李娟1,趙宏龍,1,周念2,張英哲3,秦慶東,1,蘇向東1

2004年，Murty等[1]首先命名了高熵合金(HEA)這一新的合金體系，其主要特征是由5種及以上元素按照等原子比或者近等原子比組成，突破了傳統合金以單種金屬元素為主要成分的設計理念，通過引入多主元，使合金具有了較高的混合熵和位形熵。在高熵的驅使下合金形成了全固溶組織[2,3]。這種特殊的全固溶體結構，產生了典型的固溶強化作用，使得合金的力學、物理等性能均得到顯著提高，如AlCoCrFeNi2.1HEA的強度高達1.186 GPa、延伸率達22.8%[4]，Al60Cu10Fe10Cr5Mn5Ni5Mg5合金硬度達到916 HV[5]。HEA的熵增產生了“雞尾酒”效應[6]，使其具有了優良的耐磨性、耐蝕性以及高熱阻和優異的磁學性能。這些特異性能使其在國防軍工、核工業、高新技術產業等尖端領域成為潛在的替代材料。

科研人員在HEA的制備、體系開發、力學性能表征、計算材料學等方面開展了大量工作，取得了重要進展，而在合金的連接與焊接方面開展的工作較少。但在工程中，經常需要將不同性能的材料通過焊接方式進行連接，充分發揮各自的優勢，以獲得性能的最優化和成本最小化。因此，開展HEA的異種金屬焊接研究，具有重要的理論和實際意義。Li等[6,7]開展了共晶HEA AlCoCrFeNi2.1分別與TiAl和GH4169高溫合金的擴散焊連接，發現與TiAl合金擴散焊時隨溫度的升高，剪切強度先升高后降低，原因是隨溫度的升高，擴散所形成的金屬間化合物尺寸變大，厚度增加，導致剪切強度降低；與GH4169合金擴散焊時，隨著溫度的升高，剪切強度逐漸提高，并在擴散區生成了fcc固溶相，力學性能提高的原因是擴散層變厚。Lei等[8]研究了Al0.85CoCrFeNi與TiAl合金真空擴散焊連接，發現低溫長時間焊接能夠獲得較高的剪切強度，原因是隨擴散時間的延長，界面處的孔洞變成空位，由金屬間化合物組成的擴散層變化不明顯；但在高溫焊接時隨擴散時間的延長，由金屬間化合物組成的擴散層逐步增厚，導致力學性能降低。可見，采用恰當的焊接工藝對提高焊接質量具有重要的作用；另一方面，擴散層的相組成也直接影響到焊接質量，如果能夠獲得一個全固溶體結構的焊接接頭將對力學性能提升發揮重要的作用。另有科研工作者圍繞著CoCrFeMnNi HEA的摩擦焊[9]、擴散系數[10,11]等方面開展了研究工作，也都顯示出了焊接工藝參數的重要性。

CoCrFeNiCu作為一種較為成熟的HEA，因Cu能夠在高溫摩擦磨損過程中起到潤滑劑的作用，使其高溫磨損性能優異[12]。304奧氏體不銹鋼(304SS)因低廉的成本和優秀的室溫性能被廣泛應用，但高溫下氧化嚴重且硬度退化較大，極大地限制了304SS在運動部件上的應用[13]。將CoCrFeNiCu HEA與304SS焊接，在高溫區域發揮CoCrFeNiCu HEA的高溫耐磨性的優勢，在室溫區域體現304SS的成本和性能優勢，將會產生一個具有較佳性能組合的零件。關于CoCrFeNiCu HEA的焊接，擴散焊是一種比較適合的的焊接工藝，通過固相擴散能有效避免低熔點的Cu在晶界處析出的弊端，可提升焊接質量。而對于CoCrFeNiCu HEA的擴散焊還鮮有報道，與其他成分HEA的焊接擴散機理也不盡相同。因此，本工作以CoCrFeNiCu HEA和304SS為研究對象，研究2種合金擴散焊過程中的微觀組織、擴散行為、力學性能，探討相關機理，為高熵合金的工程應用提供支撐。

