CN102776430B - AlCoCrFeNiTix高熵合金材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及高熵合金材料及其制备技术。高熵合金材料成分为AlCoCrFeNiTix，其中x为摩尔比且取值范围为0.1～0.4。其制备方法包括：准备原料，采用的合金冶炼原料为Al、Co、Cr、Fe、Ni和Ti元素，按照摩尔比进行精确称量配比；随后净化金属表面氧化物；先将配好的原料放在水冷铜模熔炼池中的槽内，抽真空-充氩气，熔炼电流在250安培左右，时间约30-60秒钟，待合金充分混合后将合金块翻转，之后将合金锭放入水冷铜模的槽内，调节熔炼电流，待合金熔化均匀后，打开吸铸吸气阀，利用泵内真空进行吸铸，待合金模具冷却后取出即可。与传统的晶态合金相比，本发明的高熵合金表现出相当高的热稳定性、硬度、屈服强度、断裂强度、塑性变形和加工硬化能力。

Description

AlCoCrFeNiTix高熵合金材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料及其制备领域，具体而言涉及AlCoCrFeNiTix(x为摩尔比，x＝0，0.1，0.2，0.3，0.4和0.5)高熵合金及其制备方法。

背景技术

一直以来，传统的合金设计方法都是以一种或两种元素作为主要组元，再通过添加其他元素来改进合金的组织性能，如不锈钢、铝合金、Ti-Al等二元系金属间化合物以及块体非晶合金等^[1]。目前关于晶体相的相关理论，也仅局限于这些合金。合金中组元过多导致多种金属间化合物或其他复杂组织结构的形成，使其难以分析和后续加工^[2]。随着现代工业的发展，人们在使用温度、强度、耐磨性等方面对材料提出了越来越高的要求。尽管人们开发了新的材料加工工艺，如快速凝固、激光加工等，来提高材料的使用性能，但还是不能满足要求。传统合金体系的发展已趋饱和，突破以1种或2种金属元素为主的传统合金的发展框架已是冶金科学家的一个追求目标。8年前有台湾学者^[3]率先跳出了传统合金的发展框架，提出新的合金设计理念，即多主元合金。所谓多主元合金，或称多主元高熵合金，就是多个主要元素(至少五元)的合金，其中每个主要元素都具有高的原子分数，但不超过35％，因此没有一个元素能占50％以上，使得这种合金体现出多种元素的集体效应。由于元素种类较多且含量都很高，从而合金混合熵(混乱度)很高，因此这种合金也称为多主元高熵合金。而且研究结果表明多主元的高熵合金体系倾向于混乱排列而形成简单的体心立方(BCC)或面心立方(FCC)相甚至非晶相，所得相数远远低于平衡相率所预测的相数，使得高熵合金具备优良的综合性能^[3，4]，包括高硬度、大加工硬化、抗高温软化、耐腐蚀和高电阻率等，也使得高熵合金在应用领域有着极其广泛的前景。诸如：高硬度且耐磨耐温耐蚀的工具、模具、刀具；高尔夫球头打击面、油压气压杆、钢管及辊压筒的硬面；高频变压器、马达的磁心、磁屏蔽、磁头、磁盘、磁光盘、高频软磁薄膜；化学工厂、船舰的耐蚀高强度材料；涡轮叶片、焊接材料、热交换器及高温炉的耐热材料；超高大楼的耐火骨架和微机电材料等。高熵合金是一种可合成、分析和控制的新型合金，由此可开发出大量的高技术材料。高熵合金的开发和制备具有前瞻性，具有极大的产业应用价值。由于应用潜力多元化，面对的产业也多元化，因此传统合金工业的升级及高科技产业的发展也将为高熵合金开辟无限发挥的空间，对传统冶金和钢铁行业的提升无疑具有重要意义。因此开发出具有更加力学性能的AlCoCrFeNiTix系合金，具有非常重要的意义。

发明内容

本发明的目的在于开发出具有优异的力学性能的高熵合金——AlCoCrFeNiTix系合金，使其满足在现代工业中人们对材料力学性能的要求，使得高熵合金在应用领域得到广泛应用。

本发明为解决上述技术问题而采取的技术方案为：一种高熵合金材料，成分为AlCoCrFeNiTix，其中x为摩尔比，x的取值范围为0.1～0.4。更具体而言，x取0.1、0.2、0.3、0.4中的任意一个；或者取值0.2～0.4。所述高熵合金材料采用的Al、Co、Cr、Fe、Ni和Ti冶炼原料质量浓度不低于99.9％。

