CN116083870A

CN116083870A - 一种三相纳米复合高熵薄膜及其制备方法和应用

Info

Publication number: CN116083870A
Application number: CN202310363542.4A
Authority: CN
Inventors: 姜欣; 李延涛; 羊坤; 冷永祥
Original assignee: Southwest Jiaotong University
Current assignee: Southwest Jiaotong University
Priority date: 2023-04-07
Filing date: 2023-04-07
Publication date: 2023-05-09
Anticipated expiration: 2043-04-07
Also published as: CN116083870B

Abstract

本发明涉及薄膜材料技术领域，公开了一种三相纳米复合高熵薄膜及其制备方法和应用，所述的制备方法包括基材前处理及双靶磁控溅射共沉积两个步骤，所制备的薄膜为非晶高熵合金基体相/碳化物陶瓷相/非晶碳相的复合结构，该薄膜中高熵合金基体相的存在使其具有优异的韧性，纳米晶陶瓷相使其具有优异的强度，非晶碳相则提供优异的自润滑能力，在摩擦过程中的固体润滑机制主要为氧化物与非晶碳混合的界面润滑膜提供减摩性能，本发明公开的三相纳米复合薄膜具有优异的强韧性与自润滑性能；特别适合用于在极端工况下作业的机械零部件的防护。

Description

一种三相纳米复合高熵薄膜及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及薄膜材料技术领域，具体公开了一种具有自润滑性能的高熵合金/碳化物/非晶碳三相的纳米复合结构高熵薄膜及其制备方法和应用。

背景技术

随着空天、极地、深海等探测技术的发展，机械系统需要在高载荷、宽温域、强辐照等极端环境严苛工况下运行，由于在这种极端环境严苛工况下润滑油无法有效发挥作用，关键零部件极易产生摩擦损耗及失效。目前广泛应用的TiN、CrN等传统硬质防护薄膜虽然可以在一定程度上提高表面改性零部件的寿命，但是它们自身韧性较差，且由于其与合金基体的热膨胀系数不匹配，导致薄膜内部产生较大的应力，与基体的结合强度低，在极端环境中应用时极易发生失效。因此，开发应用在极端环境严苛工况下的强韧一体化耐磨减摩自润滑薄膜成为亟需解决的关键问题。

高熵合金薄膜具有高硬度、高韧性、耐化学腐蚀、耐磨损以及抗辐照等优良的综合性能，是一种新型的表面防护薄膜。在极端工况下精密机械部件的表面防护领域具有广阔的应用前景。但是现有高熵合金薄膜大部分为单相立方结构或非晶结构，其硬度和耐磨损性能仍然低于TiN、CrN等传统的硬质薄膜，无法满足高频、高载等较严苛的磨损工况下对薄膜材料强韧化及耐磨损性能的要求。

通过碳化物或非晶第二相的引入可以显著提升高熵合金薄膜的强度。卢金斌等的发明专利（申请号：CN201810008864.6）研制了一种等离子合金化碳化物增强高熵合金涂层的方法，在铝合金表面采用等离子束Ar保护下加热合金化一定比例的FeCrBSi、NiCrBSi、TiH₂组成的混合粉末形成CrC增强的高熵合金涂层；魏东博等的发明专利（申请号：CN202110923688.0）制备了一种梯度陶瓷化高熵合金涂层，通过在钛合金表面依次设置TiZrNbHfTa高熵合金涂层和(TiZrNbHfTa)Cx高熵合金涂层（0＜x≤0.5）实现了高熵涂层强韧性的提高；王智慧等人的发明专利（申请号：CN201310167409.8）采用等离子喷焊技术制备了一种NbC增强的CoCrFeNiMn高熵合金涂层，其硬度得到显著提高。李延涛（本课题组）等人采用高功率密度脉冲磁控溅射制备了(CuNiTiNbCr)Cx薄膜，结构为非晶合金基体相与（TiNbCr）C陶瓷相的复合结构，其硬度最高达到21GPa，磨损率为2.9×10^-6mm³/N•m（高功率脉冲磁控溅射制备纳米复合高熵碳化物(CuNiTiNbCr)Cx薄膜[J],中国表面工程,2022,35(5):217-227），此研究中薄膜内没有生成非晶碳相，没有实现薄膜的固体润滑性能。尽管上述专利与研究中通过碳化物陶瓷相的引入实现了高熵涂层硬度的提升，但是其摩擦系数仍然较高，无法满足对润滑有较高需求的工况。周野飞等的发明专利（申请号：CN202210199226.3）采用磁控溅射技术制备了一种CoCrFeNi高熵合金掺杂的非晶碳薄膜及其制备方法，通过将CoCrFeNi合金相引入非晶碳基体中实现了非晶碳薄膜的增强增韧，此结构以非晶碳相为主体，硬度仍然较低，且韧性不及金属薄膜。