1實驗方法

實驗材料選用等摩爾比的CoCrFeNiCu HEA和304SS，所用原材料的化學成分如表1所示。CoCrFeNiCu HEA采用懸浮熔煉爐進行熔煉、澆注成形。熔煉時首先將純度為99.5%的Co、Cr、Fe、Ni和Cu顆粒放入懸浮熔煉的銅坩堝中，然后抽真空至5 × 10-3Pa，充入純度為99.99%的高純Ar氣至正常的壓力，進行熔煉，待熔化后澆注到水冷模具中獲得CoCrFeNiCu HEA錠。采用線切割機床分別從CoCrFeNiCu HEA和304SS上切割截面30 mm × 30 mm、長60 mm的金屬塊作為母材。焊前對待焊材料進行超聲波清洗5 min，之后迅速放入擴散焊爐中進行裝配，裝配時以30 mm × 30 mm的截面作為焊接面進行對焊。依據擴散焊的基本原則，擴散溫度一般選擇 (0.6~0.8)Tm(Tm為合金的熔點)。由于2種母材中CoCrFeNiCu HEA的熔點較低，因此以CoCrFeNiCu HEA的熔點(1337℃[14])作為擴散焊溫度的基準，選定擴散溫度為950、1000、1050和1100℃ 4個溫度點，擴散時間均為120 min，焊接壓力統一設定為20 MPa。

表1焊接母材的化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of base materials

Note:HEA—high-entropy alloy, 304SS—304 stainless steel

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分別采用Axio Imager A2M光學顯微鏡(OM)、Nova NanoSEM 450掃描電子顯微鏡(SEM)、Oxford X-act能譜儀(EDS)、NordlysMax2電子背散射衍射儀(EBSD)、TECNAI G2F20透射電子顯微鏡(TEM)和SmartLab 9 X射線衍射儀(XRD)進行顯微組織和結構分析。金相樣品通過線切割從焊件上獲取，切割時以焊縫中心線為基準向垂直于焊縫方向的兩側母材各延伸10 mm，平行于焊縫方向截取長度20 mm，獲得面積為20 mm × 20 mm的金相試樣。最后按照標準的機械研磨、拋光程序進行金相試樣制備，以王水作為腐蝕劑進行晶界腐蝕。為了分析擴散界面處的相組成，以焊接界面為長度方向的中心線，切割成50 mm (長) × 10 mm (寬) × 3 mm (厚)的試樣，在界面的兩側各切出一個V型缺口，通過折彎裝置將樣品折斷，獲得斷口，最后通過SEM和XRD進行表征。

力學性能測試采用SHT5305拉伸試驗機，拉伸試樣的尺寸見圖1，以0.3 mm/min的速率進行測試，同樣的實驗進行3次，然后對測試結果取平均值。硬度測試采用Buehler VH3100C Vickers硬度測試系統，測試載荷為50 g，保壓時間為10 s，同一條件下設定7 × 7的矩陣(橫向選擇7個點，縱向選擇7個點，相鄰2點之間的中心距設定為40 μm)進行測試，最終繪制硬度分布圖。

圖1

圖1拉伸試樣示意圖

Fig.1Schematic of the tensile sample with a thickness of 3 mm (unit: mm)

