในการฝ่าด่านคอขวดการวิจัยของโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ บทความนี้ทบทวนลักษณะการประมวลผล โครงสร้างจุลภาค และลักษณะการทำงานของสารเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ (RHEAC) ที่เตรียมโดยเทคโนโลยีการหุ้มด้วยเลเซอร์ในช่วงไม่กี่ปีที่ผ่านมา มีการหารือถึงผลกระทบขององค์ประกอบโลหะผสมและเทคโนโลยีการประมวลผลต่อองค์ประกอบเฟส จุลภาควิทยา ความแข็งจุลภาค ความทนทานต่อการสึกหรอ ความทนทานต่อการกัดกร่อน และความทนทานต่อการเกิดออกซิเดชันของสารเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟอย่างละเอียด มีการชี้ให้เห็นสถานะการวิจัย ข้อบกพร่อง และความท้าทายของโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟที่หุ้มด้วยเลเซอร์ โดยมุ่งหวังที่จะให้คำแนะนำทางทฤษฎีสำหรับการวิจัยในภายหลัง และเพื่อคาดการณ์แนวโน้มการพัฒนาในอนาคต

วัสดุโลหะจะเกิดการอ่อนตัวของโครงสร้างอย่างเห็นได้ชัดที่อุณหภูมิใช้งานสูงกว่า 0.6Tm (Tm คือจุดหลอมเหลวของโลหะผสม) [1,2] โลหะผสมอุณหภูมิสูงแบบดั้งเดิม เช่น โลหะผสมที่มีส่วนประกอบของ Fe, Co และ Ni มีแนวโน้มที่จะล้มเหลวก่อนเวลาอันควรภายใต้สภาพแวดล้อมที่รุนแรง เช่น อุณหภูมิสูง แรงเสียดทาน การเกิดออกซิเดชัน และการกัดกร่อน การปรับปรุงความทนทานต่อการสึกหรอที่อุณหภูมิสูง ความทนทานต่อการกัดกร่อน และความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของโลหะผสมภายใต้สภาพแวดล้อมที่รุนแรงมีความสำคัญในทางปฏิบัติที่สำคัญในการปรับปรุงอายุการใช้งานของวัสดุโครงสร้าง โลหะผสมเป็นวิธีการที่พบเห็นได้ทั่วไปและมีประสิทธิภาพมากที่สุดในการปรับปรุงประสิทธิภาพของวัสดุโลหะ โลหะผสมแบบดั้งเดิมมักจะใช้องค์ประกอบหนึ่งหรือสององค์ประกอบเป็นพื้นฐาน และประสิทธิภาพการใช้งานของโลหะผสมจะดีขึ้นโดยการเพิ่มธาตุรองหลายชนิด จนถึงขณะนี้ นักวิจัยได้พัฒนาโลหะผสมแบบดั้งเดิมที่มีประสิทธิภาพสูงจำนวนมากโดยใช้กรรมวิธีโลหะผสม อย่างไรก็ตาม องค์ประกอบของโลหะผสมเหล่านี้มักจะอยู่ที่ขอบของไดอะแกรมเฟส ซึ่งจำกัดอิสระในการออกแบบวัสดุอย่างมาก ในปี 2004 ศาสตราจารย์ Ye Junwei จากมหาวิทยาลัยแห่งชาติ Tsing Hua ในไต้หวัน [3] ได้เตรียมโลหะผสมชนิดใหม่ซึ่งประกอบด้วยธาตุที่มีโมลาร์เท่ากัน 10 ชนิด และพบว่าโลหะผสมชนิดนี้ไม่เพียงแต่มีโครงสร้างเฟสที่เรียบง่ายเท่านั้น แต่ยังมีประสิทธิภาพที่ดีกว่าโลหะผสมธาตุเดียวแบบดั้งเดิมอีกด้วย เขาเสนอแนวคิดการออกแบบ "โลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูง" อย่างเป็นทางการ

คุณสมบัติทางกลที่อุณหภูมิสูงของโลหะผสมได้รับผลกระทบอย่างมากจากจุดหลอมเหลว เมื่ออุณหภูมิอยู่ที่  0.6Tm กลไกการเคลื่อนตัวแบบเคลื่อนที่จะเปิดใช้งาน กลไกการเปลี่ยนรูปของโลหะผสมจะเปลี่ยนจากการเปลี่ยนรูปแบบไม่แพร่กระจายไปเป็นการเปลี่ยนรูปแบบแพร่กระจาย และความแข็งแรงผลผลิตจะลดลงอย่างรวดเร็ว ดังนั้น การเพิ่มองค์ประกอบที่มีจุดหลอมเหลวสูงเพื่อเพิ่มอุณหภูมิขีดจำกัดของการเปลี่ยนรูปแบบแพร่กระจายจึงเป็นวิธีที่ง่ายและมีประสิทธิภาพมากที่สุดในการปรับปรุงคุณสมบัติทางกลที่อุณหภูมิสูงของโลหะผสม จากข้อมูลนี้ ในปี 2011 ศาสตราจารย์ Senkov จากห้องปฏิบัติการกองทัพอากาศสหรัฐ [4,5] ได้ใช้องค์ประกอบทนไฟที่มีจุดหลอมเหลวสูงในการเตรียมโลหะผสมเอนโทรปีสูง MoNbTaW และ MoNbTaWV พบว่าโลหะผสมทั้งสองยังคงรักษาความแข็งแรงผลผลิตที่สูงเป็นพิเศษที่ 405 และ 477 MPa ที่อุณหภูมิ 1600 °C และเสนอแนวคิดของ "โลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ (RHEA)" เมื่อเปรียบเทียบกับโลหะผสมแคนเตอร์แบบเฟส fcc แบบดั้งเดิม RHEA ที่ประกอบด้วยเฟส bcc มักจะมีความแข็งแรงที่อุณหภูมิสูงและความแข็งระดับจุลภาคที่สูงกว่า [6] ในช่วงไม่กี่ปีที่ผ่านมา นักวิชาการจากหลายประเทศได้ทำการวิจัยอย่างกว้างขวางเกี่ยวกับคุณสมบัติเชิงกลที่อุณหภูมิสูง [7-9] ความเสถียรของเฟส [10,11] ความต้านทานรังสี [12,13] และความต้านทานการเกิดออกซิเดชัน [14,15] ของ RHEA ในฐานะของวัสดุที่อุณหภูมิสูง RHEA แสดงคุณสมบัติเชิงกลที่อุณหภูมิสูงได้ดีกว่าโลหะผสมที่อุณหภูมิสูงแบบเดิมที่มีฐานเป็นนิกเกิล [5] และคาดว่าจะกลายเป็นวัสดุโครงสร้างที่อุณหภูมิสูงรุ่นต่อไป อย่างไรก็ตาม RHEA ส่วนใหญ่มีความเปราะบางอย่างเห็นได้ชัดที่อุณหภูมิห้องและมีความสามารถในการตัดเฉือนที่ไม่ดี ส่วนประกอบกลุ่มย่อย V และ VI ทั่วไปของ RHEA มีจุดหลอมเหลวสูง วิธีการหลอมแบบอาร์กสูญญากาศที่ใช้ในปัจจุบันถูกจำกัดด้วยขนาดของห้องเผาและสามารถผลิตแท่งโลหะผสมที่มีขนาดเท่าปุ่มได้เท่านั้น [16] นอกจากนี้ แท่งโลหะผสมยังมีปัญหา เช่น โครงสร้างหยาบและการแยกชิ้นส่วนอย่างรุนแรง นอกจากนี้ ธาตุทนไฟ เช่น Mo, W, Nb, Ta และ Hf ยังมีความหนาแน่นสูง และโลหะผสมที่เตรียมไว้มักจะมีความหนาแน่นสูง ปัญหาดังกล่าวข้างต้นจำกัดการใช้ RHEA ในวัสดุโครงสร้างเป็นอย่างมาก และจำเป็นต้องแสวงหาเทคโนโลยีการขึ้นรูปและการผลิตขั้นสูงเพิ่มเติม

การหุ้มด้วยเลเซอร์ (LC) เป็นเทคโนโลยีขั้นสูงที่พัฒนาอย่างรวดเร็วในช่วงไม่กี่ปีที่ผ่านมาและขึ้นอยู่กับการควบคุมแบบดิจิทัลเพื่อเตรียมการเคลือบและบรรลุการเสริมความแข็งแรงพื้นผิวของวัสดุโลหะ เมื่อเปรียบเทียบกับเทคโนโลยีเสริมความแข็งแรงพื้นผิวแบบดั้งเดิม เทคโนโลยี LC มีลักษณะเฉพาะของความหนาแน่นพลังงานสูง ความเร็วในการประมวลผลที่รวดเร็ว ของเสียจากวัสดุที่น้อยลง และกระบวนการที่เป็นมิตรต่อสิ่งแวดล้อม ซึ่งช่วยสร้างพันธะโลหะที่แข็งแกร่งระหว่างการเคลือบและโลหะผสมพื้นฐาน และการเคลือบมีโครงสร้างจุลภาคที่สม่ำเสมอและละเอียด [17~19] การศึกษาวิจัยแสดงให้เห็นว่าการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟซึ่งขึ้นรูปด้วย LC (RHEAC) คาดว่าจะสามารถทะลุผ่านคอขวดการวิจัยปัจจุบันของ RHEA ได้ ประการแรก แหล่งเลเซอร์ที่มีความหนาแน่นพลังงานสูงสามารถหลอมธาตุที่ทนไฟ เช่น Mo, Nb, Ta, W, Hf, Zr, Cr และ V ได้อย่างรวดเร็ว และสร้างโลหะหลอมเหลวได้อย่างแม่นยำผ่านการสะสมความเย็นอย่างรวดเร็ว ซึ่งเอาชนะข้อบกพร่องของ RHEA ได้อย่างมีประสิทธิภาพ เช่น ความเปราะบางที่อุณหภูมิต่ำ การประมวลผลที่ยากลำบาก และขนาดการขึ้นรูปที่เล็ก นอกจากนี้ การเคลือบแบบ “สองมิติ” แบบเรียบง่ายยังสามารถแก้ปัญหาความหนาแน่นสูงของ RHEA ในฐานะวัสดุโครงสร้างได้อย่างมีประสิทธิภาพ [20] และปรับปรุงคุณสมบัติพื้นผิวของโลหะผสมพื้นฐาน ทำให้สามารถใช้งาน RHEA ได้อย่างมีต้นทุนต่ำและมีประสิทธิภาพสูง

ปัจจุบันนักวิจัยในและต่างประเทศได้ใช้เทคโนโลยี LC ในการเตรียม RHEAC บางชนิด เพื่อปรับปรุงความทนทานต่อการสึกหรอ ความทนทานต่อการกัดกร่อน และความต้านทานต่อการเกิดออกซิเดชันของโลหะผสมพื้นฐาน เช่น เหล็ก M2 เหล็ก 316L IN718 และ TC4 บทความนี้จะทบทวนความคืบหน้าในการวิจัยลักษณะการประมวลผลของเทคโนโลยี LC โครงสร้างจุลภาคของ RHEAC ความแข็งระดับจุลภาค ความทนทานต่อการสึกหรอ ความทนทานต่อการกัดกร่อน และความต้านทานต่อการเกิดออกซิเดชัน โดยสรุปปัญหาและความท้าทายของการวิจัยปัจจุบัน และคาดการณ์แนวโน้มการพัฒนาในอนาคต เพื่อให้เป็นข้อมูลอ้างอิงที่มีค่าสำหรับการวิจัย LC-RHEAC ในเวลาต่อมา

