CN112522634A - 一种高强高熵合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于合金技术领域，具体涉及一种高强高熵合金及其制备方法。本发明提供了一种高强高熵合金，以摩尔百分比计，包括以下组分：Fe 49.0～51.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％和Cr 9.0～11.0％。本发明提供的高强高熵合金在室温环境下为奥氏体和马氏体双相，且存在大量亚微米尺度析出相；承受应力载荷时，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升，使所提供的高强高熵合金具有极高的屈服强度和良好的塑性。实验结果表明，本发明提供的高强高熵合金在室温条件下屈服强度达到880MPa，拉伸率达45.66％，抗拉强度达950MPa。

Description

一种高强高熵合金及其制备方法

技术领域

本发明属于合金技术领域，具体涉及一种高强高熵合金及其制备方法。

背景技术

传统合金以一种合金元素为主，通过添加多种合金化元素来调控合金组织和性能；而高熵合金则是由五种或五种以上近等摩尔合金元素形成的固溶体合金，其具有高混合熵、原子扩散困难和高晶格畸变等特性，能较易获得热稳定性高的固溶体和纳米结构，甚至可以得到非晶结构，表现出高硬度、高强度、耐高温氧化、耐磨损、耐腐蚀等优良性能，具有很大应用潜力。因此，高熵合金已成为具有重要应用潜力的高性能金属材料。

早期，由于铁钴锰铬镍高熵合金具有等原子比、多组分的全新合金设计理念、特殊的单一固溶体结构以及众多独特的效应，引起了研究人员的广泛关注。但仍存在的问题是，具有单一面心立方晶体结构的固溶体往往塑性较高而强度极低。在室温下，以铁、钴、锰、铬、镍为主元的高熵合金屈服强度不超过400MPa；并且，金属材料在室温条件下服役的需求居多，这不仅要求其在室温具备一定均匀塑性变形的能力，还应具有足够高的强度。因此，开发出一种室温用的高强度高塑性高熵合金是目前研究人员研究的热点。

一种研究方向是通过添加合金元素的方法来提高高熵合金的屈服和抗拉强度。例如，文献《A precipitation-hardened high-entropy alloy withoutstandingtensileproperties》(He JY，Wang H，Huang H L，Xu X D，Chen MW，WuY，LiuXJ，NiehT G，AnK，LuZ P.[J].ActaMaterialia，2016，102)中报道通过在铁钴镍铬体系中加入少量的铝和钛，并在800℃时效18小时，可形成增强相Ni₃(Ti,Al)金属间化合物，从而使合金屈服强度达到1005MPa，抗拉强度达到1273MPa，均匀延伸率为17％。又如文献《Outstanding tensile properties of a precipitation-strengthened FeCoNiCrTi0.2high-entropy alloy atroom and cryogenic temperatures》(TongY，Chen D，HanB，WangJ，Feng R，Yang T，Zhao C，GuoW，ShimizuY，Liu C T，LiawP K，Inoue K，NagaiY，HuA，Kai JJ.[J].ActaMaterialia，2019，165：228.)公开了通过在铁钴镍铬体系中加入少量的钛，再于1100℃结晶退火1小时以及随后在800℃条件下时效1小时，以使合金中产生纳米尺度的增强相，进而提高合金材料的室温屈服强度和抗拉强度，同时仍保留较好的塑性。上述两种方法虽然使高熵合金的屈服强度得到明显提高，但是添加的钛元素和原本体系中大于20％原子百分比的镍元素，使得合金的制备成本非常高；此外，上述两种高熵合金是通过中低温长时间时效或复杂的热处理达到析出强化的目的，这样的制备工艺造成了能源的浪费。

另一种研究方向是在不添加新合金元素的情况下，通过控制合金的冷轧、退火工艺，改变其微观组织结构，以达到提高高熵合金屈服强度的目的。文献《Ultrahighcryogenic strength and exceptional ductility in ultrafine-grained CoCrFeMnNihigh-entropy alloywith fullyrecrystallized structure》(Sun S J，TianYZ，AnX H，Lin H R，Wang JW，Zhang Z F.[J].Materials TodayNano，2018，4：46.)中报道，通过采用冷轧结合退火的工艺(在675℃保温30min)，将一种完全再结晶的超细晶组织引入单相铁钴锰铬镍高熵合金合金中，使其在室温条件下的屈服强度达到780MPa，抗拉强度达到870MPa，均匀延伸率为38％，但在该文献中的高熵合金含有20％原子百分比的Ni元素，这使得其生产成本仍较高。

