高熵合金在焊接领域的应用研究现状

张秉刚, 于 涛, 王厚勤, 韩 柯,2

（1．哈尔滨工业大学 先进焊接与连接国家重点实验室, 哈尔滨 150001；2．江苏大学 材料科学与工程学院, 江苏 镇江 212013）

传统合金设计理念认为合金主元数越多，则越易形成金属间化合物等复杂相[1]，对合金性能影响较大。 高熵合金(high-entropy alloy, HEA)是Yeh 等[2]在研究非晶合金的基础上，打破传统的合金设计理念，提出了等摩尔多主元合金的概念，并于2004 年将其定义为高熵合金。这种合金理论的提出，为高性能合金设计提供了新思路，因此被视为材料领域最具有发展潜力的三大研究热点（高熵合金、大块金属玻璃与橡胶合金）之一[3]。而高熵合金也展现出优异的综合性能[4]，如高强度、高硬度、高耐磨性及优良的耐高温性能、高温抗氧化性、耐蚀性等。

近几年，国内外学者采用不用的焊接方法进行了高熵合金同种材料、高熵合金与异种材料、高熵合金作为填充材料的焊接，并取得了颇有影响力的学术成果。本文主要对高熵合金焊接领域的研究现状进行综述，针对高熵合金在焊接过程中存在的问题如焊接缺陷、接头性能等进行总结，并提出未来高熵合金焊接领域的发展趋势。

1 高熵合金定义及特性

高熵合金作为一种固溶体合金，无法区分溶质和溶剂组元，一般由五种或五种以上金属或非金属元素以等摩尔比或近等摩尔比经熔炼或其他方法制备而成。由于没有一种元素的含量超过50%而作为主要元素，因而高熵合金特性由各主元集体决定[5]。高熵合金由于多主元混合而产生多种效应[6]：

（1）高熵效应。对于高熵合金，由于主元数较多，会使合金系统具有更高的混合熵，尤其在高温下，混合熵一般占主导地位，系统的混合熵大于形成金属间化合物的熵变，会抑制中间相化合物的形成，促使元素简单混合形成固溶体。

（2）晶格畸变效应。高熵合金中由于元素种类较多，且原子尺寸大小不一，会造成严重晶格畸变，从而给高熵合金带来优于传统合金的机械、物理和化学性能。

（3）迟滞扩散效应。高熵合金各种元素之间的原子尺寸相差较大，特别是当合金的混合熵很高时，合金主元之间的协同扩散就会变得困难。而且晶格的严重变形也会阻碍原子的运动，使扩散在高熵合金中难以进行。

（4）鸡尾酒效应。此效应由Ranganathan 首次提出并应用于金属领域，指因组合协调而产生意想不到的效果。对高熵合金来说，各组元均可影响合金的整体性能。可在制备高熵合金时，通过选取各种特定性能元素，来得到具有不同特性的高熵合金，这也是目前高熵合金的主要配制方法。

2 高熵合金焊接

目前高熵合金研究重点依然倾向于不同主元所获得的组织及性能方面的研究，局限于实验室研究与开发探索，因此在焊接方面的研究成果依然处于初期阶段。对文献数据网站Web of Science 中与“Welding of high-entropy alloys”相关的出版文章数和引用数进行统计，结果如图1 所示。由图1 可以看出，从2016 到2021 年，出版数和引用数均大幅度上升，这说明随着高熵合金相关制备工艺的发展，高熵合金的焊接正在成为一个研究热点。目前研究的焊接工艺，主要分为三个：熔化焊接技术、扩散焊接技术和固相焊接技术[7]。

