CN113265556A - 一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法 - Google Patents

一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，解决现有Cu元素在铸态多主元合金中较容易发生偏析行为和液相分离，以及含Cu多主元合金整体摩擦磨损性能较差的技术问题。本发明将合金液态金属熔体包覆在熔融玻璃内部并获得大的凝固速度，不需要辅助其他快速急冷凝固工具就可以实现合金熔体的组织均匀化，还可以获得晶粒细化后的合金组织。该方法对大体积块体合金具有良好的效果，生产成本低，方法简单高效。

Description

一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的 方法
技术领域
本发明属于含Cu多主元合金制备技术领域，具体涉及一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法。
背景技术
多主元合金由选取的多种主要元素组合而成，大量的组合可能性使其成为潜在开发具有优异力学性能、耐腐蚀、耐磨等功能特性的材料；而多主元合金的性能依赖于材料的合金元素、相组成及体积分数、微观组织形貌等，制备工艺的控制也是获得具备优异性能合金的必要途径。
铸造是多主元合金冶炼最常用的一种金属热加工过程，文献[A.Verma,P.Taratea,A.C.Abhyankar,et al.Scripta Materialia 161(2019)28-31]研究表明，Cu元素在铸态多主元合金中较容易发生液相分离以及偏析行为；比如：CoCrFeNiCu多主元合金中随着Cu含量的增加，显微组织显示出两个相，即CoCrFeNi相和纯Cu相，也就是说多主元合金中Cu元素固溶度较低，无法完全与其它元素完全固溶形成单相固溶体合金；并且该研究同时表明，多主元合金的室温和高温的磨损率随Cu含量的增加而降低，含Cu多主元合金整体摩擦磨损性能较差；因而，影响了含Cu多主元合金的应用发展。
鉴于此，如何提升诸如上述含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能是亟需解决的问题。
发明内容
本发明的目的是解决现有Cu元素在铸态多主元合金中较容易发生液相分离以及偏析行为，含Cu多主元合金整体摩擦磨损性能较差的技术问题，提供了一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法。
本发明的构思：
为寻求最佳解决方案，本发明研究人员首先对现有存在的技术问题进行了细致分析，从根源着手，更为准确地看待技术问题，因此，将技术问题转化为以下两个基础问题：
问题1：如何提高多主元合金中Cu元素的固溶度，避免Cu元素在铸态多主元合金中发生液相分离以及偏析行为。
针对该技术问题，本发明认为由于含Cu合金在普通凝固铸造技术难以获得无偏析均匀化组织以及凝固后热处理也难以实现组织均匀化的缺陷，因此，拟利用快速凝固技术中的溶质截留效应，制备无明显偏析、组织成分均匀的含Cu合金。
问题2：现有对合金组织均匀性的判据存在局限性，以至于制备产品的摩擦磨损性能与期望值之间一直存在的差距，那么哪些判据才是判断合金组织均匀性更为准确的判据才是关键。
针对该技术问题，本发明认为从凝固模型角度分析，合金生长速度、界面温度、界面成分等是合金动力学过程中的重要参变量，单纯以温度和过冷度作为判据存在局限性，因此拟引入凝固速度和凝固界面图像作为判据之一，结合温度及过冷度条件共同作为判断合金组织是否满足组织要求的判据。
为实现上述发明目的，本发明的具体方案为：
一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特殊之处在于，包括以下步骤：
1)按照原子比例配制合金原料，制备宏观组织均匀的含Cu多主元母合金铸锭；在此可使用电弧熔炼制备或感应熔炼制备，但相较而言，电弧熔炼是制备Cu元素微观偏析较为严重但宏观组织均匀的含Cu多主元母合金铸锭最方便的方法；
