2004年，台湾清华大学叶均蔚教授突破了传统合金设计理念的束缚，首次提出了一种新的合金设计理念，即多主元高熵合金(HEAs)，指出其是由5种或5种以上的元素按照等(或近)摩尔比配置而成^[1-3].高熵效应可抑制脆性金属间化合物的出现，促进元素间的混合形成简单的FCC或BCC固溶体结构甚至非晶质^[2-4].HEAs由于具有高强高硬、耐腐蚀等多种优良特性^[5-10]，因而在高硬度及耐磨耐蚀的刀具材料，化工船舰的耐蚀性材料等方面具有较大的应用前景.近10年来，针对HEAs的研究多集中在对合金系的设计、制备、铸态和热处理态的组织和性能分析及工程应用预测等方面.采用铸造或凝固方法制备大块HEAs时由于成分偏析的存在，在很大程度上给其熔炼带来了困难，因而采用焊接方法将HEAs连接起来就显得尤为重要.但由于HEAs的熔点较高且导热性差，焊接性不好，属于难焊材料，因此，目前针对其焊接性的研究还相当有限^{[3, 11-13]}.祝金明^[14]对CuCoCrFeNi和AlCoCrFeNi合金的相关性能进行了系统研究，发现CuCoCrFeNi合金具有良好的塑韧性，硬度较低；AlCoCrFeNi合金压缩时发生明显的屈服现象和塑性变形，但拉伸时无明显的屈服和颈缩，为脆性断裂.

激光焊接技术是一种高能束焊接方法，具有焊接速度快、热影响区小、焊缝组织细化、焊缝变形小、可焊材料范围广等优点^[15-17].而目前对HEAs激光焊接性研究还尚未见报道，因此，本文将采用IPG光纤激光器对CuCoCrFeNi和AlCoCrFeNi合金进行焊接，旨在开展异种高熵合金焊接性能的研究，以期为其实际应用提供参考.

1 试验

采用纯度为99.9%的金属纯Al、Cu、Co、Cr、Fe、Ni为合金原材料，按照等摩尔比配料后，在高纯Ar保护下采用WCE300型钨极磁控电弧炉进行熔炼制备CuCoCrFeNi和AlCoCrFeNi合金锭.每个合金锭熔炼4~5次并开启磁搅拌，以确保合金锭混合均匀.采用线切割将合金锭切成35 mm×8 mm×1.2 mm的薄板，利用WFF-500光纤单模激光器对薄板实施对接焊.焊接工艺参数如下：激光功率为400 W，焊速为20 mm/s，聚焦透镜的焦距为250 mm，离焦量为0，用高纯Ar进行正面保护，气流量为3~5 L/min.

将焊后试样沿垂直于焊缝方向切开，制备金相试样，进行磨样、抛光并用王水腐蚀后放在OLYMPUS激光共聚焦上观察微观组织形貌.利用S-3400N扫描电镜附带的能谱仪(EDS)对接头的元素分布进行测定.利用Rigaku Ultima IV型X射线仪分别对两种母材及焊缝的相结构进行测定.利用FM-300型显微硬度计对焊缝横截面进行硬度测试，加载载荷为10 gf，加载时间为5 s.利用INSTRON5582电子万能材料试验机分别对母材和接头进行拉伸测试，预先微调拉伸应力为10~40 MPa，加载速率为0.18 mm/min.