因此，在节约昂贵的合金元素和节约能源的需求下，提供一种在室温条件下具有高强度和高塑性匹配的低成本高熵合金具有重要的经济意义和工业意义。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强高熵合金，不含镍、钛或钼等价格昂贵的金属元素，显著降低高熵合金成本；本发明还提供了一种简单易行的该合金的制备方法。

为了实现上述发明目的，本发明提供了以下技术方案：

本发明提供一种高强高熵合金，以摩尔百分比计，包括以下元素：

Fe 49.0～51.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％和Cr 9.0～11.0％。

本发明还提供了上述技术方案所述高强高熵合金的制备方法，包括以下步骤：

提供液态合金水；

将所述液态合金水依次进行浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火处理，得到所述高强高熵合金。

优选的，所述液态合金水的制备方法包括以下步骤：将对应组分的合金原料熔化，得到液态合金水；所述熔化的温度为1700～1900℃，时间为15～20min。

优选的，所述浇铸的温度为1700～1900℃，时间为60～120s。

优选的，所述热煅的温度为1150～1250℃，时间为5～20min。

优选的，所述热轧的温度为850～900℃；所述热轧的总变形量为40～60％。

优选的，所述固溶的温度为1150～1250℃，时间为90～120min。

优选的，所述冷轧的温度为18～25℃；所述冷轧的总变形量为50～70％。

优选的，所述淬火的温度为640～680℃，时间为3～7min。

优选的，所述淬火的冷却方式为水冷。

本发明提供了一种高强高熵合金，以摩尔百分比计，包括以下元素：Fe49.0～51.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％和Cr 9.0～11.0％。通过本发明设定的元素种类和元素含量，本发明通过各元素的协同配合作用，使所得高强高熵合金的层错能理论值约为18mJ/mol，该层错能有利于使高强高熵合金在室温环境时，基体组织为奥氏体相和马氏体双相，且存在大量的亚微米尺度析出相；当高强高熵合金在室温条件下承受应力载荷时，高强高熵合金内部发生位错滑移、机械孪生和形变，诱发奥氏体向马氏体转变，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升,使高强高熵合金具有极高的屈服强度和良好的塑性。而且本发明提供的高强高熵合金提高了合金中铁元素的含量，且未使用镍、钛和钼等价格昂贵的金属元素，在保证塑性和显著提高合金屈服强度的技术上大大降低了合金的生产成本。

实验结果表明，本发明提供的高强高熵合金在室温时，屈服强度达到880MPa，拉伸率达31％，抗拉强度达950MPa。

本发明还提供了上述技术方案所述高强高熵合金的制备方法，包括以下步骤：提供液态合金水；将所述液态合金水依次进行浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火处理，得到所述高强高熵合金。本发明提供的制备方法结合熔化、浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火技术，通过合理调节各工艺步骤和参数，制备出具有奥氏体和马氏体双相，且存在大量亚微米尺度析出相的高强高熵合金，从而在所得高强高熵合金承受应力载荷时，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升，使所得高强高熵合金具有极高的屈服强度、抗拉强度和良好的塑性变形能力

