CN111074131A - 一种共晶高熵合金的热机械处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种共晶高熵合金的热机械处理方法，包括以下步骤：S1、多次轧制以及再结晶处理，S2、预应变以及时效处理；也就是将共晶合金进行多次轧制及再结晶处理，然后进行预应变和时效处理，得到热机械处理的共晶合金。本发明通过对共晶合金运用机械处理和多种热处理工艺，将界面强化、位错强化和析出强化结合起来，得到超高强共晶合金，具有广阔的工业应用前景。

Description

一种共晶高熵合金的热机械处理方法

技术领域

本发明涉及材料技术领域，具体为一种共晶高熵合金的热机械处理方法。

背景技术

高熵合金(High-entropy alloys)简称HEA，是由五种或五种以上元素等 比例或近似等比例混合得到的合金。由于高熵合金在多种条件下都表现出优异 的物理化学性能，因此近年来受到人们的广泛关注。传统的合金中主要由一种 元素作为基体元素，例如以铁为基础，在其中加入一些微量的元素来提升其性 能。传统的理论认为多种元素混合将形成金属间化合物，使材料脆化，高熵合 金突破了这一理论认识，通常表现出很好的塑性。其中，共晶高熵合金就是典 型的具有优异强塑性结合的高熵合金。

热机械处理是进一步提升共晶高熵合金力学性能的有效手段。通过调节热 机械处理工艺，可以得到两相完全再结晶、不完全再结晶、再结晶同时保留共 晶层片结构等多种微观组织形态，进而显著提升其力学性能。然而目前对于共 晶高熵合金的热机械加工工艺仍缺乏系统深入的研究，未能在其中引入析出强 化与位错强化，使得高熵合金的力学性能仍有较大提升空间。

发明内容

本发明的目的是提供一种共晶高熵合金的热机械处理方法，通过在共晶高 熵合金中合理设计与运用轧制与热处理工艺，将界面强化、位错强化和析出强 化结合起来，显著提升铸态高熵合金的力学性能。其中，界面强化为共晶合金 固有的强化方式；位错强化和析出强化则可通过合理设计预应变轧制与时效热 处理得到。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：

共晶高熵合金的热机械处理方法，包括以下步骤：

S1、多次轧制以及再结晶处理

将共晶高熵合金轧制为原来合金厚度的68～77％，并于1150～1250℃退火 10～30min，然后重复上述轧制与退火操作一次，得到总变形量为42～52％的共 晶高熵合金；

S2、预应变以及时效处理

将S1得到轧制后的共晶高熵合金进行10～40％的预应变，然后于 600～750℃进行时效处理，保温1～12h，水淬，得到热机械处理后的共晶高熵 合金。

优选的，热机械处理方法适用的共晶高熵合金为同时包含软相和硬相的双 相高熵合金。

优选的，共晶高熵合金为Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂或 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂。

与现有技术相比，本发明的有益效果如下：

1、本发明通过多次轧制以及再结晶处理，使单次轧制所累积的应变能不 足以引发再结晶的合金发生再结晶行为，同时提高合金的强度与塑性；也就是 合理设计与运用轧制与热处理工艺，将界面强化、位错强化和析出强化结合起 来，显著提升铸态高熵合金的力学性能，利用预应变与直接时效的方法促进析 出相形成，得到超高强共晶高熵合金；

2、本发明还对Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金的热机械处理过程进 行了研究，得到最佳的热机械处理过程为：合金铸锭→轧制为原来厚度的 70％→1200℃再结晶20min→轧制为原来厚度的70％→1200℃再结晶20min， 在此工艺下，断后延伸率由5％升到25.2％，强度也有大幅度提升；本发明同 时也对Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金的热机械处理过程进行了研究， 得到最佳的热机械处理过程为：合金铸锭→轧制为原来厚度的75％→1200℃ 再结晶20min→轧制为原来厚度的75％→1200℃再结晶20min；

3、本发明的Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金在经过30％预应变处理 后，最佳时效温度和时间分别为700℃和3h，此状态下合金硬度488.18HV， 屈服强度1081.6MPa、抗拉强度1711.9MPa、断后延伸率达到14.9％。相同热 处理工艺下，提高预应变为40％时抗拉强度达到1782.1MPa；本发明中经过热 机械处理的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金部分保留层片状组织，在时效 过程中，硬相面心立方结构中有大量的富含Co、Cr的条状和富含W的颗粒 状纳米相析出，软相面心立方结构中存在有序纳米颗粒析出，这些析出相大幅 度提升合金强度的同时，塑形降低较少。

