高熵合金焊接方法和焊接机理的研究与综述（1）

江苏激光联盟导读：

本文介绍了高熵合金的焊接方法和焊接机理。

摘要: 本文对高熵合金(High-entropy alloys,HEAs)的固态焊和熔焊进行了综述。对于高熵合金的固态焊接，讨论了微观结构变化和焊接参数对焊接接头性能的影响。分析了高熵合金熔焊中激光焊、电子束焊和气体钨弧焊的应用。然后讨论了HEAs熔焊中的焊接机理、晶粒凝固行为和相形成。讨论了优化焊接接头性能和微观结构的方法，包括参数的调整、焊前热处理和焊后热处理的使用，以及金属夹层在HEAs不同焊接中的应用。数值模拟在HEAs焊接中的应用可以促进实验参数的优化。此外，还应用了HEAs作为涂层，提高了基于焊接方法的材料的性能和寿命，并实现了HEAs填料在焊接中的应用。今后，分子动力学模拟可应用于分析HEAs焊接中的原子扩散和应力分布，在HEAs焊接领域仍有许多方面有待探索。

1. 背景介绍

自1996年HEAs提出以来，关于HEAs的研究迅速涌现。简单的固体溶液易于在HEAs中容易形成，如体心立方相和面心立方相，使合金具有较强的耐腐蚀性、更好的抗断裂性和优良的抗氧化性等。因此，HEAs在恶劣的环境中表现出优良的性能。目前已经对多种HEAs进行了研究，如CoCrFeNiMn、Al0.6CoCrFeNi、CoCrFeNiNb、CoCrCuFeNi、AlCrTiVZr、CrNbTiZrAlx等。工业领域的焊接已成为工业制造发展的关键问题，它不仅增加了金属的使用，而且提高了产品的性能，以满足航空航天、运输和海上作业的需求。

▲图0 上图：在408个多个主元素中常用的元素频率。垂直的线同合金数量成比例，同时也用数字显示。没有数值的元素为使用数量小于10个合金。Al, Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Ni和 Ti是使用最为频繁的常见元素。

下图：通过元素分组所分类的7组CCA家族中的六个： (a) 345 3d 过渡金属CCAs，29个难熔金属CCAs和2个镧系（4f）过渡金属CCAs； (b) 7 轻金属CCAs，与此同时贵金属和CCA黄铜和青铜器，柱状盒子中的（a）同两个主要合金家族的合金数量相关。含B、C和N的合金没有显示s

目前，HEAs焊接已经取得了许多成果，连接热焊的焊接方法有扩散焊(DB)、搅拌摩擦焊(FSW)、激光焊接(LW)、电子束焊接(EBW)、气体钨弧焊(GTAW)等。李等人发现，AlCoCrFeNi2.1共晶HEAs和TiAl合金的DB质量可能受到Al和Ni元素的影响，因为这些元素可能导致针状B2相的粗化，以及Al(Co，Ni)2Ti和τ3-Al3NiTi2的形成。此外，在扩散区形成了渗透现象和凸面结构，提高了焊接焊缝的强度，但在Al(Co、Ni)2Ti和τ3-Al3NiTi2+TiAl层之间容易发现脆性断裂等。对CoCrFeNiAl0.3 HEAs进行了FSW检测，发现焊接速度的提高可以细化晶粒，有利于接头的改进强度。Kashaev等人研究了CoCrFeNiMnHEAs的LW，发现B2相颗粒在焊缝中沉淀，提高了焊缝硬度。在CoCrFeNiMn HEAs的EBW中，有报道称焊缝中的晶粒相对粗糙，但焊接缝的抗拉强度和延性与贱金属(BM)相似。虽然粗粒不容易适应塑性变形，但它们容易形成机械化孪生。结果表明，融合区(FZ)的双条带密度高于BM，这可能会导致应变硬化，延迟连接的不稳定性。

因此，可以发现，焊缝的性质可以受到相的形成和颗粒的行为对焊缝的影响。为了更好地进行高温合金的焊接，需要进行分析和总结相关因素。如图1所示，首先，本文综述了在HEAs焊接中应用的不同焊接方法。一是固态焊接。目前，已经成功实现了DB、FSW等固态焊接。针对高温数据库，主要讨论了参数对焊接接头性能、焊接机理和Kirkendall效应的影响。对于HEAs的FSW，主要讨论了参数对FSW中常用的公式模型的影响。

另一种是熔焊。目前，LW、EBW、GTAW已成功应用于HEAs的焊接，并对相关文献进行了回顾。同时，讨论了熔焊的形成机理，以及熔焊过程中的凝固行为和相的形成对焊接进行分析。HEAs焊接件具有独特的性能，但焊接缺陷的形成是不可避免的。

