CN113430406B - 一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法 - Google Patents

一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113430406B
CN113430406B CN202110560211.0A CN202110560211A CN113430406B CN 113430406 B CN113430406 B CN 113430406B CN 202110560211 A CN202110560211 A CN 202110560211A CN 113430406 B CN113430406 B CN 113430406B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
precipitation
cocrnialnb
principal
strengthened
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202110560211.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113430406A (zh
Inventor
张宏伟
杨一童
庞景宇
张海峰
朱正旺
李宏
付华萌
王爱民
张龙
李正坤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Taizhou Xinma Technology Industry Development Co ltd
Institute of Metal Research of CAS
Original Assignee
Taizhou Xinma Technology Industry Development Co ltd
Institute of Metal Research of CAS
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Taizhou Xinma Technology Industry Development Co ltd, Institute of Metal Research of CAS filed Critical Taizhou Xinma Technology Industry Development Co ltd
Priority to CN202110560211.0A priority Critical patent/CN113430406B/zh
Publication of CN113430406A publication Critical patent/CN113430406A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113430406B publication Critical patent/CN113430406B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/023—Alloys based on nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Abstract

本发明涉及金属材料技术领域，特别是涉及一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法。该方法通过熔炼制备母合金锭；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棒材；将合金棒材进行均匀化处理以及时效处理，获得沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金。本发明通过合金成分调控和热处理工艺获得高温下稳定的沉淀相，在几乎不损失室温力学性能的情况下，提高材料承温能力。且合金化成本低廉，制备流程短，工艺简单，使其在高温结构材料领域具有了更高的应用价值。

Description

一种沉淀强化CoCrNiAlNb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，特别是涉及一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法。
背景技术
面心立方(FCC)多主元合金兼具优异的强度和塑性，在耐高温结构材料领域具有极大的潜在应用价值。但是传统的强化方式在高温下强化效果有限，尤其是一些沉淀相在高温下的溶解使材料强度大幅降低，这极大限制了材料的使用温度。因此，通过成分设计和制备及热处理工艺优化获得高温稳定的沉淀相，对于其在耐高温结构材料领域的应用具有重要意义。
发明内容
本发明的主要目的在于，提供一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法，所要解决的技术问题是在几乎不损失室温强度和塑性的条件下，获得高温下稳定的沉淀强化相，提高其承温能力，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：
一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，其包括如下步骤：
(1)制备NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，将镍原料和铝原料置于坩埚中，采用电弧熔炼制备NiAl中间合金锭；
(2)制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，将钴原料、铬原料和铌原料置于坩埚中，采用电弧熔炼制备CoCrNb中间合金锭；
(3)制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金锭同时置于坩埚中，反复通过电弧熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金棒材：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棒材；
(5)沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的热处理：将所述的合金棒材进行均匀化处理以及时效处理，获得沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金；
其中，所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金为再结晶晶粒组织，晶内可见亚微米和纳米级沉淀相；Co、Cr和Ni的总原子百分比为88％～92％，其中Co、Cr和Ni的原子比为1:1:2，Al的原子百分比为4％～6％，Nb的原子百分比为4％～6％。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，步骤(1)-(3)中均采用真空电弧熔炼，先将真空腔室预抽至真空度10-4～10-3Pa，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。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，步骤(4)中采用真空电弧熔炼，先将真空腔室预抽至真空度10-4～10-3Pa，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300～400A。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb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，获得合金棒材。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，步骤(5)中，均匀化处理的真空度为10-3～10-2Pa，温度为1100～1250℃，升温速率8～15℃/min，保温时间≥2h，随炉冷却至600℃以下后空冷至室温。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，步骤(5)中，时效处理的温度为700～900℃，升温速率8～15℃/min，保温时间≥10h，随炉冷却至600℃以下后空冷至室温。