由于高熵合金的多主元特点，导致其在制备过程中极易出现组织变化和成分偏析，大块材料性能均匀性无法保证，因此到目前为止有关高熵合金之间的焊接研究文献主要集中在三个方面：高熵合金同种材料焊接、高熵合金与异种材料之间的焊接以及高熵合金作为填充材料进行异种材料之间的焊接。其中高熵合金同种/异种焊接接头性能存在着一定程度的下降，并受到合金本身性能、接头结构和焊接工艺等因素的限制。高熵合金作为填充材料时，可以通过成分调控以及高熵合金具备的高熵效应和迟滞扩散效应抑制母材的过度溶解，生成固溶体相而非金属间化合物，进而提升接头性能。

2.1 高熵合金同种材料焊接

Palguna 等[8]研究了Al0.2CoCrFeNiMo0.5高熵合金的钨极气体保护焊（GTAW）接头组织和性能。结果表明，热影响区（HAZ）和焊缝区（FZ）展现了和母材（BM）相同的组织特征。形态特征由BM 中FCC+σ 相粒子变成了HAZ 中破碎的共晶组织以及FZ 中枝晶FCC 相和枝晶间σ 相，造成了GTAW 接头屈服强度、拉伸强度和断裂应变的轻微下降。同时，接头伸长率的下降与FZ 中连续的枝晶间脆性σ 相造成的裂纹萌生和扩展相关。

Wu 等[9]对由电弧熔炼生产的CrMnFeCoNi合金（单相面心立方结构材料）进行了电子束焊接（EBW）研究，发现接头成形良好、无裂纹等缺陷产生，且在室温下接头保持了母材的强度与塑性。此外作者还发现CrMnFeCoNi 合金EBW 接头在低温下拥有更加优异的强度和塑性，认为这是由于低温下材料内产生了较多孪晶界而形成孪晶强化的结果。通过对比两种不同热循环状况下的CrMnFeCoNi合金接头，即高能量密度-低热输入的EBW 和低能量密度-高热输入的GTAW，发现GTAW 接头抗拉强度和伸长率均降低，分别为母材的80%和50%[10]。

Kashaev 等[11]采用激光束焊接（LBW)获得了CoCrFeNiMn 型高熵合金对接接头。在焊缝区域形成了M7C3型碳化物沉淀相，使合金硬度从150HV0.5提升至205HV0.5。焊接接头相对于母材屈服强度和抗拉强度保持一致，伸长率略有下降。同样地，两种材料的疲劳测试结果相当，耐久极限为200 MPa，大致为CoCrFeNiMn 型高熵合金极限抗拉强度的55%～57%，焊接接头未断裂在焊缝区域。通过观察疲劳试样的微观组织，发现当测试压力增加到350～365 MPa 时，二次滑移系统被激活，而只有单滑移在250 MPa 的最大应力下运行。通过高功率LBW 成功获得了无缺陷的FeCoNiCrMn高熵合金接头[12]。焊缝内存在着细小的晶粒，并表现出高硬度和良好的抗循环变形能力。这是因为Mn-C 沉淀相在晶粒内和晶界处富集，对位错和晶界起到了钉扎的作用。AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金（EHEA）LBW 接头由于较高的冷却速率及其引起的快速凝固效应，使得焊缝区域主要由＜111＞反向的细小等轴晶粒组成。由于小角晶界（LABs）和高位错密度而导致焊态接头强度略高于母材，为1201 MPa，且拉伸试样断裂在母材区域[13]。通过对共晶高熵合金AlCoCrFeNi2.1扩散焊接头的研究[14]，在温度低于1000 ℃时，扩散区域宽度随着温度升高而增大；温度高于1050 ℃时，在迟滞扩散效应的影响下宽度未发生变化。接头最大剪切强度为1050 ℃条件下的648 MPa，这是因为在1000 ℃以下温度，接头中存在大量空洞以及FCC相和B2 相之间的非协调形变，易发生脆性断裂；随着温度升高，接头中形成了连续的固溶体，增大了接头强度。Li 等[15]采用Ni 基中间层获得了良好的AlCoCrFeNi 高熵合金钎焊接头。通过界面的成分设计，在1300 ℃/-15 min 条件下的接头强度为（687.2±23.2） MPa 的近似均质接头，是异质接头的3 倍。接头内高熵固溶强化，析出强化以及晶粒细化效应是性能的主要提升机制。与此同时，在800 ℃下退火240 h 后，接头强度仅下降3%，说明其在高温下应用的稳定性。Zhu 等[16]对采用电弧熔炼制取的CoCrFeNiAl0.3高熵合金进行了搅拌摩擦焊（FSW）焊接性的研究。接头处可以观察到四个典型区域：焊核区（SZ）、热变形影响区（TMAZ）、热影响区（HAZ）和母材（BM），且无缺陷产生。焊核（SZ）在再结晶的作用下呈现细小的等轴晶组织并具有最高的硬度值，晶粒尺寸随着焊速的增加略有减小。TMAZ 由于局部再结晶，由粗大和细小晶粒混合而成。Lin 等[17]获得的Al0.3CoCrCu0.3FeNi 高熵合金对接FSW 接头的最高拉伸屈服强度为920 MPa，伸长率为37%。通过对接头SZ 组织进行分析（图2）发现，由于部分再结晶而形成的异质结构造成的协同强化、Hall-Petch 强化、ROM 导致的变形晶粒强化是性能提升主要原因，这在传统合金的FSW 中是不常见的，这归因于HEA 的低堆垛层错能和高晶粒生长活化能。上述结果表明，FSW 可作为一种高熵合金的连接手段应用在工程实际中。

