激光增材制造AlxCoCrFeNi 高熵合金的組織與性能

于麗瑩，王 晨，2，朱禮龍，張 華，黃海亮，阮晶晶，張尚洲，江 亮，周 鑫*

（1 煙臺大學(xué) 精準材料高等研究院，山東 煙臺 264005；2 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083）

AlxCoCrFeNi 高熵合金（HEAs）由于具有良好的機械強度、高耐磨、耐腐蝕和抗氧化性能而備受關(guān)注，有望應(yīng)用于航空航天、核能電力和礦山機械等領(lǐng)域［1-2］。目前，高熵合金常采用真空電弧熔煉或感應(yīng)熔煉等熔鑄法制備，但該方法的凝固速率較低，合金易發(fā)生元素偏析，組織粗大；此外，受熔腔尺寸的限制，該方法難以制備大尺寸的高熵合金試樣［2-3］。為了克服傳統(tǒng)鑄造工藝的不足，越來越多的研究者采用增材制造技術(shù)制備高熵合金［2-3］。與傳統(tǒng)鑄造工藝相比，增材制造可以直接打印出具有大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的高熵合金構(gòu)件，并且增材制造過程具有較大溫度梯度、高冷卻速率等特點，可以獲得簡單的固溶體相和細小的均質(zhì)組織，并抑制金屬間化合物的形成，有助于制備更加符合設(shè)計目標(biāo)的高熵合金樣品［4-5］。對于AlxCoCrFeNi高熵合金，其相結(jié)構(gòu)和材料性能與Al 元素含量密切相關(guān)。研究表明，隨著Al 含量的增加，AlxCoCrFeNi 高熵合金的強度、硬度和高溫抗氧化性能都顯著提高［3，6-7］。然而，隨著Al 含量的增加，AlxCoCrFeNi 也逐漸由FCC 相向脆性的BCC 相轉(zhuǎn)變［8-11］，并且Al 含量的添加增加了合金熔化溫度區(qū)間，從而提升了增材制造過程中的開裂傾向［12-15］，從而對打印樣品的宏觀性能產(chǎn)生不利影響。因此需要系統(tǒng)研究Al 含量對激光增材制造AlxCoCrFeNi 高熵合金組織與性能的影響。

增材制造通常采用預(yù)置合金粉末以保證化學(xué)成分和微觀結(jié)構(gòu)的均勻性，然而該方法在制備大量合金樣本庫時成本和時間投入高。在激光金屬沉積（LMD）過程中使用金屬混合粉末不僅可以節(jié)省成本，而且可以提高化學(xué)成分的靈活性，通過改變粉末成分和進料速率可以實現(xiàn)合金成分的高通量制備［16-17］。

本工作采用多路送粉激光熔覆設(shè)備高通量制備一系列Al 含量變化的AlxCoCrFeNi 高熵合金，并系統(tǒng)研究Al 含量對增材制造AlxCoCrFeNi 高熵合金的相成分和組織結(jié)構(gòu)的影響規(guī)律，從而篩選AlxCoCrFeNi高熵合金的最優(yōu)組分范圍，使其在保持良好可打印性的前提下盡可能提高Al 含量以降低合金密度、提高材料性能。

1 實驗材料與方法

通過多路送粉激光熔覆設(shè)備（iLAM511C，如圖1（a）所示）高通量制備了10 種Al 含量不同的高熵合金AlxCoCrFeNi（0≤x≤0.9）塊體。實驗原材料金屬為等摩爾比的FeCoNiCr 高熵粉末（平均粒徑尺寸為45~105 μm）和純度大于99.9%的Al 粉（平均粒徑尺寸為53~106 μm）。將合金粉末和Al 粉放入真空干燥箱中80 ℃保溫3 h 去除粉末中的水分以保證流動性，隨后將粉末分別倒入送粉器進料筒中備用。選用尺寸為250 mm×100 mm×10 mm 的45#鋼作為基板，依次用240，400，600，800，1000 目的砂紙將基板表面打磨至光滑，再用酒精擦拭后待用。在氬氣氣氛保護下通過雙送粉的方法在45#鋼基板上沉積出10個不同Al含量的尺寸為30 mm×30 mm×10 mm 的AlxCoCrFeNi 高熵合金塊狀樣品。不同Al含量的AlxCoCrFeNi高熵合金的設(shè)計成分如表1 所示，制備工藝參數(shù)如表2 所示。