附图说明

图1为本发明实施例1的高强高熵合金的X射线衍射图谱；

图2为本发明实施例1的高强高熵合金和固溶态、完全再结晶态高熵合金在室温条件下单向拉伸的工程应力-工程应变曲线图；

图3为本发明实施例1的高强高熵合金的背散射电子衍射照片图；

图4为本发明实施例1的高强高熵合金的析出物的透射电镜照片；

图5为本发明实施例1的高强高熵合金的基体组织的透射电镜照片；

图6为本发明实施例1的的高强高熵合金的室温条件下单向拉伸断口的扫描电镜照片；

图7为本发明实施例2的高强高熵合金的背散射电子衍射照片图；

图8为本发明对比例1的无氮高熵合金的背散射电子衍射照片图；

图9为本发明对比例2的高熵合金背散射电子衍射照片图。

具体实施方式

本发明提供了一种高强高熵合金，以摩尔百分比计，包括以下元素：

Fe 49.0～51.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％和Cr 9.0～11.0％。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Fe 49.0～51.0％，优选为49.4～50.6％，更优选为49.8～50.2％。在本发明中，所述Fe元素为所述高强高熵合金的基体元素，较高含量的Fe元素有利于降低成本。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Co 9.0～11.0％，优选为9.4～10.6％，更优选为9.8～10.2％。在本发明中，所述Co元素可以增加体系的混合熵，提升体系稳定性。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Mn 29.0～31.0％，优选为29.4～30.6％，更优选为29.8～30.2％。在本发明中，所述Mn元素可以增加体系混合熵，提高合金强度。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Cr 9.0～11.0％，优选为9.4～10.6％，更优选为9.8～10.2％。在本发明中，所述Cr元素可以增加体系混合熵，提高合金耐热性和耐蚀性。

本发明通过设计各组分的摩尔百分比含量，使得由上述原子百分含量的原料形成的高强高熵合金在室温下为奥氏体和马氏体双相基体组织，还含有大量的亚微米尺度析出相；所述高强高熵合金的晶粒平均尺寸优选为1～1.5μm，析出相平均尺寸优选为200～250nm；在室温下服役承受应力载荷时，会发生位错滑移、机械孪生和形变，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同增强高强高熵合金的强度，并且为合金形变提供较好的塑性和韧性。

本发明还提供了上述技术方案所述高强高熵合金的制备方法，包括以下步骤：

提供液态合金水；

将所述液态合金水依次进行浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火处理，得到所述高强高熵合金。

在本发明中，所述液态合金水的制备方法优选包括以下步骤：将对应组分的合金原料熔化，得到液态合金水。在本发明中，所述合金原料的组分与前述高强高熵合金的组分一致，在此不再赘述。本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的合金原料以能得到目标组分的高强高熵合金为准。在本发明中，所述合金原料的形态优选为粉体或块体。在本发明中，所述合金原料的纯度优选为大于等于99wt.％，更优选为大于等于99.9wt.％。在本发明中，所述合金原料优选包括纯铁、纯钴、纯锰和纯铬合金。本发明对所述合金原料的比例没有特殊的限定，能够使最终合金成分满足要求即可。

在本发明中，所述熔化优选为真空感应熔炼；所述熔化的设备优选为真空感应炉。在本发明中，所述熔化的气氛优选为惰性气体；所述惰性气体优选为氩气。本发明对所述真空感应熔炼的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的方式即可。在本发明中，所述熔化的温度优选为1700～1900℃，更优选为1750～1850℃，再优选为1780～1820℃；所述熔化的时间优选为15～20min，更优选为16～19min，再优选为17～18min。在本发明中，所述熔化的次数优选为多次，更优选为大于等于5次。本发明通过熔化使金属元素均匀充分地混合，得到液态合金水。

得到液态合金水后，本发明将所述液态合金水进行浇铸，得到铸锭。在本发明中，所述浇铸的温度优选为1700～1900℃，更优选为1750～1850℃，再优选为1780～1820℃；时间优选为60～120s，更优选为80～110s，再优选为90～100s。在本发明中，所述浇铸用模具的材质优选为高温合金钢。在本发明中，所述铸锭的形状优选为圆柱体。

得到铸锭后，本发明将所述铸锭进行热煅处理，得到初级合金坯。在本发明中，所述热煅的温度优选为1150～1250℃，更优选为1180～1230℃，再优选为1190～1210℃；时间优选为5～20min，更优选为10～15min，再优选为11～12min。本发明对所述热煅的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的热煅装置即可，具体的，如箱式炉。在本发明中，所述热煅能够使铸锭变为横截面为正方形、铸态裂纹少、组织致密的初级合金坯，有利于提高合金的热塑性。