本文分析和总结了关于焊接缺陷和性能的现有研究。为了优化焊接焊缝的性能，除了优化实验参数外，焊接焊缝的微观结构也可以通过焊前预热和焊后热处理进行调整。此外，数值模拟在高温合金焊接中的应用也进行了研究，可以减少实验误差，预测焊接件的性能。对于HEAs的不同焊接，可使用夹层来避免形成脆性金属间化合物(IMCs)或焊接接头中的缺陷。因此，本文对这些可以提高焊接接头质量的方法进行了讨论。然后介绍了HEAs在焊接技术中的应用研究。最后，给出了对高温合金焊接的展望和结论。

▲图1 焊接高熵合金时的有效信息的轮廓图

2. 高温的固态焊接

2.1. HEAs的扩散键合

DB是一种固态焊接技术，广泛应用于材料的焊接。通过控制粘结温度、压力和保持时间，通过热处理消除焊接产生的残余应力。因此，可以获得具有较强粘合强度的粘接缝。这种焊接方法常用于连接精密设备和复杂焊接件。

2.1.1. 扩散键合参数对粘接缝的影响

研究焊接参数对HEAs粘接缝的影响，以获得最佳参数。雷伊等人研究了键合温度和保持时间对Al0.85CoCrFeNi HEAs和TiAl合金粘结接头性能的影响。根据Al0.85CoCrFeNi HEAs(1655K-1690K)和TiAl合金扩散键温度的参考，键温度分别为750◦C、850◦C、950◦C和1050◦C。由于HEAs的扩散缓慢，保持时间设置为30−120min。当键合温度从750◦C增加到850◦C时，键合缝的强度增加到最大值。

然而，随着粘接温度的持续增加，粘接缝的强度降低(950◦C和1050◦C)。结果发现，当键合温度为750◦C时，界面的塑性变形有限，原子的扩散不足，因此在界面处形成了空隙。当键合温度较高时(950◦C、1050◦C)，由于元素的扩散通量不平衡，在界面上可能形成Kirkendall孔，从而降低了键合接头的性质。同时，颗粒会发生粗化，在较高的温度下会产生大量的有害反应物。同样，保持时间也会影响原子通量的不平衡程度，在适当的保持时间下，可以获得孔隙较小的焊件。

李等人讨论了键合温度对AlCoCrFeNi2.1共晶HEAs和钛合金键合缝的影响。粘结缝的剪切强度随着扩散粘接温度的增加而增加，在950◦C下，最大的剪切强度为449 MPa。与Lei等人的研究进行了比较。AlCoCrFeNi 2.1共晶HEAs和钛合金在较低的结合温度和较短的保持时间下表现出更优异的性能。因为AlCoCrFeNi2.1中Al和Ni元素的含量高于Al0.85CoCrFeNi。随着铝元素含量的增加，晶格变形的形成和材料中的增强将促进。铝和镍元素在HEAs的扩散反应中起着主要的控制作用。TiAl合金中大量的铝原子扩散到HEAs中，凝聚了以面心立方相沉淀的针状B2相。在界面上形成联锁效应和扩散层，可以改善粘合接头的抗拉强度。当键合温度为900◦C时，原子的扩散不足，联锁效应可以降低。当键合温度为950◦C时，形成了适当的元素扩散和相对较强的联锁效应。但当键合温度降低到900◦C时，原子扩散不足，联锁效应降低。

刘等人探讨了不同键合温度(750−850◦C)对铜和CoCrFeMnNiHEAs键合接头性能的影响。当接合温度为750◦C时，接合接头具有最好的力学性能。结果表明，元素向铜侧的扩散速率低于铜向铜侧的扩散速率。在界面上可以形成含铜元素的连续面心立方固体溶液。

因此，焊接参数在HEAs的数据库中起着重要的作用，通过增加粘结温度或在一定范围内的保持时间，可以改善粘结接头的性能，从而控制元件的扩散，调节扩散区的厚度。

2.1.2. HEAs的扩散机制

根据选定的材料，金属的数据库可以分为类似的焊接和不同的焊接。图2a-c显示了关于HEAs的类似数据库的过程。根据对类似扩散焊接实验的分析，粘结缝的形成主要分为三个阶段。

在第一阶段，当压结器对材料施加压力，温度缓慢升高时，可以接触基板。在这个阶段，原子的扩散还不够，材料表面之间的间隙不能完全消除，由于材料表面的不均匀，不可避免地会在界面上形成一些孔隙，如图2a所示。

在第二阶段，随着温度的升高，合金1中的原子由于更多的热输入而向界面扩散，原子开始相互反应，如图2b所示。同时，在高温下，由于原子的扩散、合金的塑性变形、界面上晶粒的成核和生长，界面上剩余的孔隙逐渐消失。

