CN111218602B - 高熵合金、其制备方法、其应用和搅拌摩擦焊的搅拌工具 - Google Patents

高熵合金、其制备方法、其应用和搅拌摩擦焊的搅拌工具 Download PDF

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Abstract

本发明涉及高熵合金技术领域，具体而言，涉及高熵合金、其制备方法、其应用和搅拌摩擦焊的搅拌工具。高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr‑Mo‑Ta‑Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr‑Mo‑Ta‑Ti体系中原子比为(0.22‑0.26)：(0.18‑0.25)：(0.20‑0.30)：(0.15‑0.30)，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr‑Mo‑Ta‑Ti体系的质量的0.3‑1.0％。该高熵合金可用于搅拌摩擦焊接高熔点材料的搅拌工具的制备，保证搅拌工具的耐高温性能和耐磨损性能。

Description

高熵合金、其制备方法、其应用和搅拌摩擦焊的搅拌工具
技术领域
本发明涉及高熵合金技术领域，具体而言，涉及高熵合金、其制备方法、其应用和搅拌摩擦焊的搅拌工具。
背景技术
搅拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)是一种新型的固相连接技术，在焊接过程中焊核区不发生熔化，可避免出现熔化搅拌工具晶粒组织粗大、陶瓷颗粒强化相(如Y2O3、Al2O3)与熔化态基体分层等问题。因此，FSW在铝、镁等低熔点材料、超细晶钢、颗粒弥散强化钢以及钛合金等焊接方面有独特优势。然而，FSW在高熔点材料(例如熔点高于1000℃的材料)的连接上应用受到限制，主要原因之一是搅拌头材料结构失稳、功能失效。作为FSW的核心部件，搅拌头需在高应力、高温、高黏性流变等严苛的环境下工作，而搅拌摩擦焊高熔点材料时搅拌头材料出现严重变形、磨损加剧及微结构退化等问题，不仅仅使得搅拌头的使用寿命大大降低，同时，导致焊接材料性能不能满足要求。
目前，用于高熔点材料的FSW搅拌头的材料主要有钨基材料、钴基材料和多晶六方氮化硼等材料。钴基材料易成形制备，但是耐磨性差，经过高温搅拌后工具已失去原有的几何形状变成蘑菇头形状，材料失稳状况明显。多晶六方氮化硼加工难度大，成本极高且会和钛发生化学反应，使得氮化硼搅拌头的化学腐蚀严重。钨基合金主要以钨铼合金(W-25Re)以及弥散强化钨铼合金(W-25Re-1HfC)为主，但此材料成本造价高昂，且高温下的耐磨损性能依旧较差。目前传统的用于高熔点材料的FSW搅拌头的材料所遇到的瓶颈可归结为高温力学性能退化和耐高温磨损性能差。
鉴于此，特提出本发明。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供高熵合金、其制备方法、其应用和搅拌摩擦焊的搅拌工具。该高熵合金可应用于搅拌摩擦焊接高熔点材料的搅拌工具的制备，保证搅拌工具，特别是搅拌头，即使在高温条件下，也有良好的力学性能和耐腐损性能，保证搅拌工具能够正常工作。
本发明是这样实现的：
第一方面，实施例提供一种高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为(0.22-0.26)：(0.18-0.25)：(0.20-0.30)：(0.15-0.30)，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.3-1.0％。
在可选的实施方式中，所述纳米碳化物为HfC纳米颗粒和/或ZrC纳米颗粒；
优选地，所述HfC纳米颗粒的粒径为0.8～2微米；
优选地，所述ZrC纳米颗粒的粒径为50～100纳米。
在可选的实施方式中，所述高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。
第二方面，实施例提供如前述实施方式任一项所述的高熵合金的制备方法，包括将Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物的合金化粉末混合物烧结形成所述高熵合金。
在可选的实施方式中，所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的制备包括：将含有铬、钼、钽和钛的原料进行高能球磨机械合金化；
优选地，进行高能球磨机械合金化的过程中通入还原气体和惰性气体的混合气体；