本发明为解决上述技术问题而采取的技术方案还包括：一种成分为AlCoCrFeNiTix的高熵合金材料的制备方法，其中x为摩尔比，x的取值范围为0.1～0.4，其特征在于包括以下步骤：一、准备原料，采用的合金冶炼原料为Al、Co、Cr、Fe、Ni和Ti元素，按照摩尔比进行精确称量配比，供熔炼制备合金时使用；二、纯金属的净化，合金制备采用Al、Co、Cr、Fe、Ni、Ti为原料，净化金属表面氧化物；三、熔炼合金，先将配好的原料放在水冷铜模熔炼池中的槽内，之后关好炉门，拧紧样品室四个封闭旋钮，对样品室抽真空，当真空度达到1×10^-3Pa后向样品室充99.999％的高纯氩气至半个大气压；熔炼电流在250安培左右，时间约30-60秒钟；待合金充分混合后将合金块翻转，如此反复4次以上，将合金锭迅速放入水冷铜模的槽内，水冷铜模的槽是事先按需求放置的模具，调节熔炼电流，待合金熔化均匀后，打开吸铸吸气阀，利用泵内真空进行吸铸，待合金模具冷却后取出，即得到所述高熵合金。

该制备方法还可包括步骤四：热处理，先用电阻炉进行热处理，合金的热处理温度可以是500℃、700℃、900℃三个温度中的任一个；随后将温度升到设定温度后，使试样入炉，随炉保温；之后随炉保温时间2h后，出炉空冷即可。

另外，纯金属净化步骤中采用硼酐净化金属表面氧化物，先将经干燥的硼酐放入试管，然后放入待净化纯金属，使硼酐位于试管底部，加热试管至金属熔化，熔化后的硼酐可以溶解金属氧化物且向试管上部移动，浮于液态金属上方而净化金属。此外，熔炼合金的步骤中采用WK型真空电弧炉来熔炼合金。熔炼合金的步骤中对样品室抽真空时，可反复进行“抽真空-充氩气”的过程3至5次，降低氧化影响以用于熔炼。熔炼合金的水冷铜模熔炼池包括：中心供熔炼和吸铸用的槽，周围四个供熔炼用的槽。

总之，本发明通过加入Ti并选择不同Ti含量来获得高熵合金，其能够造成原有晶体结构的较大畸变，并且在一定条件下能析出第二相，从而起到固溶强化和析出强化的效果。本发明还通过测试AlCoCrFeNiTix(x为摩尔比，x＝0，0.1，0.2，0.3，0.4和0.5)多主元高熵合金经不同温度热处理后的微观组织结构和力学性能影响来验证本发明所要求保护材料的优异性能。

本发明的AlCoCrFeNiTix高熵合金，多组元近等原子比合金所固有的高混合熵特性显著降低了合金的自由能从而降低其有序化的可能性，提高了合金在高温下的稳定性，热处理促进枝晶相转化为枝晶间相。本发明的AlCoCrFeNiTix高熵合金有很高的热稳定性以及经高温热处理后有较高的硬度。与传统的结晶合金相比，本发明的AlCoCrFeNiTix高熵合金表现出相当高的屈服强度、断裂强度、塑性变形和加工硬化能力，即使在快速冲击下仍然具有非常优异的力学性能。

附图说明

图1例示了本发明的步骤流程图。

图2例示了本发明使用的真空电弧熔炼。

图3例示了本发明使用的水冷铜模熔炼池。

图4例示了本发明使用的吸铸模具。

图5A例示了本发明的Ti0.2合金在不同温度热处理后的XRD图谱。

图5B例示了本发明的Ti0.4合金在不同温度热处理后的XRD图谱。

图6例示了本发明Ti0.2合金的扫描电镜照片，其中(a)表示铸态，(b)表示500℃热处理2h，(c)表示700℃热处理2h，(d)表示900℃热处理2h，其中(b)、(c)和(d)中右上角的插图是(b)、(c)和(d)的局部放大图像。

图7A例示了本发明AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金平均维氏硬度与温度的关系。

图7B例示了本发明AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金平均维氏硬度与成分的关系。

图8例示了本发明铸态AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金的工程应力-应变曲线。

具体实施方式

图1例示了本发明的步骤流程图。

1、多主元高熵合金的制备是关键的一步，制备过程依次有如下步骤：

1)原料准备：本发明采用的合金冶炼原料为高纯(≥99.9％)Al、Co、Cr、Fe、Ni和Ti元素，按照摩尔比进行精确的称量配比，供熔炼制备合金时使用。合金成分见表1。