得到初级合金坯后，本发明将所述初级合金坯进行热轧处理，得到初级致密化合金坯。在本发明中，所述热轧的温度优选为850～900℃，更优选为860～890℃，再优选为870～880℃。在本发明中，所述热轧的总变形量优选为40～60％，更优选为45～55％，再优选为48～52％。在本发明中，所述热轧优选为多道次轧制，每道次的变形量优选为10％；所述多道次轧制的次数优选为≥3次，更优选为3～5次，再优选为4～5次。本发明对所述热轧的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的热轧装置即可，具体的，如400新型异步热轧实验轧机；所述轧机的轧辊直径优选为0.4m。在本发明中，所述热轧能够将长方体初级合金坯中的铸态组织转变为形变组织，细化晶粒，提高初级合金坯的加工性能，得到具有良好热塑性的初级致密化合金坯。

得到初级致密化合金坯后，本发明对所述初级致密化合金坯进行固溶处理，得到次级合金坯。在本发明中，所述固溶的温度优选为1150～1250℃，更优选为1180～1230℃，再优选为1190～1210℃；时间优选为90～120min，更优选为95～115min，再优选为100～110min。在本发明中，所述固溶处理能够使初级致密化合金坯中的奥氏体和马氏体充分溶解，同时消除内应力，提高合金强度和塑性。

得到次级合金坯后，本发明对所述次级合金坯进行冷轧处理，得到次级致密化合金坯。在本发明中，所述冷轧的温度优选为15～35℃，更优选为20～30℃，再优选为25～28℃。在本发明中，所述冷轧的总变形量优选为50～70％，更优选为55～68％，再优选为58～65％。在本发明中，所述冷轧优选为多道次轧制，本发明对每道次的轧制变形量没有特殊限定，以总变形量达到50～70％为准；所述多道次轧制的次数优选为≥3次，更优选为3～5次，再优选为4～5次。在本发明中，所述冷轧能够细化次级合金坯晶粒，得到具有良好热塑性的次级致密化合金坯。

所述冷轧处理前，本发明优选将所述次级合金坯进行冷却处理；所述冷却处理优选为水冷；所述冷却处理的终温优选为15～35℃，更优选为20～30℃，再优选为25～28℃。

得到次级致密化合金坯后，本发明对所述次级致密化合金坯进行淬火处理，得到所述高强高熵合金。在本发明中，所述淬火的温度优选为640～680℃，更优选为650～670℃，再优选为655～665℃；时间优选为3～7min，更优选为4～6min，再优选为4.5～5.5min。本发明对所述淬火的保温设备没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的保温设备即可，具体的，如电阻炉。在本发明中，所述淬火的冷却方式优选为水冷。在本发明中，所述冷却的终止温度优选为室温，具体的如18～25℃。在本发明中，所述淬火在高温保温处理过程中能够促进微米尺度析出相生成，消除三级合金坯的微观应变，同时促进局部细小的再结晶晶粒生成；所述水冷能够确保形成细小的再结晶晶粒，保证不会显著降低高强高熵合金的强度。

所述淬火处理前，本发明优选将所述高强高熵合金水冷至室温。本发明通过所述水冷获得马氏体组织，有利于提高合金强度。

本发明的方法结合熔化、浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火技术，通过合理调节各工艺步骤和参数，制备出具有奥氏体和马氏体双相，且存在大量亚微米尺度析出相的高强高熵合金；在所得高强高熵合金承受应力载荷时，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升，使所提供的高强高熵合金具有极高的屈服强度、抗拉强度和良好的塑性变形能力。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高强高熵合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

以摩尔百分比计，高强高熵合金中包括Fe 50.0％、Co 10.0％、Mn 30.0％和Cr10.0％。

所述高强高熵合金的制备方法为：

将纯度为99.9wt％的Fe块、纯度为99.9wt％的Co块、纯度为99.9wt％的Mn块和纯度为99.9wt％的Cr块于真空感应炉内进行熔化，熔化温度为1800℃，单次熔化时间为18min，反复熔化5次，得到液态合金水；