优选地，高能球磨机械合金化的条件为：球磨转速为350-450rpm/min，球磨时间为10-30小时；
优选地，所述还原气体为氢气，惰性气体为氩气；
优选地，所述氢气和所述氩气的体积比为1:5-1:1；
优选地，含有铬、钼、钽和钛的原料的制备包括：将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合；
优选地，所述铬粉的粒径为10-35微米，所述钽粉的粒径为2-10微米，所述钛粉的粒径为30-45微米，所述钼粉的粒径为2-10微米。
在可选的实施方式中，所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的制备包括还包括：对高能球磨机械合金化后形成的粉末，进行还原反应；
优选地，利用还原气体进行还原反应；
优选地，还原气体为氢气；
优选地，还原反应的温度为700-800℃，还原时间为1-3小时。
在可选的实施方式中，合金化粉末混合物的制备步骤包括：将所述Cr-Mo-Ta-Ti体系和所述纳米碳化物混合，而后进行机械球磨；
优选地，进行机械球磨的过程中通入还原气体和惰性气体的混合气体；
优选地，机械球磨的条件为：球磨转速为200-350rpm/min，球磨时间为2-5小时；
优选地，所述还原气体为氢气，惰性气体为氩气；
优选地，所述氢气和所述氩气的体积比为1:5-1:1。
在可选的实施方式中，烧结为热压烧结；
优选地，热压烧结包括：将Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物球磨合金化粉末混合物在温度为400-700℃，真空条件下，保温烧结2小时，而后升压至10-60MPa，并保持压力，在1500-1800℃的温度下，保温烧结4-8小时；
优选地，热压烧结采用的模具为石墨模具，且模具内涂抹氮化硼粉末。
优选地，热压烧结采用的模具为石墨模具，且模具内涂抹氮化硼粉末。
第三方面，实施例提供前述实施方式任一项所述的高熵合金或前述实施方式任一项所述的高熵合金的制备方法制备得到的高熵合金在搅拌摩擦焊中的应用；
优选地，应用为制备搅拌摩擦焊的搅拌工具的应用；
优选地，搅拌摩擦焊的搅拌工具为实现高熔点材料搅拌摩擦焊的搅拌工具；
优选地，所述高熔点材料为熔点高于1000℃的材料。
第四方面，实施例提供一种搅拌摩擦焊的搅拌工具，其通过前述实施方式任一项所述的高熵合金或前述实施方式任一项所述的高熵合金的制备方法制备得到的高熵合金制备得到。
本发明具有以下有益效果：本发明通过采用由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，并限定其用量，能够保证制备得到的高熵合金即使在高温条件下也能具有优异的力学性能和耐磨性能，继而使得该高熵合金可以应用于搅拌摩擦焊接高熔点材料的搅拌工具的制备，继而保证搅拌头即使在高温条件下也不易发生变形和断裂等情况，也保证其具有良好的耐磨性能。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施方式的技术方案，下面将对实施方式中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本发明实施例1提供的高熵合金的电镜扫描EDS的面扫图；
图2为本发明对比例1提供的高熵合金的电镜扫描EDS的面扫图；
图3为本发明实施例1提供的高熵合金在不同温度下的拉伸应力应变图；
图4为本发明实施例1提供的高熵合金的25℃拉伸实验的样品断口处微观形貌图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
首先，本发明实施例提供一种高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为(0.22-0.26)：(0.18-0.25)：(0.20-0.30)：(0.15-0.30)，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.3-1.0％。
由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系能够使得原子在高温条件下难以扩散，继而能够有效保证高熵合金的性能在高温条件下不易发生明显下降，而添加纳米碳化物能进一步阻止高熵合金在高温下的位错运动，继而保证了高熵合金的高温力学性能。同时，控制各个物质的含量，能够进一步提升高熵合金的高温力学性能，保证其在高温条件下也有良好的力学性能、耐磨损性能，且不易变形。