不同Ti含量的AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.1，0.2，0.3，0.4和0.5)高熵合金(HEAs)的名义成分(at％)

表1

2)纯金属的净化：合金制备采用高纯度(99.9％)的Al、Co、Cr、Fe、Ni、Ti为原料，使用硼酐净化高纯金属表面氧化物，先将经干燥的硼酐放入试管，然后放入待净化纯金属，使硼酐位于试管底部，加热试管至金属熔化，熔化后的硼酐可以溶解金属氧化物且向试管上部移动，浮于液态金属上方，起到净化金属的效果。

3)高熵合金的制备：本发明采用图2所示的WK型真空电弧炉熔炼合金。熔炼时先将配好的原料放在水冷铜模熔炼池中(如图3所示周围的4个为熔炼用，中心的为熔炼和吸铸用)的样品槽内，所述水冷铜模熔炼池如图3所示：其周围的4个为熔炼用，中心的为熔炼和吸铸用；之后关好炉门，拧紧样品室四个封闭旋钮，对样品室抽真空，当真空度达到1×10^-3Pa后向样品室充99.999％的高纯氩气至半个大气压，目的是确保合金不被氧化及合金熔炼时减少挥发。反复进行“抽真空-充氩气”过程3至5次，使氧化对试验影响降到最低，即可进行熔炼，熔炼电流一般在250安培左右，时间约30-60秒钟。待合金充分混合后将合金块翻转，如此反复4次以上，将合金锭迅速放入水冷铜模中间的样品槽内，水冷铜模中间的样品槽是事先按需求放置的模具，调节熔炼电流，待合金熔化均匀后，打开吸铸吸气阀，利用泵内真空进行吸铸，待合金模具冷却后取出，便成功熔炼成不同Ti含量的Φ3×70mm的AlCoCrFeNiTix高熵合金棒，其中x＝0，0.1，0.2，0.3，0.4和0.5，分别用Ti0，Ti0.1，Ti0.2，Ti0.3，Ti0.4和Ti0.5表示。如图4所示，浇铸合金模具为φ3mm×70mm的圆柱。

2、热处理

1)升温：选用型号为(SRJX-2-9)的箱式电阻炉进行热处理，合金的热处理温度分别为500℃、700℃、900℃以及铸态(室温)四个温度。

2)保温：温度升到设定温度后，使试样入炉，随炉保温。

3)降温：随炉保温时间2h后，试样出炉空冷。

3、合金的组织结构及性能

1)X射线衍射仪(XRD)测试及相组成分析

利用型号1511的精密切割机将试棒切割为小段，并在金相镶嵌机上镶样后，将金相试样在200#砂纸上粗磨之后，再用不同粒度的砂纸400#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的顺序仔细研磨后，进行机械抛光，抛光剂为MgC12悬浮液。将试样抛光至在100倍光学显微镜下观察不到划痕为止。然后用王水(浓HNO3：浓HCl＝1：3)作为腐蚀液进行腐蚀。采用X射线衍射仪(XRD)对原始样品和经过热处理后的样品进行相组成分析，扫描步长为0.05°×s^-1，扫描角度2θ范围为从20°到90°。

为了证明本发明所制备的高熵合金材料的优异性能，本发明采用了铸态及退火态的Ti0.2和Ti0.4合金作为较佳实施例进行XRD测试。Ti0.2和Ti0.4合金经不同温度热处理后的XRD图谱如图5所示。从图中可以观察到，所有合金都由bcc结构相组成。图5A例示了铸态Ti0.2合金只由bcc结构的单相固溶体组成(bcc1)，然而图5B图例示了铸态Ti0.4合金除了bcc1相之外，还有新的第二相(bcc2)形成。当对铸态Ti0.2合金进行热处理后，与铸态Ti0.2相比有新的bcc2第二相在bcc1固溶体基体上析出，且随热处理温度的增加，bcc2的体积分数增加，这可以从图5A中退火状态的Ti0.2合金的bcc1衍射峰峰强的下降中反映出来。这表明在热处理阶段Ti0.2合金有大量bcc2形成，从而导致主要相bcc1含量的减少。从图5B中可以观察到，铸态和退火状态Ti0.4合金都主要由两种bcc结构的固溶体组成，只是衍射峰强度有所差异，从图中还可看到最初有些bcc1和bcc2峰是重叠的，但随热处理温度的增加，这些峰慢慢地彼此分离，这可能是由于在热处理过程中两个bcc相的体积分数不断的变化，并且随热处理温度的增加，bcc2的体积分数逐渐增加。