所述方法制备的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金为再结晶晶粒组织，晶内可见亚微米和纳米级沉淀相；Co、Cr和Ni的总原子百分比为88％～92％，其中Co、Cr和Ni的原子比为1:1:2，Al的原子百分比为4％～6％，Nb的原子百分比为4％～6％；沉淀相体积分数为20％～80％，沉淀相中亚微米沉淀相的体积分数为5～60％，沉淀相中纳米级沉淀相的体积分数为5～60％。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的室温拉伸强度为750～1000MPa。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的室温拉伸塑性为3％～10％。
所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，亚微米沉淀相的尺寸为0.1～0.5μm，纳米级沉淀相的尺寸为10～100nm。
本发明的设计思想是：本发明通过合金成分设计并利用均匀化+时效处理工艺使获得高温下稳定的沉淀相，从而通过沉淀强化提高合金高温强度，进而提升合金承温能力。
借由上述技术方案，本发明沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金制备方法及热处理工艺本通过添加并调控沉淀强化元素(Al,Nb)，经均匀化和时效处理后产生高温下稳定的沉淀相L12-Ni3(Al,Nb)。随着Al,Nb含量的增加，沉淀相体积分数增加，合金屈服强度提高，塑性降低。
本发明的优点及有益效果是：
本发明方法通过熔炼制备母合金锭；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棒材；将合金棒材进行均匀化处理以及时效处理，获得沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金。本发明通过合金成分调控和热处理工艺获得高温下稳定的沉淀相，在几乎不损失室温力学性能的情况下，提高材料承温能力。且合金化成本低廉，制备流程短，工艺简单，使其在高温结构材料领域具有了更高的应用价值。
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为沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4、沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6、铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4、铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的XRD图谱。
图2为沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4和铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金合金的工程应力-应变图。
图3为沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6和铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金合金的工程应力-应变图。
图4为扫描电镜下观察的经24h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金沉淀相典型形貌。
图5为扫描电镜下观察的经100h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金沉淀相典型形貌。
图6为扫描电镜下观察的经24h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金沉淀相典型形貌。
图7为扫描电镜下观察的经100h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金沉淀相典型形貌。
图8为沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金和沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金经不同时间的时效处理后，沉淀相体积分数统计折线图。
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，对依据本发明提出沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金制备方法及热处理工艺其具体实施方式、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沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金制备方法及热处理工艺，先根据配比分别炼制合金，通过熔炼制备NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金锭，将NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金同时置于坩埚中，反复通过电弧熔炼至成分均匀，得到母合金锭；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棒材，将所述的合金板材进行均匀化处理和时效处理，获得沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金。其具体过程如下：
(1)制备NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，将镍原料和铝原料置于坩埚中，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300～400A，每次熔炼1～5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到NiAl中间合金锭；
(2)制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，将钴原料、铬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300～400A，每次熔炼1～5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到CoCrNb中间合金锭；
(3)制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金同时置于坩埚中，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300～400A，每次熔炼1～5分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金棒材：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300～400A，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Φ10mm×60mm的合金棒材；
(5)沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的均匀化处理：由真空石英管密封，真空度10-3～10-2Pa，温度为1100～1250℃，升温速率8～15℃/min，保温时间≥2h，随炉冷却至600℃以下后可空冷；
(6)沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的时效处理：时效处理的温度为700～900℃，升温速率8～15℃/min，保温时间≥10h，随炉冷却至600℃以下后可空冷。
其中，所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金为再结晶晶粒组织，晶内可见微米和纳米级沉淀相。Co、Cr和Ni的总原子百分比为88％～92％，Co、Cr和Ni的原子比为1:1:2，Al的原子百分比为4％～6％，Nb的原子百分比为4％～6％。
本发明提出的一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，由前述的方法制备而得；所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金为再结晶晶粒组织，晶内可见微米和纳米级沉淀相。CoCrNi总原子百分比为88％～92％，其中Co、Cr和Ni的原子比为1:1:2；Al的原子百分比为4％～6％；Nb的原子百分比为4％～6％。沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的室温最大拉伸强度为750～1000MPa，室温最大拉伸塑性为3～10％。沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的沉淀相体积分数为20％～80％。