1. การออกแบบองค์ประกอบของโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูงโดยใช้การหุ้มด้วยเลเซอร์
องค์ประกอบหลายองค์ประกอบเป็นคุณสมบัติที่สำคัญที่สุดของโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่แตกต่างจากโลหะผสมแบบดั้งเดิม โดยให้พื้นที่การออกแบบองค์ประกอบที่กว้างขวางสำหรับการพัฒนาวัสดุที่มีประสิทธิภาพสูง อย่างไรก็ตาม องค์ประกอบของโลหะผสมมีความซับซ้อนและการจัดระเบียบของโลหะผสมนั้นเปลี่ยนแปลงได้ ซึ่งยังนำมาซึ่งความท้าทายบางประการในการคัดกรององค์ประกอบและองค์ประกอบของโลหะผสม ในระยะเริ่มต้นของการวิจัย ผู้คนมักจะออกแบบโลหะผสมที่มีองค์ประกอบเท่ากันเพื่อให้ได้ค่าเอนโทรปีการผสมสูงสุด เพื่อปรับปรุงการขึ้นรูปและความเสถียรของสารละลายของแข็งเฟสเดียวในโลหะผสม เมื่อการวิจัยมีความเข้มข้นมากขึ้น ผู้คนพบว่าเอนโทรปีการผสมไม่มีแรงขับเคลื่อนเพียงพอที่จะยับยั้งการก่อตัวของสารประกอบอินเตอร์เมทัลลิกในระบบโลหะผสมส่วนใหญ่ และการเปลี่ยนแปลงของเอนทัลปีการผสมที่เกิดจากการเปลี่ยนแปลงองค์ประกอบจะกำหนดความสามารถในการขึ้นรูปและประสิทธิภาพการใช้งานของโลหะผสมในสารละลายของแข็งในระดับหนึ่ง ดังนั้น จุดประสงค์ของการออกแบบองค์ประกอบโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงสำหรับหุ้มด้วยเลเซอร์จึงคล้ายคลึงกับโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงแบบดั้งเดิม ซึ่งส่วนใหญ่คือเพื่อปรับองค์ประกอบเฟสและโครงสร้างจุลภาคให้เหมาะสมเพื่อให้ได้ประสิทธิภาพที่คาดหวังของโลหะผสม ความแตกต่างคือองค์ประกอบเคลือบจะเจือจางด้วยองค์ประกอบในโลหะผสมฐานระหว่างการหุ้มด้วยเลเซอร์ และจุดเน้นของการออกแบบองค์ประกอบเคลือบคือการศึกษาอิทธิพลของประเภทและเนื้อหาขององค์ประกอบหลักต่อการก่อตัวของสารละลายของแข็งและคุณสมบัติของโลหะผสม นอกจากนี้ กระบวนการหุ้มด้วยเลเซอร์เกี่ยวข้องกับการให้ความร้อนและการทำความเย็นอย่างรวดเร็ว เมื่อออกแบบองค์ประกอบ จำเป็นต้องเลือกองค์ประกอบโลหะผสมที่มีค่าสัมประสิทธิ์การขยายตัวทางความร้อน การนำความร้อน และจุดหลอมเหลวที่เหมาะสม เพื่อหลีกเลี่ยงความเครียดจากความร้อนขนาดใหญ่ภายในชั้นหุ้มและระหว่างชั้นหุ้มและพื้นผิวระหว่างการให้ความร้อนและการทำความเย็นอย่างรวดเร็ว ซึ่งอาจทำให้ชั้นหุ้มแตกร้าวหรือหลุดลอกได้ การหุ้มด้วยเลเซอร์ต้องแน่ใจว่าชั้นหุ้มมีพันธะทางโลหะวิทยาที่ดีกับพื้นผิว เมื่อออกแบบองค์ประกอบ จำเป็นต้องพิจารณาความเข้ากันได้ระหว่างองค์ประกอบต่างๆ เพื่อให้แน่ใจว่ามีการเชื่อมประสานอินเทอร์เฟซที่ดีระหว่างทั้งสอง และหลีกเลี่ยงการเกิดเฟสเปราะบางหรือข้อบกพร่องของอินเทอร์เฟซ HEAC มักประกอบด้วยธาตุโลหะที่มีราคาแพง เช่น Ta, Zr และ Hf การออกแบบองค์ประกอบแบบ “การปรุงอาหาร” แบบดั้งเดิมไม่เพียงแต่มีรอบการทดลองที่ยาวนานเท่านั้น แต่ยังมีต้นทุนการวิจัยที่สูงอีกด้วย จากข้อมูลนี้ นักวิจัยได้พัฒนาแบบจำลองทางทฤษฎีและวิธีการคำนวณจำลองต่างๆ สำหรับการออกแบบ RHEA

1.1 วิธีพารามิเตอร์เชิงประจักษ์
วิธีพารามิเตอร์เชิงประจักษ์เป็นของทฤษฎีการวิจัยผ่านแบบจำลองหรือการเหนี่ยวนำ ลักษณะเฉพาะของวิธีพารามิเตอร์เชิงประจักษ์คือสามารถทำนายโครงสร้างเฟสของโลหะผสมได้อย่างรวดเร็วและง่ายดายผ่านพารามิเตอร์ทางกายภาพและเคมี Zhang Yong et al. [21] ค้นพบจากการวิเคราะห์ข้อมูลการทดลองจำนวนมากว่าความสามารถในการสร้างสารละลายของแข็งของโลหะผสมนั้นสัมพันธ์กับค่าเอนทัลปีการผสม ΔH ของส่วนผสมและความแตกต่างของขนาดอะตอม δ ในระบบ ค่าสัมบูรณ์ของเอนทัลปีการผสมแสดงถึงความต้านทานต่อการสร้างโครงสร้างสารละลายของแข็งที่ไม่เป็นระเบียบระหว่างองค์ประกอบ เอนทัลปีการผสมที่เป็นบวกมากขึ้นบ่งชี้ว่าแรงผลักระหว่างองค์ประกอบมีมากขึ้น และโลหะผสมมีแนวโน้มที่จะสลายตัวแบบสปิโนดัลหรือสร้างโครงสร้างที่เป็นระเบียบ เอนทัลปีการผสมที่เป็นลบมากขึ้นบ่งชี้ว่าองค์ประกอบดึงดูดกัน และโลหะผสมมีแนวโน้มที่จะสร้างสารประกอบอินเตอร์เมทัลลิก และยิ่งเอนทัลปีการผสมใกล้ศูนย์มากเท่าไร โลหะผสมก็จะยิ่งสร้างสารละลายของแข็งที่ไม่เป็นระเบียบได้ง่ายขึ้นเท่านั้น นอกจากนี้ ยิ่งความแตกต่างของขนาดอะตอมมีขนาดเล็กเท่าใด ธาตุต่างๆ ก็จะสามารถแทนที่กันเองได้ง่ายขึ้นเพื่อสร้างสารละลายของแข็งที่ไม่มีที่สิ้นสุด ดังนั้น Zhang Yong และคณะ [21] จึงเสนอว่าเอนทัลปีการผสมในระบบโลหะผสมคือ −15 kJ/mol ≤ΔH ส่วนผสม ≤5 kJ/mol และความแตกต่างของขนาดอะตอม δ ≤ 6.5% เป็นเงื่อนไขสำหรับโลหะผสมที่จะสร้างโครงสร้างสารละลายของแข็งที่เรียบง่าย ด้วยการวิจัยที่เจาะลึกมากขึ้น Yang และ Zhang [22] เชื่อว่าเงื่อนไขเกณฑ์การผสม ΔH ที่เรียบง่าย-δ ละเลยอิทธิพลของเอนโทรปีการผสมที่มีต่อเสถียรภาพของสารละลายของแข็ง และเสนอพารามิเตอร์เกณฑ์ใหม่ Ω เพื่อแสดงความสามารถในการสร้างสารละลายของแข็งของโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูงในระหว่างการทำให้แข็งตัว ดูสูตร (1) ในรูป ในสูตร Tm คือจุดหลอมเหลวของโลหะผสม และ ΔSmix คือเอนโทรปีการผสมของโลหะผสม เมื่อ Ω < 1 ค่าเอนทัลปีการผสมจะมีอิทธิพลเหนือความสามารถในการสร้างสารละลายของแข็งของโลหะผสมในระหว่างการแข็งตัว และโลหะผสมจะก่อตัวเป็นสารประกอบอินเตอร์เมทัลลิกได้ง่ายและเกิดการสลายตัวแบบสปิโนดัล เมื่อ Ω > 1 ค่าเอนโทรปีการผสมจะกำหนดความสามารถในการสร้างสารละลายของแข็งของโลหะผสม และโลหะผสมจะก่อตัวเป็นโครงสร้างสารละลายของแข็งที่ไม่เป็นระเบียบแบบเรียบง่ายเป็นหลัก จากข้อมูลนี้ Yang และ Zhang[22] เสนอว่าเมื่อระบบโลหะผสมตอบสนองเงื่อนไขของ Ω≥1.1 และ δ≤6.6% โครงสร้างของโลหะผสมจะมีแนวโน้มที่จะก่อตัวเป็นสารละลายของแข็งในระหว่างการแข็งตัว จนถึงขณะนี้ งานวิจัยส่วนใหญ่ประสบความสำเร็จในการทำนายโครงสร้างสารละลายของแข็งของโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูงโดยใช้แบบจำลองเชิงประจักษ์ข้างต้น อย่างไรก็ตาม แม้ว่าวิธีการพารามิเตอร์เชิงประจักษ์จะง่ายและรวดเร็ว แต่ความแม่นยำในการนำไปใช้งานสำหรับระบบโลหะผสมบางระบบยังต้องการการตรวจยืนยันเพิ่มเติม[11]

1.2 วิธีการจำลองเชิงคำนวณ
วิธีการจำลองเชิงคำนวณเป็นส่วนหนึ่งของรูปแบบการคำนวณของการใช้คอมพิวเตอร์เพื่อการวิจัยการจำลอง วิธีการจำลองเชิงคำนวณที่ใช้ในปัจจุบันในการออกแบบองค์ประกอบของการหุ้มด้วยเลเซอร์แบ่งออกเป็นวิธีการคำนวณหลักการแรกและวิธีการคำนวณไดอะแกรมเฟสเป็นหลัก วิธีการคำนวณหลักการแรกนั้นขึ้นอยู่กับปฏิสัมพันธ์ระหว่างอะตอมและอิเล็กตรอน ผ่านสมมติฐานโดยประมาณ เช่น ทฤษฎีฟังก์ชันความหนาแน่น สมการของชเรอดิงเงอร์จะถูกแก้เพื่อหาคุณสมบัติทางกายภาพ เคมี และกลศาสตร์ของวัสดุ[23] การคำนวณหลักการแรกนั้นจะสร้างแบบจำลองผลึกขึ้นโดยอิงจากโครงตาข่ายโลหะผสมก่อน จากนั้นจึงปรับแบบจำลองผลึกให้เหมาะสมเพื่อให้ได้โครงสร้างที่เสถียรที่สุดของระบบโลหะผสมในสภาพแวดล้อมการคำนวณ โครงสร้างนี้ประกอบด้วยฟังก์ชันคลื่นของระบบโลหะผสมเป็นหลัก ในที่สุด คุณสมบัติที่เกี่ยวข้องกับโลหะผสมจะได้มาโดยการสกัดข้อมูลฟังก์ชันคลื่น
ปัจจุบัน สาขาการวิจัยการเคลือบด้วยเลเซอร์จะใช้การคำนวณตามหลักการพื้นฐานเป็นหลักในการคัดกรององค์ประกอบและปรับองค์ประกอบของชั้นหุ้มให้เหมาะสม Mu Yongkun [24] ใช้หลักการพื้นฐานในการคำนวณอิทธิพลขององค์ประกอบ Cr และ Al ต่อพารามิเตอร์ทางเทอร์โมฟิสิกส์ เช่น พลังงานยึดเหนี่ยว เอนทัลปีการก่อตัว โมดูลัสของความยืดหยุ่น และโมดูลัสจำนวนมากของ RHEA TiVMoNb ผลการทดลองแสดงให้เห็นว่า RHEA TiVMoNb-X (X = Cr, Al, CrAl) เป็นโครงสร้าง bcc เดี่ยวทั้งหมด และองค์ประกอบ Cr ทำให้เอนทัลปีการก่อตัวในโลหะผสมใกล้ศูนย์มากขึ้น ในขณะที่องค์ประกอบ Al ทำให้เอนทัลปีการก่อตัวในโลหะผสมเป็นลบมากขึ้น ซึ่งบ่งชี้ว่าองค์ประกอบ Al จะทำให้เฟส bcc ของโลหะผสมเสถียรขึ้น และองค์ประกอบ Cr จะทำให้เฟส bcc ไม่เสถียร นอกจากนี้ โมดูลัสของความยืดหยุ่นของโลหะผสมจะลดลงเมื่อมีการเติมธาตุ Al และ Cr แยกกัน ขณะที่โมดูลัสของความยืดหยุ่นของโลหะผสมจะเพิ่มขึ้นเมื่อเติมธาตุ Al และ Cr พร้อมๆ กัน ซึ่งบ่งชี้ว่าการผสมโลหะผสมส่งผลต่อความแข็งของวัสดุในระดับหนึ่ง
แม้ว่าการคำนวณตามหลักการเบื้องต้นจะสามารถสังเกตและรับข้อมูลโครงสร้างผลึกภายในของระบบโลหะผสมในระดับอะตอม และวิเคราะห์และทำความเข้าใจธรรมชาติของสสารและกลไกที่เกี่ยวข้องจากมุมมองของโครงสร้างอิเล็กทรอนิกส์ แต่แบบจำลองโครงสร้างผลึกและทฤษฎีฟังก์ชันความหนาแน่นนั้นใช้สมมติฐานโดยประมาณจำนวนมาก ส่งผลให้ผลการจำลองมีข้อผิดพลาดบางประการ [25] นอกจากนี้ เซลล์ยูนิตยังเป็นพื้นฐานสำหรับการคำนวณตามหลักการเบื้องต้น เมื่อศึกษาอิทธิพลขององค์ประกอบที่มีต่อคุณสมบัติทางกายภาพและทางเคมีของโลหะผสม จำเป็นต้องสร้างฐานข้อมูลขนาดใหญ่ของแบบจำลองโครงสร้างผลึก การคำนวณตามหลักการเบื้องต้นมักจะไม่มีประสิทธิภาพเมื่อต้องจัดการกับการปรับโครงสร้างซูเปอร์เซลล์แบบหลายอะตอมให้เหมาะสม และเป็นการยากที่จะตอบสนองความต้องการปริมาณงานสูงในสาขาการออกแบบวัสดุ [25] การคำนวณไดอะแกรมเฟสเป็นวิธีการกำหนดพารามิเตอร์สมดุลเฟสและข้อมูลทางเทอร์โมไดนามิก สาระสำคัญของวิธีนี้คือการปรับพารามิเตอร์ทางอุณหพลศาสตร์ลำดับต่ำของระบบเป้าหมายให้เหมาะสมที่สุดผ่านการปรับข้อมูลการคำนวณเชิงทดลองและเชิงทฤษฎีซ้ำๆ และสร้างคำอธิบายทางอุณหพลศาสตร์ของระบบลำดับสูงผ่านการประมาณค่า คำอธิบายทางอุณหพลศาสตร์นี้สามารถสร้างความสัมพันธ์ระหว่างองค์ประกอบของโลหะผสม โครงสร้างเฟส และอุณหภูมิได้อย่างรวดเร็ว [26] การออกแบบองค์ประกอบของโลหะผสมที่แม่นยำด้วยการคำนวณไดอะแกรมเฟสต้องมีข้อมูลทางอุณหพลศาสตร์ลำดับต่ำที่เพียงพอและการยืนยันข้อมูลการทดลองที่สำคัญจำนวนมาก ดังนั้น วิธีการคำนวณไดอะแกรมเฟสจึงใช้ในการปรับข้อมูลทางอุณหพลศาสตร์และข้อมูลการทดลองของการคำนวณหลักการเบื้องต้นซ้ำๆ เพื่อสร้างฐานข้อมูลทางอุณหพลศาสตร์และจลนศาสตร์ที่สมบูรณ์ของโลหะผสมเอนโทรปีสูง นี่เป็นวิธีแก้ปัญหาที่เป็นไปได้สำหรับการเพิ่มประสิทธิภาพอย่างรวดเร็วของการพัฒนาองค์ประกอบและวัสดุของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงสำหรับการหุ้มด้วยเลเซอร์

2 ลักษณะการประมวลผลของโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟหุ้มด้วยเลเซอร์
2.1 วิธีการเตรียมและระบบการป้อนผงวัตถุดิบ LC-RHEAC
LC เป็นเทคโนโลยีการประมวลผลโดยพื้นฐานที่อยู่ในประเภทผงโลหะวิทยา วัตถุดิบสำหรับการขึ้นรูปมักจะเป็นผงโลหะทรงกลมปกติ เพื่อเตรียมสารเคลือบที่มีรูปร่างและคุณภาพที่ดี ผงจะต้องตรงตามข้อกำหนดของปริมาณออกซิเจนต่ำ ความเป็นทรงกลมสูง และความบริสุทธิ์สูง รูปที่ 1 เป็นแผนผังแสดงหลักการและรูปร่างของผงของวิธีการที่ใช้กันทั่วไปในการเตรียมผงโลหะผสม [27,28] รูปที่ 1a [27] เป็นแผนผังหลักการพื้นฐานของวิธีการอะตอมไมเซชันด้วยพลาสม่าสูญญากาศ โลหะหลอมเหลวจะถูกแยกออกเป็นหยดเล็กๆ ภายใต้ก๊าซแรงดันสูงในห้องอะตอมไมเซชัน และจะถูกทำให้เย็นอย่างต่อเนื่องและทำให้เป็นทรงกลมเป็นผงโลหะ ดังที่แสดงในรูปที่ 1b [29] อนุภาคผงโลหะที่เตรียมโดยอะตอมไมเซชันด้วยพลาสม่าสูญญากาศเป็นทรงกลมปกติและมีความลื่นไหลดี ซึ่งเหมาะสำหรับการผลิตสารเติมแต่งด้วยเลเซอร์ด้วยการป้อนผงแบบโคแอกเซียล เป็นประเภทของผงโลหะที่ใช้กันทั่วไปในการเตรียม RHEAC รูปที่ 1c[30] เป็นแผนภาพหลักการพื้นฐานของวิธีการพ่นเม็ด โดยใช้โพลีไวนิลแอลกอฮอล์หรือน้ำกลั่นในการเตรียมวัตถุดิบโลหะที่ไม่สม่ำเสมอให้เป็นสารละลายโลหะผสมสำเร็จรูป จากนั้นจึงทำให้สารละลายแห้งและจับตัวกันเป็นก้อนภายใต้การกระทำของลมร้อนที่ฉีดพ่นเพื่อให้ได้ผงโลหะผสมทรงกลมในที่สุด ดังที่แสดงในรูปที่ 1d[31] วิธีการพ่นเม็ดสามารถเตรียมผงโลหะบริสุทธิ์ที่ไม่สม่ำเสมอให้เป็นผงโลหะผสมสำเร็จรูปที่มีความเป็นทรงกลมที่ดี โดยที่อนุภาคธาตุที่มีจุดหลอมเหลวสูงจะมีขนาดเล็กกว่าและสามารถหลอมละลายได้อย่างสมบูรณ์ภายใต้การฉายรังสีของลำแสงเลเซอร์ วิธีนี้เหมาะสำหรับการผลิตผงโลหะผสมแบบเติมแต่งที่มีจุดหลอมเหลวของธาตุที่แตกต่างกันมาก การศึกษาวิจัยแสดงให้เห็นว่าโครงสร้างการเคลือบของ RHEAC ที่มีจุดหลอมเหลวสูงที่เกิดจากผงพ่นเม็ดมีความสม่ำเสมอมากกว่าที่เตรียมโดยผงโลหะผสมแบบอะตอมไมเซชันในพลาสมา และอนุภาคธาตุ W และ Mo ที่มีจุดหลอมเหลวสูงในสารเคลือบจะถูกหลอมละลายอย่างสมบูรณ์ อย่างไรก็ตาม เนื่องจากความหนาแน่นต่ำของผงโลหะผสมที่เตรียมโดยการพ่นเม็ดและการปนเปื้อนของธาตุคาร์บอนเจือปนในโพลีไวนิลแอลกอฮอล์ ทำให้เคลือบที่เตรียมไว้จึงมีรูพรุนที่ชัดเจนและข้อบกพร่องในเฟสเซรามิกเจือปน [31]

ในกระบวนการประมวลผล LC ผงโลหะผสมมักจะถูกส่งไปยังจุดโฟกัสเลเซอร์ในรูปแบบของการเรียงล่วงหน้าหรือการป้อนผงแบบโคแอกเซียลสำหรับการหลอมและการสะสม ในจำนวนนั้น LC ในรูปแบบของผงเรียงล่วงหน้าเหมาะสำหรับการประมวลผลโลหะผสมพื้นฐานที่มีรูปร่างระนาบเรียบง่ายเท่านั้น ในขณะที่การป้อนผงแบบโคแอกเซียล LC สามารถบรรลุการหุ้มเคลือบบนพื้นผิวของโลหะผสมที่มีโครงสร้างซับซ้อนต่างๆ เช่น เพลาข้อเหวี่ยงและระนาบได้โดยการหลอมผงในพื้นที่และการสะสมเพื่อสร้างแอ่งหลอมเหลว นอกจากนี้ เทคโนโลยี LC ของการป้อนผงแบบโคแอกเซียลยังมีข้อได้เปรียบของประสิทธิภาพสูงและอัตราการสะสมที่รวดเร็ว และเหมาะสำหรับการใช้งานในภาคการผลิตอุตสาหกรรมมากกว่า [32] ภายในช่วงพารามิเตอร์การประมวลผลที่เหมาะสม การป้อนผงแบบโคแอกเซียลสามารถเปลี่ยนองค์ประกอบของผงผสมในตัวป้อนผงได้ทีละน้อยเพื่อเตรียมโลหะผสมที่มีระดับองค์ประกอบที่มีปริมาณงานสูง จึงทำให้สามารถคัดกรองโลหะผสมประสิทธิภาพสูงได้อย่างรวดเร็ว [33,34]

2.2 ข้อบกพร่องทั่วไปของ LC-RHEACs
ในระหว่างการประมวลผลด้วยเลเซอร์ สระที่หลอมละลายจะมีอัตราการให้ความร้อนและความเย็นสูง และความเครียดภายในจากความร้อนที่หลีกเลี่ยงไม่ได้ทำให้เกิดข้อบกพร่องในระดับมหภาคและจุลภาคในปริมาณหนึ่งในสารเคลือบ จุดหลอมเหลวของธาตุที่เป็นองค์ประกอบของ RHEA โดยทั่วไปจะสูงกว่า 1650 ℃ และจุดหลอมเหลวของธาตุ Ta และ W อาจสูงถึงประมาณ 3000 ℃ ซึ่งต้องใช้การป้อนความหนาแน่นของพลังงานที่สูงกว่าในระหว่างการประมวลผลด้วยเลเซอร์เพื่อให้แน่ใจว่าธาตุต่างๆ หลอมละลายอย่างสมบูรณ์ เนื่องจากจุดหลอมเหลวของธาตุบางชนิดสูงกว่าจุดเดือดของธาตุอื่น ธาตุที่มีจุดหลอมเหลวต่ำจึงอาจระเหยไป หรือธาตุที่มีจุดหลอมเหลวสูงจะไม่ละลายหมดในระหว่างกระบวนการหุ้ม เมื่ออัตราการไหลล้นของก๊าซอิ่มตัวยิ่งที่เกิดจากการระเหยของธาตุที่มีจุดหลอมเหลวต่ำมีค่าน้อยกว่าอัตราการแข็งตัว ฟองอากาศจะถูกกักเก็บไว้ในสารเคลือบจนก่อให้เกิดข้อบกพร่อง เช่น รู [35,36] นอกจากนี้ การหลอมเหลวที่ไม่เพียงพอของธาตุที่มีจุดหลอมเหลวสูงจะลดความลื่นไหลของของเหลวที่หลอมเหลวในสระหลอมเหลว ทำให้ฟองอากาศไม่สามารถ “หนี” ออกจากสระหลอมเหลวได้ และอาจทำให้เกิดข้อบกพร่อง เช่น รอยแตกร้าวรอบ ๆ ผงที่ยังไม่หลอมเหลวภายใต้การกระทำของแรงเครียดภายใน [35,36] การศึกษาวิจัยได้แสดงให้เห็น [35,37] ว่าสนามเสริมภายนอกในระหว่างกระบวนการหุ้มสามารถปรับปรุงคุณภาพการขึ้นรูปของการเคลือบได้อย่างมีประสิทธิภาพ และโครงสร้างการเคลือบหลังจากการแข็งตัวมีความสม่ำเสมอมากขึ้น และข้อบกพร่อง เช่น รูพรุนและรอยแตกร้าวก็จะหายไป รูปที่ 2 [35] แสดงสัณฐานวิทยา SEM ของ MoNbTaW RHEACs ที่เตรียมโดย LC และสนามแม่เหล็ก-LC ดังแสดงในรูปที่ 2a [35] โครงสร้างเคลือบที่เตรียมโดยไม่เพิ่มสนามแม่เหล็กเสริมนั้นไม่สม่ำเสมอ และมีรูพรุนและรอยแตกที่เห็นได้ชัด (รูปที่ 2b1~d1 [35]) ในขณะที่โครงสร้างเคลือบที่เตรียมโดยใช้สนามแม่เหล็กเสริมจะสม่ำเสมอ และรูพรุนและรอยแตกจะหายไป (รูปที่ 2a2~d2 [35]) ส่วนใหญ่นี้เกิดจากข้อเท็จจริงที่ว่าสนามเสริมภายนอกเพิ่มอัตราการไหลของของเหลว Marangoni ในสระหลอมเหลว และก๊าซอิ่มตัวเกินสามารถเข้าถึงพื้นผิวของของเหลวที่หลอมเหลวได้อย่างรวดเร็วและล้นสระหลอมเหลวได้ นอกเหนือจากฟิลด์เสริมภายนอกแล้ว การเพิ่มประสิทธิภาพพารามิเตอร์การประมวลผลอย่างเหมาะสมยังสามารถปรับปรุงข้อบกพร่อง เช่น ผงโลหะที่ไม่หลอมละลายและรูพรุนในสารเคลือบได้อย่างมีประสิทธิภาพอีกด้วย ข้อบกพร่องในการเคลือบจะค่อยๆ หายไปเมื่อกำลังเลเซอร์เพิ่มขึ้น [38] ส่วนใหญ่นั้นเกิดจากการที่การเพิ่มกำลังเลเซอร์จะเพิ่มอุณหภูมิการหลอมเหลวในสระหลอมเหลว และอนุภาคของธาตุที่มีจุดหลอมเหลวสูงจะหลอมเหลวอย่างสมบูรณ์ นอกจากนี้ การเพิ่มขึ้นของอุณหภูมิของสระที่หลอมละลายยังช่วยยืดเวลาการแข็งตัวของของเหลวที่หลอมละลายได้อย่างมีประสิทธิภาพ และฟองอากาศที่เกิดขึ้นจากของเหลวที่หลอมละลายจะมีเวลาเพียงพอที่จะล้นออกจากสระที่หลอมละลาย นอกจากการปรับกำลังเลเซอร์ให้เหมาะสมแล้ว การเร่งความเร็วในการสแกนเลเซอร์ยังสามารถลดอัตราส่วนการส่งผง ซึ่งจะช่วยลดสัดส่วนของผงที่ไม่หลอมเหลวหลังจากการก่อตัวของการเคลือบและลดข้อบกพร่องในการเคลือบได้อีกด้วย [38]
นอกจากรูพรุนและอนุภาคที่ยังไม่หลอมละลายแล้ว RHEA ยังมีแนวโน้มที่จะเกิดรอยแตกร้าวขนาดเล็กในระหว่างกระบวนการขึ้นรูปเนื่องจากความเปราะบางโดยเนื้อแท้และความเค้นภายในที่เกิดจากการทำความร้อนและทำความเย็นอย่างต่อเนื่องระหว่างการประมวลผลด้วยเลเซอร์ [39,40] รูปที่ 3 [41] เป็นสัณฐานวิทยา SEM ของ MoFexCrTiWAlN ที่หุ้มด้วยเลเซอร์โดย RHEAC ตามที่แสดงในรูปที่ 3a และ b [41] ไม่มีรอยแตกร้าวที่ชัดเจนเกิดขึ้นในสารเคลือบ Fe1Nb1 และ Fe1.5Nb1 ตามที่แสดงในรูปที่ 3a และ b [41] เมื่อมีปริมาณ Fe และ Nb สูง (รูปที่ 3c~i[41]) จะเกิดเฟสแข็ง Laves_Fe2Nb จำนวนมากในสารเคลือบ ซึ่งเพิ่มความไวต่อรอยแตกร้าวของสารเคลือบและสร้างรอยแตกร้าวขนาดเล็กจำนวนมาก อย่างไรก็ตาม หลังจากเติม Cu รอยแตกร้าวขนาดเล็กในสารเคลือบจะหายไปอย่างมีนัยสำคัญ[42] ส่วนใหญ่แล้วสาเหตุนี้มาจากความจริงที่ว่า Cu ช่วยเพิ่มความต้านทานของสารเคลือบต่อการเปลี่ยนรูปพลาสติกและยับยั้งการเกิดและแพร่กระจายของรอยแตกได้อย่างมีประสิทธิภาพ นอกจากนี้ Cu ยังมีจุดหลอมเหลวที่ต่ำกว่า ซึ่งสามารถยืดเวลาการแข็งตัวของสารเคลือบได้ ทำให้ของเหลวที่เหลือสามารถเติมช่องว่างในโครงสร้างที่แข็งตัวได้อย่างมีประสิทธิภาพ จึงยับยั้งการเกิดรอยแตกร้าวได้มากขึ้น ในทำนองเดียวกัน การลดปริมาณของธาตุ เช่น Mo และ W ยังสามารถลดแนวโน้มการเปราะของสารเคลือบและปรับปรุงความต้านทานการแตกร้าวของสารเคลือบได้อย่างมีประสิทธิภาพ Sun et al.[31] เคลือบด้วยเลเซอร์ 3 ชั้นบนโลหะผสมเมทริกซ์ MoNbTaW RHEACs ผลการศึกษาแสดงให้เห็นว่ารอยแตกร้าวในสารเคลือบค่อยๆ หายไปเมื่อความหนาของสารเคลือบเพิ่มขึ้น การวิเคราะห์สาเหตุแสดงให้เห็นว่าการลดลงของรอยแตกร้าวส่วนใหญ่เกิดจากอัตราการเจือจางของสารเคลือบลดลงเมื่อความหนาเพิ่มขึ้น และการลดลงของปริมาณธาตุ Mo จะยับยั้งการเกิดรอยแตกร้าวขนาดเล็ก โดยสรุป พารามิเตอร์กระบวนการของการประมวลผลด้วยเลเซอร์และองค์ประกอบของโลหะผสมร่วมกันกำหนดคุณภาพการขึ้นรูปของ RHEAC การสร้างกลไกควบคุมการขึ้นรูปที่สมบูรณ์แบบมีความสำคัญอย่างยิ่งต่อการปรับปรุงความสามารถในการตัดเฉือนของ RHEAC และการเตรียมการเคลือบที่ดี