第三阶段，由于原子的持续扩散形成良好的界面，如图2c所示。特别是，由于氧的存在，在界面上可以产生一些氧化物，这可以通过适当地增加键合温度来消除。张等人发现，键接温度的升高可以破坏界面层产生的氧化膜，可以获得具有更好的微观结构和性能的焊缝。氧化膜在高温下可以球形化和聚结，当薄膜聚集时，O原子可以扩散到基金属，导致薄膜逐渐消失。因此，金属氧化物膜在界面上的溶解受O原子扩散的控制。

▲图2 扩散焊接成形的过程

图2d-f展示了根据对不同扩散焊接的分析，不同合金的DB粘结缝的形成主要分为三个阶段。它与第一阶段类似的扩散焊接相同，如图2d所示。在第二阶段，与类似的焊接不同，合金1和合金2中的各种原子向界面扩散，由于原子扩散速度的不同，产生Kirkendall空隙。合金1中少数扩散速率快的原子扩散到合金2附近的界面形成界面层，扩散速率慢的原子扩散到合金1附近的界面形成界面层。同样，合金2具有类似的情况，并且在这些界面层中将形成固体溶液或imc。与类似的焊接相比，同样的过程是晶粒在界面附近的孔隙处发生成核和生长以及合金的塑性变形，如图2e所示。随着原子的扩散，孔隙逐渐消失，在界面上将继续产生固体溶液或imc。最后，在界面层上形成最终的固体溶液或imc，如图2f所示。类似地，当陈等人利用分子动力学(MD)模拟研究了Cu和Al的DB，发现了相似的三个阶段。

反应层的厚度对键结接头的性质有重要的影响，需要用以下公式（1)-(3）来解释反应层的厚度与键结温度之间的关系。

其中，w为反应层厚度，k为生长速率，t为反应时间，k0为生长速率常数，Q为生长活化能，R为理想气体常数（8.314J/（mol⋅k）），T为键合温度。根据公式（3）可以发现随着键温度的升高，反应层逐渐变厚。当键合温度相同时，如果反应层的生长活化能较低，则会更容易生长。反应层随着键合温度的升高而增大。此外，随着键合温度的增加，生长活化能较高的反应层的生长速率的变化大于生长活化能较低的反应层。此外，由于扩散区的反应层之间会出现凸结构，因为它们的生长活化能不同，而由于原子的扩散会出现渗透现象。随着元素的扩散，在反应层形成由渗透和凸结构组成的联锁效应，可以提高键缝的性能。

2.1.3. 扩散键中的Kirkendall效应

Kirkendall效应将发生在数据库中的不同的金属接口上，这会影响焊缝的质量。因此，有必要研究界面上的原子扩散，从而为不同HEAs数据库中的Kirkendall效应提供参考。原子的扩散行为可分为三类。第一个是由Tu等人发现的，原子在金属中的扩散可以通过直接交换原子位置来进行，如图3a所示。第二种是原子位置可以沿着循环路径来交换，如图3b所示。Nakajima在他的研究中发现了这一现象。最后一种是1942年Cu和ZnDB中发现的空位交换机制可以改变原子正位，如图3c所示。Kirkendall将其定义为Kirkendall效应。

▲图3 (a) 原子位置的直接交换; (b) 原子位置的圆形交换 ; (c) 空位交换机理

当不同的物质相互接触时，原子就会发生扩散反应。如果两种物质的扩散系数(DC)不同，接触表面会向DC较低的物质转移，这归因于Kirkendall效应。由于直流较高的合金具有较大的相关空位通量，因此空位将从直流较低的合金迁移到直流较高的合金中。因此，在直流电强度较高的合金中形成Kirkendall空隙，然后转化为孔隙，作为空位的水槽。利用合金1和合金2的DB对合金1和Kirkendall空隙的产生进行了描述。随着温度的逐渐升高，原子的扩散被激活。合金1中的原子在热输入下向合金2附近的界面扩散，反之亦然，如图4a所示。夹层在界面处形成，其厚度受保持时间和粘结温度的影响。合金1中的原子与合金2中的原子不同，因此原子的直流流也不同。因此，由于Kirkendall效应，在扩散过程中，合金1与合金2之间的初始界面位置会发生位移，如图4所示。