附图说明

图1是700℃下时效不同时间即实施例1～实施例5得到的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂的硬度图；

图2是700℃下时效不同时间即实施例1～实施例5的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂的应力应变曲线；

图3是合金在不同时效温度和不同时效时间即实施例1～实施例20以及对 比例1得到的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂的硬度图；

图4是合金不同时效温度最佳时间处理即实施例10、实施例9、实施例1、 实施例18以及对比例1得到的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂的应力应 变曲线；

图5是合金不同预应变处理即实施例1、实施例21～实施例23以及对比例 1得到的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂的应力应变曲线；

图6是Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金铸态、合金只进行轧制、合金 进行轧制及再结晶以及合金进行完整的热机械处理，即对比例2、对比例3、 对比例1以及实施例1的样品的金相图；

图中：(a)(b)是对比例2的样品，(c)(d)是对比例3的样品，(e) (f)是对比例1的样品，(g)(h)是实施例1的样品；

图7是实施例1样品的FCC结构的透射图以及电子衍射花样；

图中：(a)为FCC结构的透射电子显微镜图片，(b)为FCC的高分辨 电子显微图片，(c)为FCC相的[011]晶带轴的电子衍射花样；

图8是实施例1样品的B2结构的透射图以及电子衍射花样；

图中：(a)(b)为B2结构的透射电子显微镜图片，(c)为B2相的[001] 晶带轴的电子衍射花样；

图9是实施例1样品的B2相的成分面扫结果图；

图10是实施例1样品拉伸断裂后的透射图片；

图中：(a)为断裂后合金的FCC结构，(b)为断裂后合金的B2结构；

图11是对比例4得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金铸态样品的 扫描图；

图12是热机械处理的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂、Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂铸 态以及Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂进行轧制和再结晶，即实施例24、对比例4和 对比例5的样品的应力应变曲线图。

具体实施方式

下面通过具体实施方式例对本发明进行详细描述。本发明的范围并不受限 于该具体实施方式。

实施例1

Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金的热机械处理方法，包括以下步骤：

S1、Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金的制备

合金配料：将Ni、Co、Fe、Cr、Al、W金属原料使用机械研磨方法去除 元素表面的氧化皮，然后置于不同容器中并加入酒精溶液，超声清洗，取出后 吹干酒精得到超声处理后的六种原料，将六种金属原料预处理后按照 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金的摩尔百分比称量；

母合金熔炼：将Ni、Co、Fe、Cr、W原料放入真空感应熔炼炉坩埚内， 将预热的钢锭模装入炉中，将Al通过Ni丝吊在坩埚上方；利用机械泵抽真空， 同时用10kW功率对炉体进行预热；待炉内真空小于10Pa时，提高功率使原 料熔化，期间搅拌原料以保证均匀；原料全部熔化后，降低功率到10kW，精 炼10～20分钟；其后加入Al元素，再精炼3～5分钟，关闭电源，获得母合金 锭；

浇注：待钢水表面结壳后，再次通电，当合金完全熔化后将溶液浇注进模 具，室温下冷却后打开模具取出样品，即可得到所要制备的 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金；

S2、多次轧制及再结晶处理

将S1得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金轧制为原来合金厚度的 70％，然后于1200℃退火20min，然后重复上述轧制与退火操作一次，得到总 变形量为48～52％的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金。

S3、预应变及时效处理

将S2得到轧制后的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金进行30％的预应 变，然后于700℃进行预处理，保温3h，水淬，得到热机械处理后的 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金。

本发明热机械处理后的共晶高熵合金具有良好的硬度和塑性，为了优化热 机械处理的条件，我们对时效处理和预应变处理过程进行了单独研究，并对组 织与强韧化机制进行了分析。

