CN112575236A - 一种高氮高熵合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于合金技术领域，具体涉及一种高氮高熵合金及其制备方法。本发明提供了一种高氮高熵合金，以摩尔百分比计，由包括以下元素的原料制得：Fe 46.0～48.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％，Cr 9.0～11.0％，N2.0～4.0％。通过各元素的协同配合作用，本发明提供的高氮高熵合金在室温环境下为奥氏体和纳米尺度析出相的混合结构；承受应力载荷时，发生位错滑移和机械孪生，具有极高的屈服强度和良好的塑性。实验结果表明，本发明提供的高氮高熵合金在室温条件下屈服强度达到1337MPa，拉伸率达20％，抗拉强度达1375MPa。
Description
技术领域
本发明属于合金技术领域，具体涉及一种高氮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，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，具有很大的应用潜力。具有铁、钴、锰、铬和镍特定原子比的Cantor合金是目前发现最早的奥氏体高熵合金，通过调整上述五种主元的比例，至今人们已成功开发了多种在室温或低温环境下具有一定均匀塑性变形能力的高熵合金。然而，相比于添加了其它合金元素(如钛、钼、铝等)的金属材料，这类合金的缺点在于其室温屈服强度极其有限，通常不超过350MPa；当合金的室温屈服强度有所提升时，塑性又发生剧烈下降。
有研究报道了通过在Cantor合金中以锰代替镍制备包含有奥氏体、马氏体双相结构的铁钴锰铬高熵合金(Z.Li等，Metastable high-entropy dual-phase alloysovercome the strength-ductility trade-off，Nature，vol.534，pp.1，2016)，经检测，在变形过程中合金中密集的相界面和马氏体相变同时贡献于塑性变形，导致材料的抗拉强度和断裂伸长率远高于迄今为止报道的具有最优强度和塑性匹配的单相奥氏体高熵合金和传统低熵合金体系(如钢铁)，该合金室温下的屈服强度为350MPa，抗拉强度为880MPa，均匀延伸率为55％，但其屈服强度的提升仍非常有限。除此之外，通过添加合金元素提高屈服强度的高熵合金在文献中也有报道，例如有报道表明，当在铁钴镍铬高熵合金中添加原子百分比总数为6％的钛和铝时，合金中由于形成了Ni3(Ti,Al)金属间化合物而使得材料的屈服强度提升至1005MPa，抗拉强度达到1273MPa，均匀延伸率为17％(J.Y.He等，Aprecipitation-hardened high-entropy alloy with outstanding tensileproperties,Acta Mater.，vol.102，pp.187，2016)；又如有报道通过在铁钴镍铬高熵合金中添加原子百分比为6％的Mo时，合金的再结晶和晶粒长大被显著抑制而使得屈服强度从320MPa提升至1100MPa，抗拉强度达到1300MPa，均匀延伸率为29％(K.Ming等，Strengthand ductility ofCrFeCoNiMo alloy with hierarchical microstructures，Int.J.Plasticity，vol.113，pp.255，2019)。然而，上述合金屈服强度得以显著提升的原因是添加了钛或钼元素，且镍的原子含量均高达33％，这三种原料的成本非常高，直接导致高熵合金的经济成本非常高，限制了其工业化生产。
因此，在节约昂贵合金化元素的需求下，提供一种在室温下具有高强度和良好塑性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氮高熵合金，具有奥氏体和纳米尺度析出相混合结构，在室温下具有高熵、极高的屈服强度和良好的塑性，且经济成本较低；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：
本发明提供一种高氮高熵合金，以摩尔百分比计，由包括以下元素的原料制得：
Fe 46.0～48.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％，Cr 9.0～11.0％，N 2.0～4.0％。
本发明还提供了上述技术方案所述高氮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，得到所述高氮高熵合金。
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；所述熔化的真空度为0～6Pa，温度为1650～1750℃，时间为15～20min。
优选的，所述浇铸的温度为1650～1750℃，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1150～1200℃；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40～70％。
优选的，所述热轧和冷轧的轧制道次数独立地≥3次。
优选的，所述淬火的温度为700～800℃，保温时间为2～4min；所述淬火的冷却方式为水冷。
本发明提供了一种高氮高熵合金，以摩尔百分比计，由包括以下元素的原料制得：Fe 46.0～48.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％，Cr 9.0～11.0％，N 2.0～4.0％。在本发明中，铁、钴、锰和铬是所述高氮高熵合金的主要合金元素，这4种元素和氮元素共同固溶形成了合金的基体组织，该固溶组织本身由于存在多种主元，具有比钢铁等低熵金属材料高的固溶强度；本发明添加一定含量的氮元素，使热处理过程中马氏体的产生以及由于形变诱发的马氏体相变均被抑制，在合金的部分再结晶区域中形成了大量纳米尺度析出相，通过析出强化、位错强化和孪生的协同作用使高熵合金在屈服强度显著提高的同时仍具有良好的均匀塑性变形的能力。通过各元素的协同配合作用，本发明提供的高氮高熵合金在室温环境下为奥氏体和纳米尺度析出相的混合结构；承受应力载荷时，发生位错滑移和机械孪生，具有极高的屈服强度和良好的塑性。而且本发明提供的高氮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，本发明提供的高氮高熵合金在室温条件下屈服强度达到1337MPa，拉伸率达20％，抗拉强度达1375MPa。
附图说明
图1为本发明实施例1的高氮高熵合金的X射线衍射图谱；
