CN113403555B - 通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种面向高温应用的合金及其性能优化方法，特别涉及一种通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法，属于高熵合金领域。为了兼顾强度、塑性和抗氧化性，该新型合金由Ti、Ta、V、Nb、Si五种元素组成，通过电弧熔炼得到铸态合金锭。铸态条件下，该合金由BCC相和M5Si3相构成，在室温下其压缩强度为1100MPa，断裂应变为30％，其拉伸屈服强度为1050MPa，断裂延伸率为1％。1000℃下，其压缩强度为500MPa，并在压缩过程中不发生开裂。利用合金包套将硅化物增强难熔高熵合金包住，在1100℃～1200℃下进行60％～90％的热轧处理。本发明采用热变形方法打碎硅化物并实现硅化物在韧性基体上均匀弥散分布，同时热变形细化了晶粒，从而获得具有高强高韧性的难熔高熵合金。

Description

通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法
技术领域
本发明涉及一种面向高温应用的合金及其性能优化方法，特别涉及一种通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法，属于高熵合金领域。
背景技术
高熵合金是最近十几年来兴起的合金设计概念，为新型合金的设计提供了新的思路。研究人员将这一概念与难熔元素结合，提出了难熔高熵合金的概念。研究表明，难熔高熵合金具有优异的高温性能。例如，WNbMoTa、WNbMoTaV等难熔高熵合金在1600℃的高温下依旧能保持400MPa以上的高温强度。这表明，难熔高熵合金有望取代传统镍基高温合金，成为新一代高温合金，从而进一步提高航空发动机、燃气轮机热端部件的使用温度，提升新一代武器装备的服役性能。
然而，密度较高、抗氧化性能较差以及塑性较差等问题严重制约了难熔高熵合金的应用。研究表明，添加Al、Cr、Si等轻质元素可以有效降低难熔高熵合金密度，并提高合金的抗氧化性能。同时，由于这些元素与难熔元素之间较大的负混合焓，容易形成B2、Laves相以及硅化物等金属间化合物，提高合金的强度。其中，硅化物在高温下具有最明显的强化效果。然而，由于金属间化合物较脆，且分布于晶界处，因此，会大大降低合金的塑性变形能力，在实际应用中容易出现断裂。本发明利用热变形工艺，调控硅化物增强难熔高熵合金复合材料中硅化物的分布，实现性能优化的目的。
发明内容
本发明的目的在于解决硅化物增强难熔高熵合金塑性较差的问题，提供一种通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法，该方法能够实现其强度及塑性变形能力同步提升。
为了实现上述目的，本发明通过以下技术方案实现的。
一种硅化物强化难熔高熵合金材料，包括钛(Ti)、钽(Ta)、铌(Nb)、钒(V)、硅(Si)五种元素，构成VaNbbTicTadSie难熔高熵合金。其中，a，b，c，d，d分别为Ti、Ta、V、Nb、Si合金的原子百分比，a+b+c+d+e＝100，20<a<40，20<b<40，20<c<40，20<d<40，1<e<10；
所述VaNbbTicTadSie合金由体心立方相(BCC)及六方结构的M5Si3硅化物构成。
所述VaNbbTicTadSie合金的制备方法，包括以下步骤：
步骤一：选用Ti、Ta、V、Nb、Si五种元素，按照合金表达式配料精确称量原料，并根据熔点由低到高，即Si、Ti、V、Nb、Ta的顺序，依次放入非自耗真空电弧熔炼炉的铜坩埚之中。
步骤二：关闭炉门，将非自耗真空电弧熔炼炉抽至真空状态，之后再通入纯度为99.99wt％的高纯氩气作为保护气体。
步骤三：反复熔炼VaNbbTicTadSie合金10遍以上，熔炼电流为450～500A，熔炼电压为10～15V，每次熔炼时间为3min。熔炼结束后，待合金冷却，取出铸锭。
通过热变形方法将所述VaNbbTicTadSie合金进行处理，包括以下步骤：
步骤一：将制备得到的所述VaNbbTicTadSie合金切成长为lmm，宽为wmm，厚度为tmm的长条，并用厚度为nmm的合金包套将VaNbbTicTadSie合金包住，并焊合。其中30<l<100，5<w<100，5<t<100，1<n<10，