不同合金之间的扩散速率不平衡，导致在界面上形成空位。原子1在合金2中的扩散速率高于合金1中的扩散速率2。随着原子的扩散，合金1到合金2的迁移通量（J1/2）将大于合金2到合金1的迁移通量（J2/1），合金层逐渐向合金2生长，如图4b所示。同时，在合金1的界面区域形成原子空位，当这些空位聚集在一起时，沿着界面形成小的空位。原子空位的数量随着原子的扩散而增加，而空位变得越来越大。由于孔隙的合并，在焊缝中产生了孔隙。张志勇等人通过进行基于元胞自动机的孔间扩散和空隙生长的模拟，证实了Kirkendall空隙的形成，如图4d-g所示。金属不同焊接中形成的空隙会降低粘结接头的性能，使焊缝容易断裂。然而，Kirkendall空隙可以消除或减少Kirkendall空隙。Kim等人分析了Sn-3.5Ag焊料与铜膜的反应，发现其界面上存在一些Kirkendall空隙。但我们发现，在铜膜上应用热处理(2h；500◦C和600◦C)可以有效地减少界面上的Kirkendall空隙。因此，利用一定的热处理技术可以有效地抑制Kirkendall空隙的产生。

▲图4 不同扩散系数条件下的扩散： (a)原子的扩散行为 ; (b) 在界面表面逐渐形成空位和界面层； (c) 扩散的终止和形成空位和界面层；(d-g) 空位的生长和柯肯达尔效应（Kirkendall effect）的模拟

2.2. 加热的摩擦搅拌焊接

FSW已广泛应用于各种材料的焊接，以减少固化缺陷。在FSW的焊接缝中产生细粒。此外，FSW已成功应用于航空航天、运输和核能领域。高旋转搅拌头对材料产生热，使材料发生塑性变形填充空腔。搅拌头挤压下可形成致密焊缝，避免凝固缺陷的形成。FSW的示意图如图5所示。WD、TD和ND分别代表焊接、焊接横向和正常方向。焊缝一般由BM、TMAZ和SZ组成。特别是SZ表现出典型的盆地形状，其宽度从上到下减小。热输入随焊接速度的降低而增加，SZ的变宽。搅拌头产生的热输入和搅拌热促进了SZ中部分重结晶的非均构结构的形成，这显著地增加了SZ材料的力学性能。这一独特的现象是由于HEAs的高晶粒生长活化能和低堆叠断层能。旋转针引起的剪切变形可导致SZ中剪切结构的发生。由于搅拌头的高温稳定性，会发生磨损行为，导致小颗粒变成SZ，形成含有W或Cr元素的细颗粒。然后可以产生较细颗粒和更均匀分布的白带(WB)，其性能优于SZ周围。如果BM的金属流动不足，则会产生接吻键，从而影响焊接接头的性能。

▲图5 搅拌摩擦焊（FSW）的示意图

2.2.1. 搅拌摩擦焊接参数对焊接接头的影响

在1991年，FSW已成功地应用于焊接各种材料，如钛、铜和钢。特别是对CoCrFeNi(Mn或Al)HEAs的FSW进行了一些研究，可以制备无明显缺陷的焊接缝。使用FSW可以抑制焊缝区(WZ)内颗粒的粗化，这可以提高焊缝的性能。因此，有必要研究不同的焊接参数对焊接接头的影响，以选择合理的参数。

对焊接速度30mm/min和不同转速(400,600,800,1000rpm)下的FSWCoCrFeMnNiHEAs进行分析，制备无裂纹、空隙等缺陷的焊接缝。同时，转速会影响变薄引起的高度降低与BM厚度之间的差异，称为有效薄片厚度(EST)。每个单位区域产生的热量可以通过转速来控制。转速的增加会导致EST的变薄和减少，从而导致焊接接头的抗拉强度的下降。由于（W、Cr）碳化物的沉淀和晶粒的细化，在800rpm的转速下获得了最佳的焊接接头。在较高的转速（1000rpm）下产生过量的热量输入，会降低焊接接头的硬度和抗拉强度。此外，还产生了粗化（W、Cr）碳化物，并使碳化物颗粒的数量减少。

在Al0.3CoCrCu0.3FeNiHEAs的FSW焊接中，随着转速(200rpm、30400rpm、400rpm和500rpm)的增加，SZ粒径增大，SZ变形粒含量降低，导致SZ硬度降低。结果表明，SZ中变形颗粒的形成主要是由于重结晶不足。李等人对由B2相和面心立方相组成的AlCoCrFeNi2.1共晶HEAs进行了FSW检测，研究了摩擦压力(80MPa、120MPa和200MPa)对焊接缝微观结构和性能的影响。当摩擦压力为80MPa和120MPa时，由于塑性变形不足和HEAs的扩散效应缓慢，动态再结晶区(DRZ)的动态再结晶不完全，导致明显的界面层出现，在界面处出现B2相聚集。因此，焊接接头发生在DRZ处的断裂。在DRZ中动态再结晶完成，在200MPa的较高的摩擦压力下B2相聚集消失，利用较高的摩擦压力（200MPa）可以制备力学性能较好的焊接缝。

