CN110499446A - 一种高熵合金及制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高熵合金及制备方法，属于合金领域。本发明的工艺步骤包括：使用高真空电弧熔炼与吸铸系统对原料进行电弧熔炼，使用电火花数控线切割机床进行切割，通过KSY可控温度控制器箱式电阻炉对合金进行热处理，最后镶嵌、砂纸打磨、抛光得到成品。其中，高熵合金由Cu、Co、Cr、Fe、Ni五种金属元素和微量C元素组成。本发明工艺制备的高熵合金，具有抗拉强度、塑性和韧性均有较大提升的优点。

Description

一种高熵合金及制备方法

技术领域

本发明涉及合金材料领域，特别是涉及一种高熵合金及制备方法。

背景技术

高熵合金是一种由多主元合金元素主导的合金，以为其组成元素为五种或者五种以上因此高熵合金也称之为多主元合金。熵的定义为混乱度，合金的组元越多，混乱程度也自然越高。传统的二元合金一般称为底熵合金，三元到四元合金称为中熵合金，五元或者五元以上的合金则称为高熵合金。正是因为由多种组元构成，所以高熵合金在结构和性能上也继承了各个组元合金的优良性能，使得高熵合金的具有良好的高熵效应。

目前已知的高熵合金的四个效应有：热力学上的高熵效应：高熵合金是由于多种合金元素组成，因而合金的混乱程度比较大；动力学上的迟缓扩散效应：高熵合金由多种不同的原子组成，不同的金属原子对于合金总体的性能也不尽相同，当合金中的主元数较多，合金的混合熵很高的时候，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，使扩散在具有高混合熵合金中难以进行；结构上的晶格畸变效应：包含多种元素的高熵合金存在着严重的晶格畸变，因为其中的所有原子既可以看做溶质原子，也可以看做溶剂原子，而且各类原子尺寸都不一样，这些原子半径在融合之后造成晶格畸变这种严重的畸变效应必然会影响到材料的力学、热学、电学、光学乃至化学性能；性能上的“鸡尾酒”效应：高熵合金的“鸡尾酒”效应是指源于元素的基本特性以及它们之间的相互作用使得高熵合金呈现出的一种复杂效应。

高熵合金作为21世纪初新提出的一种全新的合金设计理念，因其成分组成的组元多，让合金的元素组合方式增多，也使高熵合金具有很好的发展前景。高熵合金的概念从其提出发展至今，人们利用高熵合金的四大效应，不断进行研究，在各个合金元素的选择搭配上已有很多研究成果。但是在研究添加碳元素并对这一方面的研究比较少。

以上背景技术内容的公开仅用于辅助理解本发明的发明构思及技术方案，其并不必然属于本专利申请的现有技术，在没有明确的证据表明上述内容在本专利申请的申请日已经公开的情况下，上述背景技术不应当用于评价本申请的新颖性和创造性。

发明内容

本发明目的在于提供一种高熵合金及制备方法，以解决现有技术存在的未能通过添加C元素以提高合金抗拉强度、塑性和韧性的技术问题。

为此，本发明提出以下方案：

一种高熵合金及制备方法，包括以下步骤：

S1:称取所需质量的Cu、Co、Cr、Fe、Ni、C元素；

S2:将所称得样品放入高真空电弧熔炼炉，打开分子泵对炉体抽真空，当分子泵气压稳定后，再对炉体充入保护气，启动熔炼电源对样品进行熔炼，得到铸态母合金锭；

S3:使用砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨，再使用电火花数控线切割机床对铸态母合金锭进行切半；

S4:将经过步骤S3得到的试件放置于石英管中，对石英管进行抽真空，使用氧乙炔对石英管加热密封；把封好的石英管放进箱式电阻炉中，调节反应温度，保温，完成后，关闭箱式电阻炉，随炉冷却即可得到(Cu_aCo_bCr_cFe_dNi_e)_100-xC_x高熵合金。

优选地，所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比，即a、b、c、d、e分别为：6.4—8.5：23.3—26.9：20.1—23.4：22.8—25.5：20.5—22.3。

优选地，所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比为7.89：25.17：21.57：23.87：21.37：0.13。