2)将熔融净化剂包覆在步骤1)得到的含Cu多主元合金母合金铸锭外侧，加热至熔融净化剂完全熔化，然后过热至含Cu多主元母合金铸锭熔点或液相温度以上并保温，加热可采用电磁悬浮法或高频感应熔炼法，其中，高频感应熔炼法操作更加简便；随后自然冷却，得到微观组织均匀性及摩擦磨损性能均提升的含Cu多主元合金，自然冷却后得到的含Cu多主元合金表面很光滑，外侧包覆的净化剂很容易碎裂脱落，不影响产品的品质；
其中，自然冷却过程中，由于加热保温后熔体状态不同，存在随机性，因此熔体会获得不同凝固速度和过冷度；但无论何种熔体状态，要达到发明目的需满足以下指标要求：
过冷度大于200K，凝固速度大于32m/s；
若不满足指标要求，则重复步骤2)直至满足指标要求，重复步骤中，采用与前述相同的熔融净化剂，为了节省成本，可重复使用碎裂脱落后的熔融净化剂，直至满足指标要求。
进一步地，步骤1)和步骤2)之间还包括步骤S)：
步骤S)确定步骤1)得到的含Cu多主元母合金铸锭的合金熔点。
进一步地，步骤1)具体为：
1.1)按照原子比例配置合金原料；
1.2)将步骤1.1)配置的合金原料，置于熔炼炉内，抽真空排除熔炼炉内氧气，并充入氩气；
1.3)利用电弧熔炼钛锭降低熔炼炉腔室内的氧含量，检查一切正常后开始合金熔炼，得到宏观组织均匀的含Cu多主元母合金铸锭。
进一步地，步骤2)具体为：
2.1)在含Cu多主元合金母合金铸锭外侧包覆熔融净化剂形成再炼样品；
2.2)利用高频感应熔炼法对再炼样品进行熔炼，首先将再炼样品加热至高于熔融净化剂的熔点但低于合金熔点保温3-10min，随后再过热至合金熔点以上100K～250K并保温3-15min形成熔体；最后对所述熔体进行自然冷却；
2.3)在熔体自然冷却过程中连续观测温度曲线变化，出现再辉现象后判断该熔体的过冷度和凝固速度是否满足指标要求，
若满足指标要求，则获得微观组织均匀性及摩擦磨损性能均提升的含Cu多主元合金；
若不满足指标要求，则重复步骤2.1)-2.2)直至满足指标要求；在重复步骤时，过热温度既可以选择范围内的其他温度，也可以保持与前次相同的过热温度；
所述指标要求为过冷度大于200K，凝固速度大于32m/s。
进一步地，所述熔融净化剂为氧化硼。
进一步地，步骤2.3)中，通过借助红外测温仪和高速高分辨率摄像机实时记录观测合金的液/固界面推进过程，获得过冷度和凝固速度。其中，过冷度通过红外测温仪获得，凝固速度通过高速高分辨率摄像机捕捉后获得：
进一步地，所含Cu多主元合金为FeCoNiCu合金，其中，Fe、Co、Ni、Cu为等原子比。
进一步地，所述含Cu多主元母合金铸锭中含有低固溶度合金元素Cu，Cu元素与Fe、Co、Ni的混合焓分别为：13、6、4kJ/mol。
同时，本发明提供了一种含Cu多主元合金，其特殊之处在于：采用上述方法制备得到。
本发明的优点：
1.本发明充分研究了Cu元素对多主元合金中的摩擦磨损性能的硬性规律；针对Cu元素在多主元合金中较容易发生液相分离以及偏析行为这一问题，利用快速凝固技术获得了一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，而该方法的关键是如何通过大过冷度以及较快的凝固速度来获得成分均匀的多主元合金组织。具有如下特点：可实现较大体积合金试样较大凝固速度且合金组织成分均匀，Cu元素基本无明显偏析；通过较快的凝固速度实现合金成分均匀性，获得组织均匀的含Cu多主元合金并提高其摩擦磨损性能，降低磨损率。
2.本发明将合金液态金属熔体包覆在熔融玻璃(熔融净化剂)内部并获得大的凝固速度，不需要辅助其他快速急冷凝固工具就可以实现合金熔体的组织均匀化，还可以获得晶粒细化后得合金组织。该方法对大体积块体合金具有良好的效果，生产成本低，方法简单高效。
3.本发明方法解决了在现有凝固技术中存在的Cu元素在金属晶界处大量偏聚甚至液相分离的问题，提高合金强度的同时也大幅度提高了合金的摩擦磨损性能。
附图说明
图1是本发明比较例制备的铸态FeCoNiCu合金的差示扫描量热仪(DSC)曲线图。