(1)时效处理

实施例2

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的时间为1h。

实施例3

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的时间为2h。

实施例4

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的时间为6h。

实施例5

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的时间为12h。

实施例6

与实施例2的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为600℃。

实施例7

与实施例3的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为600℃。

实施例8

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为600℃。

实施例9

与实施例4的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为600℃。

实施例10

与实施例5的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为600℃。

实施例11

与实施例2的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为650℃。

实施例12

与实施例3的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为650℃。

实施例13

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为650℃。

实施例14

与实施例4的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为650℃。

实施例15

与实施例5的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为650℃。

实施例16

与实施例2的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为750℃。

实施例17

与实施例3的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为750℃。

实施例18

与实施例1的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为750℃。

实施例19

与实施例4的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为750℃。

实施例20

与实施例5的方法相同，不同的是S3中时效处理的温度为750℃。

对比例1

与实施例1的方法相同，不同的是不进行S3中的预应变以及时效处理。

我们对实施例1～实施例20的共晶高熵合金进行了性能测试，包括硬度测 试和应力应变测试。

首先我们对实施例1～实施例5的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂进 行了硬度测试，具体过程为：先对实施例1～实施例5的样品使用电火花线切 割机切割成小片的合金，然后进行镶样、磨样和抛光处理，测试合金硬度，在 每个合金小片上每两个硬度点之间至少相隔5个压痕的距离，并避开缺陷处测 试，取5个以上的测试点取其平均值即为实施例样品的硬度。表1为合金在 700℃下时效不同时间硬度值，即实施例1～实施例5的样品的硬度值，图1为 相应的硬度统计图。从表1和图1可以看出，随着时效时间的增加，硬度值呈 现先上升，再下降，再上升后趋于稳定的趋势。也就是不同时效过程中，首先， 过饱和固溶体态合金中某些元素原子会在固溶点阵的一定区域内聚集或组成 第二相，从而导致合金硬度的显著升高，主要由析出相来提高硬度；随后，在 2h处理后，合金硬度发生一定下降，其机理是轧制合金在加热过程中发生回 复，强度、硬度等力学性能会有一定下降，这是因为这阶段位错密度下降不大。 随后，回复阶段完成，随着时效时间的延长，合金硬度继续升高并趋于平缓， 这是由于进一步析出强化导致的。因此，Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金在700℃热处理时效时间为3h时，其硬度的力学性能最高。

表1共晶高熵合金700℃下时效不同时间的硬度值

接着我们对实施例1～实施例5的共晶高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂进 行了应力应变测试，图2为700℃下时效不同时间即实施例1～实施例5的共晶 高熵合金Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂的应力应变曲线，表2为相应的应力应变数值， 从图2和表2可以看出，

表2共晶高熵合金700℃下时效不同时间的应力应变数值

组别	合金状态	屈服强度/MPa	抗拉强度/MPa	断后延伸率/％
					实施例3	700℃-2h	1083.9	1682.2	13.4
实施例1	700℃-3h	1081.6	1711.9	14.9
					实施例4	700℃-6h	1055.3	1619.7	9.5

我们又考察了时效温度和时效时间与硬度的关系，时效温度不同，析出相 的临界晶核数量、大小、分布和聚集长大的速度均会不同，所以时效温度是影 响过饱和固溶体脱溶速度的重要因素。温度过低，会使原子扩散困难，析出相 不易形成，时效后强度和硬度低；温度过高，聚集过程激烈，过饱和固溶体中 析出相临界晶核数量少、尺寸大，化学成分接近平衡相，最高强度会降低，强 化效果亦会不佳。所以我们将Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂合金置于不同的时效温度 下进行热处理，也就是实施例1～实施例20，测量其硬度来确定拉伸试样的热 处理时间，也就是对实施例1～实施例5、实施例6～实施例10、实施例11～实 施例15、实施例16到实施例20以及对比例1的共晶高熵合金 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂进行了硬度检测。图3为合金在不同时效温度和不同时 效时间即实施例1～实施例20以及对比例1的样品的硬度图，表3为不同时效 温度下析出强化导致的硬度最大值，从图3和表3可以看出，合金在不同时效 温度下曲线变化趋势与700℃相似，均呈现先上升，再下降，再上升后趋于稳定的趋势，根据上一小节的分析，硬度变化是经过不同时效时间发生回复过程 和析出强化导致的，在回复完成后硬度达到最大值所对应的时间应该为最佳时 效时间。表3为不同时效温度下由析出强化导致的硬度最大值，可以看出 600℃、650℃、700℃、750℃所对应的最佳时效时间分别为12h、6h、3h、3h。

表3不同时效温度下析出强化导致硬度最大值

组别	实施例10	实施例9	实施例1	实施例18
					时效温度(℃)	600	650	700	750
时效时间(h)	12	6	3	3
					硬度最大值(HV)	525.16	484.24	488.18	443.42