表1 AlxCoCrFeNi 高熵合金的成分（原子分數(shù)/%）Table 1 Overall chemical compositions of AlxCoCrFeNi high entropy alloys（atom fraction/%）

表2 激光熔覆AlxCoCrFeNi 高熵合金的工藝參數(shù)Table 2 Laser cladding parameters for fabricating AlxCoCrFeNi high entropy alloys

使用電火花線切割機對激光熔覆好的AlxCo-CrFeNi 高熵合金塊樣品分別沿掃描方向和激光沉積方向進行線切割（圖1（b））；使用240，400，800，1000，1200，1500，2000 目的金相砂紙及1，0.05 μm 的拋光液對樣品進行打磨拋光至鏡面無劃痕；配置王水腐蝕液（HCl∶HNO3的體積比為3∶1）對處理好的樣品進行化學(xué)腐蝕。使用X 射線衍射儀（XRD）對鑄態(tài)樣品進行物相檢測；使用金相顯微鏡及掃描電子顯微鏡（SEM）觀察樣品的顯微組織；并用掃描電子顯微鏡配備的能譜儀對高熵合金樣品的平均成分及顯微組織的成分進行分析；樣品的顯微硬度使用HV-1000 顯微硬度計進行測量，測試條件為：載荷100 g，保持時間10 s。

2 實驗結(jié)果與討論

對增材制造激光熔覆制備的AlxCoCrFeNi 高熵合金樣品進行宏觀形貌、物相、微觀結(jié)構(gòu)組織以及力學(xué)性能（主要為硬度方面）進行分析討論。

2.1 宏觀形貌分析

圖2 為激光熔覆制備AlxCoCrFeNi 合金的宏觀照片。采用激光熔覆方法制備的AlxCoCrFeNi 高熵合金表面有少量細小孔洞，未見明顯裂紋和其他宏觀缺陷。在樣品中部沿激光掃描方向用電火花線切割出一定尺寸的樣品，發(fā)現(xiàn)隨著Al 元素含量提高（x≥0.75），合金內(nèi)部出現(xiàn)大尺寸裂紋（圖2（h）~（j））。可見四元合金FeCoCrNi 中添加過高的Al 使樣品的裂紋敏感性增加。

圖2 激光熔覆制備的AlxCoCrFeNi 合金的宏觀照片（a）x=0；（b）x=0.25；（c）x=0.3；（d）x=0.35；（e）x=0.5；（f）x=0.55；（g）x=0.6；（h）x=0.75；（i）x=0.85；（j）x=0.9Fig.2 Macroscopic morphologies of AlxCoCrFeNi alloy prepared by laser cladding（a）x=0；（b）x=0.25；（c）x=0.3；（d）x=0.35；（e）x=0.5；（f）x=0.55；（g）x=0.6；（h）x=0.75；（i）x=0.85；（j）x=0.9