步骤二：将包好的合金放进1100～1200℃的热处理炉中预热10～20min,然后进行轧制。每次轧制量控制在10％左右，经过多道次轧制，获得变形量为60％～90％的VaNbbTicTadSie合金。除去最后一次轧制，每次轧制之后，需回炉加热10～20min。
步骤三：待合金冷却，去掉合金包套和氧化皮，得到经过组织调控的具有优异力学性能的VaNbbTicTadSie合金。
有益效果
本发明所述的铸态VaNbbTicTadSie合金，具有BCC结构的基体及六方结构的M5Si3硅化物相。BCC结构可以保证合金具有较好的塑性变形能力，M5Si3硅化物相保证合金具有高的强度。其中，VNbTiTaSi体系合金在1000℃压缩条件下具有高于500MPa的强度，并在室温下具有30％的压缩断裂应变，具有较好的综合力学性能。
本发明所述的热变形方法，使得原本分布于晶界的脆性硅化物破碎，均匀分布于BCC韧性基体之上。另外，热轧工艺使得合金晶粒发生了细化。细化的晶粒及弥散分布的M5Si3硅化物使得合金具有更高的强度及塑性变形能力。其中热变形后的VNbTiTaSi体系合金在室温拉伸条件下具有1300MPa的强度，同时具有8％的断裂延伸率。远高于未变形条件下1100MPa的拉伸强度和1％的断裂延伸率。
附图说明
图1是铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金的结构及组织图片，其中(a)为该合金的XRD图谱，(b)为该合金微观组织图；
图2是热变形后的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金的SEM图片；
图3是铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金的压缩力学性能；
图4是V22Nb25Ti28Ta22Si3合金在铸态条件和热变形后拉伸力学性能的对比。
具体实施方式
下面结合附图与实施例对本发明作进一步说明。
实施例1
本实施例是一种通过热变形实现硅化物增强难熔高熵合金塑性变形能力及强度提升的方法。所述难熔高熵合金由Ti、Ta、V、Nb、Si等五种元素构成的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金，其中Ti的相对原子百分比含量为28％，Ta的相对原子百分比为22％、V的相对原子百分比为22％、Nb的相对原子百分比为25％、Si的相对原子百分比约为3％。V22Nb25Ti28Ta22Si3合金为BCC+M5Si3结构，如图1所示。
所述V22Nb25Ti28Ta22Si3难熔高熵合金的制备方法为：
步骤一：选用Ti、Ta、V、Nb、Si五种元素，按照合金表达式配料精确称量原料，并根据熔点由低到高，即Si、Ti、V、Nb、Ta的顺序，依次放入非自耗真空电弧熔炼炉的铜坩埚之中。
步骤二：关闭炉门，将非自耗真空电弧熔炼炉抽至真空状态，之后再通入纯度为99.99wt％的高纯氩气作为保护气体。
步骤三：反复熔炼V22Nb25Ti28Ta22Si3合金10遍，熔炼电流为500A，熔炼电压为15V，每次熔炼时间为3min。熔炼结束后，待合金冷却，取出铸锭。
通过热变形方法将所述V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行处理，包括以下步骤：
步骤一：将制备得到的所述V22Nb25Ti28Ta22Si3合金切成长为30mm，宽为10mm，厚度为10mm的长条，并用厚度为2mm的合金包套将V22Nb25Ti28Ta22Si3合金包住，并焊合。
步骤二：将包好的合金放进1150℃的热处理炉中预热15min,然后进行轧制。每次轧制量控制在10％左右，经过多道次轧制，获得变形量为80％的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金。除去最后一次轧制，每此轧制之后，需回炉加热15min。
步骤三：待合金冷却，去掉合金包套和氧化皮，得到经过组织调控的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金。
对铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行XRD及SEM测试，结果如图1所示。结果表明，铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金相组成为BCC相和沿晶界分布的M5Si3相。对铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金在室温及1000℃下进行压缩实验，如图3所示，结果表明该合金室温屈服强度为1100MPa，断裂应变为30％，在1000℃下屈服强度为500MPa，并且在测试过程中未产生裂纹。对铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行拉伸力学性能测试，如图4所示，结果表明该合金的拉伸屈服强度为1050MPa左右，断裂延伸率为1％。对热变形V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行SEM测试，如图2所示，结果表明合金中的M5Si3相均匀弥散分布于基体之上。对热变形V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行拉伸力学性能测试，如图4所示，结果表明该合金的拉伸屈服强度为1300MPa左右，断裂延伸率为8％，性能相比铸态得到显著提升，得到具有高强度高韧性的难熔高熵合金。
实施例2
本实施例是一种通过热变形实现硅化物增强难熔高熵合金塑性变形能力及强度提升的方法。所述难熔高熵合金由Ti、Ta、V、Nb、Si等五种元素构成的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金，其中Ti的相对原子百分比含量为28％，Ta的相对原子百分比为22％、V的相对原子百分比为22％、Nb的相对原子百分比为25％、Si的相对原子百分比约为3％。V22Nb25Ti28Ta22Si3合金为BCC+M5Si3结构，如图1所示。
所述V22Nb25Ti28Ta22Si3难熔高熵合金的制备方法为：
步骤一：选用Ti、Ta、V、Nb、Si五种元素，按照合金表达式配料精确称量原料，并根据熔点由低到高，即Si、Ti、V、Nb、Ta的顺序，依次放入非自耗真空电弧熔炼炉的铜坩埚之中。
步骤二：关闭炉门，将非自耗真空电弧熔炼炉抽至真空状态，之后再通入纯度为99.99wt％的高纯氩气作为保护气体。
步骤三：反复熔炼V22Nb25Ti28Ta22Si3合金10遍，熔炼电流为500A，熔炼电压为15V，每次熔炼时间为3min。熔炼结束后，待合金冷却，取出铸锭。
通过热变形方法将所述V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行处理，包括以下步骤：
步骤一：将制备得到的所述V22Nb25Ti28Ta22Si3合金切成长为30mm，宽为10mm，厚度为10mm的长条，并用厚度为2mm的合金包套将V22Nb25Ti28Ta22Si3合金包住，并焊合。
步骤二：将包好的合金放进1150℃的热处理炉中预热15min,然后进行轧制。每次轧制量控制在10％左右，经过多道次轧制，获得变形量为90％的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金。除去最后一次轧制，每此轧制之后，需回炉加热15min。
步骤三：待合金冷却，去掉合金包套和氧化皮，得到经过组织调控的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金。
对铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行XRD及SEM测试。V22Nb25Ti28Ta22Si3合金的相组成为BCC相和沿晶界分布的M5Si3相。对铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金在室温及1000℃下进行压缩实验，如图3所示，结果表明该合金室温屈服强度为1100MPa，断裂应变为30％，在1000℃下屈服强度为500MPa，并且在测试过程中未产生裂纹。对铸态V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行拉伸力学性能测试，如图4所示，结果表明该合金的拉伸屈服强度为1050MPa左右，断裂延伸率为1％。对热变形90％后的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行SEM测试，结果表明合金中的M5Si3相均匀弥散分布于基体之上。对热变形90％后的V22Nb25Ti28Ta22Si3合金进行拉伸力学性能测试，结果表明该合金的拉伸屈服强度为1200MPa左右，断裂延伸率为10％，性能相比铸态得到显著提升，得到具有高强度高韧性的难熔高熵合金。