图2为本发明实施例1的高氮高熵合金和固溶态、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的高氮高熵合金的低倍背散射电子衍射照片图；
图4为本发明实施例1的高氮高熵合金的高倍背散射电子衍射照片图；
图5为本发明实施例2的高氮高熵合金的低倍背散射电子衍射照片图；
图6为本发明对比例1的含氮高熵合金的低倍背散射电子衍射照片图；
图7为本发明对比例2的含氮高熵合金的低倍背散射电子衍射照片图；
图8为本发明对比例3的无氮高熵合金的X射线衍射图谱；
图9为本发明对比例3的无氮高熵合金和固溶态、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10为本发明对比例3的无氮高熵合金的低倍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氮高熵合金，以摩尔百分比计，由包括以下元素的原料制得：
Fe 46.0～48.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％，Cr 9.0～11.0％，N 2.0～4.0％。
以摩尔百分比计，本发明提供的原料包括Fe 46.0～48.0％，优选为46.4～47.6％，更优选为46.8～47.2％。在本发明中，所述Fe元素为所述高强高塑耐磨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，本发明提供的原料包括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，本发明提供的原料包括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，本发明提供的原料包括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。
以摩尔百分比计，本发明提供的原料包括N 2.0～4.0％，优选为2.4～3.6％，更优选为2.8～3.2％。在本发明中，所述N元素可以抑制热处理过程中马氏体的产生以及由于形变诱发的马氏体相变，在合金的部分再结晶区域中形成了大量纳米尺度析出相，通过析出强化、位错强化和孪生的协同作用使高熵合金在强度显著提高的同时仍具有良好的均匀塑性变形的能力。
本发明通过设计摩尔百分比含量的各组分，由上述原子百分含量的原料形成的高熵合金在室温下为奥氏体和纳米尺度析出相的混合组织；在室温下服役承受应力载荷时，会发生位错滑移和机械孪生，增强高氮高熵合金的强度，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氮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，得到所述高氮高熵合金。
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氮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塑耐磨高熵合金为准。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、纯铬和氮化锰合金。在本发明中，所述氮化锰合金中氮元素的含量优选为14.5wt.％。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加压真空中频感应炉。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即可。在本发明中，所述熔化的真空度优选为0～6Pa，更优选为1～5Pa，再优选为2～4Pa。在本发明中，所述熔化的温度优选为1650～1750℃，更优选为1670～1730℃，再优选为1690～1710℃；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1650～1750℃，更优选为1670～1730℃，再优选为1690～1710℃；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长方形、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1150～1200℃，更优选为1160～1190℃，再优选为1170～1180℃。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氮充分固溶在奥氏体中，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18～25℃，更优选为19～24℃，再优选为20～23℃。在本发明中，所述冷轧的总变形量优选为40～70％，更优选为45～65％，再优选为50～60％。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40～70％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，得到高氮高熵合金。在本发明中，所述淬火的温度优选为700～800℃，更优选为720～780℃，再优选为740～760℃；保温时间优选为2～4min，更优选为2.5～3.5min，最优选为3min。在本发明中，所述淬火的冷却方式优选为水冷。在本发明中，所述淬火在高温保温处理过程中能够促进纳米尺度析出相生成，消除冷轧所得次级致密化合金坯的微观应变，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氮高熵合金的强度。
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纳米尺度析出相混合结构的高氮高熵合金；在所得高氮高熵合金承受应力载荷时，由于析出相对位错滑移具有重要的阻碍作用且发生机械孪生变形，所得高氮高熵合金具有非常高的屈服强度、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氮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，高氮高熵合金中包括Fe 47.0％，Co 10.0％，Mn 30.0％，Cr10.0％和N 3.0％。