由XRD图谱分析，此合金系AlCoCrFeNiTi_x并没有形成数目众多的金属间化合物，而是形成了以无序固溶体为主的组织，这种独特的性质是其高混合熵特性决定的，由玻尔兹曼假设可推导出合金系A1CoCrFeNiTi_x的混合熵：

$\mathrm{\Δ}{S}_{\mathrm{mix}}=-R\underset{i=1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}{c}_i\mathrm{Ln}{c}_i---\left(1\right)$

其中R为气体常数，C_i为组元i的原子百分数，当且仅当C₁＝C₂＝…＝C_i时，合金混合熵达到最大值。因此，高熵合金比普通合金像铝基合金和金属间化合物有更高的混合熵，混合熵可以简化为：

ΔS_mix＝RLnN (2)

由(1)式可计算出Ti0、Ti0.2、Ti0.4和Ti0.5合金的混合熵值分别为13.38、14.22、14.59和14.72J/K·mol，均远远高于常用合金如Al合金和TiAl金属间化合物的该项指标。AlCoCrFeNiTi_x合金系的Gibbs自由能为G＝H-TS，其中H为合金混合焓，T为绝对温度。由此式可知，对于AlCoCrFeNiTi_x系合金，多组元近等原子比合金所固有的高混合熵特性显著降低了合金的自由能从而降低其有序化的可能性，提高了合金在高温下的稳定性，并促进合金中组元间的互溶而形成了以固溶体为主的组织。

2)扫描电镜(SEM)组织观察及分析

采用扫描电镜(SEM)对原始样品和经过热处理后的样品进行组织和成分分析，并拍摄下各试样的照片。其中Ti0.2高熵合金的二次电子扫描图像如图6所示。

图6为Ti0.2高熵合金的二次电子扫描图像，其中的(a)图表示铸态，(b)图表示500℃热处理2h，(c)图表示700℃热处理2h，(d)图表示900℃热处理2h；而(b)、(c)和(d)中右上角的插图是(b)、(c)和(d)的局部放大图像。图6的(a)图所示为Ti0.2铸态组织形貌，为单一的bcc1固溶体组织。图6的(b)图为Ti0.2高熵合金经过500℃热处理后的微观组织形貌，从图中可以看到其为树枝晶形貌，枝晶大小约为8-12μm。除观察到箭头所指的枝晶相(灰色区域A)和枝晶间相(由黑和白两种颜色组成的共晶组织区域B)之外，还可以看到箭头指示的沿着枝晶外围生长的网格状的调幅分解结构(浅灰色区域C)，它的特征宽度和间隔都在亚微米尺度范围。图6的(c)图为Ti0.2高熵合金经过700℃热处理后的微观组织形貌。其为树枝晶形貌，较图铸态的形貌更为完整，与500℃热处理相比，第二相bcc2的体积分数增加，这是由于随热处理温度的升高，原子的扩散能力及原子激活能增大，树枝晶长大，第二相也逐渐的析出。图6的(d)图为Ti0.2高熵合金经过900℃热处理后的微观组织形貌，由图可见经900℃处理后，Ti0.2高熵合金枝晶间组织开始扩展，枝晶间的共晶组织(柱状)继续长大并粗化，几乎吞噬掉被包围的基体。从上面分析可以看出Ti0.2高熵合金的显微组织由铸态的单一的固溶体结构(bcc)到回火态逐渐析出第二相，并且在晶界处发生调幅分解形成共晶相，这跟前面所提到的XRD结果相一致。

综上，随热处理温度的提高，Ti0.2合金组织由单一的固溶体结构(bcc)逐渐析出第二相，并且在晶界处发生调幅分解形成共晶相。由吉布斯自由能公式

${\left(\frac{\mathrm{dG}}{\mathrm{dT}}\right)}_p=-S---\left(3\right)$

上式中G是吉布斯自由能，P压强，S是系统混合熵，因S恒大于0，随温度升高，G减小，故此合金系统在高温下稳定性增高，热处理促进枝晶相转化为枝晶间相。

3)合金的硬度测试及分析

对所有合金进行微观的显微维氏硬度测试，测试前将试样的表面用不同粒度的砂纸500#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的顺序仔细研磨后，进行机械抛光。使用的维氏硬度计型号为：SHIMADZU维氏硬度计。测试载荷：980.7毫牛；加载时间：10s。在测量合金的微观硬度时，选取试样中某个相的7个不同的位置测量其数据然后去掉最大值以及最小值，其余的数值取平均数值作为试样的微观维氏硬度值。