下面，通过对比例和实施例对本发明进一步详细阐述。
对比例1
本对比例提出的铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金多主元合金的制备方法：
(1)制备NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ni:47.1g，Al:1.9g，其中所有原材料为工业级纯度；将47.1g镍和1.9g铝置于坩埚中，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300A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本对比例为5次)，直至合金成分均匀，得到NiAl中间合金锭；
(2)制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Co:23.7g，Cr:20.9g，Nb:6.5g其中所有原材料为工业级纯度；将23.7g钴、20.9g铬和6.5g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400A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本对比例为5次)，直至合金成分均匀，得到CoCrNb中间合金锭；
(3)制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金同时置于坩埚中，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350A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本对比例为5次)，直至合金成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金棒材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示4×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为450A，加热至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上200℃，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Φ10mm×60mm的合金棒材。
本对比例提出的一种铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金，由对比例1的方法制备而得。铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的室温最大拉伸强度为692MPa，室温最大拉伸塑性为22.3％。
对比例2
本对比例提出的铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金多主元合金的制备方法：
(1)制备NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ni:45.0g，Al:2.9g，其中所有原材料为工业级纯度；将45.0g镍和2.9g铝置于坩埚中，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300A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本对比例为5次)，直至合金成分均匀，得到NiAl中间合金锭；
(2)制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Co:22.6g，Cr:20.0g，Nb:9.7g其中所有原材料为工业级纯度；将22.6g钴、20.0g铬和9.7g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400A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本对比例为5次)，直至合金成分均匀，得到CoCrNb中间合金锭；
(3)制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金同时置于坩埚中，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350A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本对比例为5次)，直至合金成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金棒材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示4×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为450A，加热至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上200℃，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Φ10mm×60mm的合金棒材。
本对比例提出的一种铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金，由对比例2的方法制备而得。铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的室温最大拉伸强度为921MPa，室温最大拉伸塑性为0.91％。
实施例1
本发明的一个实施例提出的沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的制备方法及热处理工艺：
(1)制备NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ni:47.1g，Al:1.9g，其中所有原材料为工业级纯度；将47.1g镍和1.9g铝置于坩埚中，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300A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到NiAl中间合金锭；
(2)制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Co:23.7g，Cr:20.9g，Nb:6.5g其中所有原材料为工业级纯度；将23.7g钴、20.9g铬和6.5g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400A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到CoCrNb中间合金锭；
(3)制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金同时置于坩埚中，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350A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金棒材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示4×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为350A，加热至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上200℃，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Φ10mm×60mm的合金棒材；
(5)沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的均匀化处理：由真空石英管密封，真空度5×10-3Pa，温度为1200℃，升温速率10℃/min，保温时间2h，随炉冷却至400℃后空冷至室温；