2實驗結果

圖2為CoCrFeNiCu HEA母材的OM像、XRD譜、SEM像和EDS結果。由圖2b可見，CoCrFeNiCu HEA是由單一的fcc結構的固溶體組成。通過SEM像(圖2c)和EDS (圖2d)分析顯示，枝晶內由Co、Cr、Fe、Ni和Cu組成(圖2c中Point 1處)，枝晶間是由Cu和Ni元素組成的富Cu相(圖2c中Point 2)。定量分析結果顯示枝晶內Cu為9.7% (原子分數，下同)，其他元素較為均衡，枝晶間Cu為71.3%，Ni為9.3%。許多科研工作者針對這一偏析現象進行了研究，認為是Cu的固溶度差異造成的[12,15]。圖3是304SS的OM像和XRD譜。可見，304SS是由奧氏體組成，同時還含有一定量的馬氏體，OM像(圖3a)顯示奧氏體晶粒的尺寸約為50 μm，在晶粒內部有少量黑色的析出相，經XRD分析(圖3b)這些相為馬氏體。

圖2

圖2CoCrFeNiCu HEA母材的OM像、XRD譜、SEM像和EDS結果

Fig.2OM (a) and SEM (c) images, XRD spectrum (b), and EDS result (d) of CoCrFeNiCu HEA base metal

圖3

圖3304SS母材的OM像和XRD譜

Fig.3OM image (a) and XRD spectrum (b) of 304SS

圖4是不同焊接溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊縫區的顯微組織。可見，各溫度下CoCrFeNiCu HEA和304SS都能擴散焊。950℃時，界面連接較好，富Cu相在界面處變成了小于1 μm的顆粒(圖4a)；SEM像顯示界面仍有一些孔洞，界面保留直線特征，清晰可見(圖4b)。擴散焊溫度增加到1000℃后，界面仍然清晰可見，接近于直線，界面上富Cu相的數量減少，孔洞數量也在減少，顯示焊接的質量有所提升(圖4c和d)。1050℃時，界面處的氣孔完全消失，形成一條帶狀的擴散層(圖4e)。與1000℃相比(圖4c)可以看出，擴散層的厚度明顯增加，具體的厚度變化將通過元素分布進行測量。同時，界面的形狀不再是一條直線，開始變得彎曲，界面處的富Cu相也進一步減少。由圖4f可見，CoCrFeNiCu HEA的晶內析出許多細小的顆粒。1100℃擴散焊時，界面已完全彎曲，且不再清晰，擴散層由帶狀變成區域，界面處的富Cu顆粒消失，靠近界面處的母材中還存在著富Cu帶(圖4g和h)，同時，CoCrFeNiCu HEA晶內析出顆粒的尺寸進一步增大。選取1100℃擴散焊后CoCrFeNiCu HEA，對析出的顆粒進行TEM表征，見圖5。可見，這些析出的顆粒尺寸在200 nm左右 (圖5a)，EDS分析(圖5b)顯示這些顆粒是富Cu相；同時還觀察到殘余的板條狀富Cu相的存在，析出顆粒的成分與板條狀富Cu相成分基本一致，接近母材中富Cu相成分(圖2d中point 2)。

圖4

圖4不同焊接溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭OM和SEM像

Fig.4OM (a, c, e, g) and SEM (b, d, f, h) images of CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joints at 950oC (a, b), 1000oC (c, d), 1050oC (e, f), and 1100oC (g, h)

圖5

圖51100℃擴散焊后CoCrFeNiCu HEA母材的TEM像和EDS分析

Fig.5TEM image (a) and EDS analysis (b) of the CoCrFeNiCu HEA after diffusion welding at 1100oC

