CN105714169A - 一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种MoSiBHfAl合金棒材，由以下原子百分比的成分组成：Si 6％～18％，B 7％～19％，Hf 5％～15％，Al 6％～14％，余量为Mo和不可避免的杂质。本发明还提供了一种制备该合金棒材的方法，包括以下步骤：一、采用湿法球磨的方法将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉混合均匀，真空干燥后得到混合粉末；二、烧结，得到烧结体；三、真空自耗电弧熔炼，得到铸锭；四、热挤压，得到半成品棒坯；五、热挤压，得到MoSiBHfAl合金棒材。本发明MoSiBHfAl合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。

Description

一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材及其制备方法
技术领域
本发明属于合金材料制备技术领域，具体涉及一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材及其制备方法。
背景技术
航空发动机涡轮叶片材料的工作温度越高，发动机的性能越好，效率越高，航空发动机推重比与涡轮叶片材料工作温度有很大的关系。目前，镍基超合金不能满足先进航空发动机的使用要求，必须研制下一代高温结构材料。Mo-Si-B系合金由原位自生的Mo5SiB2、Mo3Si金属间化合物相和钼固溶体(Moss)相组成，具有高熔点、高温强度高和抗氧化等特点，在航空航天领域有广泛的应用前景。然而，这些Mo-Si-B系合金材料的一个普遍特点是室温下非常脆，材料中有孔洞、微裂纹等缺陷，降低了材料的力学性能、抗氧化性能和可靠性，导致这些Mo-Si-B系合金材料难以在工程上得到应用。这是由于采用传统粉末冶金法制备的Mo-Si-B系合金杂质元素和氧含量较高，杂质元素降低了高温力学性能，致脆氧元素在晶界处富集，使材料变脆。另外，粉末冶金法制备的Mo-Si-B系合金致密度不高，材料中有大量的孔洞或微裂纹等缺陷，也降低了材料的室温塑韧性和高温力学性能，同时在高温氧化气氛中，这些孔洞或微裂纹为氧的扩散提供了通道，降低了材料的抗氧化性能。采用熔炼方法制备的Mo-Si-B系合金微观组织由粗大的柱状铸态晶组成，这种组织降低了材料的晶界结合强度，并且由于材料组成相的各向异性，容易产生微裂纹等缺陷，恶化了材料的综合力学性能。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为102ppm～127ppm，室温抗拉强度为679MPa～835MPa，室温断裂韧性为11MPa·m1/2～23MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为369MPa～573MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.08mg/cm2～0.15mg/cm2，由此证明该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si6％～18％，B7％～19％，Hf5％～15％，Al6％～14％，余量为Mo和不可避免的杂质。
上述的一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si8％～16％，B9％～17％，Hf7％～13％，Al8％～12％，余量为Mo和不可避免的杂质。
上述的一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si14％，B16％，Hf10％，Al10％，余量为Mo和不可避免的杂质。
另外，本发明还提供了一种制备上述Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一、采用湿法球磨的方法将钼粉、硅粉、硼粉、铪粉和铝粉混合均匀，真空干燥后得到混合粉末；
步骤二、将步骤一中所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度不大于1×10-1Pa，温度为1700℃～1800℃的条件下保温2h～3h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10-2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3～5次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的电流为10kA～12kA，所述真空电弧熔炼的电压为20V～40V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在挤压温度为1300℃～1500℃，挤压比为6～8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述半成品棒坯在挤压温度为1200℃～1400℃，挤压比为4～7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述钼粉、硅粉、硼粉、铪粉和铝粉的质量纯度均不小于99％。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述湿法球磨的过程中采用无水乙醇为分散剂，所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的1.5～3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述湿法球磨的速率为300rpm～400rpm，球料质量比为(6～12)∶1，球磨时间为10h～30h。
上述的方法，其特征在于，步骤一中所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述铪粉和钼粉的粒径均不大于10μm。
上述的方法，其特征在于，步骤四中所述挤压温度为1350℃～1450℃，挤压比为6.5～7.5。
上述的方法，其特征在于，步骤五中所述挤压温度为1250℃～1350℃，挤压比为5.5～6.5。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1、本发明采用机械合金化+真空自耗电弧熔炼+二次挤压工艺过程制备Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，所制棒材的氧含量为102ppm～127ppm，室温抗拉强度为679MPa～835MPa，室温断裂韧性为11MPa.m1/2～23MPa.m1/2，1400℃的抗拉强度为369MPa～573MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.08mg/cm2～0.15mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
2、本发明在Mo-Si-B系合金材料中加入Hf元素，Hf在高温下溶于Mo中形成固溶体(Moss)，致脆元素氧优先集中在Hf粒子表面，减少了氧在晶界处的严重偏聚，使晶界结合力增强，改善了材料的室温脆性。在Mo-Si-B合金系中添加Al元素，有利于在高温氧化气氛中形成一层致密的保护膜，提高了合金的抗氧化性能。
3、本发明采用真空自耗电弧熔炼的工艺过程制备Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有纯度高、氧含量低等优点，可显著提高合金的室温韧性和高温强度。
4、由于Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材高温强度高，变形抗力大，难以加工成形。本发明采用二次挤压工艺使挤压在较低的温度和挤压比条件下进行，减小了变形抗力，降低了对挤压设备的要求；在较低的温度下进行二次挤压也有利于破碎和细化粗大的柱状铸态组织，大大改善了Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材室温韧性和高温力学性能，同时消除了在材料制备过程中产生的孔洞等缺陷，提高了材料使用的可靠性。
下面结合附图和实施例对本发明作进一步详细说明。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的显微组织图。
具体实施方式
实施例1
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si14％，B16％，Hf10％，Al10％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为350rpm，球料质量比为9:1的条件下湿法球磨20h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的1.5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1750℃，时间为2.5h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼5次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为11kA，熔炼电压为30V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1400℃，挤压比为7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1300℃，挤压比为6的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的显微组织如图1所示。从图1中可以看出，本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材微观组织中没有观察到微裂纹和孔洞等缺陷，粗大的柱状组织完全被破碎和细化，钼固溶体(Moss)变成拉长的组织，这种大而长相互搭接的钼固溶体(在图1中呈白色)晶粒结构大大改善了Mo-Si-B-Hf-Al合金的韧性，Mo5SiB2(在图1中呈深灰色)、Mo3Si(在图1中呈浅灰色)金属间化合物相呈等轴状或椭圆状，并且均匀分布在钼固溶体(Moss)基体中，这种均匀分布的Mo5SiB2、Mo3Si金属间化合物强化相显著提高了Mo-Si-B-Hf-Al合金的高温强度。进一步分析本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材中钼固溶体(Moss)相和Mo5SiB2、Mo3Si金属间化合物相的化学组成，结果见表1。