图7A显示了热处理温度对AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金的平均维氏硬度的影响，可以看出，合金的硬度曲线成抛物型并且随钛的添加合金在700℃热处理硬度值达到最大，而且相比Ti0合金几乎所有添加了钛原子的合金有较高的硬度。这表明，钛是促进第二相在当前合金中形成的主要因素，第二相含量的增加从而导致合金硬度显著增加。此图进一步表明，AlCoCrFeNiTix合金有很高的热稳定性以及经高温热处理后有较高的硬度。

高熵合金的高硬度主要由于该种合金有比普通合金有更多的组元，这些原子占据点阵节点的概率相当。因此，每一种元素都可以看成固溶原子，由于它们的原子半径不同，引起严重的点阵畸变，使得高熵合金的固溶体结构与纯金属或传统合金有很大差异。有学者[5]用参数δ来描述在多主元合金中各元素的原子尺寸不同时所造成的综合影响：

$\mathrm{\δ}=\sqrt{\underset{i=1}{\overset{N}{\mathrm{\Σ}}}{c}_i{(1-r_i/\stackrel{\‾}{r})}^2}---\left(4\right)$

式中，N为组元数；C_i为原子百分比；r_i为原子半径；

当δ的值越大，点阵畸变就越严重。在AlCoCrFeNiTi_x中，当x＝0、0.2、0.4和0.5时，δ的值分另为0.0573、0.0587、0.0614和0.0648；此外，Al，Co，Cr，Fe，Ni，Ti中，Ti的原子半径最大，容易引起高熵合金的bcc结构坍塌，结果使得第二相沿着晶界析出，这通常会使晶界强度降低，甚至导致合金发生脆性断裂。这些分析与实际观察到组织形貌及硬度变化规律相符合。即随着Ti含量的增加，晶体的固溶强化作用和晶格畸变程度越来越大，使得强度、硬度增加，随Ti含量进一步增加时(x＝0.5)，超过了合金的固溶度，析出第二相，合金的硬度达到最大。

图7B显示了AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金的平均维氏硬度随钛含量变化曲线，可以看出，经700℃热处理的Ti0.5合金的硬度最高，大约583HV。总体上，几乎所有的合金在500℃热处理后具有较高的硬度，经过700℃热处理后硬度达到最高，但经过900℃热处理后合金硬度略有下降。这种优异的抗高温回火软化性能在传统合金中很少看到，此效果的产生是由于一些第二相在合金热处理过程中析出并且第二相比传统的合金具有较高的硬度。

4)合金的准静态压缩试验及性能分析

将真空电弧炉熔炼得到的试棒用精密切割仪切割加工成Φ3×6mm的圆柱，并用WDK-100型电子万能试验机做压缩测试，测试载荷：2000kg，加载速度为0.2mm/min。每组合金都选取四个(同一成分不同温度热处理)试样进行压缩试验获得材料的压缩性能，并用Origin软件画出压缩应力-应变曲线。本次试验所得此合金体系的详细的力学性能列于表2。其中铸态下的AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4，0.5)合金的工程应力-应变曲线如图8所示。

图8展示了铸态AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金的室温压缩工程应力-应变曲线。其中Ti0合金屈服强度低，塑性高，当合金中不断增加钛含量后，合金强度显著增加，但塑性恶化。当此合金体系中x＝0.5时，合金展现出了优异的综合力学能，其屈服强度、断裂强度及塑性应变分别达到1.93GPa、4.68GPa和29.6％。本次试验所得此合金体系的详细的力学性能列于表2。从表2中可以看到，与传统的结晶合金相比，高熵合金表现出相当高的屈服强度，断裂强度，塑性变形和加工硬化能力。通常情况下，合金的屈服强度大致符合下面的规律：

σ_y≈3HV (6)

显然此合金压缩性能变化规律与前面测试的合金硬度变化规律相符。

铸态AlCoCrFeNiTix(x＝0，0.2，0.4和0.5)合金的室温压缩力学性能，杨氏模量(E)，屈服强度(σ_y)，断裂强度(σ_max)，弹性应变(ε_e)和塑性应变(ε_p)