圖6為不同焊接溫度下母材與焊縫區域的EDS線掃描結果，其中左側為304SS，右側為CoCrFeNiCu HEA。結果顯示，從304SS到CoCrFeNiCu HEA Fe元素含量逐漸下降，Co、Ni和Cu元素含量上升，Cr元素含量略微上升，Mn和Si變化不明顯。通過測量元素含量急劇變化的區域(擴散區域)，可測量出擴散層的厚度。由圖6可知，擴散溫度由950℃增加到1100℃，擴散層厚度由10 μm增加到31 μm，可見，溫度升高，擴散層厚度增加。結合圖4可知，在擴散層的厚度范圍內，沒有發現明顯的金屬間化合物產生的跡象，并且在1100℃時界面處的富Cu顆粒也完全溶解。為了確定擴散后是否有化合物形成以及具體的相組成，對1100℃擴散焊的界面進行了斷口形貌分析，見圖7。由圖7的SEM像可見，斷口表面有許多韌窩和韌唇，部分韌窩內有少許顆粒狀相，除此之外未見金屬間化合物斷裂留下的痕跡。元素分布顯示，在擴散層仍然存在著富Cu相(如圖7SEM像中圈定的橢圓形區域和元素分布圖)，定量分析顯示，該區域平均Cu含量約為64%，其他區域Cu含量較低，在7%~10%范圍內，除球形顆粒狀的物質外，其他元素分布較為均勻，其中Mn約為1%，Cr約為24%，Fe約為34%，Co約為17%，Ni約為15%。針對斷口中的顆粒(圖7a中上部橢圓形區域箭頭所標注)和斷口表面分別進行EDS定量分析和XRD分析，結果見圖8。定量分析結果顯示(圖8a)，顆粒中Mn和Cr的含量遠高于基體材料，其他元素含量則低于基體，尤其是Ni和Cu含量較低。XRD譜顯示，與304SS相比，馬氏體相消失，衍射峰發生偏移；與CoCrFeNiCu HEA相比，衍射峰也發生偏移，并未發現有化合物峰出現，說明Mn形成了固溶相，不是金屬間化合物。

圖6

圖6不同焊接溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭EDS線掃描圖

Fig.6EDS line scan maps of the CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joints at 950oC (a), 1000oC (b), 1050oC (c), and 1100oC (d)

圖7

圖71100℃溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS擴散焊接頭斷口表面SEM像和EDS元素面分布圖

Fig.7SEM image and EDS element distribution maps of the CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joint fracture surface at 1100oC

圖8

圖81100℃焊接接頭斷口中顆粒狀相(圖7) EDS定量分析和斷口XRD譜

Fig.8EDS quantitative results of particles in the ellipse area (Fig.7) (a) and XRD spectra of the fracture surface at 1100oC (b)

圖9為不同焊接溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭的硬度分布圖，其中y軸零點為界面，上部為CoCrFeNiCu HEA，下部為304SS。可見，界面兩側擴散層的硬度高于CoCrFeNiCu HEA，低于304SS，整個焊接接頭的硬度呈梯度分布，各個焊接溫度下規律相同。在不同擴散焊溫度下，隨溫度的增加，以焊縫為中心等硬度線的范圍在增大，這也說明擴散層厚度在變大，與EDS的測量數據相吻合；溫度越高，CoCrFeNiCu HEA母材的硬度越大，304SS的硬度變化趨勢則相反。焊件抗拉強度測試數據如圖10所示。對比各個拉伸后的試樣可見，斷裂均發生在CoCrFeNiCu HEA的母材區域，說明焊接區域的強度已經超過了母材的強度，各個溫度下均實現了高質量連接。因此，力學性能測試數據實際是CoCrFeNiCu HEA母材在不同溫度熱處理后塑性-拉伸數值。結果顯示，950℃時具有較好的塑性，隨溫度的升高，塑性下降，抗拉強度略有上升；1050℃時抗拉強度達到最高值，隨后強度和塑性均有不同程度的降低。

圖9

圖9不同焊接溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭的硬度分布圖

Fig.9Hardness distribution maps of the CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joints at 950oC (a), 1000oC (b), 1050oC (c), and 1100oC (d)

圖10

圖10不同焊接溫度下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭的應力-應變曲線

Fig.10Stress-strain curves of the CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joints at different welding temperatures