发明内容

针对以上问题，本发明的目的是制备出一种含有高熵合金基体相+碳化物陶瓷相+非晶碳相的三相复合薄膜，其中高熵合金基体相保证良好的韧性，碳化物陶瓷相提供足够的硬度和承载性能，非晶碳提供减摩耐磨性能。

本发明采用以下的技术方案：

一种三相纳米复合高熵薄膜，所述薄膜含有高熵合金基体相、碳化物陶瓷相与非晶碳相；所述高熵合金基体相包覆碳化物陶瓷相和非晶碳相，形成三相纳米复合结构；所述高熵合金基体相含有5种金属元素，包括2-3种弱碳化物形成元素以及2-3种强碳化物形成元素。

进一步的，所述弱碳化物形成元素选自Cu、Ni、Mn、Fe；所述强碳化物形成元素选自Ti、Zr、V、Nb、Ta、W、Mo、Cr。

基于我们之前的研究，Cu、Ni、Mn、Fe等弱碳化物形成元素难以与C反应，会以金属态存在，而Ti、Zr、V、Nb、Ta等强碳化物元素，会与C反应形成碳化物陶瓷相，因此，高熵合金薄膜可选用两种（或三种）弱碳化物元素与三种（或两种）强碳化物元素组合而成。高熵合金中，每一种金属的含量为5~35%。

进一步的，所述薄膜中按质量百分比，碳含量为34～58%。

进一步的，上述三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，包括以下步骤：

1）对基体进行超声清洗后，采用等离子体辉光放电溅射处理；

2）磁控溅射设备腔体中，Ar气条件下，通入乙炔或甲烷，以金属拼接靶为第一溅射靶材；以石墨靶为第二溅射靶材；对基体施加负偏压，对金属拼接靶与石墨靶施加靶电压，在乙炔或甲烷存在条件下对基体表面进行双靶共溅射沉积；

所述金属拼接靶含有高熵合金基体相中的5种金属元素；

待沉积结束后，真空环境下冷却即可在基体表面得到高熵合金/碳化物/非晶碳的三相纳米复合高熵薄膜。

上述技术方案中，由于非晶碳相的析出与碳源相关，本发明采用双碳源来实现碳化物陶瓷相与非晶碳相的原位析出，气体碳源乙炔（或甲烷）在镀膜过程中作为等离子体辉光放电的一部分气源容易被离化，变成碳离子，碳离子反应活性高，容易和高熵合金基体相中的易反应金属生成碳化物陶瓷相；而固体碳源石墨靶在镀膜过程中是被氩离子轰击溅射出来，不易被离化，以中性原子和原子团的形式沉积到薄膜中，不易和反应金属发生化合反应，以非晶碳（游离碳）的形式存在于薄膜中。

进一步的，金属拼接靶中五种金属与石墨靶中石墨的纯度均为99.8%以上。

进一步的，Ar与乙炔（或甲烷）纯度选用99.9%以上。

进一步的，步骤1）中等离子体辉光放电溅射处理包括以下步骤：

将基体放入磁控溅射设备腔体中，腔体抽真空至1×10^-3Pa～1×10^-4Pa，腔体通入高纯Ar，调整腔体内气压至3～4Pa，对基体施加负偏压，在基体附近产生Ar等离子体，等离子体中的Ar⁺在基体负偏压下轰击基体进行偏压反溅射清洗。

进一步的，离子体辉光放电溅射处理中所述的腔体温度为0～350℃。

进一步的，离子体辉光放电溅射处理中的Ar流量为20～60sccm。

进一步的，离子体辉光放电溅射处理中的基体负偏压为-1000～-1500V。

进一步的，离子体辉光放电溅射处理中的处理时间为10～30min。

进一步的，步骤2）中，沉积之前腔体抽真空至1×10^-3Pa～1×10^-4Pa；沉积过程中，Ar流量为10～90sccm，乙炔或甲烷流量为1~10sccm，腔体内气压保持为0.2～2.0Pa。