将所得液态合金水于1800℃下浇铸成圆柱体的铸锭，将所得铸锭于1200℃热煅10min，使圆柱体铸锭变为横截面为正方形(80mm×80mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于900℃进行热轧，热轧道次数为5次，每道次轧制变形量为10％，热轧的总变形量为50％，得到板厚为40mm的初级致密化合金坯，将所得初级致密化合金坯于1200℃固溶2h，水冷至室温后进行5道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为60％，得到最终厚度为16mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于电阻炉中650℃保温5min，然后水冷至室温，得到高强高熵合金。

对实施例1所得高强高熵合金进行以下测试：

1、采用X射线衍射研究所得高强高熵合金的相组成，XRD测试结果见图1。由图1可知，本发明提供的高强高熵合金的合金组织为奥氏体和马氏体双相，X射线衍射图谱中未检测到析出相。

2、采用JEOL JSM-7001F场发射扫描电镜能谱分析方法分析所得高强高熵合金的元素组成，结果见表1。

表1实施例1能谱分析结果

经计算，层错能值为18mJ/mol。

3、按照GB/T 228.1-2010标准检测本实施例1所得高强高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为880MPa，抗拉强度为950MPa，拉伸率为31％。

本实施例中部分再结晶态高熵合金(即最终得到的高熵合金)、固溶态高熵合金和完全再结晶态(退火工艺为900℃保温3min)的高熵合金单向拉伸的工程应力-应变曲线如图2所示；图2中实心方块、实心圆和实心三角所在的线分别代表本实施例中部分再结晶态高熵合金、完全再结晶态高熵合金和固溶态高熵合金的单向拉伸工程应力-应变曲线。由图2可见，室温条件下，本实施例得到的的高强高熵合金力学性能优于其他合金，力学性能最优。

4、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高强高熵合金的微观结构，检测图见图3。由图3可见，本实施例得到的高强高熵合金内可见部分再结晶，未见显著的析出，再结晶晶粒的平均尺寸约为1μm。

5、采用透射电镜观察所得高强高熵合金的析出物，检测图见图4。由图4可见，本实施例得到的高强高熵合金中析出物的平均直径为200nm，并且结合表1可以看出，析出相是富Mn、Cr的金属间化合物。

采用透射电镜观察基体微观组织结构，检测图见图5。由图5可见，本实施例得到的高强高熵合金中仍存在大量的形变孪晶，这证实合金仅发生了部分再结晶。

6、对本实施例所得高强高熵合金室温下单向拉伸断口进行扫描电镜检测，扫描电镜照片见图6。由图6可见，在本发明提供的高强高熵合金的断口处可见大量韧窝，且部分韧窝深度较大，这表明本实施例所得高强高熵合金在室温下具有良好的的塑性。

实施例2

以摩尔百分比计，高强高熵合金中包括Fe 50.0％、Co 10.0％、Mn 30.0％和Cr10.0％。

所述高强高熵合金的制备方法为：

将纯度为99.9wt％的Fe块、纯度为99.9wt％的Co块、纯度为99.9wt％的Mn块和纯度为99.9wt％的Cr块于真空感应炉内进行熔化，熔化温度为1800℃，单次熔化时间为18min，反复熔化5次，得到液态合金水；

将所得液态合金水于1800℃下浇铸成圆柱体的铸锭，将所得铸锭于1200℃热煅10min，使圆柱体铸锭变为横截面为正方形(80mm×80mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于900℃进行热轧，热轧道次数为5次，每道次轧制变形量为10％，热轧的总变形量为50％，得到板厚为40mm的初级致密化合金坯，将所得初级致密化合金坯于1200℃固溶2h，水冷至室温后进行6道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为60％，得到最终厚度为16mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于电阻炉中650℃保温10min，然后水冷至室温，得到高强高熵合金。

对实施例2所得高强高熵合金进行如下测试：

1、采用与实施例1相同的方法分析所得高强高熵合金的元素组成，结果与实施例1相同。

2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高强高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为616MPa，抗拉强度为815MPa，拉伸率为45.66％。

3、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高强高熵合金的微观结构，检测结果见图7。由图7可见，本实施例得到的高强高熵合金为部分再结晶态的奥氏体和马氏体双相基体组织以及亚微米尺度析出物共存，再结晶晶粒的平均直径约为1.5μm，析出相的平均直径约为250nm。