朱等人进行了FSW，焊接速度分别为30和50mm的CoCrFeNiAl0.3/min。焊缝中无明显缺陷和沉淀，在SZ中发现颗粒的再结晶和细化。局部重结晶是TMAZ中粗粒和细颗粒的混合物，HAZ和BM呈柱状微观结构。同时，在焊接速度为50mm/min的情况下，发现了较细的焊粒。因此，由于单位距离（线能量）的增加，焊接速度的适当提高可以细化粒尺寸。

朱等人还进行了Co16Fe28Ni28Cr28烃的FSW检测，焊接速度分别为30mm/min和50mm/min。同样，使用更高的焊接速度(50mm/min)有利于晶粒的细化，由于WC-Co工具的磨损而产生WB，可以优化焊接接头的力学性能。在掺杂碳的CoCrFeNiMnHEAs的FSW时发现了WB，富W的粒子均匀分布在不规则的WB中，富W的粒子可以促进粒子刺激成核的影响，从而在WB中形成更精细的微观结构。由于SZ的温度相对较高，因此对面心立方基质中富含cr的M23C6碳化物进行了细化，其比例增加。此外，SZ的位错密度较低。因此，通过晶粒的细化和M23C6碳化物的出现，提高了焊接缝的抗拉抗性和屈服强度，提高了WZ的硬度。

哲雷布佐夫等人对CoCrFeMnNiHEAs进行了FSW检测，转速为500rpm，进给速度为150mm/min。焊缝具有典型的洋葱环结构，无明显缺陷。焊接接头的抗拉强度和屈服强度都有所提高，SZ的硬度提高了约100HV，这是由于M23C6碳化物比例的增加和晶粒的细化有关。采用短焊接时间(小于25s)对CrMnFeCoNiHEAs进行FSW检测，发现HEAs的晶粒生长阻力较强，在焊接过程中可以产生动态再结晶。因此，与基质相比，颗粒被细化了约14倍。Xu等人对FeCrNiCoMnHEAs进行了FSW检测，旋转速度为600rpm，焊接速度为200mm/min。然后用液氮快速冷却某些焊缝。与SZ中的风冷区相比，由于晶粒的显著细化和位错密度的高，快冷区的硬度较高。搅拌过程中连续动态再结晶和不连续动态再结晶，以及在空气冷却阶段选择晶粒生长，可能导致焊缝中晶粒的细化。纹理的成分发生了变化，颗粒由细长形变为等轴形。因此，快速冷却在FSW中的应用有助于提高焊接接头的性能。

根据上述关于HEAs的FSW的研究，焊缝中无明显的裂纹，通过调整焊接参数，优化HEAs的组成，可以获得性能优良的焊接缝。

2.2.2. 烃搅拌摩擦焊接的公式模型

在搅拌阶段形成的晶界(GBs)的运动在颗粒的生长中起着重要的作用。对于颗粒的生长，驱动力是GB附近位错密度的差。搅拌阶段的晶粒取向在很大程度上控制了位错密度。在FSW中，焊缝后退侧(RS)的粒径与焊缝前进侧(AS)的粒径不同，这是由FSW产生的温差引起的。与AS相比，RS上的峰值温度较低(差分≈100K)，对晶粒的生长不利。底部的材料接近背板，峰值温度较低，导致底部的颗粒粒径小于顶部。WZ经历了快速加热和冷却的过程，缩短了焊缝中再结晶和晶粒生长的时间。FSW产生的温度高，晶粒的粗化温度高，WZ暴露在高温下的时间较短。因此，可以防止焊缝中细粒的生长。同时，在高温下，BM中产生了严重的塑性变形，促进了动态再结晶和精制晶粒的形成。在动态重结晶的作用下，在SZ中产生细等晶晶粒，提高了SZ的硬度。

目前，在HEAs的FSW中已经采用了一些公式模型。硬度与晶粒平均尺寸之间的关系可以用Hall-Petch关系来描述：

H=H0+KHd− 1/2 其中H0为固有硬度，KH为Hall-Petch系数，d为粒径，H为硬度。根据公式，显微结构的硬度随着晶粒尺寸的增加而减小。

Xin等人和Commin等人研究了焊接参数对AZ31Mg合金FSW的影响，发现FSW的峰值温度可能对焊接条件产生影响，它们之间的关系如下：

T/Tm=K(HI)α, 其中Tm和T分别为熔点和峰值温度。K和α都是材料常数。

HI取决于转速(w)和焊接速度(v)，表示热指数：

HI = w2/(v×104), w的单位为r/min，v的单位为mm/min。当确定HI时，可以得到高温下的峰值温度和保持时间。HI随着转速的增加而增加，因为转速可以控制每单位区域产生的热量。在塑性流动过程中，泽纳-荷洛蒙参数(Z)可以用来描述晶粒的细化。如式（7）所示，Z显示了应变率（ε）与变形温度(T)之间的影响的关系：

Z = ε⋅exp (Q/RT).