表2

本发明涉及AlCoCrFeNiTix高熵合金及其制备方法，并分析测试了用真空电弧炉熔炼的AlCoCrFeNiTix高熵合金分别在500，700和900℃温度下进行热处理后的显微组织和力学性能，另外分析了Ti含量和热处理对其力学性能之间的关系，本发明的高熵合金具有如下特点：

(1)AlCoCrFeNiTi_x系高熵合金在热处理的过程中，对于铸态Ti0.2合金，合金的显微组织只由单相固溶体(bcc结构)组成，随着Ti含量和热处理温度的增加，有许多新的第二相(均为bcc结构)从AlCoCrFeNiTix高熵合金固溶体基体里析出，并有共晶组织产生。

(2)在回火态Ti0.2合金以及铸态和回火态Ti0.4合金的枝晶内和枝晶间地区有明显的元素偏析。热处理对元素偏析有很大的影响，随着温度的升高，铬，铁和钛逐渐向枝晶外扩散，导致枝晶区富含铝和镍而枝晶间区域富含Cr和Fe。

(3)AlCoCrFeNiTi_x系高熵合金在添加同一钛含量下，随热处理温度，硬度值先增大，后减小，而同一热处理温度下，除经900℃热处理的Ti0.5合金之外，其他合金随钛含量，硬度值一直增加。700℃热处理的Ti0.5合金表现出了最高的维氏硬度，其值为583HV。

(4)经500℃和700℃热处理后的合金的屈服强度高，但对铸态和经过900℃热处理的合金展现了优良的延展性。经500热处理后的Ti0合金以及经900℃热处理后的Ti0合金分别显示出最高的屈服强度和最佳的延展性，其值分别为约2.07GPa和30.4％。而铸态Ti0.5合金拥有最优良的综合力学性能，其屈服强度、断裂强度和塑性应变分别高达1.93GPa、4.68GPa，29.6％。

参考文献

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Claims (4)

1.一种高熵合金材料，其特征在于：所述高熵合金成分为AlCoCrFeNiTix，其中x为摩尔比，x的取值范围为0.1～0.4，所述成分的高熵合金材料通过以下方法制备，该方法包括以下步骤：

一、准备原料，采用的合金冶炼原料为Al、Co、Cr、Fe、Ni和Ti元素，按照摩尔比进行精确称量配比，供熔炼制备合金时使用；

二、纯金属的净化，合金制备采用Al、Co、Cr、Fe、Ni、Ti为原料，净化金属表面氧化物；

三、熔炼合金，先将配好的原料放在水冷铜模熔炼池中的槽内，之后关好炉门，拧紧样品室四个封闭旋钮，对样品室抽真空，当真空度达到1×10-3Pa后向样品室充纯度99.999％的氩气至半个大气压；熔炼电流在250安培，时间30-60秒钟；待合金充分混合后将合金块翻转，如此反复4次以上，将合金锭迅速放入水冷铜模的槽内，水冷铜模的槽是事先按需求放置的模具，调节熔炼电流，待合金熔化均匀后，打开吸铸吸气阀，利用泵内真空进行吸铸，待合金模具冷却后取出，即成功熔炼成不同Ti含量的Φ3mm的AlCoCrFeNiTix高熵合金；

四、热处理，先用电阻炉进行热处理，合金的热处理温度是500℃、700℃、900℃三个温度中的任一个；随后将温度升到设定温度后，使试样入炉，随炉保温；之后随炉保温时间2h后，出炉空冷即可；

在所述方法中，纯金属净化步骤中采用硼酐净化金属表面氧化物，先将经干燥的硼酐放入试管，然后放入待净化的纯金属，使硼酐位于试管底部，加热试管至金属熔化，熔化后的硼酐溶解金属氧化物且向试管上部移动，浮于液态金属上方而净化金属；熔炼合金的步骤中采用WK型真空电弧炉来熔炼合金；熔炼合金的步骤中对样品室抽真空时，反复进行“抽真空-充氩气”的过程3至5次，降低氧化影响以用于熔炼；熔炼合金的水冷铜模熔炼池包括：中心供熔炼和吸铸用的槽，周围四个供熔炼用的槽。

2.如权利要求1所述的高熵合金材料，其中x取值为0.1、0.2、0.3、0.4中的任意一个。

3.如权利要求1所述的高熵合金材料，其中所述高熵合金材料采用的Al、Co、Cr、Fe、Ni和Ti冶炼原料质量浓度不低于99.9％。

4.如权利要求1或3所述的高熵合金材料，其中x的取值范围为0.2～0.4。