2.2 物相結(jié)構(gòu)分析

AlxCoCrFeNi 高熵合金的XRD 圖譜如圖3 所示。可以看出，x=0 時合金為單一的FCC 結(jié)構(gòu)。隨著Al的添加，由于原子半徑較大的Al 元素進入晶格造成晶格畸變，使得FCC 相的衍射峰逐漸向小角度方向偏移。當(dāng)x=0.6 時，Al0.6CoCrFeNi 中開始觀察到BCC相衍射峰。隨著Al 含量的繼續(xù)提高，F(xiàn)CC 相的衍射強度逐漸降低，BCC 相增強。x=0.85 合金的FCC 結(jié)構(gòu)的衍射峰已經(jīng)很微弱，幾乎完全轉(zhuǎn)化為BCC 相。在x=0.6~0.9 合金中觀察到σ 相的弱衍射峰。相較高熵合金粉末，Al 的密度和熔點低很多，在激光噴頭聚焦熔粉時會不可避免地造成Al 粉的損失（燒損以及因被載氣吹走而損失），因此對激光熔覆的AlxCoCrFeNi合金進行平均成分測試，實際成分如表1 所示。結(jié)果表明，在激光熔覆過程中Al 粉確實有一定的燒損，激光熔覆AlxCoCrFeNi 高熵合金中FCC 與BCC 兩相的比例隨Al 含量的變化規(guī)律與電弧熔煉方法制備的高熵合金結(jié)果一致［9］：低Al 含量時（x≤0.55）合金以FCC 相為主；隨Al 含量的增加，F(xiàn)CC 相減少而BCC 相增加，直至Al 含量達到某一閾值時（x≥0.85）合金轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC 相［10］。Al 促進BCC 相的形成，與各個合金元素之間的相互作用使原來結(jié)構(gòu)的自由能發(fā)生變化，改變了其穩(wěn)定性，使原有的組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，形成新的組織［11］。

圖3 沉積態(tài)AlxCoCrFeNi 高熵合金的X 射線衍射譜圖Fig.3 X-ray diffraction spectra of as-deposited AlxCoCrFeNi high entropy alloys

2.3 光學(xué)顯微組織分析

圖4 （a）是電火花線切割后Al0.5CoCrFeNi 高熵合金沉積方向的截面光學(xué)顯微圖。合金的堆疊方向如圖中白色箭頭方向所示。熔化掃描軌跡的橫截面可見為彎曲的“槽”，如圖中的黑色箭頭所示，表明顆粒在熔化和凝固區(qū)域內(nèi)熔合在一起。激光軌跡重疊，使每個熔化的軌跡重疊到其他軌跡上。

圖4 Al0.5CoCrFeNi 高熵合金激光沉積方向光學(xué)顯微圖（a）和局部放大圖（b）~（d）Fig.4 Optical micrographs of Al0.5CoCrFeNi high entropy alloy along the building direction（a） and the local magnification （b）-（d）

合金采用激光熔覆技術(shù)進行多層打印，熔化沉積過程中基板因具有高導(dǎo)熱系數(shù)故主導(dǎo)熔池中金屬的熱流方向垂直于激光掃描方向并向基板內(nèi)部傳遞，所以凝固從熔池底部向頂部進行［18］。當(dāng)多層沉積時，前一熔覆層的頂部為新一熔覆層的底部。圖4（b），（c）分別為圖4（a）中b，c 區(qū)域的放大圖，其組織由等軸枝晶組成。由于激光熔覆快速冷卻的特點，熔覆層頂部冷卻速度快，產(chǎn)生的溫度梯度較高，使得頂部區(qū)域的形核率較低，形成了細長的樹枝晶組織，對熔覆層的耐磨性和硬度起至關(guān)重要的作用。熔覆層中部形成細小均勻的等軸枝晶，取向不明顯。這是由于保護氣體的影響小，距離襯底較遠，溫度梯度沒有底部大，散熱失去方向性，各方向的速度基本相同［19］。如圖4（d）所示，熔覆層的底部產(chǎn)生柱狀晶粒，并且柱狀晶粒近似垂直于掃描軌跡，原因是散熱的方向性導(dǎo)致晶粒沿散熱方向擇優(yōu)生長。由于每層熔覆層的底部與上一層的頂部之間溫度梯度大，散熱方向垂直于每層的“基體”，因此垂直于掃描軌跡產(chǎn)生柱狀晶［10］。