进一步的，步骤2）中，金属拼接靶溅射功率密度为6～14W/cm²。

进一步的，步骤2）中，石墨靶的溅射功率密度为2～10W/cm²。

进一步的，步骤2）中，对基体施加的负偏压为-200V～0V。

上述技术方案中，单一使用乙炔（或甲烷），理论上乙炔（或甲烷）气体足够多，反应生成碳化物含量达到饱和后，过量乙炔（或甲烷）也会生成非晶碳，但是实际情况是乙炔（或甲烷）过高引起合金靶表面中毒，影响合金的溅射速率和合金中各元素的比例；单一使用石墨，石墨不易被离化，较难反应生成碳化物陶瓷增强相，导致薄膜硬度和承载性能不足。因此，本发明采用双碳源，通过控制靶溅射功率密度、乙炔（或甲烷）流量以及基体偏压，来调控陶瓷相与非晶碳相的比例及尺寸，进而制备得到合金相+碳化物陶瓷相+非晶碳相的纳米复合高熵薄膜，具备强韧一体化且耐磨减摩的特点，具备在无法使用液体润滑介质的高承载、高磨损工况环境中应用的潜力。

进一步的，待步骤2）中的沉积步骤完毕后，在真空环境下冷却至0～80℃以下，然后放气开腔出炉，即在基体表面获得强韧一体化且具有自润滑性能的三相纳米复合高熵薄膜。

进一步的，上述三相纳米复合高熵薄膜在金属或合金机械运动基础件的涂层中的应用。

本发明具有的有益效果是：

本发明设计了一种通过磁控溅射制备的具有自润滑性能的高熵合金/碳化物/非晶碳纳米复合高熵薄膜；利用磁控溅射双靶共溅射技术，利用双碳源的反应活性差异，在高熵薄膜中原位析出碳化物陶瓷相与非晶碳相，在基体表面沉积制备高熵合金/碳化物/非晶碳纳米复合高熵薄膜；沉积过程中，通过控制靶溅射功率密度、乙炔（或甲烷）流量以及基体偏压，来调控陶瓷相与非晶碳相的比例及尺寸。

在沉积过程中，通过控制强碳化物元素（Ti、Zr、V、Nb、Ta、W、Mo、Cr）与乙炔（或甲烷）解离得到的碳离子反应得到碳化物陶瓷相，通过石墨靶碳源中的碳原子结合形成非晶碳相，高熵合金相包覆碳化物陶瓷相与非晶碳相，形成三相纳米复合结构。其中高熵合金基体相保证良好的韧性，碳化物陶瓷相提供足够的硬度和承载性能，非晶碳提供减摩耐磨性能。最终，纳米复合结构高熵薄膜具备强韧一体化且耐磨减摩的特点，具备在无法使用液体润滑介质的高承载、高磨损工况环境中应用的潜力。

因此，利用本发明的制备方法制得的高熵合金/碳化物/非晶碳纳米复合高熵薄膜呈现优异的强韧性，且具备自润滑特征。其硬度最高达到18.1GPa，其摩擦系数最低为0.15，磨损率达到1.0×10^-6mm³/Nm，对在无法使用液体润滑介质的高承载、高磨损工况下作业的基体具有良好的防护作用，例如金属或合金质机械运动基础件，如活塞、齿轮、阀门等，此防护薄膜可以有效提高机械部件的综合性能及服役寿命，以满足现代机械工业飞速发展对零部件表面防护问题的迫切需求，具有很好的应用价值。

附图说明

图1是本发明实施例1-9中三相纳米复合高熵薄膜的制备过程示意图；

图2中的(a)与(b)分别是本发明实施例1、2、3和对比例1中的高熵薄膜的X射线衍射谱图与拉曼谱图；

图3是本发明实施例3中(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜的透射电子显微镜测试结果图，其中(a)为低倍图像，(b)与(c)为高分辨图像，(d)为电子衍射图案；

图4是采用维氏压痕法测试薄膜韧性的结果，最大加载力是5N，其中(a)、(b)、(c)分别对应实施例3、对比例1与对比例2。

具体实施方式

下面对本发明进行具体的说明：需要指出的是，以下所述实施例旨在便于对本发明的理解，而对其不起任何限定作用。

实施例1

本实施例中，将304不锈钢基体与Si基体（仅用于后续X射线衍射、拉曼表征、透射电子显微镜测试用）装入磁控溅射腔体内，在304不锈钢基体与Si基体上制备(CuNiTiNbCr)C高熵合金/碳化物/非晶碳的三相纳米复合高熵薄膜，制备方法如附图1所示，其中底部为基体，右侧为金属拼接靶，左侧为石墨靶，腔体中通有工作气体Ar和乙炔（可用甲烷代替），具体如下：