实施例3
本实施例是一种通过热变形实现硅化物增强难熔高熵合金塑性变形能力及强度提升的方法。所述难熔高熵合金由Ti、Ta、V、Nb、Si等五种元素构成的V20Nb27Ti30Ta20Si3合金，其中Ti的相对原子百分比含量为30％，Ta的相对原子百分比为20％、V的相对原子百分比为20％、Nb的相对原子百分比为27％、Si的相对原子百分比约为3％。V20Nb27Ti30Ta20Si3合金为BCC+M5Si3结构。
所述V20Nb27Ti30Ta20Si3难熔高熵合金的制备方法为：
步骤一：选用Ti、Ta、V、Nb、Si五种元素，按照合金表达式配料精确称量原料，并根据熔点由低到高，即Si、Ti、V、Nb、Ta的顺序，依次放入非自耗真空电弧熔炼炉的铜坩埚之中。
步骤二：关闭炉门，将非自耗真空电弧熔炼炉抽至真空状态，之后再通入纯度为99.99wt％的高纯氩气作为保护气体。
步骤三：反复熔炼V20Nb27Ti30Ta20Si3合金10遍，熔炼电流为500A，熔炼电压为15V，每次熔炼时间为3min。熔炼结束后，待合金冷却，取出铸锭。
通过热变形方法将所述V20Nb27Ti30Ta20Si3合金进行处理，包括以下步骤：
步骤一：将制备得到的所述V20Nb27Ti30Ta20Si3合金切成长为30mm，宽为10mm，厚度为10mm的长条，并用厚度为2mm的合金包套将V20Nb27Ti30Ta20Si3合金包住，并焊合。
步骤二：将包好的合金放进1150℃的热处理炉中预热15min,然后进行轧制。每次轧制量控制在10％左右，经过多道次轧制，获得变形量为80％的V20Nb27Ti30Ta20Si3合金。除去最后一次轧制，每此轧制之后，需回炉加热15min。
步骤三：待合金冷却，去掉合金包套和氧化皮，得到经过组织调控的V20Nb27Ti30Ta20Si3合金。
对铸态V20Nb27Ti30Ta20Si3合金进行XRD及SEM测试，结果表明，其相组成为BCC相和沿晶界分布的M5Si3相。对铸态V20Nb27Ti30Ta20Si3合金在室温及1000℃下进行压缩实验，结果表明该合金室温屈服强度为1050MPa，断裂应变为35％，在1000℃下屈服强度为480MPa，并且在测试过程中未产生裂纹。对铸态V20Nb27Ti30Ta20Si3合金进行拉伸力学性能测试，结果表明该合金的拉伸屈服强度为1000MPa左右，断裂延伸率为1％。对热变形80％的V20Nb27Ti30Ta20Si3合金进行SEM测试，结果表明合金中的M5Si3相均匀弥散分布于基体之上。对热变形80％的V20Nb27Ti30Ta20Si3合金进行拉伸力学性能测试，结果表明该合金的拉伸屈服强度为1250MPa左右，断裂延伸率为10％，性能相比铸态得到显著提升，得到具有高强度高韧性的难熔高熵合金。
以上是有关本发明的较佳实施例的说明。在此，需要说明的一点是，本发明并不局限于以上实施例，在满足权利要求书、发明内容以及附图等范围要求的情况下，可以对本发明所作的任何修改、同等替换或改进等，均应包含在本发明的保护范围内。

Claims (3)

1.通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法，其特征在于：包括以下步骤：
步骤一、依据熔点由低到高，依次将Si、Ti、V、Nb、Ta放入非自耗真空电弧熔炼炉；
步骤二、抽真空后通入惰性保护气体；
步骤三、反复熔炼VaNbbTicTadSie合金10遍以上，熔炼电流为450～500A，熔炼电压为10～15V，每次熔炼时间为3min；熔炼结束后，待合金冷却，取出铸锭，得到VaNbbTicTadSie合金；
步骤四、将制备得到的所述VaNbbTicTadSie合金切成长为lmm，宽为wmm，厚度为tmm的长条，并用厚度为nmm的合金包套将VaNbbTicTadSie合金包住，并焊合；其中30<l<100，5<w<100，5<t<100，1<n<10，
步骤五、将包好的合金放进1100～1200℃的热处理炉中预热10～20min，然后进行轧制；每次轧制量控制在10％左右，经过多道次轧制，获得变形量为60％～90％的VaNbbTicTadSie合金；除去最后一次轧制，每次轧制之后，需回炉加热10～20min；
步骤六、待合金冷却，去掉合金包套和氧化皮，得到经过组织调控的具有优异力学性能的VaNbbTicTadSie合金。