Z dmrec =A, 其中R表示气体常数，A为常数，Q为变形的相对活化能。drec和m分别为动态再结晶晶粒的尺寸和晶粒尺寸的指数。Z值的增加有助于晶粒的细化，焊接速度的提高可以提高Z。因此，通过提高焊接速度，可以抑制晶粒的生长。此外，摩擦压力的升高会导致界面焊接温度的降低，从而提高Z。根据公式（8），晶粒的尺寸随着Z的增加而减小。晶粒细化的占用率随着摩擦压力的增加而增加。热输入随着焊接速度的增加而减少，导致形成较浅的焊缝深度。

在焊接过程中经常出现降水加强和间隙元件，可以提高焊接接头的强度。沉淀硬化（Δσp）引起的强化增加如下所示：

Δσp(MPa) = 5.9(f1/2/x)[ln(104x/2.5)], 其中D为沉淀的平均直径，x为沉淀的平均平面截距直径，f为沉淀的体积分数。结果表明，沉淀物（碳化物）变粗，沉淀量减少，从而降低了材料的抗拉强度。在HEAs的FSW中，沉淀经常出现在焊缝中，这可能是在高速旋转中搅拌头产生的，也可能是在高温下搅拌焊产生的一些杂质。在CoCrFeMnNiHEAs的FSW-接头中发现了粗MnS沉淀和富含cr的M23C6。同时，我们发现，焊接后M23C6碳化物的增加和面心立方相的细化，可以提高SZ的硬度。

2.3. 其他固体焊接

点焊(SW)是一种利用电阻熔化骨髓的焊接方法，其瞬态热是由焊具的内部热源产生的。可以获得性能优良的焊缝。瞬态非线性热传导公式为：

其中c是材料的比热容量(J/KgK，ρ是密度，T是温度场分布的函数，T是时间，Q是产热率，kx是x的导热系数，ky是y的导热系数，kz是z的导热率。根据公式，冷却速率V(T/t)随着Q的增加而增加，晶粒尺寸随V的增加而减小。目前，SW在HEAs中的应用很少。崔等人引导了CoCrFeNiAlHEAs的西南方向，并探索了最佳的焊接参数。结果表明，随着Q在一定范围内的增加，FZ中的晶粒尺寸减小，微观结构更硬、更均匀。SW有一个热临界值(Hcrit)。当实际热(Hactu)超过Hcrit时，焊接热过大，导致金属过度膨胀和熔化，从而导致焊接接头变形。过热会损坏焊接接头的性能，促进缺陷的形成。此外，关于的SW 的研究较少，需要开展更多的工作。

传统焊接方法不能焊接的金属可以采用爆炸焊(EW)焊接。随着爆炸的作用，加速钢板可以对焊接件产生较高的冲击压力，金属可以连接。EW已被用于连接各种金属。阿拉伯人等人采用电子W连接AlCoCrFeNi和Al-6061，分析了传单与镀板(1mm、2mm和3mm)之间的距离距离对焊接接头的微观结构和性能的影响。当站立距离（2mm和3mm）较大时，由于爆炸引起的反射波，会在HEAs的另一边形成裂纹。在爆炸产生的高温下，在界面上形成了扩散层，随着冲击速度的增加，扩散层的宽度变宽。目前，关于健康电子战的研究较多。因此，健康不良患者的电子战也需要进一步研究。

3. 热合金合金熔焊研究

3.1. 高温的激光焊接

无明显缺陷的焊接接头，低焊具有能量密度高、冷却速度快等特殊特点。因此，LW在金属中被广泛应用于焊接。

3.1.1. 激光焊接参数对焊缝的影响

BM被激光辐射加热，然后熔化形成焊接。通过调整激光脉冲宽度、峰值功率、重复频率等参数，可以优化焊接接头的质量。LW制备的焊接接头具有窄HAZ、深FZ、低残余应力的特点。通过计算线路能量可以设计焊接参数，公式为：

El=D⋅P⋅H/W，其中，El为线路能量（J/mm），D为脉冲持续时间(ms)，P为脉冲峰值功率(kW)，H为脉冲重复率(Hz)，W为焊接速度（mm/s）。通过改变这些参数，可以调整焊接能量，以获得最佳的焊接接头。