對圖2 中線切割后的樣品表面拋光，然后通過光學(xué)顯微鏡對試樣中部位置進行觀察，結(jié)果如圖5 所示。基于對25 mm2區(qū)域的檢查結(jié)果可知，x=0~0.55 時AlxCoCrFeNi 高熵合金中僅存在一些孔洞，當(dāng)x=0.6時，樣品中開始出現(xiàn)裂紋，并且隨著Al 含量的增加，激光熔覆層中的裂紋尺寸進一步增加（圖5（g）~（i））。激光熔覆是一種典型的快速熔化和凝固的過程，這是造成樣品殘余應(yīng)力大以及裂紋產(chǎn)生的根本原因。熔覆層與基體的熱應(yīng)力（δ）可以由式（1）計算［20］：

圖5 AlxCoCrFeNi 高熵合金激光掃描方向光學(xué)顯微組織（a）x=0；（b）x=0.25；（c）x=0.3；（d）x=0.35；（e）x=0.5；（f）x=0.55；（g）x=0.6；（h）x=0.75；（i）x=0.85Fig.5 Optical microstructures of AlxCoCrFeNi high entropy alloy along the laser scanning direction（a）x=0；（b）x=0.25；（c）x=0.3；（d）x=0.35；（e）x=0.5；（f）x=0.55；（g）x=0.6；（h）x=0.75；（i）x=0.85

式中：E為熔覆層楊氏模量；a為熔覆層與基體熱膨脹系數(shù)之差；T為熔覆層凝固溫度與室溫之差；ν為熔覆層泊松比。根據(jù)文獻［21］，在150~500 ℃的溫度范圍內(nèi)，45#鋼的熱膨脹系數(shù)為1.20×10-5~1.41×10-5K-1。CoCrFeNi 在此溫度范圍內(nèi)的平均熱膨脹系數(shù)約為1.64×10-5K-1，隨著Al 含量的增加，AlxCoCrFeNi 合金的熱膨脹系數(shù)下降［22］。由式（1）可知，對于沉積在45#鋼基體上的AlxCoCrFeNi 體系，a>0，冷卻后熔覆層中的熱應(yīng)力為拉應(yīng)力，且隨著Al含量的增加，熔覆層與基體的熱膨脹系數(shù)差越來越小，因而熔覆層內(nèi)的殘余拉應(yīng)力也隨著Al 含量的增加而降低；因此熱膨脹引起的殘余應(yīng)力無法解釋高Al 含量合金更易開裂的實驗現(xiàn)象。

根據(jù)凝固范圍理論，熱裂傾向與凝固區(qū)間ΔT成正比。通過Thermo-Calc 計算了AlxCoCrFeNi 的固液相線溫度差，發(fā)現(xiàn)當(dāng)x=0.6~0.9 時，其ΔT值（28~32 ℃）高于CoCrFeNi（≈13 ℃），因此凝固區(qū)間變寬可能是高Al 含量的AlxCoCrFeNi 更容易開裂的原因之一。建立在凝固范圍理論的基礎(chǔ)上的RDG 模型，指出了液體黏度值對于通過液體回填將熱裂紋最小化的重要性［22］。通常，更黏稠的液體更容易發(fā)生熱撕裂，因為它更難流動和愈合現(xiàn)有的孔隙/裂縫。AlxCoCrFeNi 在其凝固溫度附近的黏度值隨著Al 含量的增加而增加［22］，這可能會使合金更容易發(fā)生熱裂。高Al 含量的AlxCoCrFeNi 合金中凝固裂紋更容易產(chǎn)生。冷裂紋也是增材制造過程中一種常見的裂紋形式。AlxCoCrFeNi 相結(jié)構(gòu)的變化在冷裂紋的形成過程中起到重要的作用。圖6是通過Thermo-Calc計算的AlxCoCrFeNi 相圖。當(dāng)Al 濃度≤10.38%（原子分數(shù)）時，AlxCoCrFeNi 從液相中凝固時只析出FCC-L12相。當(dāng)Al 濃度>10.38%（原子分數(shù)）時，凝固時除了FCC-L12 相外，還會析出BCC-B2#2 相，即B2 有序結(jié)構(gòu)。根據(jù)杠桿定律可知，BCC 相隨著Al 含量增加而增加。當(dāng)Al 濃度增加至約20.2%（原子分數(shù)）時，AlxCoCrFeNi凝固時除了FCC-L12和BCC-B2#2，BCC-B2 相也開始析出（A2 結(jié)構(gòu)）。當(dāng)Al 含量增加至約20.7%（原子分數(shù)）時，初始的凝固組織中FCC-L12相完全消失，只留下BCC-B2 和BCC-B2#2 相。