所述高氮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、纯度为99.9wt％的Cr块和纯度为99.9wt％的含氮量为14.5wt％的氮化锰合金于加压真空中频感应炉内进行熔化，熔化真空度为4Pa，熔化温度为1700℃，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1700℃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长方形(105mm×50mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于1180℃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20mm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8mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于箱式炉中750℃保温3min，然后水冷至室温，得到高氮高熵合金。
对实施例1所得高氮高熵合金进行以下测试：
1、采用X射线衍射研究所得高氮高熵合金的相组成，XRD测试结果见图1。由图1可知，本发明提供的高氮高熵合金的合金组织为单相奥氏体，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氮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
| 元素 | 摩尔百分比/at.％ |
| Fe | 46.94 |
| Co | 9.25 |
| Mn | 30.69 |
| Cr | 10.34 |
| N | 2.78 |
3、按照GB/T 228.1-2010标准检测本实施例1所得高氮高熵合金在固溶态、完全再结晶态(900℃淬火)和部分再结晶态(750℃淬火)的力学性能，检测结果为：在固溶态时，高熵合金的屈服强度为450MPa，抗拉强度为818MPa，拉伸率为72％；在完全再结晶态时，高熵合金的屈服强度为645MPa，抗拉强度为972MPa，拉伸率为57％；在部分再结晶态时，高熵合金的屈服强度为1337MPa，抗拉强度为1375MPa，拉伸率为20％。
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)和固溶态、完全再结晶态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固溶态、完全再结晶态和部分再结晶态高熵合金在室温下的单向拉伸工程应力-应变曲线。由图2可见，部分再结晶态高氮高熵合金的强度显著高于固溶态和完全再结晶态的高氮高熵合金，且部分再结晶态高氮高熵合金具有一定的塑性变形能力。
4、采用放大倍数为5000倍的电子背散射衍射方法观察所得高氮高熵合金的微观结构，所得检测图见图3。由图3可见，本实施例得到的部分再结晶态的高氮高熵合金大部分区域保留了形变奥氏体组织，发生剪切带变形的局部区域出现了细小的再结晶晶粒，再结晶晶粒的平均直径约为2μm。
采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高氮高熵合金的微观结构，所得检测图见图4。由图4可见，本实施例得到的高氮高熵合金剪切带区域包含有细小的再结晶晶粒，晶界处生成了大量直径约为几十纳米的析出相，这种纳米尺度析出相、再结晶晶粒与形变基体共存的混合结构，为高熵合金提供了极高的强度和良好的塑性变形能力。
实施例2
以摩尔百分比计，高氮高熵合金中包括Fe 47.0％，Co 10.0％，Mn 30.0％，Cr10.0％和N 3.0％。
所述高氮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、纯度为99.9wt％的Cr块和纯度为99.9wt％的含氮量为14.5wt％的氮化锰合金于加压真空中频感应炉内进行熔化，熔化真空度为4Pa，熔化温度为1700℃，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1700℃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长方形(105mm×50mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于1180℃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20mm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8mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于箱式炉中800℃保温3min，然后水冷至室温，得到高氮高熵合金。
对实施例2所得高氮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相同。
2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高氮高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为845MPa，抗拉强度为1037MPa，拉伸率为29％。
3、采用放大倍数为5000倍的电子背散射衍射方法观察所得高氮高熵合金的微观结构，检测结果见图5。由图5可见，本实施例得到的高氮高熵合金为形变奥氏体基体、部分再结晶晶粒和少量纳米尺度析出相的混合组织，再结晶区域较实施例1有所增大，再结晶晶粒的平均直径约为4μm。
对比例1
以摩尔百分比计，高熵合金中包括Fe 48.5％，Co 10.0％，Mn 30.0％，Cr 10.0％和N1.5％。
高熵合金的制备方法与实施例1相同。
对对比例1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1能谱分析结果
| 元素 | 摩尔百分比/at.％ |
| Fe | 48.11 |
| Co | 9.65 |
| Mn | 30.24 |
| Cr | 10.53 |
| N | 1.47 |
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639MPa，抗拉强度为934MPa，拉伸率为47％。
3、采用放大倍数为5000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6。由图6可见，本对比例得到的高熵合金为形变奥氏体基体、部分再结晶晶粒和少量纳米尺度析出相的混合组织，再结晶晶粒的平均直径约为5μm。
对比例2
以摩尔百分比计，高熵合金中包括Fe 48.5％，Co 10.0％，Mn 30.0％，Cr 10.0％和N1.5％。