图2是本发明实施例1，2，3样品制备过程中拍摄的不同凝固速度的高速摄影图，其中a为实施例1中ΔT＝25K时的高速摄影图，b为实施例2中ΔT＝153K时的高速摄影图，c为实施例3中ΔT＝226K时的高速摄影图。
图3是本发明比较例和实施例1，2，3的合金面扫图，其中a1～a5为比较例中铸态合金的面扫成分分布图，b1～b5为实施例1中ΔT＝25K时的面扫成分分布图，c1～c5为实施例2中ΔT＝153K时的面扫成分分布图，d1～d5为实施例3中ΔT＝226K时的面扫成分分布图。
图4是本发明比较例和实施例1，2，3测试后得到的磨损三维轮廓及SEM表面摩擦形貌，其中，a1为比较例铸态合金磨损三维轮廓表面形貌，a2为比较例铸态合金的SEM表面摩擦形貌；b1为实施例1中ΔT＝25K时表面磨损三维轮廓形貌，b2为ΔT＝25K时合金的SEM表面摩擦形貌；c1为实施例2中ΔT＝153K时表面磨损三维轮廓形貌，c2为ΔT＝153K时合金的SEM表面摩擦形貌；d1为实施例3中ΔT＝226K时磨损三维轮廓表面形貌，d2为ΔT＝226K时合金的SEM表面摩擦形貌。
图5是本发明比较例和实施例1，2，3测试后得到的摩擦系数随时间变化曲线，其中，a为比较例测试后得到的摩擦系数随时间变化曲线；b为实施例1测试后得到的摩擦系数随时间变化曲线；c为实施例2测试后得到的摩擦系数随时间变化曲线，d为实施例3测试后得到的摩擦系数随时间变化曲线；
图6是本发明比较例和实施例1，2，3测试后得到的磨损体积变化情况。
具体实施方式
接下来结合附图对本发明的具体实施例进行详细介绍，应当说明的是，具体实施方式是为了说明本发明，本发明的保护范围不受其限制。基于本发明中的具体实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的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，以下具体实施例中未具体说明的方法，通常按照各厂家建议的条件或者按照常规条件进行。
比较例
一种铸态含Cu多主元合金的制备，比较例成分Fe、Co、Ni和Cu元素为等原子比，具体的制备方法为：
按照等原子比计算合金的质量比，随后利用天平分别称取纯度大于99.95％的Fe、Co、Ni和Cu元素相应质量。
将原料放入真空熔炼炉的水冷铜模坩埚中，将炉腔抽真空至1×10-3Pa，随后充入Ar气作为保护性气体，抽真空过程需要重复2次以保证炉腔内氧气被排除干净。
电弧熔炼钛锭3分钟降低腔室的氧含量，检查一切正常后开始合金熔炼，将原料初步熔成混合的合金液体，待金属液体冷却后用机械手翻转并进行第二遍熔炼；每遍熔炼三分钟。
接下来第三遍和第四遍熔炼过程中开启磁搅拌；随后在第五遍和第六遍熔炼过程中检验合金的流动性和均匀性；每遍熔炼三分钟。
将母合金铸锭取出测定烧损率，满足烧损率低于千分之三的条件后切开观察组织是否均匀，若组织均匀则将母合金铸锭切成规则块体。随后利用扫描电镜检测合金组织的均匀性并进行组织形貌观察。该母合金铸锭中含有低固溶度合金元素Cu，实验实例中Cu元素与Fe、Co、Ni的混合焓分别为：13、6、4。
如图3的a1～a5所示为铸态FeCoNiCu合金的微观组织，从组织图中可以看到合金组织晶界处存在大量偏析相，借助面扫成分分布图可知铸态组织中Cu元素存在大量晶界偏析(如a5)，但合金组织整体上较均一。
将块状铸态样品切割并镶嵌，依次使用600#、1500#、2500#和4000#砂纸进行打磨，将样品抛光处理直至待测表面粗糙度降低至1.5μm以下。
装夹样品至摩擦实验机样品台，调试软件并准备摩擦实验测试，所用摩擦实验机型号为美国Rtec仪器公司生产的LMT-100摩擦磨损试验机。
实验测试时所施加的载荷为5N，频率是3Hz，摩擦实验时间为20分钟，对磨副材料为钢球，实验环境为室温环境下的干摩擦。
摩擦实验完成后，获取摩擦系数数据。随后使用美国BRUKER公司生产的NPFLEX三维光学轮廓仪测量磨损体积。参数选用扫描深度80μm，图像补偿20％过曝测试。