2.2 高熵合金和异种材料之间的焊接

Sokkalingam 等[18]对Al0.1CoCrFeNi 高熵合金/AISI304 不锈钢进行异种材料电子束焊接研究，获得了纯净无缺陷的接头。在低热输入条件下，不锈钢侧的热影响区宽度被限制在20 μm 左右。焊缝金属遵循A 凝固模式，由于电子束焊接的快冷以及较低的Cr/Ni 比而获得了过饱和的全奥氏体柱状枝晶结构，并呈现出外延生长特征。异种材料接头的屈服强度和极限抗拉强度分别为（310±10） MPa 和（560±15） MPa，高于Al0.1CoCrFeNi 合金母材。对这两种材料进行电弧焊接同样获得了很好的接头结构，在靠近Al0.1CoCrFeNi 合金侧的焊缝中存在外延的等轴枝状晶，而AISI304 侧为粗大的柱状晶粒[19]。接头的强度高于高熵合金，可以满足室温条件下的结构应用。Oliveira 等[20]利用激光焊对轧制CoCrFeMnNi 高熵合金和316 不锈钢进行连接，发现焊缝区由一种新的单相FCC 固溶体构成，由两种母材以及316 不锈钢中的C 熔化后混合形成，并产生固溶强化作用。接头强度约为450 MPa，断裂在焊缝区，是因为该区域内形成了较大的等轴晶粒。在FeCoNiCrMn-TC4 激光焊接头中添加Cu 中间层，可以使接头强度提升140 MPa，这是因为生成的富Cu 相可以破坏脆性金属间化合物，增加了接头塑性[21]。

Du 等[22]研究了不同温度下难熔高熵合金Al5(TiZrHfNb)95和Ti2AlNb 扩散焊接头的组织（图3）和性能。典型接头组织为Ti2AlNb/固溶体/Al3Zr5/固溶体/Al5(TiZrHfNb)95，Al3Zr5脆性相笔直地分布在界面处，其形成原因是在扩散焊温度下具有最低的Gibbs 自由能，会造成应力集中并萌生裂纹，从而降低接头强度。随着钎焊温度的增加，在1100 ℃时，接头剪切强度达427 MPa，因为Al3Zr5脆性相含量的减少，由脆性断裂转换为韧性断裂。在AlCoCrFeNi/BNi-2/FGH98 钎焊结构中，在HEA 合金侧生成富Ni 高熵混合相，在高温合金侧则形成富Cr 的硼化物Cr5B3。随着钎焊温度的提升，接头强度先上升后下降。这是因为在较低温度下，钎缝内存在空洞和硼化物，提高温度后Ni(s,s)相增多，有利于接头强度。当温度为1090 ℃和1110 ℃时，在HEA 侧出现Cr5B3，弱化了接头强度。在1070 ℃/-10 min 条件下，获得最大剪切强度454 MPa，发生韧性断裂[23]。

