CN111575572A - 一种B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及金属材料技术领域，特别是涉及一种B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法。该方法通过熔炼制备Zr/Nb中间合金锭和制备Ti中间合金球；将TiB2粉末用Nb箔包裹压实，与Zr/Nb中间合金锭熔炼混合均匀后，与Ti中间合金球熔炼，制备母合金锭；将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，利用铜模铸造法浇铸成合金板材；将合金板材进行冷轧处理，确定变形量及轧制方向，通过退火处理，获得B掺杂TiZrNb多主元合金。本发明利用B元素的掺杂，显著降低了材料的晶粒尺寸，并且B部分固溶于基体，产生了明显的强塑性协同增长。且合金化成本低廉，制备流程短，工艺简单，使其在航空航天高温结构材料领域具有了更高的应用价值。

Description

一种B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，特别是涉及一种B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法。
背景技术
体心立方(BCC)难熔多主元合金具有优异的强度和高温稳定性，在航空航天领域耐高温结构材料领域具有极大的潜在应用价值。但其室温塑性差的本征特性使得BCC难熔多主元合金的潜在应用价值大打折扣。因此，通过成分设计和制备工艺优化进一步提高BCC难熔多主元合金本征塑性，对于其在航空航天领域的应用具有重要意义。
前人对BCC难熔多主元合金性能的改善主要集中于改变块体结构材料本身，通过添加Mo、W来提高其强度，使用Hf、Ta等贵重金属元素来提高其塑性，这种高浓度的合金化方法极大地增加了材料的成本。在不改变块体结构材料本身的情况下，通过晶界工程和间隙固溶强化来提高合金的强塑性具有重要意义，这也是当前国际研究热点。
发明内容
本发明的主要目的在于，提供一种B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法，所要解决的技术问题是使其塑性和强度显著提高，从而更加适于实用。
本发明的目的及解决其技术问题是采用以下技术方案来实现的：
一种B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其包括如下步骤：
(1)制备Zr/Nb中间合金锭：按预设成分配比称重，将锆原料和铌原料置于坩埚中，采用电弧熔炼制备Zr/Nb中间合金锭；
(2)制备Ti中间合金球：按预设成分配比称重，将钛原料置于坩埚中，采用电弧熔炼至光滑的Ti中间合金球；
(3)制备母合金锭：将TiB2粉末用Nb箔包裹压实，与所述的Zr/Nb中间合金锭混合熔炼，再与所述的Ti中间合金球混合，反复通过电弧熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金板材：将所述的母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，利用铜模铸造法浇铸成合金板材；
(5)制备B掺杂TiZrNb多主元合金：将所述的合金板材进行冷轧处理，确定变形量及轧制方向，通过退火处理，获得B掺杂TiZrNb多主元合金；
其中，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金为再结晶晶粒组织，Ti、Zr和Nb的原子百分比为1:1:1；B掺杂TiZrNb多主元合金中，B的掺杂量以重量比计，为0.01～0.06％。
所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，步骤(1)-(3)中，先将真空腔室预抽至真空度10-4～104Pa，然后充入高纯氩气至真空表显示4×104～8×104Pa，再进行电弧熔炼，熔炼电流为300～500A。
所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，步骤(4)中，先将真空腔室预抽至真空度10-4～104Pa，然后充入高纯氩气至真空表显示4×104～8×104Pa，再对母合金锭进行电弧熔炼，熔炼电流为400～600A。
所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，步骤(4)中，采用电弧熔炼加热熔化后，合金熔体温度为合金熔点以上100～400℃，将合金熔体倒入相应尺寸的铜模中，获得合金板材。
所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，步骤(5)中，冷轧处理包括：合金板材轧制方向沿长度方向，每轧制完一道次后合金板材旋转180°，每道次轧制0.1～0.3mm，直至合金板材厚度变形量为50％。
所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，步骤(5)中，退火处理的真空度为10-3～10-2Pa，退火温度为700～900℃，升温速率为8～15℃/min。
一种B掺杂TiZrNb多主元合金，B掺杂TiZrNb多主元合金为再结晶晶粒组织，Ti、Zr和Nb的原子百分比为1:1:1，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金中B的掺杂量以重量比计，为0.01～0.06％。B掺杂TiZrNb多主元合金的室温最大拉伸强度为650～750MPa，B掺杂TiZrNb多主元合金的室温最大拉伸塑性为10～12％。
本发明的设计思想是：通过微量B元素(0.01～0.06wt％)的掺杂，利用冷轧(50％)+再结晶退火(700～900℃+1h)工艺调制合金晶粒尺寸，同时利用部分B元素间隙固溶在基体中增加固溶强化的效果,通过晶界工程和间隙固溶强化来提高合金的加工硬化率,进而提高合金强塑性。