采用三维轮廓仪和扫描电子显微镜观察摩擦磨损后的试样的磨痕形貌如图4的a1和a2，可以看到合金磨痕表面有明显的氧化层，磨损机制为黏着磨损。图5的a所示的摩擦系数随时间变化测试结果表明FeCoNiCu合金摩擦后期相对稳定阶段的摩擦系数约为0.3965，图6磨损体积变化情况显示铸态合金试样的磨损体积为0.03446mm3。
为了更好的确定合金熔点，进行以下实施例之前，先切取铸态FeCoNiCu合金样品进行差示扫描量热仪实验，DSC曲线如图1所示，由此可知合金熔点为1352℃。
实施例1
一种凝固速度较慢的含Cu多主元合金试样的制备，实施例1合金初始成分为宏观组织均匀的FeCoNiCu母合金铸锭，首先将其切成3-5g的合金小块。
为了方便制作力学测试样品，称量不低于20g比较例制得的铸态母合金小块，将其放入外直径为22mm，壁厚为1.5mm的石英玻璃坩埚中，并在金属上下表面放入一些氧化硼(B2O3)净化剂，将石英玻璃坩埚置于感应熔炼炉腔室的高频感应线圈内。
首先抽真空至1*10-3Pa，充入高纯Ar气至5*10-2MPa洗气。随后第二次抽真空至1*10-3Pa，然后充入高纯Ar气至5*10-2MPa。
开启高频感应加热电源，利用铜管绕制的感应线圈将样品加热至高于B2O3的熔点但低于合金的熔点或液相线温度保温约10分钟，随后将熔融玻璃包覆的样品过热至熔点或液相温度以上100K到250K并保温约15分钟。
关闭高频感应电源并在样品自然冷却过程中连续观测温度曲线变化，出现再辉现象后需迅速判断该熔体过冷度和凝固速度有没有达到要求。若不满足则对样品循环进行“加热-保温-冷却”，以获得预期样品。
在合金凝固再辉瞬间，利用最高速度达100万帧的高速高分辨率摄像机拍摄合金再辉前后快速凝固过程，并利用红外测温仪软件记录保温相应温度数据。图2的a即为较慢凝固速度时(对应过冷度ΔT＝25K)的高速摄影图，此时FeCoNiCu合金的凝固速度为0.52m/s。
根据合金凝固速度，选取典型合金样品进行切割并镶嵌，依次使用600#、1500#、2500#和4000#砂纸进行打磨，选用1.5μm抛光膏抛光后利用扫描电镜观察合金组织元素分布情况。
如图3的b1～b5所示为凝固速度较慢(对应过冷度ΔT＝25K)的FeCoNiCu合金的微观组织，从组织图中可以看到合金组织晶界处存在大量偏析相，借助面扫成分分布图可以看到试样组织中的Cu元素同样在晶界处存在大量偏析(如b5)，但合金组织整体上是均一的。
将抛光好的样品装夹至摩擦实验机样品台，调试软件并准备摩擦实验测试，所用摩擦实验机型号为美国Rtec仪器公司生产的LMT-100摩擦磨损试验机。
实验测试时所施加的载荷为5N，频率是3Hz，摩擦实验时间为20分钟，对磨副材料为钢球，实验环境为室温环境下的干摩擦。
摩擦实验完成后，获取摩擦系数数据。随后使用美国BRUKER公司生产的NPFLEX三维光学轮廓仪测量磨损体积。参数选用扫描深度80μm，图像补偿20％过曝测试。
采用三维轮廓仪和扫描电子显微镜观察摩擦磨损后的试样的磨痕形貌如图4的b1和b2，可以看到合金磨痕表面有明显的氧化层，磨损机制为黏着磨损。图5的b所示的摩擦系数随时间变化测试结果表明FeCoNiCu合金平均摩擦系数为0.3932，图6所示磨损体积变化情况显示凝固速度较慢时(对应过冷度ΔT＝25K)合金试样的磨损体积为0.02832mm3。
实施例2
一种中间过冷凝固速度的含Cu多主元合金试样的制备，实施例2合金初始成分为组织均匀的FeCoNiCu母合金锭，首先将其切成3-5g的合金小块。
称量不低于20g比较例制得的铸态母合金小块，将其放入外直径为22mm，壁厚为1.5mm的石英玻璃坩埚中，并在金属上下表面放入一些氧化硼(B2O3)净化剂，将石英玻璃坩埚置于腔室的高频感应线圈内。
首先抽真空至1*10-3Pa，充入高纯Ar气至5*10-2MPa洗气。随后第二次抽真空至1*10-3Pa，然后充入高纯Ar气至5*10-2MPa。
开启高频感应加热电源，利用铜管绕制的感应线圈将样品加热至高于B2O3的熔点但低于合金的熔点或液相线温度保温约10分钟，随后将熔融氧化硼包覆的样品过热至熔点或液相温度以上100K到250K并保温约15分钟。
关闭高频感应电源并在样品自然冷却过程中连续观测温度曲线变化，出现再辉现象后需迅速判断该熔体过冷度和凝固速度有没有达到要求。若不满足则对样品循环进行“加热-保温-冷却”，以获得预期样品。