优选地，所述C元素添加使用99.99wt.％的高纯碳。

优选地，所述步骤S2中，当分子泵达到3.5×10^-3—6×10^-3Pa后，再对炉体充入氩气使得炉内气压达到0.02—0.08MPa，启动熔炼电源对样品进行熔炼。

优选地，所述步骤S2中充入纯度99.9wt.％的氩气作为保护气。

优选地，所述步骤S3中使用1000—1500#的砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨。

优选地，所述步骤S4中调节箱式电阻炉温度至400-550℃，保温时间11-16d。

优选地，步骤S4中所述的(Cu_aCo_bCr_cFe_dNi_e)_100-xC_x高熵合金中，x＝0—0.14。

优选地，步骤S4中所述的(Cu_7.89Co_25.17Cr_21.57Fe_23.87Ni_21.37)_100-xC_x高熵合金中，x＝0.13。

本发明与现有技术对比的有益效果包括：

1.由表4可知，各组中实施例4的样品从抗拉强度和塑性上综合看，为最优实施例。抗拉强度各组差距较大，未热处理的A-D组样品的抗拉强度均较低。实施例4比实施例1、2、3、5、6在抗拉强度上提高了25.79％、200.75％、151.57％、212.50％、3.62％；实施例4比A、B、C、D、E、F在抗拉强度上提高了48.15％、163.16％、273.83％、35.59％、173.97％、42.35％。可见实施例4比不含C元素的实施例1在强度方面有较大的提升，说明使用本发明的高熵合金制备工艺处理的合金具有较好的抗拉性能、塑性。

通过金相观察(图3、图4)可以发现，随着含碳量增加，合金缺陷变小，分布也较为均匀；结合SEM图(图9、图10、图11)分析可知，黑色相为缺陷，会造成合金内部受力分布不均，从而导致抗拉强度下降。从图12中可知，合金中的铜偏聚成为条状白色相，经过热处理后，条状的白色相变小消失或者变成点状；这也反映在抗拉强度的增强方面，因为条状会使得合金在受到拉伸力的时候，会沿着集体和白点相两相的间隙产生断裂，从而影响合金性能。通过图7和图8可知，热处理前后的高熵合金均为fcc(面心立方晶格)，保持了良好的塑性和韧性。

对拉伸试验的分析，实施例1(x＝0)的合金样品经热处理后抗拉强度达到318MPa，塑性提升到10％。实施例4(x＝0.130)的合金热处理后抗拉强度达到400MPa，塑性提升到17％。实施例3(x＝0.054)的合金热处理与未热处理塑性没有改变，抗拉强度在热处理后达到159MPa。实施例2(x＝0.017)的合金在热处理后塑性不变，抗拉强度下降到133MPa。

附图说明

图1是本发明具体实施方式中的铸态母合金锭图。

图2是本发明具体实施方式中试验流程图。

图3是本发明具体实施方式中的未热处理高熵合金的金相图。

图4是本发明具体实施方式中的热处理后高熵合金的金相图。

图5是本发明具体实施方式中的热处理后高熵合金的拉伸应力-应变曲线图。

图6是本发明具体实施方式中的未热处理高熵合金的拉伸应力-应变曲线图。

图7是本发明具体实施方式中的未热处理高熵合金的X射线衍射图。

图8是本发明具体实施方式中的热处理后高熵合金的X射线衍射图。

图9是本发明具体实施方式中的未热处理高熵合金的SEM图。

图10是本发明具体实施方式中的热处理后高熵合金的SEM图。

图11是本发明具体实施方式中的高熵合金基体的SEM图。

图12是本发明具体实施方式中的高熵合金中白点相的SEM图。

图13是本发明具体实施方式中高熵合金半切及各部分作用示意图。

图14是本发明拉伸试验的样品图，图中数值的单位为mm。

图3中，(a)为A组，(b)为B组，(c)为C组，(d)为D组；图4中，(a)为实施例1，(b)为实施例2，(c)为实施例3，(d)为实施例4；图5中，①为实施例1，②为实施例2，③为实施例3，④为实施例4；图6中，①为A组，②为B组，③为C组，④为D组；图7中，x＝0为A组，x＝0.017为B组，x＝0.054为C组，x＝0.130为D组；图8中，x＝0为实施例1，x＝0.017为实施例2，x＝0.054为实施例3，x＝0.130为实施例4；图9中，(a)为A组，(b)为B组，(c)为C组，(d)为D组；图10中，(a)为实施例1，(b)为实施例2，(c)为实施例3，(d)为实施例4；图11中，(a)为A组，(b)为B组，(c)为C组，(d)为D组，(a1)为实施例1，(b1)为实施例2，(c1)为实施例3，(d1)为实施例4；图12中，(a)为A组，(b)为B组，(c)为C组，(d)为D组，(a1)为实施例1，(b1)为实施例2，(c1)为实施例3，(d1)为实施例4；图13中，A为切半中的切割线，1为线切割夹持部分，2为用作拉伸试验部分，3为用作X-射线衍射试验部分。