所述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、纯度为99.9wt％的Cr块和纯度为99.9wt％的含氮量为14.5wt％的氮化锰合金于加压真空中频感应炉内进行熔化，熔化真空度为4Pa，熔化温度为1700℃，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1700℃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长方形(105mm×50mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于1180℃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20mm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10道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为98％，得到最终厚度为0.4mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于箱式炉中750℃保温3min，然后水冷至室温，得到高熵合金。
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，结果与对比例1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，测试结果为：屈服强度为876MPa，抗拉强度为1065MPa，拉伸率为34％。
3、采用放大倍数为5000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7。由图7可见，本对比例得到的高熵合金为再结晶晶粒和少量纳米尺度析出相的混合组织，再结晶晶粒的平均直径约为1μm。
对比例3
以摩尔百分比计，高熵合金中包括Fe 50.0％，Co 10.0％，Mn 30.0％，Cr 10.0％。
所述高熵合金的制备方法与实施例1相同。
对对比例3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3。
表3对比例3能谱分析结果
| 元素 | 摩尔百分比/at.％ |
| Fe | 50.23 |
| Co | 9.14 |
| Mn | 30.12 |
| Cr | 10.51 |
1、采用X射线衍射研究所得高氮高熵合金的相组成，XRD测试结果见图8。由图8可知，本对比例所得高熵合金的合金组织为奥氏体和马氏体双相组织，X射线衍射图谱中未检测到析出相。
2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高熵合金在固溶态、完全再结晶态(900℃淬火)和部分再结晶态(750℃淬火)的力学性能，检测结果为：在固溶态时，高熵合金的屈服强度为210MPa，抗拉强度为605MPa，拉伸率为58％；在完全再结晶态时，高熵合金的屈服强度为291MPa，抗拉强度为700MPa，拉伸率为62％；在部分再结晶态时，高熵合金的屈服强度为475MPa，抗拉强度为753MPa，拉伸率为41％。
本对比例中部分再结晶态高熵合金(即最终得到的高熵合金)和固溶态、完全再结晶态高熵合金单向拉伸的工程应力-应变曲线如图9所示；图9中实心方块、实心圆和实心三角所在的线分别代表固溶态、完全再结晶态和部分再结晶态高熵合金在室温下的单向拉伸工程应力-应变曲线。由图9可见，部分再结晶态高熵合金的强度与固溶态和完全再结晶态的合金相比提高了不到300MPa，且部分再结晶态合金具有一定的塑性变形能力。
3、采用放大倍数为5000倍的电子背散射衍射方法观察所得高熵合金微观结构，所得检测图见图10。由图10可见，本对比例得到的部分再结晶态高熵合金局部区域仍保留了形变奥氏体组织，大部分区域形成了细小的再结晶晶粒，再结晶晶粒的平均直径约为1.6μm。
由以上实施例可以看出，本发明提供的高氮高熵合金在室温环境下为奥氏体和纳米尺度析出相的混合结构；承受应力载荷时，发生位错滑移和机械孪生，具有极高的强度和良好的塑性。本发明的高氮高熵合金在常温下具有优异的力学性能，屈服强度达845～1337MPa，抗拉强度达1037～1375MPa，延伸率达到20～29％，强度显著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)，且在屈服强度和抗拉强度显著提升的同时，塑性与传统高熵合金相当，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)
1.一种高氮高熵合金，其特征在于，以摩尔百分比计，由包括以下元素的原料制得：
Fe 46.0～48.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％，Cr 9.0～11.0％，N2.0～4.0％。
2.权利要求1所述高氮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，得到所述高氮高熵合金。
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；所述熔化的真空度为0～6Pa，温度为1650～1750℃，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1650～1750℃，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1150～1200℃；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40～70％。
9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述热轧和冷轧的轧制道次数独立地≥3次。
10.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700～800℃，保温时间为2～4min；所述淬火的冷却方式为水冷。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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| GR01 | Patent grant | ||
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