(6)沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的时效处理：时效处理的温度为800℃，升温速率10℃/min，保温时间24h，随炉冷却至400℃后空冷至室温。
本实施例提出的一种沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金，由上述方法制备而得。沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的室温最大拉伸强度为784MPa，室温最大拉伸塑性为7.12％。
实施例2
本发明的一个实施例提出的沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的制备方法：
(1)制备NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Ni:45.0g，Al:2.9g，其中所有原材料为工业级纯度；将45.0g镍和2.9g铝置于坩埚中，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300A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到NiAl中间合金锭；
(2)制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，分别称取工业级纯度的Co:22.6g，Cr:20.0g，Nb:9.7g其中所有原材料为工业级纯度；将22.6g钴、20.0g铬和9.7g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400A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到CoCrNb中间合金锭；
(3)制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金同时置于坩埚中，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400A，每次熔炼3分钟，每次熔炼后翻转合金再次熔炼，至少重复4次(本实施例为5次)，直至合金成分均匀，得到母合金锭；
(4)制备合金棒材：将母合金锭放入水冷铜坩埚中，将真空腔室抽至10-4Pa，然后充入高纯氩气(体积纯度99.999％)，至真空表显示4×104Pa。将母合金锭通过电弧熔炼加热熔化，合金熔化电流为350A，加热至合金成熔融态，合金熔体温度为合金熔点以上200℃，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Φ10mm×60mm的合金棒材；
(5)沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的均匀化处理：由真空石英管密封，真空度5×10-3Pa，温度为1200℃，升温速率10℃/min，保温时间2h，随炉冷却至400℃后空冷至室温；
(6)沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的时效处理：时效处理的温度为800℃，升温速率10℃/min，保温时间24h，随炉冷却至400℃后空冷至室温。
本实施例提出的一种沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6，由上述方法制备而得。沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6的室温最大拉伸强度为961MPa，室温最大拉伸塑性为3.34％。
图1为沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4；沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6；铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4；铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的XRD图谱。如图1所示，对比例1-2和实施例1-2样品的相组成，铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金和铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金为单相面心立方结构、沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金和沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金经热处理后出现沉淀相的超衍射峰。
采用线切割的方法，从棒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，铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金、铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金、沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金和沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的拉伸速率相同，为1×10-3s-1，合金的拉伸曲线见图2-图3。如图2所示，铸态(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的室温屈服强度(σ0.2)为412MPa，室温最大拉伸强度为692MPa，室温最大拉伸塑性为22.3％；沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的室温屈服强度(σ0.2)为658MPa，室温最大拉伸强度为784MPa，室温最大拉伸塑性为7.12％。如图3所示，铸态(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的室温屈服强度(σ0.2)为893MPa，室温最大拉伸强度为921MPa，室温最大拉伸塑性为0.91％；沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6的室温屈服强度(σ0.2)为778MPa，室温最大拉伸强度为961MPa，室温最大拉伸塑性为3.34％。
图4-图5分别为扫描电镜下观察的经24h和100h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金沉淀相典型形貌。如图4所示，经24h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金晶内可见沉淀相L12-Ni3(Al,Nb)，沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的沉淀相体积分数为40.6％(亚微米沉淀相的体积分数为10.3％，纳米级沉淀相的体积分数为30.3％)，亚微米沉淀相的尺寸为0.1～0.2μm，纳米级沉淀相的尺寸为20～100nm。如图5所示，经100h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金晶内可见沉淀相L12-Ni3(Al,Nb)，沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的沉淀相体积分数为48.9％(亚微米沉淀相的体积分数为26.6％，纳米级沉淀相的体积分数为22.3％)，亚微米沉淀相的尺寸为0.1～0.2μm，纳米级沉淀相的尺寸为10～100nm。
图6-图7分别为扫描电镜下观察的经24h和100h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金沉淀相典型形貌。如图6所示，经24h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金晶内可见沉淀相L12-Ni3(Al,Nb)，沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的沉淀相体积分数为63.9％(亚微米沉淀相的体积分数为58.3％，纳米级沉淀相的体积分数为5.6％)，亚微米沉淀相的尺寸为0.1μm～0.4μm，纳米级沉淀相的尺寸为50nm～100nm。如图7所示，经100h时效处理的沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金晶内可见沉淀相L12-Ni3(Al,Nb)，沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的沉淀相体积分数为72.2％(亚微米沉淀相的体积分数为13.5％，纳米级沉淀相的体积分数为58.7％)，亚微米沉淀相的尺寸为0.1～0.2μm，纳米级沉淀相的尺寸为10～100nm。