借由上述技术方案，本发明B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法至少具有下列优点：
1、本发明B掺杂TiZrNb多主元合金，利用B元素的掺杂，显著降低了材料的晶粒尺寸，并且B部分固溶于基体，产生了明显的强塑性协同增长。利用微量的B元素既显著提高了TiZrNb多主元合金的强塑性，突破了金属结构材料trade-off现象，使得BCC难熔多主元合金在保持高强度的同时具有了更高的塑性变形能力。且合金化成本低廉，制备流程短，工艺简单，使其在航空航天高温结构材料领域具有了更高的应用价值。
2、本发明利用B元素的掺杂，显著降低了材料的晶粒尺寸，并且B部分固溶于基体，产生了明显的强塑性协同增长。同时微量B掺杂显著降低了提高材料力学性能的成本，具有重要的工程应用价值。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例并配合附图详细说明如后。
附图说明
图1是B0-TiZrNb、B200-TiZrNb、B500-TiZrNb合金的退火态XRD图谱。
图2为B0-TiZrNb、B200-TiZrNb、B500-TiZrNb合金的再结晶后晶粒平均尺寸统计折线图。
图3为B0-TiZrNb、B200-TiZrNb、B500-TiZrNb合金的应变硬化率曲线图。
图4为B0-TiZrNb、B200-TiZrNb、B500-TiZrNb合金的工程应力-应变图。
图5为B0-TiZrNb、B200-TiZrNb、B500-TiZrNb合金的晶粒尺寸-屈服强度关系图。
图6(a)-图6(b)为B0-TiZrNb、B500-TiZrNb合金的位错结构TEM双束明场像。其中，图6(a)为B0-TiZrNb合金，图6(b)为B500-TiZrNb合金。
具体实施方式
为更进一步阐述本发明为达成预定发明目的所采取的技术手段及功效，以下结合附图及较佳实施例，对依据本发明提出的B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法其具体实施方式、结构、特征及其功效，详细说明如后。在下述说明中，不同的“一实施例”或“实施例”指的不一定是同一实施例。此外，一或多个实施例中的特定特征、结构、或特点可由任何合适形式组合。
本发明的一个实施例提出的一种B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，先确定TiZrNb多主元合金中B的掺杂量，根据配比分别炼制合金，通过熔炼制备Zr/Nb中间合金锭和制备Ti中间合金球，将TiB2粉末用Nb箔包裹压实，与Zr/Nb中间合金锭熔炼混合均匀后，与Ti中间合金球熔炼，制备母合金锭；将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，采用快速冷却铜模浇铸的方式制成特定形状的合金板材，将所述的合金板材进行冷轧处理，确定变形量及轧制方向，冷轧完成后对其进行一定温度和时间的退火处理，获得B掺杂TiZrNb多主元合金。其具体过程如下：
(1)制备Zr/Nb中间合金锭：按预设成分配比称重，将锆原料和铌原料置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4～10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104～8×104Pa。合金熔炼电流为300～500A，每次熔炼2～5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到Zr/Nb中间合金锭；
(2)制备Ti中间合金球：按预设成分配比称重，将钛原料置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4～10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104～8×104Pa。合金熔炼电流为300～500A，每次熔炼2～5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到表面光滑的Ti中间合金球，其粒度为2～4cm；
(3)制备母合金锭：将TiB2粉末(粒度为3～5μm，纯度为>99.5wt％)用Nb箔包裹压实，与所述的Zr/Nb中间合金锭混合熔炼均匀后，再与所述的Ti中间合金球混合熔炼，合金熔炼电流为300～500A，每次熔炼2～5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，反复熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金板材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至10-4～10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示4×104～8×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为400～600A，加热至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上100～400℃，然后利用铜模铸造法，将合金熔体快速倒入相应尺寸的铜模中，获得尺寸为40mm×15mm×6mm的合金板材；
(5)制备B掺杂TiZrNb多主元合金：将所述的合金板材进行冷轧处理，利用双轨轧机室温下沿固定方向小步长多道次轧制成所需厚度，合金板材轧制方向沿长度(40mm)方向，即：沿合金板材的40mm×15mm这个面来轧制，每轧制完一道次后板材旋转180°，每道次轧制0.2mm，共轧制15道次，即板材厚度有原始6mm下降到3mm；