圖6 AlxCoCrFeNi 合金相圖Fig.6 Phase diagram of AlxCoCrFeNi alloy

由于激光增材制造是一個快速凝固的非平衡過程，合金保留著大部分的初始凝固組織，因此，打印態(tài)樣品的XRD 測試結(jié)果與熱力學(xué)計算的結(jié)果基本一致，但是由于相關(guān)有序原子的散射因子相似，單獨使用XRD 無法區(qū)分BCC 相中的A2 和B2 結(jié)構(gòu)。此外，從平衡相圖中還可以發(fā)現(xiàn)，高Al 含量的AlxCoCrFeNi 在冷卻過程中會析出σ 相，這與前面圖3 中XRD 結(jié)果分析中檢測到的σ 相吻合，并且在各種相關(guān)HEAs［8］的研究中已經(jīng)有過報道。因此可以推測，隨著Al 含量增加，打印合金中析出σ 相的概率和含量逐步增加。結(jié)合Thermo-Calc 計算和XRD 實際測試結(jié)果可知，隨著Al 含量的增加，AlxCoCrFeNi 合金從單一的FCC結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC+BCC 的雙相結(jié)構(gòu)，且隨著Al 含量增加BCC 相分數(shù)不斷增加，最后完全轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘腂CC 結(jié)構(gòu)，并且伴隨有σ 相產(chǎn)生。高Al 含量的AlxCoCrFeNi 合金主要由硬而脆的BCC 以及少量的σ相組成，因此冷裂紋的數(shù)量也會大幅上升。