Nene 等[24]对亚稳态相变Fe39Mn20Co20Cr15Si5Al1高熵合金（Al-HEA）和Al-7050 合金进行了搅拌摩擦对接焊。在焊核中存在明显的机械混合特征，剪切掉的HEA 颗粒分散在铝合金中，金属间化合物的产生受到抑制，获得了近似清洁的界面。同时焊接接头的抗拉强度为400 MPa，伸长率约为10%，在腐蚀测试后的焊接界面处没有明显的点蚀痕迹，说明与高熵合金的异种连接接头是获得高强铝合金轻质应用的一种有效途径。通过FSW 对CoCrFeMnNi 和STS304 钢进行连接，获得了无缺陷的接头[25]，同时因为原子的迟滞扩散效应阻止晶粒长大使得HEA 侧的TMAZ 区的晶粒更细小。FZ由单相FCC 固溶体相组成，具有较高的硬度。在TRIP 和TWIP 机制的作用下，接头的低温拉伸性能优于室温（图4）。

2.3 作为填充材料进行异种材料之间的焊接

随着经济的发展和科学技术的不断进步，单一金属结构通常很难满足工业生产的需求，因此传统异种金属材料连接的复合结构成为发展趋势，但异种材料同时存在冶金不相容性，如接头易形成脆性金属间化合物、不同熔点相的偏析以及较大的残余应力等问题[26]，从而导致接头性能较差。

调控异种材料接头冶金不相容性的传统方法主要是通过施加扩散阻挡层对金属间化合物进行控制。高熵合金由于其独特的高熵效应，高温下的迟滞扩散效应以及多组元条件下的结构稳定性，在被应用为异种焊接接头填充材料时，倾向于抑制金属间化合物相而形成简单FCC 或BCC 相[6]，进而抑制母材的过度溶解，来提高接头性能[7]。Liu 等[27]提出采用高熵合金作为中间层焊接Al/Mg 合金有助于在焊缝中抑制金属间化合物的产生，形成简单固溶体。因此利用高熵合金作为填充材料进行异种材料之间的焊接有较广泛的应用前景。

2.3.1 熔化焊研究

目前国内外针对高熵合金作为中间层进行的熔化焊研究报道主要集中在异种材料的电阻点焊、激光沉积焊以及激光焊。

Hamed 等[28]采用电阻点焊6061-T6 铝合金和St-12 低碳钢异种材料的过程中添加了不同厚度的Al0.5FeCoCrNi 高熵合金中间层。相对于无中间层条件下Al 侧界面存在的情况，添加中间层的接头内无裂纹的产生，这是因为在Al 侧产生了复杂的IMCs 层，但是有增加了热撕裂现象的趋势，这与IMCs 向Al 中的溶解而影响其凝固行为相关，并随着中间层厚度的增加，溶解率增加，在接头处产生共晶组织。

Liu 等[29]研究发现，在AA6061 和304SS 异种材料的激光沉积焊过程中添加高熵合金填充层能够抑制脆性IMC Fe-Al 的形成，同时在焊缝区无偏析，生成了细小的等轴晶。通过在304SS 和SMA490BW钢的异种焊接中添加CrMnFeCoNi 和CrFeNi2.4Al0.6高熵合金填充层，发现母材的稀释率会影响焊缝区的高熵成分，所有接头均展现出较好的拉伸强度和优于SMA490BW 钢的耐腐蚀性[30]。在304SS 和Q235 钢的激光沉积焊接过程中，研究了添加不同比例的BCC 形成元素（Fe，Cr 和Mn）和FCC 形成元素（Co 和Ni）的影响，组织和性能对比见图5[31]。发现随着（CrMnFe）含量的增加，焊缝区形成等轴胞状晶，晶粒尺寸增大，同时形成了更多的BCC相，增大了焊缝区硬度。其中接头填充(CrMnFe)5(CoNi)5粉末成分时，具有最合适的BCC 和FCC 相比例，接头呈现最优的性能，说明可通过调控中间层组分来对接头性能进行控制。