(6)将冷轧的板材通过退火处理，由真空石英管密封，真空度10-3～10-2Pa，退火温度700～900℃，升温速率为8～15℃/min，加热时间为升温时间+保温时间，保温时间为1h，获得B掺杂TiZrNb多主元合金；
其中，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金为再结晶晶粒组织，Ti、Zr和Nb的原子百分比为1:1:1，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金中B的掺杂量以重量比计，为0.01～0.06％。
本发明提出的一种B掺杂TiZrNb多主元合金，由前述的方法制备而得；所述的B掺杂TiZrNb多主元合金为再结晶晶粒组织，Ti、Zr和Nb的原子百分比为1:1:1，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金中B的掺杂量以重量比计，为0.01～0.06％。B掺杂TiZrNb多主元合金的室温最大拉伸强度为650～750MPa，室温最大拉伸塑性为10～12％。
对比例
本对比例提出的B0-TiZrNb多主元合金的制备方法：
(1)制备Zr/Nb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ti:20.7g，Zr:39.2g，Nb:40.1g，其中所有原材料为工业级纯度；将39.2g锆和40.1g铌置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。合金熔炼电流为500A，每次熔炼5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到Zr/Nb中间合金锭；
(2)制备Ti中间合金球：将20.7g钛置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。合金熔炼电流为500A，每次熔炼5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到表面光滑的Ti中间合金球，其粒度为2～4cm；
(3)制备母合金锭：将所述的Zr/Nb中间合金锭与所述的Ti中间合金球混合熔炼。在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。再进行电弧熔炼，合金熔炼电流为500A，每次熔炼5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，反复熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金板材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至3×10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示8×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为500A，加热2分钟至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上200℃，然后将合金熔体快速倒入相应尺寸的铜模中，获得尺寸为40mm×15mm×6mm的合金板材；
(5)制备TiZrNb多主元合金：将所述的合金板材进行冷轧处理，利用双轨轧机室温下沿固定方向小步长多道次轧制成所需厚度，合金板材轧制方向沿长度(40mm)方向，每轧制完一道次后板材旋转180°，每道次轧制0.2mm，共轧制15道次，即板材厚度有原始6mm下降到3mm；
(6)将冷轧的板材通过退火处理，由真空石英管密封，真空度5×10-3Pa，退火温度800℃，升温速率为10℃/min，加热时间为升温时间+保温时间，保温时间为1h，获得B0-TiZrNb多主元合金。
本对比例提出的一种B0-TiZrNb多主元合金，由对比例的方法制备而得。B0-TiZrNb的室温最大拉伸强度为621MPa，室温最大拉伸塑性为7.8％。
实施例1
本发明的一个实施例提出的B200-TiZrNb多主元合金的制备方法：
(1)制备Zr/Nb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ti:20.7g，Zr:39.2g，Nb:40.1g，0.06g TiB2，其中所有原材料为工业级纯度；将39.2g锆和40.1g铌置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。合金熔炼电流为500A，每次熔炼5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到Zr/Nb中间合金锭；
(2)制备Ti中间合金球：将20.7g钛置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。合金熔炼电流为500A，每次熔炼5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到表面光滑的Ti中间合金球，其粒度为2～4cm；
(3)制备母合金锭：将0.06g TiB2粉末(粒度为3～5μm，纯度为>99.5％)用Nb箔包裹压实，与所述的Zr/Nb中间合金锭混合熔炼，再与所述的Ti中间合金球混合熔炼。在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。再进行电弧熔炼，合金熔炼电流为500A，每次熔炼5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，反复熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金板材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至3×10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示8×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为500A，加热2分钟至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上200℃，然后将合金熔体快速倒入相应尺寸的铜模中，获得尺寸为40mm×15mm×6mm的合金板材；