具体实施方式

下面结合具体实施方式并对照附图对本发明作进一步详细说明。应该强调的是，下述说明仅仅是示例性的，而不是为了限制本发明的范围及其应用。

参照以下附图，将描述非限制性和非排他性的实施例，其中相同的附图标记表示相同的部件，除非另外特别说明。

为便于准确理解，以下是后文中将出现的技术术语的准确定义：

“C_x”是指：含碳量x(％)；

“x＝”是指：含碳量＝(％)；

“切半”是指：对长方形的铸态母合金锭沿着两条宽的中点连接线对样品进行切割。

表1使用仪器设备信息表

表2样品所需各元素质量表

实施例1

一种高熵合金及制备方法，包括以下步骤：

S1:称取所需Cu、Co、Cr、Fe、Ni、C的99.99wt.％的高纯单质；按照合金成分设计要求，通过等原子比的合金元素，计算出150g样品所需要的各组成元素的质量，如表2所示，使用精密分析天平分别配置总重量为150g的合金原料。

称量过程中，使用药匙和镊子拿取所需元素，对于表面氧化的元素，使用1500#的砂纸或者锉刀将其表面氧化层打磨后再进行称量；称取完成后，将所称量好的元素放置于样品袋中，密封保存。

S2:打开冷却水循环系统，将熔炼炉通气让炉体内外气压平衡，再将所称得样品放入；将按照质量的大小依次由小到大从下往上放置，以防止因熔炼电极在引弧时因电流过大将样品吹飞，造成样品中元素的损失；打开分子泵对炉体抽真空，当分子泵达到5×10^-3Pa后，再对炉体充入纯度99.9wt.％的氩气使得炉内气压达到0.05MPa，然后开始启动熔炼电源对样品进行熔炼。样品在熔炼完成之后，将其翻转，将样品反复熔炼5次，使样品中的各个元素充分熔合，得到铸态母合金锭。

S3:使用1500#砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨，再使用电火花数控线切割机床对铸态母合金锭进行切半(如图13所示)；

S4:将经过步骤S3得到的试件放置于石英管中，对石英管进行抽真空，使用氧乙炔对石英管加热密封；把封好的石英管放进箱式电阻炉中，调节温度至500℃，保温时间14d，完成后，关闭箱式电阻炉，随炉冷却即可得到(Cu_7.91Co_25.19Cr_21.61Fe_23.89Ni_21.40)_100-xC_x，(x＝0)高熵合金。

所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比为7.91：25.19：21.61：23.89：21.40。

实施例2

工艺方法和原料用量与实施例1基本相同，唯有不同的是C添加量为0.017％，合金成分为(Cu_7.89Co_25.17Cr_21.57Fe_23.87Ni_21.37)_99.983C_0.017，(x＝0.017)。

实施例3

工艺方法和原料用量与实施例1基本相同，唯有不同的是C添加量为0.054％，合金成分为(Cu_7.89Co_25.17Cr_21.57Fe_23.87Ni_21.37)_99.946C_0.054，(x＝0.054)。

实施例4

工艺方法和原料用量与实施例1基本相同，唯有不同的是C添加量为0.13％，(Cu_7.89Co_25.17Cr_21.57Fe_23.87Ni_21.37)_99.87C_0.13，(x＝0.13)。

实施例5

一种高熵合金及制备方法，包括以下步骤：

S1:称取所需Cu、Co、Cr、Fe、Ni、C的99.99wt.％的高纯单质；按照合金成分设计要求，通过等原子比的合金元素，计算出150g样品所需要的各组成元素的质量，如表2所示，使用精密分析天平分别配置总重量为150g的合金原料。