在合金凝固再辉瞬间，利用最高速度达100万帧的高速高分辨率摄像机拍摄合金再辉前后快速凝固过程，并利用红外测温仪软件记录保温相应温度数据。凝固速度介于中间时(对应过冷度ΔT＝153K)的高速摄影图如图2的b所示，此时FeCoNiCu合金的凝固速度为25m/s。
根据合金凝固速度，选取中间凝固速度典型合金样品进行切割并镶嵌，依次使用600#、1500#、2500#和4000#砂纸进行打磨，选用1.5μm抛光膏抛光后利用扫描电镜观察合金组织元素分布情况。
如图3的c1～c5所示为凝固速度介于中间时(对应过冷度ΔT＝153K)的FeCoNiCu合金的微观组织，从组织图中可以看到合金组织存在明显的偏析相，借助面扫成分分布图可知试样组织中的Cu元素在晶界处也存在大量偏析(如c5)，但合金组织整体上是均一的。
将抛光好的样品装夹至摩擦实验机样品台，调试软件并准备摩擦实验测试，所用摩擦实验机型号为美国Rtec仪器公司生产的LMT-100摩擦磨损试验机。
实验测试时所施加的载荷为5N，频率是3Hz，摩擦实验时间为20分钟，对磨副材料为钢球，实验环境为室温环境下的干摩擦。
摩擦实验完成后，获取摩擦系数数据。随后使用美国BRUKER公司生产的NPFLEX三维光学轮廓仪测量磨损体积。参数选用扫描深度80μm，图像补偿20％过曝测试。
采用三维轮廓仪和扫描电子显微镜观察摩擦磨损后的试样的磨痕形貌如图4的c1和c2，可以看到合金磨痕表面有明显的氧化层，磨损机制为黏着磨损。图5的c所示的摩擦系数随时间变化测试结果表明FeCoNiCu合金平均摩擦系数为0.3907，图6磨损体积变化情况显示凝固速度介于中间时的合金试样(对应过冷度ΔT＝153K)的磨损体积为0.02795mm3。
实施例3
一种凝固速度较快的含Cu多主元合金试样的制备，实施例3合金初始成分为宏观组织均匀的FeCoNiCu母合金锭，首先将其切成3-5g的合金小块。
称量不低于20g比较例制得的铸态母合金小块，将其放入外直径为22mm，壁厚为1.5mm的石英玻璃坩埚中，并在金属上下表面放入一些氧化硼(B2O3)净化剂，将石英玻璃坩埚置于腔室的高频感应线圈内。
首先抽真空至1*10-3Pa，充入高纯Ar气至5*10-2MPa洗气。随后第二次抽真空至1*10-3Pa，然后充入高纯Ar气至5*10-2MPa。
开启高频感应加热电源，利用铜管绕制的感应线圈将样品加热至高于B2O3的熔点但低于合金的熔点或液相线温度保温约10分钟，随后将熔融氧化硼包覆的样品过热至熔点或液相温度以上100K到250K并保温约15分钟。
关闭高频感应电源并在样品自然冷却过程中连续观测温度曲线变化，出现再辉现象后需迅速判断该熔体过冷度和凝固速度有没有达到要求。若不满足则对样品循环进行“加热-保温-冷却”，以获得预期样品。
在合金凝固再辉瞬间，利用最高速度达100万帧的高速高分辨率摄像机拍摄合金再辉前后快速凝固过程，并利用红外测温仪软件记录保温相应温度数据。凝固速度较快时(对应过冷度ΔT＝226K)的高速摄影图如图2的c所示，此时FeCoNiCu合金的凝固速度为39.17m/s。
根据合金凝固速度，选取典型合金样品进行切割并镶嵌，依次使用600#、1500#、2500#和4000#砂纸进行打磨，选用1.5μm抛光膏抛光后利用扫描电镜观察合金组织元素分布情况。
如图3的d1～d5所示为凝固速度较快时(对应过冷度ΔT＝226K)FeCoNiCu合金的微观组织，从组织图中可以看到合金组织均匀并且基本不存在明显的偏析相，借助面扫成分分布图可知较快凝固速度条件下Cu元素基本全部固溶到合金母相中(图3d5)，该方法有效提高了合金中Cu元素的固溶度，合金微观和宏观组织整体上都较为均一。
将抛光好的样品装夹至摩擦实验机样品台，调试软件并准备摩擦实验测试，所用摩擦实验机型号为美国Rtec仪器公司生产的LMT-100摩擦磨损试验机。
实验测试时所施加的载荷为5N，频率是3Hz，摩擦实验时间为20分钟，对磨副材料为钢球，实验环境为室温环境下的干摩擦。