3 ลักษณะโครงสร้างของ การหุ้มด้วยเลเซอร์ การเคลือบโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูง
โครงสร้างจุลภาคของโลหะผสม เช่น องค์ประกอบของเฟส ขนาดเกรน โครงสร้างเกรน และความหนาแน่นของการเคลื่อนตัว จะกำหนดประสิทธิภาพที่คาดหวังและวิธีการปรับเปลี่ยนของวัสดุ ดังนั้น จึงมีความสำคัญอย่างยิ่งที่จะต้องเข้าใจพฤติกรรมวิวัฒนาการของโครงสร้างจุลภาคอย่างสมบูรณ์ในระหว่างกระบวนการขึ้นรูปเคลือบด้วยเลเซอร์ โครงสร้างจุลภาคของ RHEAC นั้นถูกกำหนดโดยองค์ประกอบของโลหะผสมและเทคโนโลยีการประมวลผลเป็นหลัก ส่วนนี้จะทบทวนความคืบหน้าในการวิจัยของโครงสร้างจุลภาคของ LC-RHEAC และวิเคราะห์กลไกอิทธิพลขององค์ประกอบของโลหะผสมและเทคโนโลยีการประมวลผลที่มีต่อองค์ประกอบเฟสและโครงสร้างจุลภาคของ RHEAC

3.1 องค์ประกอบเฟส
เนื้อหาของธาตุโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูงมักจะเป็นโมลาร์เท่ากันหรือประมาณเท่ากัน ตามสูตรคลาสสิกของ Boltzmann [3] ยิ่งระบบโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูงมีองค์ประกอบมากขึ้นเท่าใด เอนโทรปีการผสมก็จะยิ่งสูงขึ้นเท่านั้น เอนโทรปีการผสมที่สูงจะช่วยลดพลังงานอิสระของระบบและส่งเสริมการก่อตัวของเฟสสารละลายของแข็ง [43,44] RHEA ประกอบด้วยธาตุที่ทนไฟของกลุ่ม IV, V และ VI เป็นหลัก ธาตุในกลุ่ม V และ VI ทั้งหมดเป็นโครงสร้าง bcc ในขณะที่สถานะอ้างอิงของธาตุ Ti, Zr และ Hf ของกลุ่ม IV คือเฟส hcp ซึ่งจะผ่านการเปลี่ยนแปลงอัลโลโทรปิกที่อุณหภูมิสูงและเปลี่ยนเป็นโครงสร้าง bcc ตามสถิติ RHEA มากกว่า 400 รายการที่รายงานจนถึงขณะนี้ส่วนใหญ่เป็นโครงสร้างเฟส bcc เดี่ยว [45] และบางครั้งเฟสรอง เช่น เฟส hcp เฟส B2 และสารประกอบอินเตอร์เมทัลลิก Laves ก็ตกตะกอน ต่างจากโลหะผสมจำนวนมาก องค์ประกอบของ RHEAC จะก่อตัวเป็นเฟส เช่น คาร์ไบด์และไนไตรด์ เนื่องมาจากการเจือจางของธาตุเมทริกซ์ ตารางที่ 1 แสดงรายการประเภทของการเคลือบและโครงสร้างเฟสของ LC-RHEA ในช่วงไม่กี่ปีที่ผ่านมา รวมถึงประเภทของโลหะผสมเมทริกซ์

จากตารางที่ 1 จะเห็นได้ว่าโครงสร้างเฟสของการเคลือบโลหะผสมที่ประกอบด้วยธาตุที่ทนไฟเป็นสารละลายของแข็ง bcc เดียว เมื่อเติมธาตุเช่น Al, Cr และ Fe ที่มีเอนทัลปีการผสมที่ค่อนข้างเป็นลบกับธาตุที่ทนไฟ สารประกอบอินเตอร์เมทัลลิก เช่น Laves จะถูกสร้างขึ้นได้ง่ายในการเคลือบ นอกจากนี้ เมื่อเตรียมการเคลือบโลหะด้วยเทคโนโลยี LC องค์ประกอบของการเคลือบจะเจือจางด้วยธาตุโลหะผสมในเมทริกซ์เพื่อสร้างเฟสใหม่ Guo et al. [47] และ Kuang et al. [51] ใช้ LC เพื่อเตรียม RHEA CrTiMoWNbFeAl และ MoFeCrTiWAlNb3 บนเหล็กความเร็วสูง M2 ตามลำดับ ผลการทดสอบการเลี้ยวเบนของรังสีเอกซ์ (XRD) แสดงให้เห็นว่าธาตุ Nb และ Ti มีความสามารถในการยึดเกาะที่แข็งแกร่งกับธาตุ C ในเมทริกซ์โลหะผสมเพื่อสร้างเฟส (Nb, Ti)C [64] ในทำนองเดียวกัน Liu et al. [42] พบว่าเมื่อทำการหุ้มด้วยเลเซอร์ AlNbMoTaCux RHEAs บนพื้นผิวของโลหะผสม TC4 ไททาเนียมจำนวนมากในเมทริกซ์ TC4 จะเจือจางลงในสารเคลือบ ทำให้เกิดสารประกอบ AlCu2Ti และ Ti(Al, Cu)2 ร่วมกับ Cu และ Al ในสารเคลือบ และสร้างเฟสแข็ง TiN ร่วมกับ N ในบรรยากาศ ดังนั้น เพื่อปรับปรุงความแม่นยำของการออกแบบองค์ประกอบสารเคลือบ จึงจำเป็นอย่างยิ่งที่จะต้องปรับให้เทคโนโลยีการประมวลผลด้วยเลเซอร์เหมาะสมที่สุดเพื่อลดอัตราการเจือจาง