称量过程中，使用药匙和镊子拿取所需元素，对于表面氧化的元素，使用1500#的砂纸或者锉刀将其表面氧化层打磨后再进行称量；称取完成后，将所称量好的元素放置于样品袋中，密封保存。

S2:打开冷却水循环系统，将熔炼炉通气让炉体内外气压平衡，再将所称得样品放入；将按照质量的大小依次由小到大从下往上放置，以防止因熔炼电极在引弧时因电流过大将样品吹飞，造成样品中元素的损失；打开分子泵对炉体抽真空，当分子泵达到3.5×10^{- 3}Pa后，再对炉体充入浓度99.9％的氩气使得炉内气压达到0.02MPa，然后开始启动熔炼电源对样品进行熔炼。样品在熔炼完成之后，将其翻转，将样品反复熔炼5次，使样品中的各个元素充分熔合，得到铸态母合金锭。

S3:使用1000#的砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨，再使用电火花数控线切割机床对铸态母合金锭进行切半(如图13所示)；

S4:将经过步骤S3得到的试件放置于石英管中，对石英管进行抽真空，使用氧乙炔对石英管加热密封；把封好的石英管放进箱式电阻炉中，调节温度至400℃，保温时间11d，完成后，关闭箱式电阻炉，随炉冷却即可得到合金成分为(Cu_7.89Co_25.17Cr_21.57Fe_23.87Ni_{21. 37})_99.983C_0.017，(x＝0.017)的高熵合金。

所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比为7.89：25.17：21.57：23.87：21.37。

实施例6

一种高熵合金及制备方法，包括以下步骤：

S1:称取所需Cu、Co、Cr、Fe、Ni、C的99.99wt.％的高纯单质；按照合金成分设计要求，通过等原子比的合金元素，计算出150g样品所需要的各组成元素的质量，如表2所示，使用精密分析天平分别配置总重量为50g的合金原料。

称量过程中，使用药匙和镊子拿取所需元素，对于表面氧化的元素，使用1500#的砂纸或者锉刀将其表面氧化层打磨后再进行称量；称取完成后，将所称量好的元素放置于样品袋中，密封保存。

S2:打开冷却水循环系统，将熔炼炉通气让炉体内外气压平衡，再将所称得样品放入；将按照质量的大小依次由小到大从下往上放置，以防止因熔炼电极在引弧时因电流过大将样品吹飞，造成样品中元素的损失；打开分子泵对炉体抽真空，当分子泵达到6×10^-3Pa后，再对炉体充入浓度99.9％的氩气使得炉内气压达到0.08MPa，然后开始启动熔炼电源对样品进行熔炼。样品在熔炼完成之后，将其翻转，将样品反复熔炼5次，使样品中的各个元素充分熔合，得到铸态母合金锭。

S3:使用1200#砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨，再使用电火花数控线切割机床对铸态母合金锭进行切半(如图13所示)；

S4:将经过步骤S3得到的试件放置于石英管中，对石英管进行抽真空，使用氧乙炔对石英管加热密封；把封好的石英管放进箱式电阻炉中，调节温度至600℃，保温时间16d，完成后，关闭箱式电阻炉，随炉冷却即可得到(Cu_7.89Co_25.17Cr_21.57Fe_23.87Ni_21.37)_99.87C_0.13，(x＝0.13)高熵合金。

所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比为7.89：25.17：21.57：23.87：21.37。

将实施例1-6所得的高熵合金进行试验。其中，工艺步骤S3中切半得到的另一半高熵合金，分出来不经工艺步骤S4的处理(热处理)就进行试验，按实施例1-6的顺序分别命名为A、B、C、D、E、F组。整个试验所使用设备具体型号或规格参数如表1所示，试验包括以下步骤：

1.线切割

将图样导入电火花数控线切割机床。试验所使用的拉伸样品形状和尺寸如图14所示；在进行切割之前，使用1500#砂纸对铸态母合金锭表面进行氧化层打磨，避免因为氧化层导电性不好而造成电火花数控线切割机床短路。开机前，先将高熵合金铸锭使用夹具固定，调整好切入点，在系统中调整送丝速度，进给长度，即可开始切割。