摩擦实验完成后，获取摩擦系数数据。随后使用美国BRUKER公司生产的NPFLEX三维光学轮廓仪测量磨损体积。参数选用扫描深度80μm，图像补偿20％过曝测试。
采用三维轮廓仪和扫描电子显微镜观察摩擦磨损后的试样的磨痕形貌如图4的d1和d2，可以看到合金磨痕表面有明显的氧化层，磨损机制为黏着磨损。图5的d所示的摩擦系数随时间变化测试结果表明FeCoNiCu合金平均摩擦系数为0.3798，图6所示磨损体积变化情况显示凝固速度较快时(对应过冷度ΔT＝226K)合金试样的磨损体积为0.01908mm3。
实施例1～实施例3分别为不同凝固速度下的具体的实施例，将慢速、中速、快速凝固下，含Cu多主元合金摩擦磨损性能进行了直观的对比，可以更好的理解本方法带来的有益效果，随着过冷度的增大，在快速凝固速度下FeCoNiCu合金的磨损体积相比Cu元素偏析严重的铸态合金降低约40％。
那么在确定指标要求时，本发明采用上述方法在不同的凝固速度下重复进行试验并检测样品的摩擦磨损性能，保存试样并记录温度和速度数据；将大量数据进行了统计比较，发现在过冷度大于200K，凝固速度大于32m/s时，制备的含Cu多主元合金的微观组织均匀性以及摩擦磨损性能较比较例均有质的改变，可以满足发明目的的要求。
本发明权利要求书中包含有数值时，应说明的是每个数值之间的数值都可选用，由于采用的步骤方法与实施例相同，为了防止赘述，本发明描述了优选实施例及其效果。但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
尽管已经描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。

Claims (9)

1.一种提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于，包括以下步骤：
1)按照原子比例配制合金原料，制备宏观组织均匀的含Cu多主元母合金铸锭；
2)将熔融净化剂包覆在步骤1)得到的含Cu多主元合金母合金铸锭外侧，加热至熔融净化剂完全熔化，然后过热至含Cu多主元母合金铸锭熔点以上并保温，随后自然冷却，得到微观组织均匀性及摩擦磨损性能均提升的含Cu多主元合金；
其中，自然冷却过程中，需满足以下指标要求：
过冷度大于200K，凝固速度大于32m/s；
若不满足指标要求，则重复步骤2)直至满足指标要求。
2.根据权利要求1所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于，步骤1)和步骤2)之间还包括以下步骤：
步骤S)确定步骤1)得到的含Cu多主元母合金铸锭的合金熔点。
3.根据权利要求2所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于，步骤1)具体为：
1.1)按照原子比例配置合金原料；
1.2)将步骤1.1)配置的合金原料，置于熔炼炉内，抽真空排除熔炼炉内氧气，并充入保护性气体；
1.3)利用电弧熔炼钛锭降低熔炼炉腔室内的氧含量，检查一切正常后开始合金熔炼，得到宏观组织均匀的含Cu多主元母合金铸锭。
4.根据权利要求3所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于，步骤2)具体为：
2.1)在步骤1)得到的含Cu多主元合金母合金铸锭外侧包覆熔融净化剂形成再炼样品；
2.2)利用高频感应熔炼法对再炼样品进行熔炼，首先将再炼样品加热至高于熔融净化剂的熔点但低于合金熔点保温3-10min，随后再过热至合金熔点以上100K～250K并保温3-15min形成熔体；最后对所述熔体进行自然冷却；
2.3)在熔体自然冷却过程中连续观测温度曲线变化，出现再辉现象后判断该熔体的过冷度和凝固速度是否满足指标要求：
若满足指标要求，则获得微观组织均匀性及摩擦磨损性能均提升的含Cu多主元合金；
若不满足指标要求，则重复步骤2.1)-2.2)直至满足指标要求；
所述指标要求为过冷度大于200K，凝固速度大于32m/s。
5.根据权利要求4所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于：