Gu 等[32]为了避免TC4 钛合金和6082 铝合金激光焊接头中生成Ti-Al 金属间化合物，使用了CoNiCuNb0.5V1.5高熵合金填充层。在高熵合金的高混合熵和迟滞扩散效应的作用下，抑制了IMC相的产生，最大抗拉强度为190 MPa。

值得注意的是，采用熔化焊对异种材料连接时，由于涉及两侧合金的熔化，因此选用高熵合金作为填充材料时必须考虑两侧合金熔化对焊缝高熵化的影响，为减小这种影响，需从焊缝形貌和填充材料两方面进行考虑。

2.3.2 钎焊研究

贾晨[33]采用Cu20A120Sn20Ag20Bi20 高熵合金钎料对铝/铜进行了高频感应钎焊工艺研究，结果表明，钎缝处存在立方结构黑色相和四方晶系结构灰色相，但非CuAl2金属间化合物相，这说明采用高熵合金钎料能抑制金属间化合物的产生。对接头进行力学测试发现，采用15 A 电流时获得的接头强度最优（38.84 MPa），但与现有Zn-Al 钎料钎焊接头强度(128.5 MPa)相比，性能较低[34]，这是由于钎料中加入低熔点的Sn 元素和Bi 元素以降低钎料熔点，这两种元素的存在影响了钎料的力学性能，因此后期需对高熵合金钎料进行优化。

Ding 等[35]采用CoCrFeMnNi 高熵合金中间层对Cu 和Ti 进行了真空固相扩散焊。在不同温度下，HEA/Ti 侧均连接良好，无明显缺陷，由于迟滞扩散效应形成了固溶体相和两种IMC 相（Mn2Ti和Cr2Ti）。在800～850 ℃的Cu/HEA 侧发现了Kirkendall 孔洞，在反应层内形成了单一FCC 固溶体相。这与不同温度下元素的扩散系数相关。反应层的厚度可以通过扩散温度和扩散时间来进行控制。

此外，高熵合金填充层也被应用到陶瓷材料的焊接研究中。Zhang 等[36]采用Ti/FeCoNiCrCu 复合填充层对ZSC 陶瓷/GH99 合金进行了钎焊研究。发现由于高熵合金的混合熵效应，焊缝中优先形成FCC 固溶体。当钎焊温度达到1180 °C，保温时间为60 min 时，接头获得最高剪切强度（71 MPa），这是由于该工艺参数下焊缝中形成了较多FCC 固溶体，对接头起到强化作用。

Wang 等[37]采用CoFeCrNiCu 高熵合金钎料对SiC 陶瓷进行钎焊连接。发现钎焊接头的组织性能与钎焊温度的关系较小，当使用高熵合金钎料时，接头在1453 K 下的最高剪切强度可达60 MPa，远高于使用AgCuTi 钎料的SiC 钎焊接头。这是因为在接头基体中形成大量的FCC 固溶体，能够缓解其残余应力，同时高硬度Cr23C6相的产生可以阻碍裂纹的扩展，这均有利于强度的提高。Wang等[38]又在ZrB2-20%（体积分数）SiC 与纯Nb 的异种钎焊过程中利用了CoFeCrNiCu 高熵合金钎料。由于高熵混合效应，使Cr 元素的活性在钎焊过程中被保持，产生的锯齿状Cr2B 相增加了钎焊界面强度。Nb 母材与高熵钎料反应生成较软的FCC 固溶体和较硬的Laves 相可显著增大接头力学性能。