2.金相显微观察

使用金相样品切割机对各组样品进行切割，再用金相样品镶样机对样品进行镶嵌，然后先后分别用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸进行打磨，再使用金相样品抛光机进行抛光，直至所镶嵌的样品表面没有肉眼可见划痕，并出现镜面为止。最后使用光学显微镜观察。

3.拉伸试验

使用万能力学性能试验机对拉伸样品进行拉伸试验。将用线切割切好的拉伸样品分别先后使用400#、600#、800#、1000#、1200#砂纸进行打磨，去除表面氧化层，并使表面划痕方向与拉伸样品工作段方向一致。

3-1拉伸试验：试验前，使用游标卡尺测量出拉伸样品的截面积、标距，并做记录。将样品装上试验机的拉伸夹头并开始试验，直至将工件拉断即可停止试验，所得到的数据，使用ORIGIN软件对数据进行数据分析处理，绘制出应力-应变曲线图，如图5、图6所示。

表3拉伸样品尺寸数据

组别	拉伸样品截面积(mm<sup>2</sup>)	拉伸样品标距(mm)
			实施例1	7.334	26.00
实施例2	7.040	26.00
			实施例3	7.369	26.00
实施例4	7.369	26.00
			实施例5	7.164	26.00
实施例6	6.969	26.00
			A组	6.408	26.00
B组	7.120	26.00
			C组	7.013	26.00
D组	7.040	26.00
			E组	7.124	26.00
F组	6.480	26.00

4.X-射线衍射试验

试验前使用金相样品镶样机对样品进行镶嵌，分别先后使用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸对样品打磨光亮，至无肉眼可见划痕，使用酒精对样品表面进行清洗，再使用吹风机将样品吹干，即可进行装样，结果如图7、图8所示。试验使用的X射线衍射仪主要参数为：

采用CuKa射线；管电压40kV；管电流：30mA；扫描范围：20°至80°；扫描时间：15分钟。

5.SEM扫描电子显微镜试验

试验前使用金相样品镶样机对样品进行镶嵌，分别先后使用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#砂纸对样品打磨光亮，至无肉眼可见划痕，然后使用酒精对样品表面进行清洗，用吹风机吹干，再将样品摆放至样品托盘，对样品做好标记；将样品放进扫描电子显微镜的样品室，对样品室进行抽真空处理。抽真空完毕开始观察、拍照(如图9-12所示)。扫描电镜(配布鲁克能谱仪)主要指标为：

放大倍率：2000X；加压电压：20.0kV。

对经过上述试验的实施例1-4的样品所得的试验图片及数据进行分析，得到以下表格和结论：

表4各组样品抗拉强度表

组别	抗拉强度(MPa)
		实施例1	318
实施例2	133
		实施例3	159
实施例4	400
		实施例5	128
实施例6	386
		A组	270
B组	152
		C组	107
D组	295
		E组	146
F组	281

本发明创新性的使用钢材加入的合金中，以达到在高熵合金加碳的目的，本发明使用钢为原料加入到高熵合金中，达到在高熵合金制备的目的，该操作未见有相关报道。通过各组样品的试验观察和数据分析可见，经过热处理与未进行热处理的(CuCoCrFeNi)_{100- x}C_x(x＝0、0.017、0.054、0.130)高熵合金其本身微观组织、力学性能随着含碳量变化的关系。所分析的结论如下：

1.金相分析

图3是高熵合金未进行热处理的金相图。在光学显微镜图中可以观察到两个相，白色部分的基体相和分布比较零散的黑点。通过使用扫描电镜的观察发现，该合金经过熔炼后形成单相固溶体，金相中的黑点为缺陷。图3(a)、(b)样品中缺陷分布比较密集，样品中存在着较多形状比较大缺陷。但是随着含碳量的增加，从图(c)、(d)中观察发现，缺陷形状大小明显变小，数量也有所减少。

图4是高熵合金热处理后的金相图。(a)中为x＝0时，合金中的缺陷比较多，分布也比较均匀。随着含碳量增加，在图(b)、(c)、(d)中我们可以明显观察到合金中的缺陷明显变小，数量也有减少。与图3中的相图进行对比发现，未进行热处理与热处理后，合金都存在着许多分布均匀的缺陷。未经过热处理的合金样品缺陷形状比较大，经过热处理后，合金中的缺陷形状比较小。而且热处理与未热处理的合金缺陷形状都随着合金中含碳量在0-0.130％的范围内增加而变小。