进一步地，纳米碳化物为HfC纳米颗粒和/或ZrC纳米颗粒；优选地，所述HfC纳米颗粒的粒径为0.8～2微米；优选地，所述ZrC纳米颗粒的粒径为50-100纳米。采用上述碳化物颗粒，在烧结过程中吸附游离氧，用于减少高熵合金晶界处杂质(如氧元素)偏析形成的脆性膜，继而降低在受力过程中，高熵合金沿晶界位置断裂的可能性，保证高熵合金的力学性能。
进一步地，高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。高熵合金的晶粒的粒径在上述范围内，能够进一步保证高熵合金的性能。
发明人发现，高熵合金固有的微结构属性，使得高熵合金材料具有热动力学的缓慢扩散效应以及晶格畸变效应，继而使得难熔金属材料具有耐高温软化上具有较大的优势，继而可以有效改善用于高熔点材料的FSW搅拌工具的材料的高温力学性能退化和耐高温磨损性能差的问题，但是现有技术中的常规方法制备得到的高熵合金容易产生成分偏析，例如熔炼法，继而导致高熵合金性能降低。
进一步地，本发明实施例还提供一种高熵合金的制备方法，包括将Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物的合金化粉末混合物而后烧结形成所述高熵合金。本发明实施例利用合金化，而后再烧结，能够减少高熵合金的成分偏析，继而保证其性能。
具体地，首先，Cr-Mo-Ta-Ti体系的制备包括：将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合形成含有铬、钼、钽和钛的原料。
进一步地，铬粉的粒径为10-35微米，所述钽粉的粒径为2-10微米，所述钛粉的粒径为30-45微米，所述钼粉的粒径为2-10微米。采用上述粒径和物质作为原料，更有利于各个物质混合均匀，也更有利于后续高能球磨合金化形成Cr-Mo-Ta-Ti体系，保证Cr-Mo-Ta-Ti体系的性能。
进一步地，将含有铬、钼、钽和钛的原料进行高能球磨机械合金化，此时进行高能球磨机械合金化，有效减少高熵合金的成分偏析，保证了高熵合金的性能。
进一步地，进行高能球磨机械合金化的过程中通入还原气体和惰性气体的混合气体，采用还原气体和惰性气体进行混合，使得粉状的原料在局部高温受热过程中，还原气体的原子优先与氧原子进行反应，减少氧原子在高熵合金晶界处偏析形成脆性膜，继而保证了高熵合金的性能。
进一步地，还原气体为氢气，惰性气体为氩气；优选地，所述氢气和所述氩气的体积比为1:5-1:1；采用上述气体，能够保证粉体在局部高温受热的过程中，氢原子与氧原子结合形成水分子，保证了高熵合金的性能。而采用上述比例能够进一步保证粉体之间的游离氧的消耗，保证其高熵合金的高温性能。
进一步地，高能球磨机械合金化后，进行还原反应。具体地，对高能球磨机械合金化后形成的粉末，进行还原反应。还原反应能够进一步对粉末内的游离氧杂质进行进一步清除，继而保证高熵合金的性能。
进一步地，利用还原气体进行还原反应；优选地，还原气体为氢气；优选地，还原反应的温度为700-800℃，还原时间为1-3小时。采用上述条件进行还原，更有利于氧的去除，进一步减少游离氧原子在高熵合金晶界处偏析形成的脆性膜，继而保证了高熵合金的高温性能。
进一步地，合金化粉末混合物的制备步骤包括：将所述Cr-Mo-Ta-Ti体系和所述纳米碳化物混合而后进行机械球磨；进行机械球磨的过程中通入还原气体和惰性气体的混合气体；还原气体为氢气，惰性气体为氩气；优选地，所述氢气和所述氩气的体积比为1:5-1:1，机械球磨的条件为：球磨转速为200-350rpm/min，球磨时间为2-5小时，加入纳米碳化物后再进行一次高能球磨机械合金化，能够进一步去除各个物料之间的氧，减少游离氧含量，减少高熵合金的成分偏析。
采用高能球磨机械合金化，能够有效减少传统熔炼法导致的高熵合金的成分偏析，保证了高熵合金的组织成分分布均匀。
进一步地，而后进行烧结，且烧结为热压烧结，热压烧结不仅仅可以一次成型，降低后期加工成本，同时，改善了高熵合金的高温力学性能。
具体地，热压烧结使得粉体短时间内致密化程度更高，在烧结过程中纳米碳化物与残留的微量游离氧杂质发生反应固化形成纳米碳氧化物，具体形成Zr-C-O和/或Hf-C-O化合物，避免游离氧原子在高熵合金晶界处偏析形成脆性膜，造成高熵合金在受力过程中沿着晶界位置断裂。
具体地，热压烧结包括：将Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物球磨合金化后形成的坯料，在温度为400-700℃，真空条件下(＜10Pa)，保温烧结2小时，而后升压至10-60MPa(升压至10-60MPa，是施加在坯料上的压力为10-60MPa)，并保持压力，在1500-1800℃的温度下，保温烧结4小时；优选地，热压烧结采用的模具为石墨模具，且模具内涂抹氮化硼粉末。采用上述条件进行热压烧结，保证了材料的快速致密化，且游离氧与纳米碳化物的反应，保证了高熵合金的力学性能。