对比例1

以摩尔百分比计，高强高熵合金中包括Fe 50.0％、Co 10.0％、Mn 30.0％和Cr10.0％。

所述高强高熵合金的制备方法为：

将纯度为99.9wt％的Fe块、纯度为99.9wt％的Co块、纯度为99.9wt％的Mn块和纯度为99.9wt％的Cr块于真空感应炉内进行熔化，熔化温度为1800℃，单次熔化时间为18min，反复熔化5次，得到液态合金水；

将所得液态合金水于1800℃下浇铸成圆柱体的铸锭，将所得铸锭于1200℃热煅10min，使圆柱体铸锭变为横截面为正方形(80mm×80mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于900℃进行热轧，热轧道次数为5次，每道次轧制变形量为10％，热轧的总变形量为50％，得到板厚为40mm的初级致密化合金坯，将所得初级致密化合金坯于1200℃固溶2h，水冷至室温后进行5道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为60％，得到最终厚度为16mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于电阻炉中900℃保温3min，然后空冷至室温，得到高熵合金。

对对比例1所得高熵合金进行如下测试：

1、采用与实施例1相同的方法分析所得高熵合金的元素组成，结果与实施例1基体检测结果相同。

2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为248MPa，抗拉强度为686MPa，拉伸率为54.26％。

3、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高熵合金的微观结构，检测结果见图8。由图8可见，本对比例得到的高熵合金为部分再结晶态的奥氏体和马氏体双相基体组织，无析出物生成；再结晶晶粒的平均直径约为7μm。

对比例2

以摩尔百分比计，高熵合金中包括Fe 40.0％、Co 10.0％、Mn 40.0％和Cr10.0％。

高熵合金的制备方法与实施例1相同。

对对比例2所得高熵合金进行以下测试：

1、采用与实施例1相同的方法分析所得高熵合金的元素组成，结果见表2。

表2对比例2能谱分析结果

元素	摩尔百分比/at.％
		Fe	39.11
Co	9.85
		Mn	40.41
Cr	10.63

经计算，层错能值为35mJ/mol。

2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高熵合金的力学性能，测试结果为：屈服强度为811MPa，抗拉强度为860MPa，拉伸率为10.64％。

3、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高熵合金的微观结构，所得检测图见图9。由图9可见，本对比例2得到的高熵合金为单相奥氏体，合金内可见部分再结晶，未见显著的析出，再结晶晶粒的平均尺寸约为0.6μm。

由以上实施例可以看出，本发明提供的高强高熵合金在室温环境下为奥氏体和马氏体双相，且存在大量亚微米尺度析出相；承受应力载荷时，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升，使所提供的高强高熵合金具有极高的屈服强度和良好的塑性。本发明的高强高熵合金在常温下具有优异的力学性能，屈服强度达616～880MPa，抗拉强度达815～950MPa，延伸率达到31～45.66％，塑性和强度高于用传统方法制备的Fe系高熵合金的力学性能(传统高熵合金的屈服强度仅为350MPa，抗拉强度为880MPa)，可广泛适用于对材料强塑性匹配有较高要求的材料应用领域，且未使用镍、钛、钼等昂贵金属，降低了高熵合金的制备成本，具有极高的经济价值和工业应用价值。

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，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高强高熵合金，其特征在于，以摩尔百分比计，包括以下元素：

Fe 49.0～51.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％和Cr 9.0～11.0％。

2.权利要求1所述高强高熵合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

提供液态合金水；

将所述液态合金水依次进行浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火处理，得到所述高强高熵合金。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述液态合金水的制备方法包括以下步骤：将对应组分的合金原料熔化，得到液态合金水；所述熔化的温度为1700～1900℃，时间为15～20min。

4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述浇铸的温度为1700～1900℃，时间为60～120s。

5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述热煅的温度为1150～1250℃，时间为5～20min。

6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述热轧的温度为850～900℃；所述热轧的总变形量为40～60％。

7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述固溶的温度为1150～1250℃，时间为90～120min。

8.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧的温度为18～25℃；所述冷轧的总变形量为50～70％。

9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述淬火的温度为640～680℃，时间为3～7min。

10.根据权利要求2或9所述的制备方法，其特征在于，所述淬火的冷却方式为水冷。

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