2 结果与分析 2.1 显微组织

图 1是焊接接头的微观组织图.图 2为AlCoCrFeNi、焊缝和CuCoCrFeNi的XRD谱图.由图 1可知，接头由4部分组成，即母材(BM)、热影响区(HAZ)、熔合区(FZ)和焊缝区(WM).焊缝平均宽度仅为0.48 mm，体现了激光焊接热量集中的特性.由图 1(a)和图 2知，CuCoCrFeNi合金为典型的树枝晶组织和简单的FCC相^[18]，由图 1(b)和图 2知，AlCoCrFeNi合金为多边形树枝晶组织，其相组成为BCC相和有序的B₁相(即有序的BCC相)的混合结构^[19].图 1(c)为CuCoCrFeNi合金侧FZ的放大图，可以看到，在金相观察中看不出HAZ的微观组织变化.原因是激光焊加热和冷却速度极快，在热循环作用下HAZ没有发生可以分辨的相变过程.图 1(d)为WM区微观组织.由图 1(d)和图 2知，与母材相比，WM区晶粒明显细化，且WM的相组成为BCC相和有序的B₂相(即为B₁相中的一部分)的混合结构.对于FZ附近的微观组织，AlCoCrFeNi合金侧为胞状晶，CuCoCrFeNi合金侧为柱状晶，且AlCoCrFeNi合金侧FZ区的宽度较CuCoCrFeNi合金侧的宽，这可能与两种合金的热导率不同有关.从远离两侧FZ区到WM中心区，晶粒形态由柱状晶转化为等轴晶，且不同形态的晶粒生长方位也不同，这主要与焊接熔池中成分过冷和结晶位向有关^[20].

在熔池金属凝固过程中，FZ附近区域成分过冷较低，其晶粒多依附在半熔化态的母材晶粒上以外延生长方式向WM中心生长.越靠近WM中心区，则成分过冷就越大，这将促使晶粒形态间的转化，即柱状晶转化为等轴晶.由文献[21]知，对于FCC和BCC结构的材料，<100>晶向均为晶粒易生长方向.因此，在晶粒生长及转化过程中，只有那些与 <100>晶向平行或近似平行的晶粒才会更容易长大，而其他晶向的晶粒会受到排挤.这种“择优式”生长机制促使形成了图 1(d)中有特殊取向的晶粒形态结构.若将相同晶粒形态的晶粒看成一个“团簇”的话，则焊缝中的晶粒可认为是由一些不同生长方位的晶粒“团簇”组成，如图 1(d)中黄色曲线所包围的区域所示.

在WM区中选取6个不同部位分别作“点成分”分析，求出各组元的均值，结果见表 1.

多主元体系的混合熵计算公式如式(1)、式(2) 所示.其中式(1) 是根据组元的实测值计算混合熵，式(2) 是等摩尔组元理论上的混合熵计算公式.

$ \Delta S = - R{\sum\nolimits_{i = 1}^n {{C_i}{\rm{ln}}\phi } _i}, $

(1)

其中，${{\phi _i} = \frac{{{C_i}r_i^3}}{{\sum\nolimits_{i = 1}^n {{C_i}} r_i^3}}}$.

$ {\Delta {S_{{\rm{con}}}} = R{\rm{ln}}n.} $

(2)

式中：R是气体常数；C_i是i元素的原子百分比；ϕ_i是i元素的原子体积分数；r_i是i元素的原子半径；n是元素个数.由式(1) 和式(2) 可知，实际熵值△S=14.4 J/(mol·K)，理论熵值△S_con=14.9 J/(mol·K).焊缝区元素的个数为6，每种元素的含量均在5%~35%，且在在误差允许范围内熵值也符合，因而可判定焊缝符合高熵合金的配比，仍为高熵合金.

图 3为接头两侧FZ附近线扫描测试结果，可以看到：Cu和Al元素在晶界上存在偏聚，且该偏聚程度与母材相比明显减弱.再结合表 1可知，两母材和焊缝处的Co、Cr、Fe和Ni的4种元素含量基本保持稳定，而Cu和Al元素含量明显降低.

出现以上现象的原因可能是：相对于Co、Cr、Fe和Ni的4种元素的熔点，Cu元素熔点稍低，而Al元素熔点远低于它们.故在高能量密度的激光作用下，两母材中低熔点含Cu和Al的固溶体相先熔化，又由于Al元素的熔点远比Cu元素的低，因此，在同样的热能作用下，AlCoCrFeNi合金中低熔点含Al的固溶体相的熔化量要相对高于CuCoCrFeNi合金中低熔点含Cu的固溶体相的熔化量，加之Al、Cu元素对激光的反射率又分别高达92%和90%，焊接过程中蒸发、烧损量较大，就使得WM中Al元素含量低于Cu元素含量.