然而，在lw加工的HEAs焊接接头的微观结构和性能研究方面，相关文献相对较少。Nan等人以5−10m/min的焊接速度对CoCrFeMnNiHEA进行了LW处理，发现在5−6m/min的焊接速度下形成了更宽的焊缝。只有一部分焊缝以10m/min的焊接速度被穿透。在7−9m/min的焊接速度下，可以获得无变形的焊缝。焊接热输入导致整体位错消失，导致晶粒重结晶，从而降低了焊缝金属(WM)的硬度。此外，由于HAZ的部分重结晶，HAZ的硬度低于BM，也高于WM。焊接缝的断裂发生在焊缝的中线上，由于晶粒的变化，焊接缝的抗拉强度和伸长率显著降低。Kashaev等人对较低激光功率为2kW的CoCrFeNiMnHEAs进行了LW检测，发现最佳焊接速度相对较低(3.0m/min、4m/min、5m/min和6.0m/min)。

焊接速度超过6m/min时可形成局部穿透焊缝，焊接速度低于3m/min时可出现较宽的焊缝。此外，如果焊接速度在4m/min到5m/min之间，则有利于形成圆柱形的焊缝，这对提高焊接接头的性能有积极的影响。图6显示了FZ的透射电镜检测结果，并观察到两种沉淀物。相对较粗的M23C6碳化物呈球形，在FZ中存在纳米b2颗粒，可以提高FZ的硬度，用Ashby-Orowan公式可以预测它们的沉淀增强作用。

Nan等人执行焊接速度为6、8、10m/min的CoCrFeNiMnHEAs。在铸造HEAs的焊缝中，BM的晶粒度小于WM，因为其晶径远远大于WM的枝晶臂间距(DAS)。而对于轧制HEAs的焊缝，BM的晶粒度与WM的DAS没有太大的差异，导致了BM的硬度与WM相似。此外，随着焊接速度的提高，冷却速度更快，铸轧HEAs焊缝形成精制的DAS，导致WM中心线DAS的降低。同时，随着焊接速度的增加，WM中心线周围出现的收缩空隙减少。铸件和轧制HEA焊缝中CrMn氧化物的尺寸，分布在树突之间，提高WM的硬度。此外，焊接速度的增加可能会导致收缩空隙的体积分数和枝晶包的尺寸的减小，从而导致焊接接头的抗拉强度的增加。因此，在一定范围内提高焊接速度可以促进质量良好的焊接接头的形成。此外，预焊处理可以调整金属的微观结构和性能，对焊接缝的性能起着积极的作用。相关的讨论将在第4.2节中进行描述。

Al0.5CoCrFeNiHEAs采用LW焊接，功率为1.5kW，穿越速度为600mm/min。结果表明，部分体心立方相溶解成面心立方相，WM中富含Al-Ni的体心立方相（硬化因子）小于BM，导致焊缝硬度低于BM。LW是一种能量密度高的焊接技术，焊缝中形成窄HAZ，晶粒没有粗化。Al0.5CoCrFeNiHEAs中60μm的等轴多边形晶粒大小在聚变边界附近的区域转化为较长的柱状树突。此外，在焊缝中还发现了平均尺寸为4.8μm的树突间距和细等轴的树突。同样，在Al0.5CoCrFeNiHEAs的GTAW中也发现了这种现象。

▲图6 （a-c）熔化区的TEM明场像；（d）熔化区的暗场相

▲图6-1 焊接接头的横截面：(a)晶体方位图和反极图（b）以及（c）FZ

3.1.2. 微观结构对高温合金焊接的影响

焊缝的力学性能主要由焊缝中的微观结构来控制，因此对微观结构的分析至关重要。

CoCrFeNiMnHEAs采用LW焊接，在焊接过程中无明显的焊接缺陷。BM主要由粗粒和细长粒组成，FZ中的晶粒被细化。同时，在FZ中观察到一些来自凝固前的细长晶粒。在BM和FZ中发现了一些粗锰硫化物(MnS)。在FZ中形成M7C3型碳化物，如图7所示。此外，还发现碳化物周围发生固位堆积和位位密度增加，这是由于碳化物的固固效应以及FZ快速冷却引起的高内部应力引起的。因此，与BM相比，由于FZ中M7c3碳化物的沉淀和晶粒的细化，FZ中的显微硬度有所提高。

Zherebtsov等人在CoCrFeNiMn的LW中也发现了类似的现象，焊接速度在3.0m/min到6.0m/min之间。焊缝中无孔隙和裂缝。在焊缝中发现了粗球形M23C6碳化物和纳米b2相沉淀物。在以往的研究中发现，焊接速度、激光功率和合金成分（Al浓度）的变化对焊缝有硬化影响。采用2kW的激光功率和1m/min的激光斑点移动速率对CoCrFeNiMnHEAs进行LW处理。成分分离减少，许多大小为0.41−0.49μm的球形沉淀（富相）分布在颗粒内和GBs上，对GBs和位错有明显的钉扎效应。