高熵合金作为一种新的金属材料，在焊接领域具有很好的研究及应用前景。通过总结分析焊接参数，高熵成分和焊接初始结构状态对同种/异种高熵合金接头以及高熵合金作为填充材料进行异种材料焊接接头微观组织及性能的影响，得到了如下结论：

（1） 高熵合金熔化焊接在加热和冷却过程中形成了异质结构接头，强度损失相对较为严重；固相连接由于较低的热输入，接头强度优于熔化焊，但强度高或者塑性低的高熵合金不适用于固相焊，同时受到接头结构的限制；扩散焊接头性能由界面扩散及反应决定，同时受到填充材料成分和焊接参数的影响。对不同条件和工艺下高熵合金焊接的性能总结见表1[8-9,13,15,17-18,20,23-24,31-32,36,38]。

表1 高熵合金焊接的接头力学性能[8-9,13,15,17-18,20,23-24,31-32,36,38]Table 1 Mechanical properties of welding joints of HEA[8-9,13,15,17-18,20,23-24,31-32,36,38]

（2） 高熵合金作为填充材料表现出巨大发展潜力。HEA 可以将接头金属转化为简单的固溶体相，并抑制母材的过度溶解，防止金属间化合物的产生。

（3） 与传统组元合金相比，高熵合金相关焊接接头的主要强化形式为固溶强化，即在高熵效应、晶格畸变效应和迟滞扩散效应下，形成了以固溶体相为主的组织，从而提高接头的力学性能；同时可以利用鸡尾酒效应进行组织和性能上的调控。

（4） 高熵合金焊接接头除了在室温和高温条件下具有良好的力学性能，也在低温下也呈现了优异的性能。

3 高熵合金涂层的焊接制备

高熵合金由于其混合熵高于合金整体熔化熵，一般会形成简单固溶体相，具备显微组织简单化、不倾向于生成金属间化合物、纳米级析出物或非晶结构等特征，具有高硬度、高强度、高耐蚀、高耐磨、高热阻、耐高温等特性[39-40]。正是由于高熵合金具备传统合金所无法比拟的上述优异性能，故利用传统焊接热源制备高熵合金涂层具有极为广阔的应用前景。

目前，高熵合金涂层制备方法主要有磁控溅射技术[41-42]、热喷涂技术[43-44]、氩弧熔覆技术、高能束熔覆技术等。磁控溅射技术所制备的高熵合金涂层较薄，无法满足高强度的应用场合，且对基材有一定要求；热喷涂技术制备的高熵合金涂层与基材的结合性较差；氩弧熔覆技术与高能束熔覆由于熔覆质量较高，与基材可形成良好冶金结合且尺寸不受限等特点而成为制备高性能高熵合金涂层的新兴方法[45]。

3.1 氩弧熔覆

氩弧熔覆技术与钨极氩弧焊原理相同，采用钨极电弧在氩气保护下进行工作。由于钨极的载流能力有限,电弧功率会受到限制，这一工艺特点恰好适用于材料的表面改性处理，制备耐磨、耐腐蚀或者耐高温的涂层。氩弧熔覆获得的涂层质量较好，适合铝、钛、镁等活性有色金属以及不锈钢等材料的表面改性[46]。

霍文燚等[47]探究了熔覆电流对AlCrFeCoNiCu高熵合金涂层显微组织的影响。结果表明，不同熔覆电流制备的AlCrFeCoNiCu 高熵合金涂层均由枝晶组织、枝晶间组织、分布在枝晶间组织上的块状组织及少量细小析出物组成。随着熔敷电流的增大，热输入增大，凝固速度降低，组织逐渐变得粗大，分解趋势变大，而涂层中的细小析出物分布不均匀性也增大。在熔覆电流230 A 下制备的高熵合金涂层硬度最佳，这是由于熔覆电流较小时，涂层未充分熔化，表面硬度较低；而当熔覆电流过大时，基体剧烈熔化，涂层过度稀释，且涂层组织过渡粗化（热输入过大），严重影响了涂层的硬度。