（1）超声清洗和等离子体辉光放电溅射清洗

将基体放至丙酮中，超声清洗15分钟，随后在无水乙醇中超声清洗15分钟，最后取出用氮气吹干。

将基体装入磁控溅射腔体，腔体温度为室温，预抽至2.00×10^-3Pa。然后，向腔体通入纯度大于或等于99.999%的Ar气，Ar气流量为40sccm，气压调整到4Pa，基体施加-1500V负偏压，此时，在基体附近产生Ar等离子体，Ar⁺在负偏压下持续轰击基体20分钟。

（2）沉积(CuNiTiNbCr)C纳米复合高熵薄膜

沉积之前腔体抽真空至1×10^-3 Pa～1×10^-4 Pa，随后通入Ar气，流量为40sccm；通入3sccm C₂H₂，维持真空度在0.5Pa；五元金属拼接靶接直流电源，平均功率密度为8W/cm²；石墨靶上接高功率密度脉冲电源，平均功率密度为2W/cm²；对基体施加-50V偏压，在基体表面沉积(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，沉积时间35min。

（3）待薄膜沉积结束后，真空环境下冷却至50℃以下，然后放气至大气压，开腔出炉，在基体表面得到高熵合金/(TiNbCr)C/非晶碳的三相纳米复合高熵薄膜。

实施例2

本实施例中，基体与实施例1中的基体完全相同，在该基体表面制备(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，制备方法具体如下：

（1）与实施例1中的步骤（1）相同；

（2）沉积(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，包括以下步骤：

沉积之前腔体抽真空至1×10^-3Pa～1×10^-4 Pa，随后通入Ar气，流量为40sccm；通入3sccm C₂H₂，维持真空度在0.5Pa；五元金属拼接靶接直流电源，平均功率密度为8W/cm²；石墨靶上接高功率密度脉冲电源，平均功率密度为4W/cm²；对基体施加-50V偏压，在基体表面沉积(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，沉积时间35min。

（3）与实施例1中的步骤（3）相同。

实施例3

（1）与实施例1中的步骤（1）相同；

沉积之前腔体抽真空至1×10^-3 Pa～1×10^-4 Pa，随后通入Ar气，流量为40sccm，通入3sccmC₂H₂，维持真空度在0.5Pa；五元金属拼接靶接直流电源，平均功率密度为8W/cm²；石墨靶上接高功率密度脉冲电源，平均功率密度为6W/cm²；对基体施加-50V偏压，在基体表面沉积(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，沉积时间35min。

（3）与实施例1中的步骤（3）相同。

实施例4-9

实施例4～9，基体与实施例1相同，制备方法同实施例1，仅改变了其中的薄膜组成元素、乙炔流量、石墨靶功率密度、拼接靶功率密度、基体偏压等参数；具体参数如表1。

对比例1

一种高熵合金薄膜的制备方法，包括以下步骤：

（1）与实施例1中步骤（1）相同。

（2）沉积CuNiTiNbCr高熵合金薄膜，包括以下步骤：

沉积之前腔体抽真空至1×10^-3 Pa～1×10^-4 Pa，随后通入Ar气，流量为40sccm，沉积气压为0.5Pa，五元金属拼接靶上接直流电源，平均功率密度为8W/cm²，对基体施加-50V偏压，在基体表面沉积CuNiTiNbCr高熵合金薄膜，沉积时间35min。(无乙炔、无石墨靶)。

（3）与实施例1中的步骤（3）相同。

对比例2

一种(CuNiTiNbCr)C双相纳米复合高熵薄膜的单碳源制备方法，包括以下步骤：

（1）与实施例1中步骤（1）相同。

（2）沉积(CuNiTiNbCr)C双相纳米复合高熵薄膜，包括以下步骤：

沉积之前腔体抽真空至1×10^-3 Pa～1×10^-4 Pa，随后通入Ar气，流量为40sccm，通入3sccm C₂H₂,沉积气压为0.5Pa；五元金属拼接靶上接直流电源，平均功率密度为8W/cm²，对基体施加-50V偏压，在基体表面沉积(CuNiTiNbCr)C双相纳米复合高熵薄膜，沉积时间35min。(有乙炔，无石墨靶)。