(5)制备B掺杂TiZrNb多主元合金：将所述的合金板材进行冷轧处理，利用双轨轧机室温下沿固定方向小步长多道次轧制成所需厚度，合金板材轧制方向沿长度(40mm)方向，每轧制完一道次后板材旋转180°，每道次轧制0.2mm，共轧制15道次，即板材厚度有原始6mm下降到3mm；
(6)将冷轧的板材通过退火处理，由真空石英管密封，真空度5×10-3Pa，退火温度800℃，升温速率为10℃/min，加热时间为升温时间+保温时间，保温时间为1h，获得B200-TiZrNb多主元合金。
本实施例提出的一种B200-TiZrNb多主元合金，由上述方法制备而得。B掺杂TiZrNb多主元合金中，B的掺杂量以重量比计，为0.02％。B200-TiZrNb的室温最大拉伸强度为682MPa，室温最大拉伸塑性为10.9％。
实施例2
本发明的一个实施例提出的B500-TiZrNb多主元合金的制备方法：
(1)制备Zr/Nb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ti:20.7g，Zr:39.2g，Nb:40.1g，0.16g TiB2，其中所有原材料为工业级纯度；将39.2g锆和40.1g铌置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示4×104Pa。合金熔炼电流为300A，每次熔炼2分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到Zr/Nb中间合金锭；
(2)制备Ti中间合金球：将20.7g钛置于坩埚中，在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示8×104Pa。合金熔炼电流为300A，每次熔炼2分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复5次，直至合金成分均匀，得到表面光滑的Ti中间合金球，其粒度为2～4cm；
(3)制备母合金锭：将0.16g TiB2粉末(粒度为3～5μm，纯度为>99.5％)用Nb箔包裹压实，与所述的Zr/Nb中间合金锭混合熔炼，再与所述的Ti中间合金球混合熔炼。在惰性气氛中，利用电弧熔炼时，先将真空腔室预抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，直至真空表显示8×104Pa。再进行电弧熔炼，合金熔炼电流为300A，每次熔炼2分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，反复熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金板材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至3×10-3Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示8×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为500A，加热2分钟至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上300℃，然后将合金熔体快速倒入相应尺寸的铜模中，获得尺寸为40mm×15mm×6mm的合金板材；
(5)制备B掺杂TiZrNb多主元合金：将所述的合金板材进行冷轧处理，利用双轨轧机室温下沿固定方向小步长多道次轧制成所需厚度，合金板材轧制方向沿长度(40mm)方向，每轧制完一道次后板材旋转180°，每道次轧制0.2mm，共轧制15道次，即板材厚度有原始6mm下降到3mm；
(6)将冷轧的板材通过退火处理，由真空石英管密封，真空度2×10-3Pa，退火温度900℃，升温速率为8℃/min，加热时间为升温时间+保温时间，保温时间为1h，获得B500-TiZrNb多主元合金。
本实施例提出的一种B500-TiZrNb多主元合金，由上述方法制备而得。B掺杂TiZrNb多主元合金中，B的掺杂量以重量比计，为0.05％。B500-TiZrNb的室温最大拉伸强度为739MPa，室温最大拉伸塑性为11.6％。
如图1所示，对比例和实施例1-2退火后样品的相组成，B0-TiZrNb合金、B200-TiZrNb合金和B500-TiZrNb合金为单相体心立方结构，与β-Ti的相结构一致。如图2所示，B0-TiZrNb合金退火后晶粒平均尺寸为96.02±56.45μm，B200-TiZrNb退火后晶粒平均尺寸为29.96±16.49μm，B500-TiZrNb退火后晶粒平均尺寸为16.19±11.07μm。采用线切割的方法，从轧制退火后板材上切取标距长度为14mm，截面尺寸为2.5mm×1.5mm，总长度为36mm的拉伸样品。室温拉伸实验使用Instron 5582型万能材料试验机进行，B0-TiZrNb合金、B200-TiZrNb合金和B500-TiZrNb合金拉伸速率相同，为1×10-3s-1，合金的拉伸曲线见图4，B0-TiZrNb合金材料的屈服强度(σ0.2)为621MPa，屈服后表现出明显的加工软化现象，总变形量为7.8％。如图3所示，B200-TiZrNb合金材料的σ0.2明显提高，为682MPa，且合金加工硬化率提高。B0-TiZrNb合金为加工软化，因此在本图中无其加工硬化率曲线，出现一定的加工硬化现象，总变形量为10.9％，即B200-TiZrNb合金的强塑性相比B0-TiZrNb合金明显提高。B500-TiZrNb合金材料的σ0.2，为739MPa，同时合金加工硬化率进一步提高，总变形量为11.6％，即B500-TiZrNb合金的强塑性最高。