我们又对实施例10、实施例9、实施例1以及实施例18以及对比例1的 样品进行了应力应变测试，因为析出强化是开发超高强度合金有效方法，根据 硬度最高值点的时间设计不同时效温度，分别制备其拉伸试样，在万能试验机 下进行拉伸试验，确定最佳的热处理时效温度。图4为不同时效温度最佳时间 处理的共晶高熵合金的应力应变曲线，表4是对应的应力应变数值，从图4 和表4可以看出，在700℃、3h时效处理后的合金试样(实施例1)，其硬度、 力学性能都比较好，有着良好的强塑性能比，具体力学性能值如表4。分析在 600℃和650℃时，可能是有有害相的析出，有害相晶粒形核长大，导致其断 后延伸率较低，在750℃时，相比较700℃可能是因为析出相尺寸较大，数量 较少，且预变形导致的位错密度进一步减少，合金强度降低，塑性则略有上升。

表4不同时效温度最佳时间的应力应变数值

组别	合金状态	屈服强度/MPa	抗拉强度/MPa	断后延伸率/％
					实施例10	600℃-12h	1265.8	1672.9	4.0
实施例9	650℃-6h	1153.6	1647.0	8.2
					实施例1	700℃-3h	1081.6	1711.9	14.9
实施例18	750℃-3h	1004.4	1583.2	15.3

(2)预应变处理

实施例21

与实施例1的方法相同，不同的是S3中预应变为10％。

实施例22

与实施例1的方法相同，不同的是S3中预应变为20％。

实施例23

与实施例1的方法相同，不同的是S3中预应变为40％。

我们对实施例1、实施例21～实施例23以及对比例1的样品进行了应力应 变测试。预应变可以调节合金内部的缺陷形态与数量，影响时效过程，从而改 变合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率。本发明中，在最佳轧制工艺的基础上， 分别探索10％、20％、30％和40％不同预变形量对Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶 高熵合金性能的影响，当预应变量达到40％时，继续轧制合金会出现开裂现象。 本课题探究不同预应变对该合金力学性能的影响，其应力应变曲线如图5。表 5为对应的应力应变数值。从图5和表5可以看出，随着预变形量的增加，合 金的强度力学性能提高，而延伸率则会牺牲一部分。这是由于随着预应变变形 量的增加，合金中位错数量增加，而缺陷可作为析出相形核的位置，因此，大 的预变形将导致析出相更小更弥散分布于基体中，根据位错切过与绕过理论， 析出相尺寸细小有助于提升合金的强度。另一方面，大的预变形量引入更多的 位错，这些位错在回复过程中不能完全消除，因此会导致合金塑性的下降。具 体的预变形工艺力学性能探究如表5，本着获得Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高 熵合金强塑性得到良好的平衡原则，本发明探究取预应变为30％为该合金的最 佳预应变工艺。

表5不同预应变量对合金的应力应变数值

因此，我们通过对共晶高熵合金Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂进行热机械处理， 并对热机械处理的条件进行优化，得到最终确定的最佳轧制工艺为：合金铸锭 →轧制30％→1200℃中间退火20min→轧制30％→1200℃退火20min； Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金最佳的热处理时效工艺，最佳时效温度和 时间分别为700℃和3h，此状态下合金硬度488.18HV，屈服强度1081.6MPa、 抗拉强度1711.9MPa、断后延伸率达到14.9％，在600℃、650℃与750℃热处 理都达不到最佳强韧化效果；Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金的最佳预应 变量为30％，预应变10％断后延伸率达19.4％，预应变40％抗拉强度达到 1782.1MPa，在预应变30％时，抗拉强度1711.9MPa，断后延伸率为14.9％， 达到想要的高强度，综合性能好以及塑形好的优异力学性能。

(3)组织与强韧化机制分析

为了对合金热机械处理过程的组织与强韧化机制进行分析，我们对Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金铸态、只进行轧制、进行轧制及再结晶以 及进行完整的热机械处理后的样品进行了分析。