2.拉伸试验数据分析

由图6和表4可知，在未进行热处理的条件下的四条应力-应变中可以看出，当x＝0时①，合金的抗拉强度达到270MPa，应变为6％。当x＝0.017时②，合金的抗拉强度达到152MPa，应变为1％。当x＝0.054时③，图中应力-应变曲线在达到107MPa后发生转折，样品脆性断裂，其塑性最差。当x＝0.130时④，合金的抗拉强度最好，达到295MPa，应变为2％。

经过热处理后，从图5中可以看到，当x＝0时①，合金的抗拉强度达到318MPa，应变为10％。当x＝0.017时②，合金的应力应变曲线在上升过程中应力达到133MPa时发生转折，发生脆性断裂。当x＝0.054时③，合金的应力应变曲线在上升过程中应力达到159MPa发生转折，发生脆性断裂。当x＝0.130时④，合金的抗拉强度达到400MPa，应变为17％，其强度和塑性是实施例的合金中最优的。

通过对比合金未热处理与热处理的拉伸应力应变曲线图发现，经过热处理后除了图5的②样品外，其它样品的的强度塑性均有所改善。x＝0的合金样品塑经热处理后抗拉强度达到318MPa，提高了48MPa，塑性提升4％。x＝0.130的合金热处理后抗拉强度达到400MPa，提高了105MPa，塑性提升15％。x＝0.017的合金在热处理后塑性不变，抗拉强度下降到133MPa。x＝0.054的合金热处理与未热处理塑性没有改变，抗拉强度在热处理后达到159MPa，提高了52MPa。

3.X-射线衍射试验分析

图7中，四个样品都出现了3个位置对应的峰。当x＝0和x＝0.017时，合金样品出现的第一个峰比较明显，而后面的两个峰不是很明显。当x＝0.130时，合金样品的第二个峰比较明显。当x＝0.054时，合金样品出现了三个明显的峰，其中第二个峰值最高。通过对四个合金样品进行PDF卡片检索，这四个未热处理的样品的晶体结构都是FCC。

图8中，四个样品经过热处理的合金都相同的位置出现比较明显的两个衍射峰。当x＝0、x＝0.130和x＝0.054时，这三个合金样品的第一个峰强度都比第二个峰的强度低。当x＝0.017时，合金样品的第二个峰强度低于第一个峰的强度。

对比图7中未热处理的合金衍射图：图8四个合金样品的晶体结构都是FCC。经过热处理后，四个样品的衍射峰数量减少；当x＝0时，第二个衍射峰的强度明显变大；当x＝0.017时，衍射峰无明显变化；当x＝0.054时，第二个峰强度明显减小；当x＝0.130时，第一个衍射峰的强度变大。

4.扫描电子显微镜试验分析

从图9中观察，(a)图中比较明显的是基体相和一些较大的黑点相，还有一些分布比较散的白点；(b)图中的白点相比较明显，分布比较均匀，黑点相相对于(a)图的黑点相而言明显变小；(c)图中的白点发生偏聚，出现条状的白点相；(d)图中只能明显观察到分布均匀的白点相与基体相。

图10中，在200X的倍率下观察到，(a)图中含碳量x＝0时图中出现三个相，一个是白点状的富铜相，一个是基体相，还有一些黑点缺陷。随着含碳量增加，(b)(c)(d)图中的形状较大的缺陷逐渐减少，点状的Cu分布比较均匀。

图9与图10的对比分析发现，合金样品是否经过热处理都会有大量的缺陷分布在样品中；缺陷会随着含碳量的增加而减少；其中，Cu与C发生偏聚，并没有完全固溶到基体中；在未热处理的条件下，当x＝0.054时(图9(c))，合金中的铜偏聚成为条状白色相，经过热处理后(图10(c))，条状的白色相消失。

使用更高的倍率观察如图11、图12所示。图11中对于整体的元素含量进行分析，基体中的元素含量Cu、C元素的含量比较低，而Co、Cr、Fe、Ni元素的含量较高。对基体中白色相进行元素含量的分析(图12)，发现偏聚的白色相中Cu和C的含量比较高。