2.4 SEM 顯微組織分析

AlxCoCrFeNi 高熵合金的SEM 顯微組織如圖7所示。在低Al 含量（x=0~0.35）時，合金只由一個簡單相組成，組織主要以等軸晶結(jié)構(gòu)為主，晶粒排列緊密，且粒徑較為均勻（圖7（a）~（c））。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因主要是合金粉末在高能激光束加熱后迅速熔化，熔池中存在大量的核。這些核的生長速率與周圍的生長速率近似相等，因此形成等軸晶。另外，在高熵合金自身的遲滯擴散特點下多種元素共同作用，影響著相的分離，使原子擴散速率降低，從而晶粒可以充分生長［23-24］。隨著Al 含量增加至x=0.5 時，在共晶反應(yīng)下，枝晶間開始分解為兩相，在共晶反應(yīng)中觀察到了由交替的亮相和暗相組成的周期性編織結(jié)構(gòu)（圖7（d））。這與調(diào)幅分解機制形成的無序相（A2）和有序相（B2）的調(diào)制板結(jié)構(gòu)一致［24］。x=0.55 時，可以觀察到更清晰的兩相網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)（圖7（e）），這是由調(diào)幅分解產(chǎn)生的。此時這種調(diào)幅結(jié)構(gòu)不多，呈區(qū)域性存在，所以此時合金為以FCC 相為主的FCC＋BCC 雙相結(jié)構(gòu)。隨著Al 元素的添加（x=0.6），枝晶主要由調(diào)幅分解的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)構(gòu)成，并且調(diào)幅結(jié)構(gòu)在整個材料中占據(jù)主導(dǎo)地位，此時FCC 相大大減弱，合金呈以BCC 為主的FCC+BCC 雙相結(jié)構(gòu)（圖7（f）），與XRD 結(jié)果一致（圖3）。圖8 為x=0.6 和x=0.75 時合金的EDS 能譜圖。圖8（a）觀察到x=0.6 時合金中枝晶間Al 和Ni 含量高于枝晶干區(qū)域，F(xiàn)e 和Cr 含量低于枝晶干區(qū)域，Co均勻分布，說明在Al0.6CoCrFeNi 合金中，F(xiàn)CC 枝晶首先形成，然后Al，Ni 原子被排斥到枝晶間區(qū)域，在調(diào)幅分解機制下溫度降到調(diào)幅分解的臨界溫度時，枝晶間區(qū)域凝固為B2 有序相，進一步分解為調(diào)幅結(jié)構(gòu)。從凝固到這一臨界溫度，越來越多的Al 和Ni 原子從枝晶中被排斥出來，并在枝晶間聚集成富含Al 和Ni 的B2有序相。在枝晶間區(qū)域的EDS 成分顯示枝晶間的亮相Al-Ni 聚集形成B2 相，暗相中Fe-Cr 相對較高形成A2 相。當(dāng)x含量超過0.75 時，合金中幾乎全部為致密的調(diào)幅結(jié)構(gòu)并且觀察到晶界處有脈狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)，如圖7（g）所示。XRD 圖譜數(shù)據(jù)也表明FCC 相幾乎消失，合金呈BCC 相。圖8（b）中能譜顯示x=0.75 時合金中晶界處的脈狀結(jié)構(gòu)中Fe 和Cr 輕微聚集，形成側(cè)板結(jié)構(gòu)的魏氏組織（圖8（b）局部放大圖）。由于Ni 阻止σ相形成，F(xiàn)e，Co，Cr，Al 都促進σ 相形成。所以當(dāng)x達到0.75 時合金中先析出針狀σ 相，然后σ 相析出數(shù)量增加形成魏氏組織。針狀σ 相是裂紋產(chǎn)生和傳播的通道，降低合金的塑性使合金脆化，這也是Al0.75CoCrFeNi 合金中開始出現(xiàn)大量裂紋的原因。

圖7 AlxCoCrFeNi 高熵合金的SEM 圖（a）x=0；（b）x=0.25；（c）x=0.35；（d）x=0.5；（e）x=0.55；（f）x=0.6；（g）x=0.75；（h）x=0.85；（i）x=0.9Fig.7 SEM images of AlxCoCrFeNi high entropy alloy（a）x=0；（b）x=0.25；（c）x=0.35；（d）x=0.5；（e）x=0.55；（f）x=0.6；（g）x=0.75；（h）x=0.85；（i）x=0.9

圖8 AlxCoCrFeNi 合金的EDS 能譜圖 （a）x=0.6；（b）x=0.75Fig.8 EDS analysis of the as-deposited AlxCoCrFeNi alloys （a）x=0.6；（b）x=0.75