本发明实施例还提供一种前述实施方式任一项所述的高熵合金或前述实施方式任一项所述的高熵合金的制备方法制备得到的高熵合金在搅拌摩擦焊中的应用；优选地，应用为制备搅拌摩擦焊的搅拌工具的应用；优选地，搅拌摩擦焊的搅拌工具为实现高熔点材料搅拌摩擦焊的搅拌工具；优选地，所述高熔点材料为熔点高于1000℃的材料。
本发明实施例还提供一种搅拌摩擦焊的搅拌工具，特别是搅拌头，其通过前述实施方式任一项所述的高熵合金或前述实施方式任一项所述的高熵合金的制备方法制备得到的高熵合金制备得到。该搅拌工具在搅拌摩擦焊高熔点材料时也不会发生形变，保证了焊接效果。利用本发明实施例的高熵合金制备的搅拌工具，减少了钨铼合金搅拌工具成本过高和磨损性能差的缺点，亦能降低六方氮化硼类搅拌工具加工的难度和成本的缺点，在提高搅拌工具高温稳定性的基础上，还可有效控制成本。
需要说明的是，本发明实施例记载的高温应用场景范围为800～1200℃，而高温性能指的是，在此温度范围内，高熵合金的力学性能不会发生明显退化，即搅拌工具的硬度值远大于作用材料的硬度值，且仍然具有良好的耐磨性。
实施例1
本实施例提供一种高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为1：1：1：1，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.3wt.％。其中，纳米碳化物为ZrC纳米颗粒，ZrC纳米颗粒的粒径为50纳米，该高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。
本实施例还提供一种高熵合金的制备方法，包括：
将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合，其中，铬粉、钽粉、钛粉和钼粉的粒径依次为10微米，2微米，30微米和2微米。
而后将上述混合粉末进行高能球磨机械合金化，高能球磨机械合金化的过程中通入氢气和氩气的混合气体，氢气和氩气的体积比为1:4，球磨转速为400rpm/min，球磨时间20h。
球磨后的粉末利用氢气进行还原，还原温度为750℃，还原时间为2小时。
接着，将纳米碳化物与还原后的粉末进行机械球磨，第二次球磨过程时，添加体积分数10％的酒精(纯度＞98％)，罐体通入保护性氩气气氛(纯度＞99.99％)，球磨转速为240rpm/min，球磨时间3h，粉体在真空干燥箱真空50℃干燥，真空度＜500Pa。
而后进行热压烧结，在模具内部涂抹氮化硼粉末，而后将上述机械合金化后的粉末至于模具内，进行真空烧结(真空度＜10Pa)，烧结时间为2h，保温温度为450℃。随后加压到30MPa，保压烧结，烧结温度1650℃，保温4小时，而后随炉冷却，形成高熵合金棒材。
实施例2
本实施例提供一种高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为1：1：1：1，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.5wt.％。其中，纳米碳化物为HfC纳米颗粒，HfC纳米颗粒的粒径为800纳米，该高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。
本实施例还提供一种高熵合金的制备方法，包括：
将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合，其中，铬粉、钽粉、钛粉和钼粉的粒径依次为35微米，10微米，45微米和10微米。
而后将上述混合粉末进行高能球磨机械合金化，高能球磨机械合金化的过程中通入氢气和氩气的混合气体，氢气和氩气的体积比为1:1，球磨转速为350rpm/min，球磨时间30h。
球磨后的粉末利用氢气进行还原，还原温度为700℃，还原时间为3小时。
接着，将纳米碳化物与还原后的粉末进行机械球磨，第二次球磨过程时，添加体积分数10％的酒精(纯度＞98％)，氢气和氩气的体积比为1:1，球磨转速为200rpm/min，球磨时间5h。随后粉体在真空干燥箱真空50℃干燥，真空度＜500Pa。
而后进行热压烧结，在模具内部涂抹氮化硼粉末，而后将上述第二次球磨后的粉末至于模具内，进行真空烧结(真空度＜10Pa)，烧结时间为2h，保温温度为400℃。随后加压到60MPa，保压烧结，烧结温度1500℃，保温3小时，而后随炉冷却，形成高熵合金。