WM区Cu和Al元素偏聚少，一方面与WM区Cu、Al元素含量低有关；另一方面，由于WM区晶粒细化，晶界增多，使得元素分布更加均匀化，进而使偏聚减弱.

2.2 力学性能

图 4为焊接接头横截面的显微硬度图.从“CuCoCrFeNi—WM—AlCoCrFeNi”，硬度值总体上呈增加趋势，WM区硬度稍高于CuCoCrFeNi，但远低于AlCoCrFeNi，居中间位置.这是由于WM区内Al、Cu元素含量不仅较两侧母材低，且生成强化相的数量较少(与AlCoCrFeNi相比，虽然均含有BCC相，但B₂相的数量低于B₁相)，因而WM区硬度远低于AlCoCrFeNi.但与CuCoCrFeNi(FCC相)相比，WM区为BCC相和有序B₂相的混合结构，通常BCC结构比FCC结构具有更高的硬度^[22]；且WM区含有一定量的Al元素，由于其原子半径大，与其他元素结合时会带来一定程度的晶格畸变，产生了固溶强化作用也会使得WM区硬度有所提高^[23].再者，WM区晶粒细化所带来的细晶强化作用对硬度的提升也有一定的贡献^[24].

CuCoCrFeNi合金与其附近HAZ间的显微硬度值相差甚微，这也从另一方面说明HAZ组织无明显变化.然而，AlCoCrFeNi合金与其附近HAZ的硬度虽然有变化，但对HAZ组织的观察同样不明显.

两种母材和接头分别取3个平行样做拉伸测试，图 5(a)为拉伸应力-应变曲线，对拉伸后试样取均值，所得实验结果如图 5(b)所示.图 6为试样断口的SEM图.

由图 5(a)和(b)知，CuCoCrFeNi合金在拉伸试验过程中无明显的屈服平台，弹性变形后紧接着发生塑性变形，为韧性断裂.其屈服强度(σ_0.2)为284 MPa，抗拉强度(σ_b)为470 MPa，延伸率(δ)为34%.AlCoCrFeNi合金和异种接头均在非常低的拉伸应力下就发生脆性断裂，其σ_b分别为190和166 MPa，且异种接头的断裂位置发生在AlCoCrFeNi合金处.原因可能是激光焊接较快的加热和冷却速度使接头产生较大的焊接残余应力，并使靠近HAZ附近的AlCoCrFeNi合金处极易产生一些微裂纹等缺陷，导致AlCoCrFeNi合金的强度降低.然而，对于CuCoCrFeNi合金，由于其为韧性断裂，几乎不受焊接热循环的影响，因而异种接头的断裂发生在AlCoCrFeNi合金处.

由图 6知，CuCoCrFeNi合金的断口形式为混合型断裂，断口形貌由大量的韧窝和其表面的一些撕裂棱组成.AlCoCrFeNi合金的断口形式为解离断裂，断口形貌由河流状花样和解离台阶组成.异种接头断口形式仍为解理断裂，断口形貌为扇形花样与河流状花样(无撕裂棱).

3 结论

1) 焊缝中的晶粒主要为柱状晶和少量等轴晶组成，由于结晶位向的不同，在WM区形成了“团簇”式的形态结构.两侧FZ区域的晶界处存在Cu和Al元素的偏聚，偏聚程度与母材相比大幅度减弱.在WM中心处，偏析程度减弱更大，6种元素能够均匀分布，由于焊接过程中蒸发、烧损较严重, 使得Al、Cu元素含量低于其他4种元素含量.

2) CuCoCrFeNi合金为简单的FCC相，AlCoCrFeNi合金为BCC相和有序B₁相的混合结构.焊缝区则为BCC相和有序的B₂相(即为B₁相中的一部分)的混合结构.

3) 焊缝横截面的显微硬度略高于CuCoCrFeNi合金，远低于AlCoCrFeNi合金，居于中间位置.

4) CuCoCrFeNi合金的σ_0.2为284 MPa，σ_b为470 MPa，δ为34%，断口形式呈混合型断裂；AlCoCrFeNi合金和异种接头的σ_b值分别为190和166 MPa，断口形式仍为解理断裂，且异种接头在AlCoCrFeNi合金处发生断裂.