对比例2

实施例1中S1得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金。

对比例3

将实施例1中S1得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金仅进行两次 轧制过程。

首先，我们对Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金铸态、只进行轧制、进 行轧制及再结晶以及进行完整的热机械处理后的样品即对比例2、对比例3、 对比例1以及实施例1的样品进行了金相显微镜测试，图6为对应的金相图， 图中(a)(b)是对比例2的样品，(c)(d)是对比例3的样品，(e)(f) 是对比例1的样品，(g)(h)是实施例1的样品。如图6(a)所示，合金 有着规则的层片状组织，在层片状组织之间还存在着不规则状的共晶组织和树 枝状初生相，共晶的两相分别是强度硬度高的BCC相和塑性好的FCC相。 共晶在凝固时材料将形成规则的层片状或棒状合金，且断裂强度高、相界面能 量低、微结构稳定而可调控，具有相当好的综合性能。轧制变形后，由于轧制 过程中合金样品变形程度较大，轧制后的合金组织中位错、空位等晶体缺陷经 塑形变形也将会大大增加，使一部分原子偏离平衡位置，造成点阵畸变，合金 属于热力学不稳定状态。当然轧制工艺一方面能够消除铸造缺陷气孔等，另一 方面能够细化晶粒，提高合金材料的强韧性。由图6(c)中可以看出，轧制 变形后规则层片发生弯曲。再结晶状态下，经冷变形轧制工艺后的合金在 1200℃20min再结晶退火，微观组织发生回复、再结晶，空位通过迁移至晶界、 位错或间隙原子结合而消失，位错密度也有所降低，变形晶粒重新形核，微观 组织细化。由图6(e)可见再结晶形成的晶界与孪晶界。合金的热处理时效 过程，通过微观组织在经过700℃3h时效处理后，如图6(g)所示，可以清楚看到在层片共晶组织中间有黑色花瓣状部分为析出的BCC初生相。同时该 热处理过程引起合金样品内部黑色新相析出，这是合金强度提高的原因之一。 在轧制和再结晶工艺后，相比铸态合金断裂延伸率大幅度升高，抗拉强度也提 高很多，猜测其原因是轧制再结晶后，合金的内部还有残余位错，再结晶使晶 粒细化。后续时效析出过程，γ′相的析出，使硬度强度提高的同时，塑性不至 于下降太多。

我们又对实施例1的样品进行了透射显微镜测试，观察其微观组织演化， 并与金相图结合来进一步分析合金性能变化的具体原因。图7为实施例1样品 的FCC结构的透射图以及电子衍射花样，图中(a)为FCC结构的透射电子 显微镜图片，(b)为FCC的高分辨电子显微图片，(c)为FCC相的[011] 晶带轴的电子衍射花样；从图7(a)可以看出，其中还残存有一定数量的位 错，这应该是预变形过程中产生的，在700℃时效过程中，由于温度较低，回 复过程缓慢，导致位错并未完全消失，这些位错的保留也为合金提供了一定的 位错强化。图7(b)中看出，其中存在清晰的层错结构，这是由于FCC高熵 合金层错能较低导致的，这些位置也可为析出相形核提供位置。在7(c)图 FCC相的[011]晶带轴的电子衍射花样中，我们可以看到有较弱的超点阵斑点， 由于铸态合金中FCC相为无序结构，这说明在FCC相中存在有序的L12相析 出，这也是合金强度提升的重要原因。然而可能由于其含量较低的缘故，在FCC组织图片中并未发现明显的纳米颗粒析出。

为了探究B2层片结构的组织演化行为，在透射电子显微镜下观察其微观 形貌，如图8。图8中，(a)(b)为B2结构的透射电子显微镜图片，(c) 为B2相的[001]晶带轴的电子衍射花样；在8(a)和8(b)中可以看得出该 B2硬相中有着长条状和点状析出相。通过该共晶高熵合金的成分面扫定性结 果分析，这些析出相的元素分布如图8所示，其中长条状析出相中富含元素 Co和Cr，而点状析出相中有大量的W元素。这说明在700℃3h热处理过程 中，B2相中存在富CoCr与富W相的析出，这些析出相可以阻碍B2中位错 的运动，提升合金强度。图8(c)为B2相[001]晶带轴的电子衍射花样，其中 明显的超点阵斑点表明B2相在经过轧制、再结晶与时效处理后仍保持有序结 构。图9为B2相的成分面扫结果。