如图5所示，三类合金的晶粒尺寸-屈服强度关系满足Hall-Petch关系，即屈服强度的提高主要是B对晶粒的细化作用。如图6(a)所示，B0-TiZrNb合金的变形方式为明显的位错平面滑移，而连续的位错平面滑移对合金的强塑性是有害的，因此，B0-TiZrNb合金出现了明显的加工软化现象，且总的塑性变形量未能达到10％。如图6(b)所示，而加工硬化率和塑性的提高是因为变形时位错由平面滑移变为交滑移，同时部分B间隙固溶在基体中对位错形成钉轧作用。
本发明在等原子比TiZrNb多主元合金的基础上引入微量B元素，通过一定的工艺手段制得了具有更加优异力学性能的B掺杂TiZrNb多主元合金。本发明通过微量B元素的掺杂，利用冷轧+再结晶退火工艺调制了合金晶粒尺寸，同时部分B元素固溶在基体中增加了间隙固溶强化的效果，使得合金的加工硬化率明显上升，加工硬化率关系满足B500-TiZrNb>B200-TiZrNb>B0-TiZrNb。
本发明B掺杂TiZrNb多主元合金，随掺B量的增加合金的最大拉伸强度也随之升高。B200-TiZrNb合金和B500-TiZrNb合金相比B0-TiZrNb合金，屈服强度分别提高9.8％和19.0％，具体数值如下：621MPa(B0-TiZrNb)；682MPa(B200-TiZrNb)；739MPa(B500-TiZrNb)。由此可得微量B可显著提高TiZrNb多主元合金的强度。
本发明B掺杂TiZrNb多主元合金，随掺B量的增加合金的最大拉伸塑性也随之升高。B200-TiZrNb合金和B500-TiZrNb合金相比B0-TiZrNb合金，塑性变形分别增加39.7％和48.7％。具体数值如下：7.8％(B0-TiZrNb)；10.9％(B200-TiZrNb)；11.6％(B500-TiZrNb)，由此可得微量B可显著提高TiZrNb多主元合金的塑性。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (9)

1.一种B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其特征在于，其包括如下步骤：
(1)制备Zr/Nb中间合金锭：按预设成分配比称重，将锆原料和铌原料置于坩埚中，采用电弧熔炼制备Zr/Nb中间合金锭；
(2)制备Ti中间合金球：按预设成分配比称重，将钛原料置于坩埚中，采用电弧熔炼至光滑的Ti中间合金球；
(3)制备母合金锭：将TiB2粉末用Nb箔包裹压实，与所述的Zr/Nb中间合金锭混合熔炼，再与所述的Ti中间合金球混合，反复通过电弧熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金板材：将所述的母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，利用铜模铸造法浇铸成合金板材；
(5)制备B掺杂TiZrNb多主元合金：将所述的合金板材进行冷轧处理，确定变形量及轧制方向，通过退火处理，获得B掺杂TiZrNb多主元合金；
其中，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金为再结晶晶粒组织，Ti、Zr和Nb的原子百分比为1:1:1；B掺杂TiZrNb多主元合金中，B的掺杂量以重量比计，为0.01～0.06％。
2.根据权利要求1所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤(1)-(3)中，先将真空腔室预抽至真空度10-4～104Pa，然后充入高纯氩气至真空表显示4×104～8×104Pa，再进行电弧熔炼，熔炼电流为300～500A。
3.根据权利要求1所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤(4)中，先将真空腔室预抽至真空度10-4～104Pa，然后充入高纯氩气至真空表显示4×104～8×104Pa，再对母合金锭进行电弧熔炼，熔炼电流为400～600A。
4.根据权利要求4所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤(4)中，采用电弧熔炼加热熔化后，合金熔体温度为合金熔点以上100～400℃，将合金熔体倒入相应尺寸的铜模中，获得合金板材。
5.根据权利要求1或4所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤(5)中，冷轧处理包括：合金板材轧制方向沿长度方向，每轧制完一道次后合金板材旋转180°，每道次轧制0.1～0.3mm，直至合金板材厚度变形量为50％。
6.根据权利要求1所述的B掺杂TiZrNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤(5)中，退火处理的真空度为10-3～10-2Pa，退火温度为700～900℃，升温速率为8～15℃/min。
7.一种权利要求1至6之一所述方法制备的B掺杂TiZrNb多主元合金，其特征在于，B掺杂TiZrNb多主元合金为再结晶晶粒组织，Ti、Zr和Nb的原子百分比为1:1:1，所述的B掺杂TiZrNb多主元合金中B的掺杂量以重量比计，为0.01～0.06％。
8.根据权利要求7所述的B掺杂TiZrNb多主元合金，其特征在于，B掺杂TiZrNb多主元合金的室温最大拉伸强度为650～750MPa。
9.根据权利要求7所述的B掺杂TiZrNb多主元合金，其特征在于，B掺杂TiZrNb多主元合金的室温最大拉伸塑性为10～12％。
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