圖11是CoCrFeNiCu HEA母材和1100℃下CoCrFeNiCu HEA/304SS擴散焊接頭的EBSD圖和極圖。對比圖11a和b可見，焊接后CoCrFeNiCu HEA母材晶粒變得更加粗大，這與圖4所觀察到的組織是一致的。CoCrFeNiCu HEA母材的晶粒取向主要集中于(001)和(110) (圖11c)。CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭的晶體取向發生了變化，多集中于(111)面(圖11d)，這會引起力學性能的各向異性。通過晶體結構的組成分析(圖12)，CoCrFeNiCu HEA母材的晶體中再結晶占15.6%，亞結構占83.6%，形變組織占0.8%，而焊接接頭中再結晶占58.0%，亞結構占比41.7%，形變組織占0.3%。在晶界方面，焊接接頭也發生了變化，如圖12所示。通過對比可以看出，在CoCrFeNiCu HEA中小角度晶界(小于15°)占36%，而在焊接接頭中小角度晶界占比達到93%。

圖11

圖11CoCrFeNiCu HEA母材和1100℃下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭的EBSD圖和極圖

Fig.11EBSD (inverse pole figure + grain boundary) (a, b) and pole figures (c, d) of the CoCrFeNiCu HEA (a, c) and CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joint at 1100oC (b, d)

圖12

圖12CoCrFeNiCu HEA母材和1100℃下CoCrFeNiCu HEA/304SS焊接接頭晶粒取向偏差角和晶體結構組成

Fig.12Misorienation and composition of crystal structures of the CoCrFeNiCu HEA (a) and CoCrFeNiCu HEA/304SS welded joint at 1100oC (b) (f—fraction of low-angle grain boundaries)

3分析討論

上述研究可見，擴散焊能實現CoCrFeNiCu HEA/304SS的可靠連接，焊接后母材及界面組織發生了變化。在焊接的界面處，晶界沒有明顯的Cu偏析現象出現。低溫擴散焊時(如950℃)，富Cu相以顆粒形式積聚于界面(圖4a)，隨溫度的逐漸升高，顆粒數量也在減少，當溫度達到到1100℃時，富Cu相已經完全固溶到基體中。這種富Cu相的消失，對提升焊縫的強度、消除熱裂紋等都有積極的作用。通常，在焊接過程中，Cu的存在會增加材料的焊接難度，如Chen等[16]研究發現，含Cu的鋼鐵材料在熔焊過程中Cu易在晶界上析出，導致熱裂紋出現，降低焊接質量。本工作中，由于Cu的充分溶解，故而力學性能有所提升。另一方面，由于長時間的擴散保溫，母材中枝晶間的富Cu相出現部分固溶的現象，這種固溶導致了枝晶粗化(圖4和11)，同時，在冷卻過程中含Cu的過飽和固溶體在枝晶內以彌散顆粒形式重新析出，形成亞微米級(約200 nm)的顆粒(圖4和5)。這種變化與HEA的成分有很大關聯。根據Wang等[14]的研究，在過冷度為0 K (ΔT= 0)時，富Cu相均勻地分布于枝晶間；ΔT= 46 K時，一部分富Cu相仍在枝晶間，另一部分以圓球狀存在于枝晶內；ΔT> 233 K時，出現了亞穩態的相分離，枝晶集中于上部，富Cu相在下部，同時發現，過冷度增大會導致富Cu相體積分數增加。可見，過冷度對合金中富Cu相會產生一定的影響，從而可以推斷出凝固速率(冷卻速率)越小，形成的富Cu相就越少。另有研究[17]顯示，作為“高驅動熵”的多主元合金，液相分離的現象也是高能量原子驅動下進行相結構二次調節的反映。如在CoCrFeNiCu HEA中，Cu與其他元素之間的混合熵值是正的(Cu-Fe、Cu-Co、Cu-Cr和Cu-Ni之間熵值分別為13、6、12和4 kJ/mol)，而這些元素彼此之間的熵值為0或負值，這表明Cu與其他4種元素之間具有排斥作用，導致Co、Cr、Fe和Ni元素從熱力學角度可以將Cu排出產生偏析[17]，最終形成了這種富Cu相的組織。