实施例3
本实施例提供一种高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为1：1：1：1，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.5wt.％。其中，纳米碳化物为HfC和ZrC纳米颗粒，HfC纳米颗粒和ZrC纳米颗粒的粒径依次为800纳米和50纳米，HfC纳米颗粒与ZrC颗粒的质量比为2：3，该高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。
本实施例还提供一种高熵合金的制备方法，包括：
将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合，其中，铬粉、钽粉、钛粉和钼粉的粒径依次为20微米，5微米，30微米和5微米。
而后将上述混合粉末进行高能球磨机械合金化，高能球磨机械合金化的过程中通入氢气和氩气的混合气体，氢气和氩气的体积比为1:2，球磨转速为450rpm/min，球磨时间20h。
球磨后的粉末利用氢气进行还原，还原温度为800℃，还原时间为1小时。
接着，将纳米碳化物与还原后的粉末进行机械球磨，机械球磨的过程时，氢气和氩气的体积比为1:2，球磨转速为350rpm/min，球磨时间2h。
而后进行热压烧结，在模具内部涂抹氮化硼粉末，而后将上述机械球磨后的粉末至于模具内，而后进行热压烧结，进行真空烧结(真空度＜10Pa)，烧结时间为2h，保温温度为450℃。随后加压到30MPa，保压烧结，烧结温度1650℃，保温4小时，而后随炉冷却，形成高熵合金棒材。
实施例4
本实施例提供一种高熵合金，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为5:5:4:6，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.5wt％。其中，纳米碳化物为ZrC纳米颗粒，ZrC纳米颗粒的粒径为50纳米，该高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。
本实施例还提供一种高熵合金的制备方法，包括：
将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合，其中，铬粉、钽粉、钛粉和钼粉的粒径依次为10微米，7微米，40微米和9微米。
而后将上述混合粉末进行高能球磨机械合金化，高能球磨机械合金化的过程中通入氢气和氩气的混合气体，氢气和氩气的体积比为1:3，球磨转速为420rpm/min，球磨时间25h。
球磨后的粉末利用氢气进行还原，还原温度为780℃，还原时间为2.5小时。
接着，将纳米碳化物与还原后的粉末进行机械球磨，机械球磨的过程时，氢气和氩气的体积比为1:3，球磨转速为300rpm/min，球磨时间4h。
而后进行热压烧结，在模具内部涂抹氮化硼粉末，而后将上述机械合金化后的粉末至于模具内，进行真空烧结(真空度＜10Pa)，烧结时间为2h，保温温度为450℃。随后加压到30MPa，保压烧结，烧结温度1650℃，保温4小时，而后随炉冷却，形成高熵合金棒材。
对比例1：本对比例提供一种高熵合金，其原料与实施例1一致，区别在于本对比例的高熵合金采用熔炼法制备。该高熵合金出现成分偏析现象。
对比例2：本对比例提供一种高熵合金，其制备方法和条件与实施例1一致，区别在于，纳米碳化物替换为纳米氧化钇。高熵合金的力学性能变差，容易断裂。
对比例3:本对比例提供一种高熵合金，其制备方法和条件与实施例1一致，区别在于，将铬换为的等原子比的钨。高熵合金内形成大量的金属间化合物相，而非固溶体，继而高熵合金的性能降低。
对比例4：本对比例提供一种高熵合金，其原料与实施例1一致，区别在于制备过程中高能球磨机械合金化后不进行氢气还原，而是直接在球磨工艺过程中采用氩气气氛。该高熵合金含有较多的氧，其脆性较大，容易断裂。
对比例5：本对比例提供一种高熵合金，其原料与实施例1一致，区别全程干磨，不添加酒精进行湿磨直接进行热压烧结。高熵合金内各个物料混合不均，降低了高熵合金的性能。
实验例1
对实施例1和对比例1的高熵合金材料进行电镜扫描，结果参见图1和图2，图1为实施例1提供的高熵合金的电镜扫描EDS的面扫图；图2为对比例1的高熵合金的电镜扫描EDS的面扫图，根据图1和图2可知，通过粉末冶金制备实施例1的各组分元素能够均匀分布，可以看到部分ZrC颗粒周围有比较明显的氧聚集。这些聚集的氧元素说明了颗粒能够有效的将游离的氧元素与碳化物颗粒发生反应，形成Zr-C-O的结构，防止材料在晶界位置上形成脆性膜从而降低材料的力学性能。图2对比例可以看到熔炼法制备的高熵合金材料有部分的元素偏析行为，如图所示Ta元素和Mo元素分布较为均匀，Ti元素与Cr出现了一定的偏析。