由表4可知，各组中实施例4的样品从抗拉强度和塑性上综合看，为最优实施例。抗拉强度各组差距较大，未热处理的A-D组样品的抗拉强度均较低。实施例4比实施例1、2、3、5、6在抗拉强度上提高了25.79％、200.75％、151.57％、212.50％、3.62％；实施例4比A、B、C、D、E、F在抗拉强度上提高了48.15％、163.16％、273.83％、35.59％、173.97％、42.35％。可见实施例4比不含C元素的实施例1在强度方面有较大的提升，说明使用本发明的高熵合金制备工艺处理的合金具有较好的抗拉性能、塑性。

通过金相观察(图3、图4)可以发现，随着含碳量增加，合金缺陷变小，分布也较为均匀；结合SEM图(图9、图10、图11)分析可知，黑色相为缺陷，会造成合金内部受力分布不均，从而导致抗拉强度下降。从图12中可知，合金中的铜偏聚成为条状白色相，经过热处理后，条状的白色相变小消失或者变成点状；这也反映在抗拉强度的增强方面，因为条状会使得合金在受到拉伸力的时候，会沿着集体和白点相两相的间隙产生断裂，从而影响合金性能。通过图7和图8可知，热处理前后的高熵合金均为fcc(面心立方晶格)，保持了良好的塑性和韧性。

对拉伸试验的分析，实施例1(x＝0)的合金样品经热处理后抗拉强度达到318MPa，塑性提升到10％。实施例4(x＝0.130)的合金热处理后抗拉强度达到400MPa，塑性提升到17％。实施例3(x＝0.054)的合金热处理与未热处理塑性没有改变，抗拉强度在热处理后达到159MPa。实施例2(x＝0.017)的合金在热处理后塑性不变，抗拉强度下降到133MPa。

本领域技术人员将认识到，对以上描述做出众多变通是可能的，所以实施例仅是用来描述一个或多个特定实施方式。

尽管已经描述和叙述了被看作本发明的示范实施例，本领域技术人员将会明白，可以对其作出各种改变和替换，而不会脱离本发明的精神。另外，可以做出许多修改以将特定情况适配到本发明的教义，而不会脱离在此描述的本发明中心概念。所以，本发明不受限于在此披露的特定实施例，但本发明可能还包括属于本发明范围的所有实施例及其等同物。

Claims (9)

1.一种高熵合金及制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1:称取所需质量的Cu、Co、Cr、Fe、Ni、C元素；

S2:将所称得样品放入高真空电弧熔炼炉，打开分子泵对炉体抽真空，当分子泵气压稳定后，再对炉体充入保护气，启动熔炼电源对样品进行熔炼，得到铸态母合金锭；

S3:使用砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨，再使用电火花数控线切割机床对铸态母合金锭进行切半；

S4:将经过步骤S3得到的试件放置于石英管中，对石英管进行抽真空，使用氧乙炔对石英管加热密封；把封好的石英管放进箱式电阻炉中，调节反应温度，保温，完成后，关闭箱式电阻炉，随炉冷却即可得到(Cu_aCo_bCr_cFe_dNi_e)_100-xC_x高熵合金。

2.一种如权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比，即a、b、c、d、e分别为：6.4—8.5：23.3—26.9：20.1—23.4：22.8—25.5：20.5—22.3。

3.如权利要求2所述的高熵合金，其特征在于，所述Cu、Co、Cr、Fe、Ni的质量比为7.89：25.17：21.57：23.87：21.37：0.13。

4.如权利要求1所述的高熵合金的制备方法，其特征在于，所述C元素添加使用99.99wt.％的高纯碳。

5.如权利要求1所述的高熵合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中，当分子泵达到3.5×10^-3—6×10^-3Pa后，再对炉体充入氩气使得炉内气压达到0.02—0.08MPa，启动熔炼电源对样品进行熔炼。

6.如权利要求1所述的高熵合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中充入纯度99.9wt.％的氩气作为保护气。

7.如权利要求1所述的高熵合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中使用1000—1500#的砂纸对铸态母合金锭表面氧化层进行打磨。

8.如权利要求1所述的高熵合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中调节箱式电阻炉温度至400-550℃，保温时间11-16d。

9.如权利要求1所述的高熵合金的制备方法，其特征在于，步骤S4中所述的(Cu_aCo_bCr_cFe_dNi_e)_100-xC_x高熵合金中，x＝0—0.14。