3.2 ลักษณะทางจุลสัณฐานวิทยา
ในกระบวนการหุ้มด้วยเลเซอร์โลหะผสมที่ทนไฟที่มีเอนโทรปีสูง ลำแสงเลเซอร์จะหลอมผงโลหะในเวลาอันสั้นมาก และการเคลือบจะมีอัตราการให้ความร้อนและเย็นตัวสูงถึง 106 K/s ซึ่งสูงกว่าอัตราการเย็นตัวของโลหะผสมที่หลอมด้วยอาร์กสุญญากาศแบบดั้งเดิม (10~102 K/s) มาก [65] อัตราการเย็นตัวที่สูงสามารถเพิ่มอัตราการเกิดนิวเคลียสของโลหะผสมได้อย่างมีประสิทธิภาพ ซึ่งเอื้อต่อการก่อตัวของเมล็ดขนาดนาโนที่ละเอียดมากในโลหะผสม [66,67] Li et al. [68] ใช้การเลี้ยวเบนอิเล็กตรอนกลับ (EBSD) เพื่อเปรียบเทียบโครงสร้างจุลภาคของการสะสมด้วยเลเซอร์หลอมเหลวและโลหะผสม MoNbTa ที่หลอมด้วยอาร์กสุญญากาศ ผลลัพธ์แสดงไว้ในรูปที่ 4 [68] จากรูปจะเห็นว่าโลหะผสมที่เตรียมโดยการสะสมด้วยเลเซอร์ในรูปที่ 4a [68] ประกอบด้วยผลึกคอลัมน์ที่มีขนาดเกรนประมาณ 13.18 ไมโครเมตร ซึ่งเล็กกว่าเกรนที่มีแกนเท่ากัน (112.52 ไมโครเมตร) ที่เตรียมโดยการหลอมด้วยอาร์กสูญญากาศในรูปที่ 4b [68] อย่างเห็นได้ชัด Guan et al. [50] เตรียม TiNbZr RHEACs ด้วยเทคโนโลยีการหุ้มด้วยเลเซอร์ การเคลือบประกอบด้วยผลึกที่มีแกนเท่ากันไม่สม่ำเสมอที่มีขนาดเกรนเฉลี่ย 24.5 ไมโครเมตร ในขณะที่ขนาดเกรนของโลหะผสมที่เตรียมโดยการหลอมด้วยอาร์กสูญญากาศแบบธรรมดาอยู่ที่ประมาณ 100 ไมโครเมตร [69] จะเห็นได้ว่าเทคโนโลยีการประมวลผลด้วยเลเซอร์มีศักยภาพอย่างมากในการเตรียมการเคลือบที่มีเกรนละเอียดพิเศษที่มีประสิทธิภาพสูง
กระบวนการประมวลผลด้วยเลเซอร์เกี่ยวข้องกับความร้อนที่ซับซ้อน มวล และการถ่ายโอนโมเมนตัมในแอ่งหลอมเหลว ดังนั้นการเคลือบจึงมีโครงสร้างจุลภาคที่หลากหลายในการกระจายเชิงพื้นที่ที่แตกต่างกัน ตามทฤษฎีการทำให้โลหะแข็งตัวแบบคลาสสิก การไล่ระดับอุณหภูมิเป็นแรงผลักดันหลักในการทำให้ของเหลวที่หลอมละลายแข็งตัว และการไล่ระดับอุณหภูมิและอัตราการแข็งตัวร่วมกันกำหนดสัณฐานวิทยาของโครงสร้างที่แข็งตัว ในระหว่างกระบวนการหุ้มด้วยเลเซอร์ เลเซอร์พลังงานสูงจะกระทำโดยตรงกับพื้นผิวของแอ่งหลอมเหลว อุณหภูมิในแอ่งหลอมเหลวจะค่อยๆ ลดลงจากพื้นผิวไปยังด้านล่าง และการไล่ระดับอุณหภูมิจะค่อยๆ เพิ่มขึ้น รูปที่ 5a[60] เป็นแผนผังโครงสร้างของแอ่งหลอมเหลวหุ้มด้วยเลเซอร์ ขอบเขตของแอ่งหลอมเหลวประกอบด้วยด้านหน้าของการแข็งตัวและด้านหน้าของการหลอมเหลว อัตราการแข็งตัว R ของของเหลวที่หลอมเหลวขึ้นอยู่กับอัตราการสแกนด้วยเลเซอร์ vd และมุมการแข็งตัว θs: R = vd cosθs (2) มุมการแข็งตัวจะค่อยๆ เพิ่มขึ้นจากพื้นผิวไปยังด้านล่างของแอ่งหลอมเหลว ภายใต้เงื่อนไขที่อัตราการสแกนเลเซอร์ vd คงที่ อัตราการแข็งตัวจะลดลงทีละน้อย รูปที่ 5b เป็นแผนผังแสดงความสัมพันธ์ระหว่างการไล่ระดับอุณหภูมิ G อัตราการแข็งตัว R และขนาดเกรนและสัณฐานวิทยาของโครงสร้างที่แข็งตัวในระหว่างกระบวนการทำให้โลหะแข็งตัว เป็นที่ทราบกันดีว่าทิศทางการเติบโตของเกรนได้รับผลกระทบจากการไล่ระดับอุณหภูมิ และขนาดเกรนที่แข็งตัวถูกกำหนดโดยอัตราการแข็งตัว จากแผนผังการแข็งตัวที่สร้างขึ้นจะเห็นได้ว่า G·R กำหนดขนาดเกรนของโครงสร้างที่แข็งตัว และ G/R กำหนดรูปร่างเกรนของโครงสร้างที่แข็งตัว เมื่อการไล่ระดับอุณหภูมิที่ด้านล่างของแอ่งหลอมเหลวมีขนาดใหญ่เพียงพอ ก็ยากที่จะสร้างโซนการเย็นจัดขององค์ประกอบที่ด้านหน้าของอินเทอร์เฟซของแข็ง-ของเหลว และโครงสร้างที่แข็งตัวจะเติบโตในรูปแบบเซลล์ผลึกแบบระนาบที่มีอินเทอร์เฟซที่เรียบและไม่มีการแยกตัวของสารละลาย เมื่อผลึกแบนโตขึ้น ความร้อนแฝงจะถูกปลดปล่อยที่อินเทอร์เฟซการแข็งตัว G ในแอ่งหลอมเหลวจะค่อยๆ ลดลง ในขณะที่ R เพิ่มขึ้นทีละน้อย ทำให้เกิดการเย็นตัวแบบคงที่ที่ด้านหน้าการแข็งตัว และโครงสร้างการแข็งตัวจะเติบโตแบบเอพิแทกเซียลเป็นเมล็ดคอลัมน์ตามทิศทางการไหลของความร้อน เมื่อการไล่ระดับอุณหภูมิลดลงและอัตราการแข็งตัวเพิ่มขึ้นอย่างต่อเนื่อง G/R จะไม่เพียงพอที่จะรักษาการเติบโตปกติของผลึกคอลัมน์ได้ และจะเกิดโครงสร้างเดนไดรต์คอลัมน์ที่มีกิ่งก้านเล็กน้อยในพื้นที่นั้น ในที่สุด โครงสร้างการแข็งตัวจะสร้างเมล็ดผลึกเซลล์และเมล็ดผลึกที่มีแกนเท่ากันซึ่งขับเคลื่อนโดยอัตราการแข็งตัว

โครงสร้างจุลภาคของการเคลือบโลหะที่เตรียมโดยการหุ้มด้วยเลเซอร์นั้นส่วนใหญ่กำหนดโดยพารามิเตอร์การประมวลผล Zhou et al. [60] ศึกษาผลกระทบของ LC, LC ความเร็วสูง (HLC) และ LC ความเร็วสูงพิเศษ (EHLC) ต่อสนามอุณหภูมิของ TiNbTaZr RHEACs ผลการศึกษาแสดงให้เห็นว่าเมื่ออัตราการสแกนเพิ่มขึ้น อัตราการแข็งตัวของแอ่งหลอมเหลวจะเพิ่มขึ้นอย่างมีนัยสำคัญ รูปที่ 6 [60] แสดงสัณฐานวิทยาโครงสร้างจุลภาคของการเคลือบที่เตรียมโดย LC ในอัตราการสแกนที่แตกต่างกัน ดังที่เห็นได้จากรูป ด้านบน (รูปที่ 6a~c[60]) ตรงกลาง (รูปที่ 6d~f[60]) และด้านล่าง (รูปที่ 6g~i[60]) ของการเคลือบประกอบด้วยผลึกเซลล์ เดนไดรต์ และผลึกคอลัมน์ ตามลำดับ ในระหว่างกระบวนการทำความเย็นของแอ่งหลอมเหลว เมล็ดจะเกิดนิวเคลียสและเติบโตโดยการดูดซับของเหลวโลหะหลอมเหลวที่อยู่รอบๆ เมื่ออัตราการแข็งตัวเร็วขึ้น เวลาในการเจริญเติบโตของเมล็ดพืชจะสั้นลง ทำให้เกิดเมล็ดพืชที่มีความหนาแน่นและละเอียด ดังนั้น เมื่ออัตราการสแกนเพิ่มขึ้น ผลึกเซลล์ที่ด้านบนของสารเคลือบจะมีผลในการปรับปรุงให้ดีขึ้นอย่างมีนัยสำคัญ ขอบของเมล็ดพืชจะแคบลง และแขนเดนไดรต์รองของเดนไดรต์ตรงกลางจะสั้นลงและหนาแน่นขึ้น

4 ลักษณะการทำงานของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟด้วยเลเซอร์
โลหะผสมและสารเคลือบที่เตรียมด้วยเทคโนโลยีสารเติมแต่งด้วยเลเซอร์มักมีโครงสร้างละเอียด โครงสร้างสม่ำเสมอ และคุณสมบัติโดยรวมที่ยอดเยี่ยม นอกจากนี้ คุณสมบัติเชิงกลที่อุณหภูมิสูงที่ยอดเยี่ยมยังเป็นข้อได้เปรียบหลักของ RHEA เมื่อเทียบกับโลหะผสมอื่นๆ ดังนั้น RHEAC ที่เตรียมด้วยเทคโนโลยี LC จึงมีแนวโน้มการใช้งานที่กว้างขวางในด้านการปกป้องพื้นผิวของส่วนประกอบปลายร้อน ปัจจุบัน การวิจัยเกี่ยวกับ RHEAC ในประเทศและต่างประเทศยังคงอยู่ในขั้นเริ่มต้นของการปรับปรุงกระบวนการและองค์ประกอบ หัวข้อนี้จะวิเคราะห์และสรุปความแข็งระดับจุลภาค ความทนทานต่อการสึกหรอ ความทนทานต่อการกัดกร่อน และความทนทานต่อการเกิดออกซิเดชันของ RHEAC ที่รายงาน

4.1 ความแข็งระดับจุลภาคของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟด้วยเลเซอร์
การผสมโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูงทำให้โครงตาข่ายมีการบิดเบือนอย่างเห็นได้ชัด ทำให้โลหะผสมมีผลการเสริมความแข็งแรงของสารละลายของแข็งในปริมาณมาก ดังนั้น ความแข็งระดับจุลภาคที่สูงจึงเป็นลักษณะสมรรถนะที่เป็นตัวแทนมากที่สุดของโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูง RHEA ซึ่งเป็นสาขาที่สำคัญในระบบโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูง ประกอบด้วยเฟส bcc เป็นหลัก เมื่อเปรียบเทียบกับเฟส fcc โครงตาข่าย bcc จะมีความหนาแน่นมากกว่า มีระบบการลื่นที่เคลื่อนที่ได้น้อยกว่า และโลหะผสมมีผลการชุบแข็งจากการทำงานที่ชัดเจนกว่า ตามรายงานเอกสาร [66-69] เนื่องจากลักษณะการทำความเย็นและความร้อนอย่างรวดเร็วของการประมวลผลด้วยเลเซอร์ โครงสร้างจุลภาคของโลหะผสมจึงได้รับการปรับแต่งและเสริมประสิทธิภาพอย่างมีนัยสำคัญ ดังนั้น ความแข็งของ RHEA ที่เตรียมโดยการหุ้มด้วยเลเซอร์จึงสูงกว่าเทคโนโลยีการหลอมแบบเดิม 2-3 เท่า ตารางที่ 2 สรุปความแข็งระดับจุลภาคของ RHEAC ที่เตรียมด้วยเทคโนโลยี LC ในปัจจุบัน

กลไกการเสริมความแข็งแรงของ LC-RHEAC ได้แก่ การเสริมความแข็งแรงด้วยเม็ดละเอียด การเสริมความแข็งแรงด้วยสารละลายของแข็ง การเสริมความแข็งแรงด้วยการตกตะกอน และการเสริมความแข็งแรงด้วยการกระจายตัว กลไกการเสริมความแข็งแรงที่พบมากที่สุดในโลหะผสมที่เตรียมด้วยเลเซอร์ ได้แก่ การเสริมความแข็งแรงด้วยเม็ดละเอียดและการเสริมความแข็งแรงด้วยสารละลายของแข็ง Chen et al. [54] เปรียบเทียบความแข็งระดับจุลภาคของ AlTiVMoNb RHEAC ที่หุ้มด้วยเลเซอร์กับโลหะผสมหล่อที่หลอมด้วยอาร์ก ผลการทดลองแสดงให้เห็นว่าความแข็งระดับจุลภาคของ RHEAC คือ 888.5 HV0.2 ซึ่งสูงกว่า 536.6 HV0.2 ของโลหะผสมหล่ออย่างมีนัยสำคัญ ผลการวิเคราะห์แสดงให้เห็นว่า RHEAC มีขนาดเมล็ดที่เล็กกว่า และเอฟเฟกต์การเสริมความแข็งแรงด้วยเม็ดละเอียดช่วยปรับปรุงความแข็งระดับจุลภาคของสารเคลือบ ในเวลาเดียวกัน แรงดึงที่เกิดจากการให้ความร้อนและการทำให้เย็นบ่อยครั้งในระหว่างกระบวนการหุ้มด้วยเลเซอร์ทำให้โครงตาข่ายเคลือบเกิดการบิดเบี้ยวอย่างรุนแรง สร้างสนามแรงยืดหยุ่นในปริมาณหนึ่ง และขัดขวางการเคลื่อนตัวของส่วนที่เคลื่อนตัวผ่านการตรึง ซึ่งมีบทบาทสำคัญในการเสริมความแข็งแรงของสารละลายของแข็ง นอกเหนือจากเอฟเฟกต์เสริมความแข็งแรงของความเครียดภายในที่เกิดขึ้นระหว่างการประมวลผลแล้ว การเพิ่มองค์ประกอบขนาดใหญ่ เช่น Zr และ Ta ยังจะช่วยเพิ่มเอฟเฟกต์เสริมความแข็งแรงของสารละลายของแข็งของการเคลือบอีกด้วย [53,63,70] โดยปรับปรุงความแข็งระดับจุลภาคของการเคลือบได้อย่างมีนัยสำคัญ