（3）与实施例1中的步骤（3）相同。

对比例3

本对比例中，基体与实施例1中的基体完全相同，在该基体表面制备(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，制备方法具体如下：

（1）与实施例1中的步骤（1）相同；

沉积之前腔体抽真空至1×10^-3 Pa～1×10^-4 Pa，随后通入Ar气，流量为40sccm，通入3sccm C₂H₂，维持真空度在0.5Pa；五元金属拼接靶接直流电源，平均功率密度为8W/cm²；石墨靶上接高功率密度脉冲电源，平均功率密度为11W/cm²；对基体施加-50V偏压，在基体表面沉积(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜，沉积时间35min。

（3）与实施例1中的步骤（3）相同。

测试例

实施例1-9和对比例1-3的制备工艺参数如表1所示。

表1 实施例1-9和对比例1-3的制备工艺参数

对实施例1-9和对比例1-3制得的高熵薄膜进行如下性能测试：

（1）在MTS-NanoG200纳米压入测试平台以连续刚度法测定该基体表面薄膜的硬度与弹性模量。测定方法为：在薄膜表面选择5个不同区域，以Berkovich金刚石压头压入固定深度1000nm后卸载，获得压入-卸载曲线，计算得到薄膜的硬度与弹性模量，然后取平均值，结果如表2所示。

（2）采用维氏压痕法评价薄膜的断裂韧性，通过测量压痕径向裂纹长度计算薄膜断裂韧性，结果如表2所示。

（3）采用UMT-3多功能摩擦磨损试验机对该基体表面涂层在大气环境下的摩擦磨损寿命进行评价。具体方法为：采用镀膜不锈钢样品和摩擦配副相互往复滑动方式，滑动频率为1Hz，载荷为2N，环境温度(16±3)℃，相对湿度(55±5)%，Φ=6mm的WC球作为摩擦配副。测试结果如表2所示。

表2 实施例1-9和对比例1-3中薄膜的物相结构、碳含量、硬度、模量、断裂韧性、摩擦系数和磨损率

从表2的测试结果可以看出，实施例1中的薄膜的硬度为18.1GPa，模量为228.0Gpa，薄膜断裂韧性为0.95MPa·m^1/2，平均摩擦系数为0.30，磨损率为2.5×10^-6mm³/N·m。而作为其对比例1（无乙炔、无石墨靶）制备得到的薄膜的硬度为11.5GPa，模量为143Gpa；薄膜断裂韧性为1.05MPa·m^1/2，平均摩擦系数为0.62，磨损率为5×10^-5mm³/N·m。结合附图2中对比例1的XRD结果显示，CuNiTiNbCr高熵合金薄膜在35-50°范围内有一个很宽的波包，表明其为非晶结构。以上结果表明，纯CuNiTiNbCr高熵合金薄膜中因缺乏陶瓷纳米晶强化相和非晶碳润滑相，导致薄膜的硬度较低，摩擦系数和磨损率均较高。

从表2的测试结果还可以看出，实施例3中薄膜的硬度为13.5GPa，模量为142.5Gpa，薄膜断裂韧性为1.28MPa·m^1/2；结合附图3，结果显示，薄膜包括非晶基体相包覆纳米晶碳化物陶瓷相的纳米复合结构，其非晶基体相为高熵合金基体相；而对比例1中薄膜断裂韧性为1.05MPa·m^1/2，对比例2中薄膜断裂韧性为0.92MPa·m^1/2；断裂韧性测试如附图4所示，结果显示，相比于对比例1和2，(CuNiTiNbCr)C三相纳米复合高熵薄膜的压痕裂纹长度明显更短，显示出更好的断裂韧性。

从表2的测试结果还可以看出，实施例2中薄膜的硬度为16.2GPa，模量为192.3GPa。薄膜断裂韧性为1.04MPa·m^1/2；平均摩擦系数为0.24，磨损率为1.9×10^-6mm³/N·m。对比例2（无石墨靶）中薄膜的硬度为21.0GPa，模量为255.0Gpa；薄膜断裂韧性为0.92MPa·m^1/2；平均摩擦系数为0.58，磨损率为4.3×10^-6mm³/N·m。以上结果表明，若只采用乙炔气体做单一碳源，薄膜中的碳含量较低，只有23 at.%，此时薄膜中的碳会与高熵合金中反应性金属元素Ti、Nb和Cr生成碳化物陶瓷纳米晶，没有剩余的碳析出生成非晶碳润滑相，所以虽然薄膜的硬度较高、磨损率较低，但是摩擦系数高达0.58，不能满足对润滑有较高需求的工况。