我们将实施例1的样品拉伸断裂，并对断裂后的样品进行了透射电子显微 镜测试，图10为实施例1样品拉伸断裂后的透射图片，图10(a)为断裂后 合金的FCC结构，(b)为断裂后合金的B2结构；从图10可以看出，该共晶 高熵合金在经过轧制冷变形和700℃下3h时效处理后，FCC层片中还有残存 的位错和析出的L12相，而拉伸断裂后位错数量明显增多且缠结在一起。图 10(b)中B2相中则有大量的条状与点状析出相存在存在，然而其中并未发 现明显位错存在，位错主要存在于两相界面处。这说明共晶高熵合金两相界面 可以阻碍位错运动，起到很好的强化作用。

所以，本发明利用金相测试以及透射电子显微镜测试对热机械处理后的共 晶高熵合金微观组织进行了表征，并对其组织形成机制进行了分析，得到：(1)Co₃₀Ni₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂共晶高熵合金铸态光镜下的微观组织，合金有着规则的 层片状组织，在层片状组织之间还存在着不规则状的共晶组织和树枝状初生 相；(2)合金在经过时效强化后的微观组织，铸造缺陷消失，硬相BCC中有 大量的Co、Cr和W元素析出，软相FCC层片中析出有L12相，这些析出相 大幅度提升合金强度的同时，塑形降低较少；(3)合金在轧制工艺下的微观 组织，轧制后再时效得到的合金，纳米级析出相在位错上析出，颗粒更细小，且合金内部位错密度减小，位错数量减少，但可动位错增加，其强度和塑性均 有提高。

另外，我们还对Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金进行了相应的热机 械处理方法。

实施例24

Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金的热机械处理方法，包括以下步骤：

S1、Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金的制备

合金配料：将Ni、Co、Fe、Cr、Al、Nb金属原料使用机械研磨方法去除 元素表面的氧化皮，然后置于不同容器中并加入酒精溶液，超声清洗，取出后 吹干酒精得到超声处理后的六种原料，将六种金属原料预处理后按照 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金的摩尔百分比称量；

母合金熔炼：将Ni、Co、Fe、Cr、Nb原料放入真空感应熔炼炉坩埚内， 将预热的钢锭模装入炉中，将Al通过Ni丝吊在坩埚上方；利用机械泵抽真空， 同时用10kW功率对炉体进行预热；待炉内真空小于10Pa时，提高功率使原 料熔化，期间搅拌原料以保证均匀；原料全部熔化后，降低功率到10kW，精 炼10～20分钟；其后加入Al元素，再精炼3～5分钟，关闭电源，获得母合金 锭；

浇注：待钢水表面结壳后，再次通电，当合金完全熔化后将溶液浇注进模 具，室温下冷却后打开模具取出样品，即可得到所要制备的 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金；

S2、多次轧制及再结晶处理

将S1得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金轧制为原来合金厚度的 75％，然后于1200℃退火20min，然后重复上述轧制与退火操作一次，得到总 变形量为42～46％的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金。

S3、预应变及时效处理

将S2得到轧制后的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金进行25％的预应 变，然后于700℃进行预处理，保温3h，水淬，得到热机械处理后的 Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金。

对比例4

实施例24制备得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金。

对比例5

与实施例24的方法相同，不同的是不进行S3的预应变和时效处理。

我们对对比例4得到的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金铸态样品进 行了扫描电子显微镜测试，图11为对比例4的扫描图，从图11可以看出，Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金为双相结构，不具有层片结构。

我们又对实施例24、对比例4和对比例5的样品进行了应力应变测试， 图12为实施例24、对比例4和对比例5的样品的应力应变曲线图，从图12 看出，热机械处理后的Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂共晶高熵合金性能明显增加。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通 技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰， 这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (3)

1.一种共晶高熵合金的热机械处理方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1、多次轧制以及再结晶处理

将共晶高熵合金轧制为原来合金厚度的68～77％，并于1150～1250℃退火10～30min，然后重复上述轧制与退火操作一次，得到总变形量为42～52％的双相高熵合金；

S2、预应变以及时效处理

将S1得到轧制后的共晶高熵合金进行10～40％的预应变，然后于600～750℃进行时效处理，保温1～12h，水淬，得到热机械处理后的共晶高熵合金。

2.根据权利要求1所述的一种共晶高熵合金的热机械处理方法，其特征在于，所述热机械处理方法适用的共晶高熵合金为同时包含软相和硬相的共晶高熵合金。

3.根据权利要求2所述的一种共晶高熵合金的热机械处理方法，其特征在于，所述共晶高熵合金为Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈W₂或Ni₃₀Co₃₀Fe₁₀Cr₁₀Al₁₈Nb₂。

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