Huo 等[48]采用钨极氩弧技术(TIG)在304 不锈钢表面制备的CoCrFeMnNbNi 高熵合金涂层由树枝状Laves 相和枝晶间FCC 相组成。由于Laves 相脆硬性较大，有效避免了涂层表面发生严重塑性变形和剥离损伤行为，而FCC 固溶体由于塑性较好，可保护表面免于发生脆性断裂，因此该涂层展现出优异的耐磨性。

Fan 等[49]研究了基体中Fe 向氩弧熔覆AlCoCr-FeNi 高熵合金涂层内溶解量（稀释率）增加对涂层组织性能的影响，发现相结构由单一的等轴BCC相转变为羽状FCC+BCC 混合相，最后变为FCC相枝晶和BCC 枝晶间混合结构。这是由于随着Fe 含量的增加，合金的VEC 变大，从而增大FCC相的稳定性，也导致涂层的显微硬度和耐腐蚀性下降。Fan 等[50]还研究了超声作用对氩弧熔覆AlCoCuFeNi 高熵合金涂层的影响。结果表明，在功率超声的施加作用下，涂层组织产生细化，偏析现象消失，进而改善了涂层的显微硬度和耐腐蚀性。这与在超声对熔覆熔池产生的空化作用下，提高其流动速率和增加冷却速率相关。

3.2 高能束熔覆

高能束熔覆是采用高能束（离子束及激光束）作为移动热源在金属材料表面快速熔覆一层耐磨、耐蚀、耐热合金层的表面改性技术，由于熔覆层与基体成冶金结合，连接强度高，涂层组织均匀细小，具有良好的综合性能，已经成为表面改性研究的热点。

等离子熔覆工艺简单、污染少、效率高，但尺寸精度及成形件质量较低。Cheng 等[51]研究了Nb元素的添加对CoCrCuFeNi 高熵合金涂层组织和性能的影响。结果表明，添加Nb 元素后，涂层组织由FCC 固溶体转变为(CoCr)Nb 类Laves 相与FCC固溶体相（图6）。此外，CoNiCuFeCrNb 涂层的硬度及耐磨性显著提高，且耐腐蚀性也优于CoCrCuFeNi 涂层及304 不锈钢。Lu 等[52]在Q235钢表面制备了CrCuFexNiTi 高熵合金涂层，发现涂层的组织和性能从基体与涂层之间的界面向涂层顶部呈梯度变化，这时温度分布、涂层成分分布均呈梯度规律，使从界面到顶部的混合熵值增加，而产生FCC 和BCC 相。这种梯度变化有利于应力的缓解。Wang 等[53]研究了Q235 钢上制备的CoCrFeMnNi 和(CoCrFeMnNi)85Ti15高熵合金涂层的高温摩擦磨损行为，其中(CoCrFeMnNi)85Ti15涂层的显微硬度约为CoCrFeMnNi 涂层的6 倍。添加Ti 的涂层在400 ℃时展现出最佳的耐磨性，磨损率仅为4.08×10-6mm3·N-1·m-1，磨损机制为氧化磨损和接触疲劳。Peng 等[54]研究了添加不同质量分数WC 对等离子熔覆FeCoCrNi 高熵合金涂层组织和性能的影响，发现随着WC 质量分数增加，涂层组织变得复杂。当WC 质量分数高于60%时，涂层由WC 和FCC 相作为高熵基体，分布着Fe3W3C 碳化物和富Cr 第二相两种析出相，其中Fe3W3C 碳化物能够促进涂层的显微硬度和耐磨性的提升。当质量分数为60%时，涂层具有最佳的耐磨性，最小磨损率为3.27×10-7mm3·N-1·m-1和最大硬度值59.6HRC。