实验例2
分别在室温(25℃)和800℃的条件下，对实施例1的高熵合金进行拉伸实验，检测结果参见图3，根据图3可知，材料在高温800度下依旧有较高的抗拉强度，在高温服役环境下依旧能够保证较好的力学性能。
同时，对室温拉伸实验得到的断裂口进行扫描，结果参见图4，根据图4可知，拉伸断口图可以明显看到清晰的穿晶断裂，且比例超过50％，大量的穿晶断裂说明材料的晶界结合力较强，材料的室温强度高。从而避免室温的沿晶断裂以及低温力学性能差。
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (15)

1.一种高熵合金，其特征在于，其包括由铬、钼、钽和钛组成的Cr-Mo-Ta-Ti体系和纳米碳化物，铬、钼、钽和钛在所述Cr-Mo-Ta-Ti体系中原子比为(0.22-0.26)：(0.18-0.25)：(0.20-0.30)：(0.15-0.30)，且所述纳米碳化物的添加量为所述Cr-Mo-Ta-Ti体系的质量的0.3-1.0％，纳米碳化物为HfC纳米颗粒和/或ZrC纳米颗粒；
Cr-Mo-Ta-Ti体系的制备包括：将铬粉、钽粉、钛粉和钼粉进行混合，而后进行高能球磨机械合金化，而后再进行还原反应；进行高能球磨机械合金化的过程中通入还原气体和惰性气体的混合气体：
高熵合金的制备包括：将所述Cr-Mo-Ta-Ti体系和所述纳米碳化物混合，而后进行机械球磨，而后进行热压烧结；
热压烧结包括：将合金化粉末混合物在温度为400-700℃，真空条件下，保温烧结2小时，而后升压至10-60MPa，并保持压力，在1500-1800℃的温度下，保温烧结4-8小时。
2.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，所述HfC纳米颗粒的粒径为0.8～2微米；所述ZrC纳米颗粒的粒径为50～100纳米。
3.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，所述高熵合金的晶粒的平均尺寸为2-4微米。
4.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，制备Cr-Mo-Ta-Ti体系时，高能球磨机械合金化的条件为：球磨转速为350-450rpm/min，球磨时间为10-30小时。
5.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，高能球磨机械合金化制备所述Cr-Mo-Ta-Ti体系时，还原气体为氢气，惰性气体为氩气；所述氢气和所述氩气的体积比为1:5-1:1。
6.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，铬粉的粒径为10-35微米，钽粉的粒径为2-10微米，钛粉的粒径为30-45微米，钼粉的粒径为2-10微米。
7.根据权利要求4所述的高熵合金，其特征在于，制备Cr-Mo-Ta-Ti体系时，还原反应是：利用还原气体进行还原反应；还原气体为氢气。
8.根据权利要求7所述的高熵合金，其特征在于，还原反应的温度为700-800℃，还原时间为1-3小时。
9.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，进行机械球磨的过程中通入还原气体和惰性气体的混合气体；机械球磨的条件为：球磨转速为200-350rpm/min，球磨时间为2-5小时。
10.根据权利要求9所述的高熵合金，其特征在于，所述还原气体为氢气，惰性气体为氩气。
11.根据权利要求10所述的高熵合金，其特征在于，所述氢气和所述氩气的体积比为1:5-1:1。
12.根据权利要求1所述的高熵合金，其特征在于，热压烧结采用的模具为石墨模具，且模具内涂抹氮化硼粉末。
13.权利要求1-12任一项所述的高熵合金在搅拌摩擦焊中的应用；所述应用为制备搅拌摩擦焊的搅拌工具的应用。
14.根据权利要求13所述的应用，其特征在于，搅拌摩擦焊的搅拌工具为实现高熔点材料搅拌摩擦焊的搅拌工具；所述高熔点材料为熔点高于1000℃的材料。
15.一种搅拌摩擦焊的搅拌工具，其特征在于，其通过权利要求1-12任一项所述的高熵合金。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112719274B (zh) * 2020-12-30 2023-03-17 广东省科学院智能制造研究所 一种高熵合金复合粉末及其制备方法和应用