所述熔融净化剂为氧化硼。
6.根据权利要求5所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于：
步骤2.3)中，通过借助红外测温仪和高速高分辨率摄像机实时记录观测合金的液/固界面推进过程，获得过冷度和凝固速度。
7.根据权利要求6所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于：
所含Cu多主元合金为FeCoNiCu合金，其中，Fe、Co、Ni、Cu为等原子比。
8.根据权利要求7所述提升含Cu多主元合金微观组织均匀性及摩擦磨损性能的方法，其特征在于：
所述含Cu多主元母合金铸锭中含有低固溶度合金元素Cu，Cu元素与Fe、Co、Ni的混合焓分别为：13、6、4kJ/mol。
9.一种含Cu多主元合金，其特征在于：采用权利要求1～8任一方法制备得到。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101203622A (zh) * 2005-03-23 2008-06-18 瞿显荣 金属复合材料及其形成方法
CN101608281A (zh) * 2009-07-16 2009-12-23 上海交通大学 巨磁致伸缩大体积Fe81Ga19合金材料及其制备方法
JP2010106331A (ja) * 2008-10-31 2010-05-13 Fukuda Metal Foil & Powder Co Ltd 強度と導電性を兼ね備えた複合化金属ガラスおよびその製造方法
CN101935791A (zh) * 2010-09-27 2011-01-05 上海交通大学 基于Co-Ni-Ga铁磁形状记忆合金的深过冷定向凝固棒材及其制备方法
CN103334065A (zh) * 2013-06-06 2013-10-02 清华大学 高熵非晶合金材料及其制备方法
CN103643063A (zh) * 2013-12-12 2014-03-19 西北工业大学 多元合金获得210～430k稳定过冷度的凝固方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101203622A (zh) * 2005-03-23 2008-06-18 瞿显荣 金属复合材料及其形成方法
JP2010106331A (ja) * 2008-10-31 2010-05-13 Fukuda Metal Foil & Powder Co Ltd 強度と導電性を兼ね備えた複合化金属ガラスおよびその製造方法
CN101608281A (zh) * 2009-07-16 2009-12-23 上海交通大学 巨磁致伸缩大体积Fe81Ga19合金材料及其制备方法
CN101935791A (zh) * 2010-09-27 2011-01-05 上海交通大学 基于Co-Ni-Ga铁磁形状记忆合金的深过冷定向凝固棒材及其制备方法
CN103334065A (zh) * 2013-06-06 2013-10-02 清华大学 高熵非晶合金材料及其制备方法
CN103643063A (zh) * 2013-12-12 2014-03-19 西北工业大学 多元合金获得210～430k稳定过冷度的凝固方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TONG GUO ET.AL.: "Liquid-phase separation in undercooled CoCrCuFeNi high entropy alloy", 《INTERMETALLICS》 *
W.L. WANG ET.AL.: "Phase separation and microhardness of rapidly solidified high-entropy", 《JOURNAL OF ALLOYS AND COMPOUNDS》 *

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