สารประกอบ เช่น hcp, Laves และ MC เป็นเฟสที่สองทั่วไปใน RHEAC ซึ่งจะทำให้เกิดการตกตะกอนในปริมาณมากเพื่อเพิ่มความแข็งแรงให้กับสารเคลือบ เมื่อสารเคลือบมีองค์ประกอบ เช่น Ti, Zr และ Hf ก็มีแนวโน้มว่าจะมีเฟส hcp อยู่ การศึกษาวิจัยแสดงให้เห็นว่าความแข็งระดับจุลภาคของสารเคลือบโลหะผสมจะค่อยๆ เพิ่มขึ้นเมื่อมีการเติมองค์ประกอบโครงสร้าง hcp เช่น Zr เข้าไป [53] เหตุผลหลักก็คือ การเพิ่มขึ้นของปริมาณ Zr จะช่วยปรับปรุงเสถียรภาพของเฟส hcp [71,72] และเฟสเสริมความแข็งแรง hcp รูปเข็มจะค่อยๆ ตกตะกอนในเฟส bcc ของเมทริกซ์สารเคลือบ นอกจากนี้ ตามไดอะแกรมเฟสไบนารีของธาตุทนไฟ [73] รัศมีอะตอมของ Cr มีขนาดเล็ก และสามารถสร้างสารประกอบ Laves ได้ง่ายด้วยธาตุที่มีรัศมีอะตอมขนาดใหญ่ เช่น Zr, Ta และ W สารประกอบ Laves (โครงสร้างผลึกแบ่งออกเป็นโครงสร้างเฟส C2 ชนิด MgZn15 และโครงสร้างเฟส C2 ชนิด MgCu14) เป็นเฟสที่บรรจุแน่นแบบโทโพโลยีทั่วไปที่มีความแข็งไมโครสูง ทนต่อการกัดกร่อน และทนต่อการออกซิเดชัน [74] การเพิ่มประสิทธิภาพที่เหมาะสมขององค์ประกอบโลหะผสมและเทคโนโลยีการประมวลผลและการควบคุมเศษส่วนเฟสของเฟส Laves สามารถบรรลุการเตรียม RHEAC ที่มีความแข็งไมโครสูง Wang et al. [48] ศึกษาผลกระทบของปริมาณ Nb ต่อโครงสร้างจุลภาคและความแข็งไมโครของ RHEAC CrTiMoWNbxFe1.5Al ผลการทดลองแสดงให้เห็นว่าเมื่อเติมธาตุ Nb เข้าไป สารประกอบ Laves_Fe2Nb ที่เกิดขึ้นในสารเคลือบจะค่อยๆ เพิ่มขึ้น และความแข็งระดับจุลภาคจะค่อยๆ เพิ่มขึ้นจาก 810 HV0.2 เป็น 910 HV0.2 หลังจากอบที่อุณหภูมิ 650 ℃ สารเคลือบจะค่อยๆ ตกตะกอนสารประกอบ Laves_Fe2W และความแข็งระดับจุลภาคจะถึง 954 HV0.2

4.2 ความต้านทานการสึกหรอของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟของเลเซอร์
ความต้านทานการสึกหรอของวัสดุโลหะนั้นประเมินได้จากคุณสมบัติโดยรวมของวัสดุ ความต้านทานการสึกหรอที่ดีนั้นต้องเริ่มจากวัสดุที่มีความแข็งระดับจุลภาคสูงเพื่อต้านทานการสึกหรอจากการตัดเป็นปริมาตรที่เกิดจากวัสดุที่มีความแข็งสูงกดเข้าไปในวัสดุโลหะ นอกจากนี้ วัสดุที่มีทั้งความแข็งแรงและความเหนียวจะต้องมีความต้านทานการเสียรูปที่ยอดเยี่ยม ซึ่งสามารถลดการเกิดการลอกจากความเมื่อยล้าที่เกิดจากความล้มเหลวแบบยืดหยุ่นของวัสดุได้อย่างมีประสิทธิภาพ วัสดุโลหะจะทำให้เกิดปรากฏการณ์การอ่อนตัวของโครงสร้างที่ชัดเจนที่อุณหภูมิสูง และความแข็งแรงจะลดลงแบบพาราโบลา ดังนั้น ความต้านทานการสึกหรอของวัสดุโครงสร้างโลหะจึงมักสัมพันธ์อย่างใกล้ชิดกับอุณหภูมิด้วยเช่นกัน เนื่องจากเป็นโลหะผสมที่มีโครงสร้าง bcc อุณหภูมิสูงโดยทั่วไป RHEA จึงมีความแข็งระดับจุลภาคสูงและทนทานต่อการอ่อนตัวที่อุณหภูมิสูงได้ดีเยี่ยม สารเคลือบที่เตรียมจาก RHEA นั้นมีความต้านทานการสึกหรอที่ยอดเยี่ยมทั้งที่อุณหภูมิห้องและอุณหภูมิสูง ตารางที่ 3 สรุปความต้านทานการสึกหรอของ LC-RHEAC ที่รายงาน

โดยทั่วไป กลไกการสึกหรอของวัสดุโลหะแบ่งออกเป็นการสึกหรอจากการเสียดสี การสึกหรอจากการยึดติด การสึกหรอจากออกซิเดชัน และการสึกหรอจากความล้า โดยกลไกการสึกหรอจากการเสียดสีและการสึกหรอจากการยึดติดนั้นพบได้บ่อยกว่า เมื่อส่วนยื่นที่เล็กและแหลมคมบนพื้นผิวคู่แรงเสียดทานสัมผัสกับพื้นผิวเคลือบ พื้นผิวเคลือบจะถูกตัดเป็นชิ้นเล็กชิ้นน้อยเพื่อทำให้เกิดการสึกหรอจากการเสียดสี นอกจากนี้ แรงเสียดทานที่เกิดขึ้นซ้ำๆ ระหว่างคู่แรงเสียดทานและพื้นผิวเคลือบ อุณหภูมิของจุดสัมผัสจะค่อยๆ เพิ่มขึ้นจนเกิดปฏิกิริยา "การเชื่อม" [75] ภายใต้แรงเฉือนที่เกิดจากการเคลื่อนไหวซ้ำๆ ของคู่แรงเสียดทานและตัวอย่าง จุดเชื่อมบนพื้นผิวเคลือบที่มีความแข็งแรงต่ำกว่าจะฉีกขาด ทำให้เกิดการสึกหรอจากการยึดติดในบริเวณนั้น จะเห็นได้ว่ายิ่งความแข็งระดับไมโครของเคลือบสูงขึ้น ความสามารถในการต้านทานการตัดระดับไมโครของพื้นผิวคู่แรงเสียดทานก็จะยิ่งแข็งแกร่งขึ้น และในทางทฤษฎีแล้ว ก็มีความต้านทานการสึกหรอที่ดีกว่า [76] Wang et al. [48] ​​ใช้เครื่องทดสอบการสึกหรอแบบลูกสูบเพื่อศึกษาความต้านทานการสึกหรอที่อุณหภูมิห้องของ CrTiMoWNbxFe1.5Al RHEACs ผลการทดสอบแสดงให้เห็นว่าเมื่อปริมาณธาตุ Nb เพิ่มขึ้น (x = 1.5~3.0) ค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทานของสารเคลือบจะลดลงจาก 0.72 เป็น 0.52 และปริมาณการสึกหรอลดลงจาก 0.078 mm3 เป็น 0.045 mm3 ซึ่งน้อยกว่าค่าสัมประสิทธิ์แรงเสียดทานและปริมาณการสึกหรอของพื้นผิวเหล็ก M2 อย่างมีนัยสำคัญ (0.87 และ 0.4314 mm3) ซึ่งบ่งชี้ว่า CrTiMoWNbxFe1.5Al RHEACs มีความต้านทานการสึกหรอที่ยอดเยี่ยม นี่เป็นเพราะการเพิ่มปริมาณ Nb สารประกอบอินเตอร์เมทัลลิก Laves_Fe2Nb ที่เกิดขึ้นในสารเคลือบจะค่อยๆ เพิ่มขึ้น ซึ่งช่วยปรับปรุงความแข็งระดับจุลภาคของสารเคลือบและเพิ่มความต้านทานต่อการตัดเฉือนระดับจุลภาคด้วยแรงเสียดทานของสารเคลือบได้อย่างมีประสิทธิภาพ รูปที่ 7[48] เป็นสัณฐานวิทยา SEM ของการสึกหรอของพื้นผิวเคลือบ สัณฐานวิทยาของการสึกหรอของการเคลือบ Nb1.5 ประกอบด้วยการฉีกขาดที่เกิดจากการล้มเหลวแบบยืดหยุ่นและร่องแคบที่เกิดจากการสึกกร่อน พื้นที่ A คือพื้นที่การเสียรูปและพื้นที่ B คือพื้นที่การสึกหรอ ดังแสดงในรูปที่ 7a ด้วยการเพิ่มเนื้อหาของ Nb (รูปที่ 7b~d) ร่องบนพื้นผิวเคลือบจะบางลงและตื้นขึ้น แสดงให้เห็นกลไกการสึกหรอที่ครอบงำโดยการสึกกร่อน พื้นผิวเหล็ก M2 ที่มีความแข็งต่ำกว่าจะถูกเจาะโดยคู่แรงเสียดทานที่มีความแข็งสูง แสดงให้เห็นลักษณะของการล้มเหลวแบบพลาสติกพร้อมกับกลไกการสึกหรอแบบยึดเกาะ สัณฐานวิทยาของการสึกหรอของพื้นผิวประกอบด้วยร่องกว้างและลึกจำนวนมากและการลอกเป็นพื้นที่ขนาดใหญ่ ดังแสดงในรูปที่ 7e นอกเหนือจากสารประกอบอินเตอร์เมทัลลิก Laves แล้ว การมีเฟสที่มีความแข็งสูง เช่น สารละลายของแข็ง hcp และสารประกอบ TiN ใน RHEAC จะช่วยลดการสึกหรอจากการเสียดสีของคู่แรงเสียดทานบนสารเคลือบได้อย่างมาก และยังปรับปรุงความต้านทานการสึกหรอของสารเคลือบอีกด้วย

ความต้านทานการสึกหรอของสารเคลือบไม่ได้เกี่ยวข้องกับความแข็งระดับจุลภาคเท่านั้น แต่ยังเกี่ยวข้องอย่างใกล้ชิดกับการจับคู่ความแข็งแรงและความยืดหยุ่นอีกด้วย การศึกษาวิจัยแสดงให้เห็นว่า RHEA มักจะแสดงแนวโน้มเปราะบางได้ชัดเจนยิ่งขึ้นที่อุณหภูมิห้อง ในขณะที่ความแข็งระดับจุลภาคของสารเคลือบเพิ่มขึ้นตามปริมาณเฟส hcp และสารประกอบซิกม่าที่เพิ่มขึ้น ความยืดหยุ่นก็ลดลงอย่างรวดเร็วเช่นกัน ซึ่งทำให้สารเคลือบมีแนวโน้มที่จะเกิดรอยแตกร้าวระดับจุลภาคและขยายตัวภายใต้แรงกด ภายใต้การกระทำของแรงเฉือนแนวนอนเพิ่มเติมของคู่แรงเสียดทาน โซนรอยแตกร้าวจะค่อยๆ ลอกออก Zhao และคณะ [53] ศึกษาผลกระทบของธาตุ Zr ต่อความต้านทานการสึกหรอของ AlNbTaZrx RHEACs และพบว่าเมื่อเติมธาตุ Zr เข้าไป เฟสเสริมความแข็งแรง hcp จะค่อยๆ ตกตะกอนในสารเคลือบ ส่งผลให้ความแข็งระดับจุลภาคเพิ่มขึ้นเรื่อยๆ และความต้านทานต่อการตัดระดับจุลภาคก็เพิ่มขึ้นด้วย รูปที่ 8 แสดงลักษณะการสึกหรอของพื้นผิวเคลือบที่ได้จากการวิเคราะห์ด้วย SEM เมื่อปริมาณ Zr เพิ่มขึ้น ร่อง (พื้นที่ D) บนพื้นผิวเคลือบที่เกิดจากการสึกหรอจะค่อยๆ ลดลง (รูปที่ 8a~c) และเกิดชั้นเคลือบออกไซด์จำนวนมาก (พื้นที่ E) เมื่อปริมาณ Zr เพิ่มขึ้นอย่างต่อเนื่องเป็น 1.0 การตกตะกอนของเฟส hcp จำนวนมากในเคลือบจะทำให้ความเหนียวลดลงอย่างรวดเร็ว ความสามารถในการต้านทานการแตกร้าวที่เปราะบางระหว่างการสึกหรอจะอ่อนแอลง และบริเวณลอกคล้ายเกล็ดปลาจะปรากฏขึ้นบนพื้นผิวเฉพาะที่ (รูปที่ 8d) ดังนั้น การเพิ่มองค์ประกอบความเหนียวในปริมาณเล็กน้อยลงในเคลือบจึงสามารถลดความไวต่อการแตกร้าวของเคลือบภายใต้แรงเสียดทานแรงสูงได้อย่างมีประสิทธิภาพ และปรับปรุงความต้านทานการสึกหรอของเคลือบ Liu et al. [42] ศึกษาผลกระทบขององค์ประกอบ Cu ต่อความต้านทานการสึกหรอของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ AlNbMoTaCux ผลการทดลองพบว่าปริมาณการสึกหรอของสารเคลือบที่เติมธาตุ Cu ลงไปเล็กน้อย (x = 0.4) ลดลงจาก 5.54 mm3 เป็น 0.41 mm3 ซึ่งช่วยเพิ่มความทนทานต่อการสึกหรอของสารเคลือบได้อย่างมีนัยสำคัญ การวิเคราะห์แสดงให้เห็นว่าสารเคลือบ AlNbMoTa มีแนวโน้มที่จะเปราะบางมากขึ้น ด้วยการเติม Cu ลงไป แม้ว่าความแข็งของสารเคลือบจะลดลงจาก 836 HV0.2 เป็น 568 HV0.2 แต่เฟส fcc จะถูกสร้างขึ้นรอบๆ เฟส bcc และเฟส hcp ซึ่งช่วยลดความเปราะบางของสารเคลือบได้อย่างมีประสิทธิภาพ ยับยั้งการเริ่มต้นและการขยายตัวของรอยแตกร้าว และการเกิดชั้นหลุดล่อน และปรับปรุงความทนทานต่อการสึกหรอของสารเคลือบได้อย่างมีนัยสำคัญ