CN113234983B (zh) * 2021-04-13 2022-05-03 哈尔滨工业大学（深圳） 一种NbTaTiZr双相等原子比高熵合金及其制备方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1827817A (zh) * 2006-04-14 2006-09-06 韶关学院 高熵合金粘结剂与复合碳化物烧结的硬质合金及其制作方法
CN106048374A (zh) * 2016-07-19 2016-10-26 中南大学 一种难熔高熵合金/碳化钛复合材料及其制备方法
KR20180035750A (ko) * 2018-03-22 2018-04-06 한국과학기술원 인시츄 강화 고엔트로피 합금 분말, 합금 및 이의 제조방법
JP2018070949A (ja) * 2016-10-28 2018-05-10 国立大学法人大阪大学 多成分系からなる合金
CN108687351A (zh) * 2018-05-04 2018-10-23 武汉理工大学 一种B4C-HEAs梯度材料及其制备方法
CN108889954A (zh) * 2018-06-29 2018-11-27 中国科学院兰州化学物理研究所 一种难熔高熵合金粉末的制备方法
CN109180189A (zh) * 2018-10-08 2019-01-11 中南大学 一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体及其制备方法
KR20190108412A (ko) * 2018-03-14 2019-09-24 한국생산기술연구원 체심입방구조 고엔트로피 합금 구상 분말의 제조방법
CN110423930A (zh) * 2019-08-21 2019-11-08 福建工程学院 一种超细晶高熵金属陶瓷复合材料及其制备方法
CN110606748A (zh) * 2019-09-04 2019-12-24 广东工业大学 一种氧化铝增强高熵硼化物陶瓷及其制备方法和应用

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1827817A (zh) * 2006-04-14 2006-09-06 韶关学院 高熵合金粘结剂与复合碳化物烧结的硬质合金及其制作方法
CN106048374A (zh) * 2016-07-19 2016-10-26 中南大学 一种难熔高熵合金/碳化钛复合材料及其制备方法
JP2018070949A (ja) * 2016-10-28 2018-05-10 国立大学法人大阪大学 多成分系からなる合金
KR20190108412A (ko) * 2018-03-14 2019-09-24 한국생산기술연구원 체심입방구조 고엔트로피 합금 구상 분말의 제조방법
KR20180035750A (ko) * 2018-03-22 2018-04-06 한국과학기술원 인시츄 강화 고엔트로피 합금 분말, 합금 및 이의 제조방법
CN108687351A (zh) * 2018-05-04 2018-10-23 武汉理工大学 一种B4C-HEAs梯度材料及其制备方法
CN108889954A (zh) * 2018-06-29 2018-11-27 中国科学院兰州化学物理研究所 一种难熔高熵合金粉末的制备方法
CN109180189A (zh) * 2018-10-08 2019-01-11 中南大学 一种高熵碳化物超高温陶瓷粉体及其制备方法
CN110423930A (zh) * 2019-08-21 2019-11-08 福建工程学院 一种超细晶高熵金属陶瓷复合材料及其制备方法
CN110606748A (zh) * 2019-09-04 2019-12-24 广东工业大学 一种氧化铝增强高熵硼化物陶瓷及其制备方法和应用

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
现代粉末冶金材料与科技进展;黄伯云等;《中国有色金属学报》;20190930;第29卷(第9期);第1501-1511页 *
碳化物超高温陶瓷材料研究进展;于多等;《高温/超高温结构材料》;20191231;第62卷(第19期);第53-64页 *

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