擴散焊后CoCrFeNiCu HEA中的這種Cu固溶與2次析出的變化也會在力學性能上有所體現(圖9和10)。根據Wang等[14]的研究結果，結合圖4中的組織變化，能夠發現焊后HEA母材中富Cu相的體積分數有一定程度的降低。這表明與原始的母材相比(鑄造凝固組織)，高溫擴散時固溶到基體中的Cu仍有一部分沒有析出，引起晶格畸變，從而對力學性能產生影響(硬度、抗拉強度提升，塑性降低)。Verma等[12]通過實驗證實了Cu含量越高，CoCrFeNiCu HEA的硬度越大。此外，304SS母材經高溫保持后出現硬度下降，一個原因是受到高溫退火的影響，退火軟化在304SS中是常見的現象[18,19]，尤其是本工作中所采用的304SS含有一定量的馬氏體，經保溫+爐冷后馬氏體數量減少，導致硬度下降。

擴散焊的質量，會受到溫度和擴散驅動力的影響。由圖4b和d可見，低溫擴散不充分，還殘留有孔洞，隨溫度的升高，分別形成了擴散帶和擴散區(圖4e和g)，孔洞消失。因擴散不充分殘留的孔洞通常有2方面的原因[20]：一是異種材料的原子擴散系數不同，越過原始界面的原子數量不平衡而產生的Kirkendall孔；二是原始界面不平整，在疊合后自然形成微孔，這些微孔在隨后的恒壓保溫過程中通過材料塑性變形和原子遷移并不能夠完全消除殘留下的孔洞。本工作中低溫擴散殘留的孔洞更傾向于后一種情況，即在低溫下界面元素不能充分擴散，導致孔洞的殘留。因此，隨著溫度的升高，擴散系數增大，擴散更加充分，使界面的微觀不平逐漸減少，孔洞數量減少，最后消失，同時原始的交界面由直線變為曲線(圖4g)。擴散還受到擴散驅動力的影響，根據EDS線掃描結果(圖6)可見，CoCrFeNiCu HEA中Co、Cu和Ni元素濃度高，304SS一側Fe元素濃度高，兩側的Cr元素濃度接近，因此，擴展路徑主要是Co、Cu和Ni向著304SS一側擴散，Fe元素向著CoCrFeNiCu HEA一側擴散。Mn含量較低，EDS線掃描變化不明顯，但CoCrFeNiCu HEA中富Mn相的存在(圖7和8)顯示了Mn已經擴散到了CoCrFeNiCu HEA側。Cu的擴散較為特殊，陶文靜等[21]的研究結果顯示，Cu原子不易在CoCrFeNiCu HEA的晶粒中發生擴散，主要沿著晶界進行，原因是CoCrFeNiCu HEA在晶粒內的原子能量高，而晶界位置上點陣畸變大，原子跨越勢壘的幾率大，使晶界擴散比晶粒更易進行，這就導致了擴散后Cu仍以富Cu相的形式存在于枝晶間。

擴散層的物相組成直接影響到擴散焊后的力學性能，也是擴散焊的關注點。由圖6可見，線掃描沒有明顯的成分突變，顯示沒有金屬間化合物形成，圖7和8的SEM像、EDS和XRD譜進一步驗證了這一現象。雖然在斷口中發現了顆粒狀的富Cr、Mn相的存在，但EDS分析顯示顆粒中還含有其他元素，更可能是固溶體。Hao等[22]以CoCrFeNiCu HEA為填充層，進行TC4/304SS激光焊接研究時發現，在304SS一側是固溶體組織，未發現金屬間化合物，這與本工作得到的結果一致。同時，根據Nagase等[23]報道，CoCrCuxFeMnNi合金中沒有金屬間化合物，其顯微組織由2種fcc結構的固溶體(fcc1 + fcc2，其中fcc1為貧Cu枝晶，fcc2為富Cu枝晶)構成，隨著Cu含量的增加(x= 1、2、3)，fcc2相也增加。王智慧等[24]的研究工作也證實了Co、Cr、Cu、Fe、Ni和Mn 6種元素能夠形成fcc結構的全固溶體HEA。固溶相的形成會對力學性能的提高帶來正面作用。從硬度測試方面已經有所顯示，如圖9所示，焊接界面和擴散層的硬度均高于CoCrFeNiCu HEA，低于304SS。Oh等[25]的研究顯示，CoCrCuFeMn和CrCuFeNiMn比CoCrFeNiCu HEA的強度和硬度更高。因此，可以推斷本工作中擴散層會比CoCrFeNiCu HEA有著更高的抗拉強度，這也是所有的拉伸試樣都斷裂于HEA區域的原因。