นอกจากการสึกหรอจากการเสียดสีและการสึกหรอจากการยึดติดแล้ว กลไกการสึกหรอของสารเคลือบโลหะผสมยังรวมถึงการสึกกร่อนจากออกซิเดชันซึ่งมักเกิดขึ้นที่อุณหภูมิสูง Mo, Nb และ Ta ซึ่งเป็นองค์ประกอบทั่วไปใน RHEA นั้นยากที่จะสร้างชั้นออกไซด์หนาแน่นที่อุณหภูมิสูงและมักจะแสดงความต้านทานการเกิดออกซิเดชันที่ไม่ดี อย่างไรก็ตาม ฟิล์มออกไซด์ที่เกิดขึ้นจากสารเคลือบที่เตรียมไว้ที่อุณหภูมิสูงจะถูกอัดแน่นภายใต้ความเค้นสูง [77] ทำให้เกิดชั้นเคลือบฟิล์มออกไซด์หนาแน่นซึ่งจะลดการสึกหรอของสารเคลือบต่อไปโดยต้านทานการตัดของคู่แรงเสียดทาน Wang et al. [61] ศึกษาความต้านทานการสึกหรอที่อุณหภูมิสูงของ MoNbTaW RHEACs ที่ผสมกับอนุภาคเซรามิก Y2O3 ผลการศึกษาแสดงให้เห็นว่าความต้านทานการสึกหรอของสารเคลือบเพิ่มขึ้นอย่างมีนัยสำคัญเมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้น ผลการวิเคราะห์แสดงให้เห็นว่าเมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้น ชั้นเคลือบออกไซด์บนพื้นผิวของสารเคลือบโลหะผสมสามารถมีบทบาทในการหล่อลื่นที่ดีขึ้นในกระบวนการเสียดสีและการสึกหรอ ทำให้การสึกหรอของสารเคลือบลดลง Zhao et al. [36] ศึกษาความต้านทานการสึกหรอที่อุณหภูมิสูงของ MoNbTaW RHEACs และพบว่าความต้านทานการสึกหรอของสารเคลือบลดลงเมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้น ซึ่งสาเหตุหลักคือองค์ประกอบของสารเคลือบเจือจางด้วยโลหะผสมเมทริกซ์ In718 และมีเฟส fcc_(Ni, M) ที่มีความแข็งแรงต่ำจำนวนมากในสารเคลือบ เมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้น เฟส fcc_(Ni, M) จะอ่อนตัวลงอย่างมากและไม่สามารถให้การรองรับโครงสร้างแก่ชั้นออกไซด์ได้ ส่งผลให้ชั้นออกไซด์เกิดการลอกออกในปริมาณมาก จะเห็นได้ว่า RHEACs มีความต้านทานการสึกหรอที่อุณหภูมิห้องและอุณหภูมิสูงที่ยอดเยี่ยม ความแข็งของไมโคร ความแข็งแรง และความเป็นพลาสติกที่ตรงกันเป็นปัจจัยสำคัญในการกำหนดความต้านทานการสึกหรอที่อุณหภูมิห้อง ในขณะที่ความต้านทานการสึกหรอที่อุณหภูมิสูงของ RHEACs ถูกกำหนดโดยความต้านทานต่อการอ่อนตัวที่อุณหภูมิสูงเป็นหลัก

4.3 ความต้านทานการกัดกร่อนและความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟสำหรับหุ้มด้วยเลเซอร์
การกัดกร่อนเป็นรูปแบบความล้มเหลวที่พบบ่อยที่สุดของโลหะ การกัดกร่อนของโลหะผสมสามารถแบ่งออกได้เป็นการกัดกร่อนสม่ำเสมอ การกัดกร่อนเฉพาะที่ และการกัดกร่อนแบบกัลวานิก การกัดกร่อนเฉพาะที่เป็นรูปแบบความล้มเหลวของการกัดกร่อนที่สำคัญที่สุดของวัสดุโครงสร้างโลหะในงานอุตสาหกรรม เหตุผลหลักของการกัดกร่อนเฉพาะที่คือความต่างศักย์ไฟฟ้าที่ชัดเจนระหว่างเฟสที่แตกต่างกันหรือบริเวณองค์ประกอบที่แตกต่างกันในโลหะผสม ซึ่งก่อให้เกิดเซลล์อิเล็กโทรไลต์ในบริเวณนั้น ส่งผลให้วัสดุเกิดการกัดกร่อนอย่างรวดเร็ว RHEA มักประกอบด้วยสารละลายของแข็ง bcc ธรรมดา ซึ่งมีความต้านทานการกัดกร่อนดีกว่าสารละลายของแข็ง fcc ในสารละลาย Cl- และกรด ประการที่สอง การทำให้แข็งตัวอย่างรวดเร็วด้วยเลเซอร์สามารถขจัดการแยกตัวขององค์ประกอบตามเกรนได้อย่างมีประสิทธิภาพ ซึ่งช่วยให้ได้โครงสร้างจุลภาคที่สม่ำเสมอมากขึ้น ดังนั้น RHEAC จึงมักแสดงความต้านทานการกัดกร่อนที่ยอดเยี่ยม เส้นโค้งโพลาไรเซชันศักย์ไฟฟ้าแบบไดนามิกเป็นเทคนิคทางเคมีไฟฟ้ามาตรฐานสำหรับการกำหนดลักษณะความต้านทานการกัดกร่อนของวัสดุ ตารางที่ 4 สรุปผลการประเมินความต้านทานการกัดกร่อนของ LC-RHEAC โดยใช้เทคโนโลยีเคมีไฟฟ้า

ในกราฟโพลาไรเซชันแบบไดนามิกของโลหะผสมที่วัดโดยวิธีไฟฟ้าเคมี ยิ่งศักย์การกัดกร่อนมากขึ้นเท่าใด ความหนาแน่นของกระแสการกัดกร่อนก็จะยิ่งน้อยลงเท่านั้น ซึ่งบ่งชี้ว่าวัสดุมีความไวต่อการกัดกร่อนต่ำกว่า มีจุดกัดกร่อนน้อยกว่า และมีความต้านทานการกัดกร่อนที่ดีกว่า [79] ดังที่เห็นได้จากตารางที่ 4 RHEAC มีศักย์การกัดกร่อนที่มากกว่าและกระแสการกัดกร่อนที่น้อยกว่า TC4, SS 316 และโลหะผสมพื้นฐานอื่นๆ แสดงให้เห็นถึงความต้านทานการกัดกร่อนที่ดีกว่า การวิเคราะห์สเปกโตรสโคปีโฟโตอิเล็กตรอนเอกซ์เรย์ (XPS) ขององค์ประกอบฟิล์มแบบพาสซีฟแสดงให้เห็นว่าธาตุ Ti, Cr, Mo และ W ใน RHEAC จะสร้างฟิล์มพาสซีฟ TiO2, Cr2O3, MoO3 และ WO3 ที่มีค่าวาเลนซ์สูงที่เสถียรระหว่างกระบวนการกัดกร่อนของสารละลาย NaCl [63] ป้องกันการกัดกร่อนของโลหะอย่างต่อเนื่องและชะลออัตราการกัดกร่อนของสารเคลือบ ธาตุ Ta และ Nb ก่อให้เกิดฟิล์มพาสซีฟมัลติวาเลนต์ที่ไม่เสถียร และธาตุ Zr และ V แทบจะไม่ได้รับการพาสซีฟ ดังนั้น การเติมธาตุที่สร้างฟิล์มพาสซีฟที่เสถียรได้ง่ายจึงเป็นวิธีที่มีประสิทธิภาพในการปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนของสารเคลือบ

นอกจากการเพิ่มองค์ประกอบแบบพาสซีฟแล้ว การปรับปรุงองค์ประกอบเฟสของการเคลือบผ่านการออกแบบส่วนประกอบสามารถลดการกัดกร่อนแบบกัลวานิกของการเคลือบและปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนได้อย่างมีประสิทธิภาพ Liao et al. [56] ใช้ CALPHAD เพื่อศึกษาผลกระทบขององค์ประกอบเฟสต่อความต้านทานการกัดกร่อนของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ AlCoCrMoVx เส้นโค้งโพลาไรเซชันแบบไดนามิกและสเปกตรัมอิมพีแดนซ์แสดงให้เห็นว่าเมื่อปริมาณองค์ประกอบ V อยู่ที่ 0.8 การเคลือบจะมีความหนาแน่นของกระแสการกัดกร่อนต่ำสุดและรัศมี Nyquist ที่ใหญ่ที่สุด ซึ่งบ่งชี้ว่าการเคลือบมีความต้านทานการกัดกร่อนที่ดีที่สุด การวิเคราะห์แสดงให้เห็นว่าเมื่อปริมาณองค์ประกอบ V เพิ่มขึ้น โครงสร้างจุลภาคของการเคลือบ AlCoCrMoVx จะค่อยๆ เปลี่ยนเป็นเฟส bcc เดียว ซึ่งช่วยลดอัตราการกัดกร่อนแบบกัลวานิกได้อย่างมีประสิทธิภาพและปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนของการเคลือบ เมื่อปริมาณองค์ประกอบ V เพิ่มขึ้นเป็น 1.0 ความหนาแน่นของกระแสการกัดกร่อนของการเคลือบจะเพิ่มขึ้นเล็กน้อย ผลการวิเคราะห์ XPS แสดงให้เห็นว่าเป็นเพราะปริมาณของธาตุที่ทำให้เกิดปฏิกิริยาเฉื่อย เช่น Mo, Cr และ Al ในสารเคลือบลดลงเมื่อมีการเติมธาตุ V ส่งผลให้ปริมาณของสารประกอบ เช่น MoO3, Cr2O3 และ Al2O3 ในฟิล์มปฏิกิริยาเฉื่อยลดลง ส่งผลให้อัตราการกัดกร่อนเพิ่มขึ้น โดยทั่วไป LC-RHEAC แสดงให้เห็นถึงความต้านทานการกัดกร่อนที่ยอดเยี่ยมเมื่อเปรียบเทียบกับโลหะผสมแบบนิกเกิล เหล็ก และไททาเนียมแบบดั้งเดิม แต่มีรายงานเกี่ยวกับพฤติกรรมการกัดกร่อนของ LC-RHEAC ในเอกสารค่อนข้างน้อย เพื่อเร่งการใช้สารเคลือบในสภาพแวดล้อมที่กัดกร่อนรุนแรง การสำรวจกลไกการกัดกร่อนของ RHEAC ภายใต้สภาพแวดล้อมที่กัดกร่อนต่างๆ ภายใต้เทคโนโลยีการประมวลผลด้วยเลเซอร์จึงเป็นหัวข้อหลักของการวิจัยในอนาคต

ความต้านทานการเกิดออกซิเดชันที่ดีเป็นตัวบ่งชี้ทางเทคนิคที่สำคัญสำหรับการบรรลุผลสำเร็จในการใช้งาน RHEAC ที่อุณหภูมิสูง ส่วนประกอบทั่วไป เช่น Mo, Nb, Ta, W และ V ใน RHEA เป็นองค์ประกอบที่ออกซิไดซ์ได้ง่าย และผลิตภัณฑ์ออกซิเดชันค่อนข้างหลวม ซึ่งแยกออกจากกันและลอกออกได้ง่ายในระหว่างกระบวนการออกซิเดชัน ดังนั้นความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของ RHEA จึงไม่เหมาะ อย่างไรก็ตาม การเติมองค์ประกอบต้านอนุมูลอิสระ เช่น Cr, Al, Ti และ Si สามารถสร้างชั้นออกไซด์หนาแน่น Cr2O3, Al2O3, TiO2 และ SiO2 บนพื้นผิวของโลหะผสม ซึ่งช่วยปรับปรุงความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของโลหะผสมได้อย่างมีประสิทธิภาพ นอกจากนี้ เนื่องจากองค์ประกอบที่ซับซ้อนของโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูง ผลการทำงานร่วมกันระหว่างองค์ประกอบจะสร้างออกไซด์แบบผสม[80,81] ซึ่งช่วยปรับปรุงความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของโลหะผสมได้อย่างมีนัยสำคัญ[82]

ความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของสารเคลือบเกี่ยวข้องกับความเสถียรของผลิตภัณฑ์ออกซิเดชัน ความเสถียรของผลิตภัณฑ์ออกซิเดชันสามารถประเมินได้จากค่า PBR (อัตราส่วน Pilling-Bedworth)[83] ค่า PBR แสดงถึงอัตราส่วนการเปลี่ยนแปลงปริมาตรของอะตอมโลหะก่อนและหลังการเกิดออกซิเดชัน เมื่อค่า PBR อยู่ที่ 1~2 ฟิล์มออกไซด์ของโลหะจะมีความหนาแน่นค่อนข้างมากและมีเอฟเฟกต์การแยกตัวในบรรยากาศที่ดี ค่า PBR ที่สูงขึ้นบ่งชี้ว่าการขยายตัวของปริมาตรของอะตอมโลหะมีขนาดใหญ่เมื่อถูกออกซิไดซ์ ฟิล์มออกไซด์จะแตกง่าย และความต้านทานการเกิดออกซิเดชันไม่ดี Zhao et al.[53] พบว่า ZrO2 มีค่า PBR ที่เล็กกว่าเมื่อศึกษาประสิทธิภาพการเกิดออกซิเดชันของ AlNbTaZrx RHEACs ที่ออกซิไดซ์ที่ 1000℃ เป็นเวลา 50 ชั่วโมง เมื่อปริมาณ Zr เพิ่มขึ้น น้ำหนักออกซิเดชันของสารเคลือบจะลดลงทีละน้อย รูปที่ 9[53] แสดงลักษณะทางสัณฐานวิทยาของชั้นออกไซด์บนพื้นผิวเคลือบ จากรูปจะเห็นได้ว่ามีรอยแตกร้าวเล็กๆ เกิดขึ้นได้ชัดเจนในชั้นออกไซด์ที่เกิดขึ้นบนเคลือบ Zr0.2 และเกิดการลอกออกที่เห็นได้ชัดในบางพื้นที่ (รูปที่ 9a) ชั้นออกไซด์ที่เกิดขึ้นบนเคลือบ Zr1.0 ค่อนข้างแบน (รูปที่ 9b) จะเห็นได้ว่าการเลือกส่วนประกอบที่เหมาะสมเพื่อสร้างชั้นออกไซด์ที่มีความหนาแน่นมีความสำคัญอย่างยิ่งต่อการปรับปรุงความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ นอกจากนี้ การใช้ประโยชน์จากผลการทำงานร่วมกันระหว่างองค์ประกอบต่างๆ อย่างเต็มที่ผ่านการออกแบบองค์ประกอบถือเป็นกุญแจสำคัญในการปรับปรุงความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟให้ดียิ่งขึ้น

5 สรุปและแนวโน้ม
การหุ้มด้วยเลเซอร์เป็นเทคโนโลยีการผลิตแบบเติมแต่งขั้นสูงซึ่งให้วิธีที่มีประสิทธิภาพในการแก้ปัญหาคอขวดของการเตรียมการที่ยาก ต้นทุนสูง และความหนาแน่นสูงของโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูง ปัจจุบันนักวิจัยได้ใช้เทคโนโลยีการหุ้มด้วยเลเซอร์ในการเตรียมการเคลือบโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูงที่มีองค์ประกอบสม่ำเสมอ โครงสร้างละเอียด การยึดติดที่อินเทอร์เฟซที่แข็งแกร่ง และคุณภาพการขึ้นรูปที่ดี โดยการเคลือบจะแสดงคุณสมบัติที่ครอบคลุมที่ยอดเยี่ยม ประการแรก การเคลือบโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูงแสดงความเสถียรที่อุณหภูมิสูงและความต้านทานการเกิดออกซิเดชันที่ยอดเยี่ยมในการใช้งานที่อุณหภูมิสูง และคาดว่าจะใช้กันอย่างแพร่หลายในการปกป้องส่วนประกอบที่อุณหภูมิสูง เช่น ใบพัดกังหันและห้องเผาไหม้ของเครื่องยนต์เครื่องบินและกังหันก๊าซ ประการที่สอง ในสาขาพลังงาน การเคลือบโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูงที่มีองค์ประกอบ เช่น Zr และ W ถือเป็นวัสดุในอุดมคติสำหรับหุ้มเครื่องปฏิกรณ์ของโรงไฟฟ้านิวเคลียร์ เนื่องจากมีความต้านทานรังสีที่ยอดเยี่ยม พื้นที่หน้าตัดการดูดซับนิวตรอนต่ำ และอัตราการสปัตเตอร์ต่ำ ในด้านปิโตรเคมี การเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟสามารถใช้กับผนังด้านในของเครื่องปฏิกรณ์เคมี ท่อส่ง และถังเก็บได้ ซึ่งช่วยปรับปรุงความต้านทานการกัดกร่อนและความต้านทานการสึกหรอได้อย่างมีนัยสำคัญ นอกจากนี้ การเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟซึ่งมีธาตุไททาเนียมสามารถใช้ในการปกป้องอุปกรณ์ปลูกถ่ายทางการแพทย์และพื้นผิวเครื่องมือผ่าตัดได้ เนื่องจากมีความเข้ากันได้ทางชีวภาพที่ดีและมีคุณสมบัติต้านเชื้อแบคทีเรีย จึงช่วยยืดอายุการใช้งานของอุปกรณ์ปลูกถ่ายได้ โดยรวมแล้ว การเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟสำหรับหุ้มด้วยเลเซอร์มีแนวโน้มการใช้งานในวงกว้างในสาขาการใช้งานที่รุนแรง อย่างไรก็ตาม การวิจัยปัจจุบันเกี่ยวกับการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟสำหรับหุ้มด้วยเลเซอร์ยังคงอยู่ในขั้นตอนการวิจัยในห้องปฏิบัติการเกี่ยวกับการเพิ่มประสิทธิภาพกระบวนการและการควบคุมองค์ประกอบ ยังคงมีระยะห่างจากการใช้งานจริงทางวิศวกรรมอยู่บ้าง เป็นเรื่องเร่งด่วนที่จะต้องปรับปรุงงานวิจัยเชิงทฤษฎีพื้นฐานเพิ่มเติม ซึ่งสะท้อนให้เห็นเป็นหลักในแง่มุมต่อไปนี้:
(1) มีโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงมากกว่า 400 ชนิดที่ได้รับการพัฒนาจนถึงปัจจุบัน แต่ระบบโลหะผสมเชิงทฤษฎีมีมากกว่า 31,000 ชนิด ดังนั้น บทบาทของฐานข้อมูลการคำนวณวัสดุแบบบูรณาการที่มีปริมาณงานสูงของ Materials Genome Project จึงควรนำมาใช้เพื่อคัดกรองวัสดุโลหะผสมที่มีประสิทธิภาพตามที่คาดหวังได้อย่างรวดเร็ว นอกจากนี้ ยังจำเป็นต้องรวมข้อดีของการป้อนผงแบบโคแอกเซียลในการหุ้มด้วยเลเซอร์ และเตรียมการเคลือบแบบไล่ระดับองค์ประกอบโดยใช้โลหะผสมในที่โดยอิงตามการออกแบบปริมาณงานสูง ด้วยการกำหนดลักษณะโครงสร้างจุลภาคและประสิทธิภาพการใช้งานของการเคลือบอย่างรวดเร็ว จึงสามารถคัดกรองส่วนประกอบโลหะผสมได้อย่างมีประสิทธิภาพ ทำให้วงจรการวิจัยและพัฒนาวัสดุใหม่สั้นลง และลดต้นทุนการวิจัยและพัฒนา
(2) ระบบโลหะผสมของการเคลือบโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงที่พัฒนาในปัจจุบันประกอบด้วยองค์ประกอบทนไฟและองค์ประกอบเสริมแรงเป็นหลัก การศึกษาวิจัยแสดงให้เห็นว่าองค์ประกอบที่ไม่ใช่โลหะ เช่น O, N และ C และอนุภาคเซรามิก เช่น CeO2, Al2O3 และ WC มักทำให้โลหะผสมหล่อแสดงการทำงานร่วมกันของความแข็งแรง-ความเหนียวที่ยอดเยี่ยม ดังนั้น ในอนาคต การวิจัยเกี่ยวกับองค์ประกอบที่ไม่ใช่โลหะและอนุภาคเซรามิกเพื่อเสริมความแข็งแรงให้กับการเคลือบโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูงจึงสามารถมุ่งเน้นได้ นอกจากนี้ อัตราการแข็งตัวที่สูงในระหว่างการขึ้นรูปด้วยเลเซอร์สามารถยับยั้งการเกิดนิวเคลียสและการเติบโตของผลึกได้อย่างมีประสิทธิภาพ ซึ่งเอื้อต่อการก่อตัวของโครงสร้างเฟสอสัณฐานในโลหะผสม โครงสร้างเฟสอสัณฐานมีคุณสมบัติทางกลที่ยอดเยี่ยม โดยเฉพาะอย่างยิ่งความทนทานต่อการสึกหรอและความต้านทานการกัดกร่อน แต่ยังไม่มีการวิจัยในสาขาที่เกี่ยวข้อง ดังนั้น ควรเร่งการวิจัยเกี่ยวกับเทคโนโลยีการอะมอฟิเซชันพื้นผิวด้วยเลเซอร์ในสาขาการเตรียมการเคลือบโลหะผสมทนไฟเอนโทรปีสูง
(3) โดยทั่วไปแล้ว การเคลือบโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูงที่เตรียมขึ้นในปัจจุบันจะมีปัญหาเรื่องอัตราการเจือจางที่สูง (มากกว่า 30%) อัตราการเจือจางที่สูงเกินไปจะทำให้ความแข็งของจุลภาค ความต้านทานการกัดกร่อน และความต้านทานการเกิดออกซิเดชันของการเคลือบลดลง และยังส่งผลกระทบต่อการขึ้นรูปของสารละลายของแข็งในการเคลือบโลหะผสมทนไฟที่มีเอนโทรปีสูงอีกด้วย อัตราการเจือจางที่ต่ำเกินไปจะทำให้พันธะโลหะระหว่างการเคลือบและพื้นผิวลดลง นอกจากนี้ เนื่องจากองค์ประกอบเฟสที่แตกต่างกันของโลหะผสมพื้นผิวและการเคลือบ พันธะโลหะนี้จึงมักทำให้พื้นที่พันธะมีโครงสร้างจุลภาคที่ซับซ้อน ภายใต้อิทธิพลของความเค้นจากความร้อน ความเค้นจากการเปลี่ยนเฟส และความเค้นจำกัดระหว่าง การประมวลผลด้วยเลเซอร์รอยแตกร้าวขนาดเล็กเกิดขึ้นได้ง่ายในบริเวณพันธะ ส่งผลให้เกิดรอยแตกร้าวแพร่กระจายและอาจทำให้สารเคลือบเสียหายในที่สุดระหว่างการใช้งาน ดังนั้น เพื่อให้ได้สารเคลือบโลหะผสมที่มีเอนโทรปีสูงที่ทนไฟพร้อมพันธะทางโลหะวิทยาที่ดีและคุณสมบัติพื้นผิวที่ยอดเยี่ยม การควบคุมอัตราการเจือจางและการศึกษาอิทธิพลของจุลภาควิทยาและองค์ประกอบเฟสของโซนพันธะต่อความแข็งแรงพันธะของสารเคลือบอย่างลึกซึ้งจึงเป็นปัญหาหลักที่จำเป็นต้องได้รับการแก้ไขในการวิจัยในอนาคต
(4) เนื่องจากเป็นวัสดุป้องกันพื้นผิวที่ทนอุณหภูมิสูงรุ่นใหม่ การเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟจึงมุ่งเป้าไปที่อุตสาหกรรมการบินและอวกาศ พลังงานนิวเคลียร์ อุตสาหกรรมเคมี อุปกรณ์ทางทหาร และสาขาอื่นๆ ที่มีความต้องการสูงสำหรับประสิทธิภาพการใช้งานที่อุณหภูมิสูง อย่างไรก็ตาม การวิจัยปัจจุบันเกี่ยวกับประสิทธิภาพการใช้งานที่อุณหภูมิสูงนั้นยังไม่เจาะลึกและครอบคลุมเพียงพอ จึงจำเป็นต้องทำความเข้าใจเพิ่มเติมเกี่ยวกับพฤติกรรมการใช้งานที่อุณหภูมิสูงและกลไกความล้มเหลวของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟที่ผลิตขึ้นโดยใช้เลเซอร์ เช่น ความต้านทานการคืบคลานที่อุณหภูมิสูงและความล้า นอกจากนี้ ยังไม่มีการศึกษาเชิงระบบเกี่ยวกับความต้านทานการแผ่รังสีและความเข้ากันได้ทางชีวภาพของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ ควรจัดทำการวิจัยระบบเชิงทฤษฎีที่เกี่ยวข้องและปรับปรุงโดยเร็วที่สุด เพื่อขยายขอบเขตการใช้งานของการเคลือบโลหะผสมเอนโทรปีสูงที่ทนไฟ