从表2的测试结果还可以看出，对比例3中石墨靶上接高功率密度脉冲电源，平均功率密度为11W/cm²，制备得到的薄膜硬度为8.5GPa，模量为120.8Gpa；薄膜断裂韧性为0.89MPa·m^1/2；平均摩擦系数为0.16，磨损率为3.0×10^-5mm³/N·m；而实施例1中的石墨靶功率密度为2W/cm²；制备得到的薄膜的硬度为18.1GPa，模量为228.0Gpa，薄膜断裂韧性为0.95MPa·m^1/2，平均摩擦系数为0.30，磨损率为2.5×10^-6mm³/N·m。以上结果表明，如果石墨靶功率密度过大（＞10W/cm²），会导致薄膜中碳含量偏高，此时薄膜中以相对较软的非晶碳相为主，虽然摩擦系数较低，但是薄膜的硬度会大幅下降，且磨损率升高了一个数量级。因此，需要合理调节石墨靶的功率密度，使薄膜中非晶碳相、高熵合金相、碳化物陶瓷相的比例处在合适的范围，这样才能充分发挥三种相的协同作用，获得兼具高硬度、高韧性和自润滑性能的复合薄膜。

综上实施例，我们可以看出本发明设计一种通过磁控溅射制备的具有自润滑性能的高熵合金/碳化物/非晶碳纳米复合高熵薄膜；利用磁控溅射双靶共溅射技术，利用双碳源的反应活性差异，在高熵薄膜中原位析出碳化物陶瓷相与非晶碳相，在基体表面沉积制备高熵合金/碳化物/非晶碳纳米复合高熵薄膜；沉积过程中，通过控制靶溅射功率密度、乙炔（或甲烷）流量以及基体偏压，来调控陶瓷相与非晶碳相的比例及尺寸。该技术措施具有如下有益效果：

当然，上述说明并非是对本发明的限制，本发明也并不仅限于上述举例，本技术领域的技术人员在本发明的实质范围内所做出的变化、改型、添加或替换，也应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种三相纳米复合高熵薄膜，其特征在于，所述薄膜含有高熵合金基体相、碳化物陶瓷相与非晶碳相；所述高熵合金基体相包覆碳化物陶瓷相和非晶碳相，形成三相纳米复合结构；所述高熵合金基体相含有5种金属元素，包括2-3种弱碳化物形成元素以及2-3种强碳化物形成元素。

2.根据权利要求1所述的一种三相纳米复合高熵薄膜，其特征在于，所述弱碳化物形成元素选自Cu、Ni、Mn、Fe；所述强碳化物形成元素选自Ti、Zr、V、Nb、Ta、W、Mo、Cr。

3.根据权利要求1所述的一种三相纳米复合高熵薄膜，其特征在于，所述薄膜中按质量百分比，碳含量为34~58%。

4.如权利要求1-3任一项所述的三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

所述金属拼接靶含有高熵合金基体相中的5种金属元素；

5.根据权利要求4所述的三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，其特征在于，步骤1）中等离子体辉光放电溅射处理包括以下步骤：

将基体放入磁控溅射设备腔体中，腔体抽真空至1×10^-3Pa～1×10^-4Pa，腔体通入高纯Ar，调整腔体内气压至3~4 Pa，对基体施加负偏压，在基体附近产生Ar等离子体，等离子体中的Ar⁺在基体负偏压下轰击基体进行偏压反溅射清洗。

6.根据权利要求4所述的三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，其特征在于，步骤2）中，沉积之前腔体抽真空至1×10^-3Pa～1×10^-4Pa；沉积过程中，Ar流量为10～90 sccm，乙炔或甲烷流量为1~10 sccm，腔体内气压保持为0.2～2.0 Pa。

7.根据权利要求4所述的三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，其特征在于，步骤2）中，石墨靶的溅射功率密度为2~10 W/cm²。

8.根据权利要求4所述的三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，其特征在于，步骤2），金属拼接靶溅射功率密度为6~14 W/cm²。

9.根据权利要求4所述的三相纳米复合高熵薄膜的制备方法，其特征在于，步骤2）中，对基体施加的负偏压为-200 V~0 V。

10.如权利要求1-3任一项所述的三相纳米复合高熵薄膜在金属或合金机械运动基础件涂层中的应用。