表1本发明实施例1制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的化学组成
如表1所示，Hf元素主要固溶在Mo中，与Mo形成固溶体，致脆元素氧优先集中在Hf粒子表面，减少了氧在晶界处的严重偏聚，使晶界结合力增强，改善了材料的塑韧性。另外，Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材经过5次真空自耗电弧熔炼，氧含量和杂质含量极低，提高了Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的韧性和高温强度。Al元素固溶在Mo和Mo5SiB2、Mo3Si金属间化合物中，有利于在高温氧化气氛中形成一层致密的保护膜，阻止氧气的侵入，因此提高了Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的抗氧化性能。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为102ppm，室温抗拉强度为835MPa，室温断裂韧性为23MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为573MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.08mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例2
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si8％，B9％，Hf13％，Al12％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为300rpm，球料质量比为6:1的条件下湿法球磨10h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的2倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1700℃，时间为2h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼5次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为10kA，熔炼电压为20V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1400℃，挤压比为7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1300℃，挤压比为5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为102ppm，室温抗拉强度为679MPa，室温断裂韧性为23MPa.m1/2，1400℃的抗拉强度为369MPaMPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.08mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例3
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：16％，B17％，Hf7％，Al8％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为400rpm，球料质量比为12:1的条件下湿法球磨30h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1800℃，时间为3h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼5次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为12kA，熔炼电压为40V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1300℃，挤压比为6的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1200℃，挤压比为4的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为113ppm，室温抗拉强度为765MPa，室温断裂韧性为13MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为427MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.13mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例4
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si8％，B9％，Hf13％，Al12％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为380rpm，球料质量比为10:1的条件下湿法球磨25h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1780℃，时间为2.7h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼4次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为10.5kA，熔炼电压为25V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1350℃，挤压比为6的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1250℃，挤压比为4的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为113ppm，室温抗拉强度为679MPa，室温断裂韧性为21MPa.m1/2，1400℃的抗拉强度为369MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.15mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例5
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si16％，B17％，Hf7％，Al8％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为320rpm，球料质量比为8:1的条件下湿法球磨28h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的2.7倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1720℃，时间为2.2h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼3次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为11.5kA，熔炼电压为35V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1450℃，挤压比为7.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1350℃，挤压比为5.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为127ppm，室温抗拉强度为679MPa，室温断裂韧性为11MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为369MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.15mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例6
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si16％，B17％，Hf7％，Al8％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为320rpm，球料质量比为8:1的条件下湿法球磨28h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的2.7倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1720℃，时间为2.2h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼3次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为11.5kA，熔炼电压为35V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1450℃，挤压比为7.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1350℃，挤压比为5.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为127ppm，室温抗拉强度为679MPa，室温断裂韧性为11MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为369MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.15mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例7