与CoCrFeNiMnHEAs相比，CoCrFeNiHEAs具有更好的耐氧性、良好的相稳定性和延展性。CoCrFeNiHEAs采用LW焊接，激光功率为1.5kW的焊接速度为40mm/s。主和次孪生系统形成了一些包含双交叉的颗粒，表明机械孪生是变形的主要原因。此外，研究还发现，双胞胎向随机高角度GBs（而不是双胞胎）的进化可以促进双胞胎比例的减少，这是由双生边界和易位之间的广泛相互作用引起的。结果表明，机械孪生体和位错运动在材料的变形过程中起着主导作用。位错运动在BM中起着重要作用，机械双胞胎在FZ中占主导地位。因此，FZ的延性与BM相似，且FZ的硬度较高。

▲图7 上图：合金的TEM明场图：(a) 烧结态the as-sintered; (b)激光焊接的状态

下图：(a)激光焊接接头的微观组织和EBSD的IPF图，（b）烧结状态；（c）焊接时的熔化区；（d）烧结状态的基材中的SEM-BSE，显示出MnS夹杂物

Jo等人对不同焊接参数的CrMnFeCoNi合金进行了LW分析。对于3.5kW下9m/min的焊接缝无裂纹，FZ的晶格结构没有改变，树突间与树突之间存在成分分离。由于FZ中存在Si/Mn氧化物颗粒，焊接接头的延性降低了16%。由于存在精细的DAS和组件的分离，焊接接头具有较高的硬度。采用光纤激光源，光束功率为600mm/min的Al0.5CoCrFeNiHEAs的焊接接头。富铝颗粒在焊缝中转化为柱状树突。WM（2.83×10−5mA/cm2）的腐蚀电流密度高于BM（8.63×10-6mA/cm2）。此外，在WM中发现了一些细长的柱状树突状颗粒，这是由富铬铁等轴颗粒与富含铝离子的Al0.5CoCrFeNiHEA中富含铝的颗粒以及富铝GBs中富亚稳态富Cr-Fe的岛向结构的转化引起的。这些因素使WM具有较高的腐蚀率。

因此，可以发现焊接缝的性能可以通过焊缝中微观结构的形成来控制，因此我们需要适当地调节微观结构。

3.2. 高温高温电子束焊接

EBW通过电子束对材料的影响将动能转化为热能，常被用于焊接材料。EBW制备的焊缝在高能密度、快速冷却速度下出现较窄的HAZ。金属的冷却速率与焊接过程中的热量输入成反比，经过快速冷却后，在熔池的局部区域形成细颗粒。这种方法也被应用于多种金属的焊接中。

▲图8 (a c) BSE图像 and (b d) EBSD图像 （GTA焊接的结果）

3.2.1. 在EBW的HEAs中，焊缝的熔池形状

在EBW中，焊缝由FZ、HAZ和BM组成。焊缝的微观结构和熔融池的形状取决于EBW的焊接速度。当焊接速度低或中等时，熔池显示椭圆形状。椭圆焊缝池的边界呈弯曲状态，从熔变线到焊缝中心的最大温度梯度不同。因此，给定的晶粒曲线不能在整个凝固过程中被有利地定位。

在CoCrFeMnNiHEAs的EBW中，熔池的形状为椭圆形，随着焊接速度的逐渐增加，熔池的形状逐渐由椭圆形转变为泪滴形。在椭圆的熔池中，颗粒生长的最佳条件是聚变线的颗粒长时间不能经历首选生长。因此，熔变线上的大量晶粒可以到达FZ的中心线，形成精细的晶粒结构。在泪滴形状的熔池中，热和晶体条件是，在消耗取向较差的颗粒时，几种有利取向的晶粒生长，导致FZ中粗结构的形成。因此，熔融池的形状对晶粒的形成具有重要意义。

▲图9 上图：焊接熔池的形状和收缩的空穴，条件为异种焊接，扫描速度为： (a) 6 m min−1, (b) 8 m min−1, 和 (c) 10 m min−1

下图：背散射电子图像：(a)初始合金, (b)顶部表面； (c) 焊接的横截面表面；(d, e) 顶部表面和焊接的横截面EBSD图像 ；(f) 焊缝周围的元素分布

未完待续

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文章来源：Research and development of welding methods and welding mechanism of high-entropy alloys: A review,Materials Today Communications,Volume 28, September 2021, 102503,https://doi.org/10.1016/j.mtcomm.2021.102503

参考文献：A critical review of high entropy alloys and related concepts，Acta Materialia，Volume 122, 1 January 2017, Pages 448-511，https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.08.081