2.如权利要求1所述的通过热变形工艺改善硅化物增强难熔高熵合金性能的方法，其特征在于：所述VaNbbTicTadSie合金，包括钛Ti、钽Ta、铌Nb、钒V、硅Si五种元素，构成VaNbbTicTadSie难熔高熵合金；其中，a，b，c，d，d分别为Ti、Ta、V、Nb、Si合金的原子百分比，a+b+c+d+e＝100，20<a<40，20<b<40，20<c<40，20<d<40，1<e<10；
所述VaNbbTicTadSie合金由体心立方相(BCC)及六方结构的M5Si3硅化物构成。
3.如权利要求1所述的硅化物强化难熔高熵合金材料，其特征在于：步骤二具体实现方法为：将非自耗真空电弧熔炼炉抽至真空状态，之后再通入纯度为99.99wt％的高纯氩气作为保护气体。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114164379B (zh) * 2021-11-19 2022-12-09 北京理工大学 基于熔炼技术制备的TiVTaNb高熵合金的热加工方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108998715A (zh) * 2018-08-09 2018-12-14 北京理工大学 具有大塑性变形能力的难熔高熵合金材料及其制备方法
CN109161780A (zh) * 2018-11-07 2019-01-08 安阳工学院 一种提高FeCrNiAl基高熵合金加工性能的方法
CN110306094A (zh) * 2018-03-20 2019-10-08 斯沃奇集团研究和开发有限公司 用于外部组件的高熵合金
CN110438387A (zh) * 2019-09-23 2019-11-12 河南工业大学 硅化物析出强化难熔高熵合金及其制备方法
KR20200004566A (ko) * 2018-07-04 2020-01-14 국방과학연구소 고 엔트로피 합금 복합재 및 이의 제조방법
CN112011712A (zh) * 2020-08-14 2020-12-01 上海大学 新型轻质难熔高熵合金的成分配方及制备工艺

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7704335B2 (en) * 2005-07-26 2010-04-27 General Electric Company Refractory metal intermetallic composites based on niobium-silicides, and related articles

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110306094A (zh) * 2018-03-20 2019-10-08 斯沃奇集团研究和开发有限公司 用于外部组件的高熵合金
KR20200004566A (ko) * 2018-07-04 2020-01-14 국방과학연구소 고 엔트로피 합금 복합재 및 이의 제조방법
CN108998715A (zh) * 2018-08-09 2018-12-14 北京理工大学 具有大塑性变形能力的难熔高熵合金材料及其制备方法
CN109161780A (zh) * 2018-11-07 2019-01-08 安阳工学院 一种提高FeCrNiAl基高熵合金加工性能的方法
CN110438387A (zh) * 2019-09-23 2019-11-12 河南工业大学 硅化物析出强化难熔高熵合金及其制备方法
CN112011712A (zh) * 2020-08-14 2020-12-01 上海大学 新型轻质难熔高熵合金的成分配方及制备工艺

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Microstructures and mechanical properties of HfNbTaTiZrW and HfNbTaTiZrMoW refractory high-entropy alloys";Meng Wang等;《Journal of Alloys and Compounds》;20190612;第803卷;第778-785页 *

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