激光熔覆技术具有高能量密度、快热快冷、对基材的热影响较小、熔覆层粉末选择范围广及稀释率可控等特点，同时熔覆层组织具有均匀致密、微观缺陷较少，与基材可形成良好冶金结合且尺寸不受限等优势，因此，有关激光熔覆高熵合金涂层的研究较多，主要集中于涂层的硬度与耐磨性、耐蚀性、耐高温性及一些物理性能方面。

文献[55-66]报道了近几年采用激光熔覆制备的高熵合金涂层硬度及耐磨性方面的研究，如表2[55-66]所示。通过改变高熵合金成分配比[55-60]、添加微量合金化元素[61-63]或对合金进行适当热处理[64-66]是提高激光熔覆高熵合金涂层硬度和耐磨性的主要途径。激光熔覆涂层之所以具有高硬度和高耐磨性，是由于以下几个因素：（1）高熵合金中各主元原子半径存在差异或某一主元的原子半径和其他主元原子半径差异较大，从而产生严重的晶格畸变，产生固溶强化作用；（2）高熵合金改变成分配比后导致BCC 固溶体相的增加，组织发生较大变化；（3）激光表面处理时快速熔化和凝固，导致了涂层内晶粒比较细小。

表2 激光熔敷制备的具有高硬度和高耐磨性高熵合金涂层研究报道[55-66]Table 2 Literatures of HEA coating prepared by laser cladding with high microhardness and wear resistance[55-66]

当高熵合金含有Co, Ni, Cr, Al 等元素时，在HNO3、 H2SO4、 NaOH 和NaCl 等溶液介质中表现出较好的耐腐蚀性能。文献[67-70]经过研究，认为改变高熵合金成分有助于改善涂层的耐腐蚀性。文献[71-72]指出，激光熔覆工艺参数对涂层的耐腐蚀性会产生一定影响。文献[73-74]研究显示，激光熔覆后表面超声处理和3D 打印激光熔覆会获得具有优异耐腐蚀性能的高熵涂层。

高熵合金高温下进行处理时，由于固溶体相的稳定存在[75-76]，表现出较为优异的高温性质。当向涂层中添加Al[57、77]、Cr[78-80]、Si[80]等合金元素时也能显著提高其高温抗氧化性。此外，文献[81]采用激光熔敷制备的高熵合金涂层展现出了优异的磁性能和电阻性能。

4 结束语

目前，高熵合金研究依然处于实验室研究阶段。很多成果尚未得到实际应用，这主要受其形成机理及其合金成分复杂性的影响，这也间接影响了高熵合金在焊接领域的应用。随着对高熵合金相关机理的揭示及其制备工艺的不断成熟，高熵合金在焊接领域的研究将会逐渐深入。根据上述已有研究成果，本文作者对高熵合金在焊接领域相关问题及研究趋势概述如下：

（1）高熵合金在与同种或异种材料进行焊接时，接头中产生的焊接缺陷，尤其是裂纹缺陷的形成机理依然有待进一步研究。另一方面，焊接工艺参数对接头组织的转变过程及性能产生的影响和接头变形机理等尚不清楚。

（2）利用高熵合金作为填充材料进行异种材料焊接时，需要提出有效的高熵合金中间层成分的选取原则。此外，焊接异种材料时，应充分考虑两侧合金的熔化对填充层成分的稀释，导致的焊缝内组织不均匀，同时接头母材与焊缝界面处成分偏离高熵成分，易于形成脆性化合物，相关研究鲜见报道。

（3）在高熵合金涂层方面，由于涂层和基材之间存在温度梯度和物性参数差异，氩弧和高能束的局部加热过程可能会导致高熵合金涂层出现气孔、裂纹等缺陷。同时高熵合金元素组成及配比、熔覆工艺参数、后续热处理工艺对高熵合金涂层的组织和性能具有显著影响，揭示这些关键因素的影响规律及其微观机制是今后该领域的研究重点。