除了上述原因，晶體的形態、分布、取向等也會影響到力學性能。EBSD結果顯示，CoCrFeNiCu HEA母材由于是鑄造組織，受凝固條件的影響晶體呈現出一定的取向性，焊接后仍保持著特定的取向(圖11)；焊接前CoCrFeNiCu HEA母材以亞結構為主，焊接后亞結構占比大幅降低，再結晶組織的比例提升(圖12)。通常而言，金屬發生再結晶后晶粒細化，塑性增加，材料會發生軟化，晶粒取向也會變化，各向異性衰減。晶界角度的變化對力學性能也會產生影響。秦健朝等[26]進行DD5 鎳基單晶高溫合金力學性能的研究時，發現在870℃的中溫拉伸測試中，晶界角度小于11.4°時，伸長率在15%以上，當晶界角度大于11.4°時，伸長率開始快速下降；在980℃、250 MPa 持久條件下，當晶界角度小于5.1°時，持久壽命維持在140 h以上，而當晶界角度大于5.1°時，持久壽命隨晶界角度增大開始緩慢下降，至14.8°時，持久壽命為原來的85%。此外，通常認為小角度晶界與位錯的相互作用會對金屬材料的力學性能產生重要的影響[27]，原因是顯微組織中的位錯與小角度晶界形成一個連貫的內部邊界，從而阻礙甚至終止位錯傳遞，對材料強度的提升產生重要作用。小角度晶界的增加在塑性變形過程中較常見，有研究[28]顯示，隨著變形量的增加，位錯密度增大，最終達到一個動態平衡，在這個過程中小角度晶界會緩慢地增加去容納這些破碎的晶體。這些研究中小角度晶界增加都來源于塑性形變和加工過程。在本工作中，小角度晶界的增加主要是元素的擴散形成了一些固溶體相，導致了這種變化，進而對力學性能的提升產生影響。同時，有研究[29]顯示小角度晶界會影響元素的擴散，如在鉬鎢體系中，大角度晶界(大于18°)有著很高的晶界能，小角度晶界的晶界能則較低，高的晶界能促進了元素的擴散，擴散后晶界能降低，能量消耗，使晶界更加穩定。這也是本工作中在擴散焊后小角度晶界增加的一個原因。可見，力學性能是一個多因素作用下的綜合結果，再結晶會導致強度降低，塑性增加，而小角度晶界則會使強度提升。

4結論

(1) 固相擴散焊能實現CoCrFeNiCu高熵合金和304不銹鋼的高質量連接，隨著擴散溫度升高，界面氣孔消失，變得更加致密，擴散層的厚度也隨溫度的升高而增加，由10 μm增加到31 μm。

(2) 擴散層內形成了全固溶的顯微組織，沒有金屬間化合物形成，但形成了顆粒狀的富Cr相；焊接接頭的硬度高于CoCrFeNiCu高熵合金，低于304不銹鋼，接頭的抗拉強度高于CoCrFeNiCu高熵合金母材。

(3) 焊接接頭以亞結構和再結晶組織為主，小角度晶界占93%，與CoCrFeNiCu母材相比，小角度晶界明顯增加，晶體仍然呈現為一定的取向性。

來源--金屬學報