2.5 顯微硬度分析

對激光熔覆的AlxCoCrFeNi（x=0，0.25，0.3，0.35，0.5，0.55，0.6，0.75，0.85，0.9）高熵合金樣品進行顯微硬度測試。圖9 為高熵合金AlxCoCrFeNi 的維氏硬度隨Al 含量的變化圖。可以看出，Al 含量的改變對合金的硬度有很大的影響。未加入Al 之前，CoCrFeNi 的硬度僅為179.516HV。隨著Al 含量的增加，晶格畸變使得合金顯微硬度增加，但加入少量的Al 對合金的硬度的作用并不明顯。直至x=0.55 時，合金硬度才有了較大幅度的提高，這是由于Al 的加入使AlxCoCrFeNi 合金由單一的FCC 結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC+BCC 混合結(jié)構(gòu)，由于BCC 結(jié)構(gòu)比FCC 結(jié)構(gòu)的硬度大得多，所以合金硬度增加顯著。隨著Al 含量的繼續(xù)增加，BCC 結(jié)構(gòu)逐漸成為合金的主要組成，因此合金硬度總體上隨Al 含量的增加大幅增加。當(dāng)x=0.9 時，平均硬度達到最高，為441.124HV，相較于未摻雜Al 元素的FeCoNiCr 合金硬度提升了146%。需要指出的是x=0.75 時合金硬度高于x=0.85 時的合金硬度。這一異常可歸因于兩種合金中調(diào)幅結(jié)構(gòu)的特征尺寸的差異。有研究報道［7，25］，包含許多具有相干內(nèi)應(yīng)力的界面（A2 和B2 相之間的失配）干涉結(jié)構(gòu)的形成可能會導(dǎo)致一定程度的硬化，寬度越小，界面面積越大，硬度值越高。圖10 為AlxCoCrFeNi 合金調(diào)幅分解組織圖，x=0.75 時的合金中調(diào)幅結(jié)構(gòu)尺寸小于x=0.85 時的尺寸，因此具有更高的顯微硬度。

圖9 AlxCoCrFeNi 高熵合金的顯微硬度Fig.9 Microhardness of AlxCoCrFeNi high entropy alloys

圖10 AlxCoCrFeNi 合金調(diào)幅分解組織圖 （a）x=0.75；（b）x=0.85Fig.10 Microstructure of AlxCoCrFeNi alloy showing spinodal decomposition （a）x=0.75；（b）x=0.85

3 結(jié)論

（1）通過調(diào)節(jié)CoCrFeNi 和Al 的送粉速率，利用激光熔覆的方法在45#鋼基板上快速沉積了10 種不同成分的AlxCoCrFeNi（x=0~0.9）高熵合金。隨著Al 含量的增加，AlxCoCrFeNi 物相組成由FCC 結(jié)構(gòu)（x<0.5）轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC+BCC 雙相結(jié)構(gòu)（0.5≤x≤0.85），最后完全呈BCC 結(jié)構(gòu)（x>0.85）。

（2）AlxCoCrFeNi（x=0~0.9）高熵合金的微觀組織為典型枝晶和枝晶間結(jié)構(gòu)，當(dāng)x=0.5 時，枝晶組織出現(xiàn)周期性的調(diào)幅編織結(jié)構(gòu)。隨Al 含量增加，合金中調(diào)幅結(jié)構(gòu)在整個材料中占據(jù)主導(dǎo)地位。當(dāng)超過x=0.75 時，合金中幾乎全部為致密的調(diào)幅結(jié)構(gòu)并且觀察到多晶結(jié)構(gòu)中的脈狀結(jié)構(gòu)，F(xiàn)CC 相幾乎消失，合金呈BCC 相。

（3）當(dāng)Al 的添加量超過一定值（x>0.6）時，合金表面有宏觀裂紋出現(xiàn)，說明Al 含量的提升增加了激光熔覆過程中高熵合金的開裂敏感性。這主要與合金凝固區(qū)間變寬、在凝固溫度附近的黏度值增加導(dǎo)致的熱裂紋增加，以及由于脆性的BCC 相和σ 相含量增加引起的冷裂紋有關(guān)。

（4）隨著Al 含量的增加，合金的顯微硬度從x=0時的179.516HV 增加到x=0.9 時的441.124HV，相較于未摻雜Al 元素的鑄態(tài)FeCoNiCr 合金硬度提升了146%。此外，調(diào)幅結(jié)構(gòu)的特征尺寸也會影響合金硬度，寬度越小，界面面積越大，硬度值越高。