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si10％，B14％，Hf10％，Al10％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为330rpm，球料质量比为10:1的条件下湿法球磨25h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的2.7倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1750℃，时间为2h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼5次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为12kA，熔炼电压为20V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1350℃，挤压比为6.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1250℃，挤压比为6.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为102ppm，室温抗拉强度为789MPa，室温断裂韧性为19MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为512MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.09mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例8
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si6％，B19％，Hf5％，Al14％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为320rpm，球料质量比为8:1的条件下湿法球磨25h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的2.5倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1750℃，时间为2h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼3次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为12kA，熔炼电压为20V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1300℃，挤压比为8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1400℃，挤压比为7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为102ppm，室温抗拉强度为789MPa，室温断裂韧性为19MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为512MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.09mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
实施例9
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的原料制成：Si18％，B7％，Hf15％，Al6％，余量为Mo和不可避免的杂质。
本实施例Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的制备方法包括以下步骤：
步骤一、将硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉置于球磨机中，以无水乙醇为分散剂，在转速为300rpm，球料质量比为9:1的条件下湿法球磨25h，球磨后在真空条件下烘干，得到混合粉末；所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的2.3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g，所述硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉的质量纯度均不小于99％，所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述钼粉和铪粉的粒径均不大于10μm；
步骤二、将步骤一种所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度小于1×10-1Pa的条件下进行烧结处理，随炉冷去后得到烧结体；所述烧结处理的温度为1780℃，时间为2h；
步骤三、将步骤二中所述的烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度小于5×10-2Pa的条件下电子束熔炼4次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的熔炼电流为12kA，熔炼电压为20V；
步骤四、将步骤三中所述的铸锭在挤压温度为1500℃，挤压比为6的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述的半成品棒坯在挤压温度为1200℃，挤压比为5.5的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
本实施例制备的Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的氧含量为102ppm，室温抗拉强度为789MPa，室温断裂韧性为19MPa·m1/2，1400℃的抗拉强度为512MPa，在1400℃空气环境中氧化100h后材料损失为0.09mg/cm2，该Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材具有氧含量低、强度高、抗氧化和良好的室温断裂韧性等特点，能够在高温氧化气氛中应用。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。

Claims (10)

1.一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si6％～18％，B7％～19％，Hf5％～15％，Al6％～14％，余量为Mo和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si8％～16％，B9％～17％，Hf7％～13％，Al8％～12％，余量为Mo和不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的一种Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Si14％，B16％，Hf10％，Al10％，余量为Mo和不可避免的杂质。
4.一种制备如权利要求1、2或3所述Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一、采用湿法球磨的方法将钼粉、硅粉、硼粉、铪粉和铝粉混合均匀，真空干燥后得到混合粉末；
步骤二、将步骤一中所述混合粉末压制成型，得到坯料，然后将所述坯料置于烧结炉中，在真空度不大于1×10-1Pa，温度为1700℃～1800℃的条件下保温2h～3h进行烧结处理，随炉冷却后得到烧结体；
步骤三、将步骤二中所述烧结体置于真空自耗电弧炉中，在真空度不大于5×10-2Pa的条件下真空自耗电弧熔炼3～5次，随炉冷却后进行扒皮处理，得到铸锭；所述真空电弧熔炼的电流为10kA～12kA，所述真空电弧熔炼的电压为20V～40V；
步骤四、将步骤三中所述铸锭在挤压温度为1300℃～1500℃，挤压比为6～8的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到半成品棒坯；
步骤五、将步骤四中所述半成品棒坯在挤压温度为1200℃～1400℃，挤压比为4～7的条件下进行挤压，自然冷却后进行扒皮处理，得到Mo-Si-B-Hf-Al合金棒材。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述钼粉、硅粉、硼粉、铪粉和铝粉的质量纯度均不小于99％。
6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述湿法球磨的过程中采用无水乙醇为分散剂，所述无水乙醇的体积为硅粉、硼粉、铪粉、铝粉和钼粉质量之和的1.5～3倍，其中体积的单位为mL，质量的单位为g。
7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述湿法球磨的速率为300rpm～400rpm，球料质量比为(6～12)∶1，球磨时间为10h～30h。
8.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤一中所述硅粉的粒径不大于8μm，所述硼粉的粒径不大于5μm，所述铝粉的粒径不大于9μm，所述铪粉和钼粉的粒径均不大于10μm。
9.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤四中所述挤压温度为1350℃～1450℃，挤压比为6.5～7.5。
10.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，步骤五中所述挤压温度为1250℃～1350℃，挤压比为5.5～6.5。
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