图8为沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金和沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金经不同时间的时效处理后，沉淀相体积分数统计折线图。可见经48h时效处理后，沉淀相体积分数已接近最大值，此时沉淀强化(CoCrNi2)92Al4Nb4多主元合金的沉淀相体积分数为47.2％(亚微米沉淀相的体积分数为26.1％，纳米级沉淀相的体积分数为21.1％)，亚微米沉淀相的尺寸为0.1～0.2μm，纳米级沉淀相的尺寸为10～100nm。沉淀强化(CoCrNi2)88Al6Nb6多主元合金的沉淀相体积分数为70.4％(亚微米沉淀相的体积分数为36.7％，纳米级沉淀相的体积分数为33.7％)，亚微米沉淀相的尺寸为0.1～0.3μm，纳米级沉淀相的尺寸为10～100nm。
实施例结果表明，本发明通过添加并调控沉淀强化元素(Al,Nb)，经均匀化和时效处理后产生高温下稳定的沉淀相L12-Ni3(Al,Nb)。随着Al、Nb含量的增加，沉淀相体积分数增加，合金屈服强度提高，塑性降低。
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 (8)

1.一种沉淀强化CoCrNiAlNb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NiAl中间合金锭：按预设成分配比称重，将镍原料和铝原料置于坩埚中，采用电弧熔炼制备NiAl中间合金锭；
（2）制备CoCrNb中间合金锭：按预设成分配比称重，将钴原料、铬原料和铌原料置于坩埚中，采用电弧熔炼制备CoCrNb中间合金锭；
（3）制备母合金锭：将上述的NiAl中间合金锭和CoCrNb中间合金锭同时置于坩埚中，反复通过电弧熔炼至成分均匀，得到母合金锭；
（4）制备合金棒材：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棒材；
（5）沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的热处理：将所述的合金棒材进行均匀化处理以及时效处理，获得沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金；
步骤（5）中，均匀化处理的真空度为10-3~10-2 Pa，温度为1100~1250 ℃，升温速率8~15℃/min，保温时间≥2 h，随炉冷却至600 ℃以下后空冷至室温；
步骤（5）中，时效处理的温度为700~900 ℃，升温速率8~15 ℃/min，保温时间≥10 h，随炉冷却至600 ℃以下后空冷至室温；
其中，所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金为再结晶晶粒组织，晶内可见亚微米和纳米级沉淀相；Co、Cr和Ni的总原子百分比为88%~92%，其中Co、Cr和Ni的原子比为1:1:2，Al的原子百分比为4%~6%，Nb的原子百分比为4%~6%。
2.根据权利要求1所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤（1）-（3）中均采用真空电弧熔炼，先将真空腔室预抽至真空度10-4~10-3 Pa，然后充入高纯氩气至真空表显示4×104~8×104 Pa，再进行电弧熔炼，熔炼电流为300~500 A。
3.根据权利要求1所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的制备方法，其特征在于，步骤（4）中采用真空电弧熔炼，先将真空腔室预抽至真空度10-4~10-3 Pa，然后充入高纯氩气至真空表显示4×104~8×104 Pa，再对母合金锭进行电弧熔炼，熔炼电流为300~400 A。
4.根据权利要求1所述的沉淀强化CoCrNiAlNb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，获得合金棒材。
5.一种权利要求1至4之一所述方法制备的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，其特征在于，沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金为再结晶晶粒组织，晶内可见亚微米和纳米级沉淀相；Co、Cr和Ni的总原子百分比为88 %~92 %，其中Co、Cr和Ni的原子比为1:1:2，Al的原子百分比为4 %~6 %，Nb的原子百分比为4 %~6 %；沉淀相体积分数为20%~80%，沉淀相中亚微米沉淀相的体积分数为5~60%，沉淀相中纳米级沉淀相的体积分数为5~60%。
6.根据权利要求5所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，其特征在于，沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的室温拉伸强度为750~1000 MPa。
7.根据权利要求5所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，其特征在于，沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金的室温拉伸塑性为3 %~10 %。
8.根据权利要求5所述的沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金，其特征在于，亚微米沉淀相的尺寸为0.1~0.5 μm，纳米级沉淀相的尺寸为10~100 nm。
CN202110560211.0A 2021-05-21 2021-05-21 一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法 Active CN113430406B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110560211.0A CN113430406B (zh) 2021-05-21 2021-05-21 一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110560211.0A CN113430406B (zh) 2021-05-21 2021-05-21 一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113430406A CN113430406A (zh) 2021-09-24
CN113430406B true CN113430406B (zh) 2022-01-14

Family

ID=77802607

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110560211.0A Active CN113430406B (zh) 2021-05-21 2021-05-21 一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113430406B (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114672716B (zh) * 2022-04-11 2022-11-01 大连理工大学 一种热处理态下高强韧性的CoCrNi2(V2B)x共晶高熵合金及其制备方法
CN114990386A (zh) * 2022-06-10 2022-09-02 上海交通大学 γ"相强化镍基多主元合金及设计方法和增材制造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU449964A1 (ru) * 1973-01-09 1974-11-15 Сплав на основе никел
JP2007105735A (ja) * 2005-10-11 2007-04-26 Hitachi Ltd 摩擦圧接方法
RU2008145876A (ru) * 2006-04-21 2010-05-27 Шелл Интернэшнл Рисерч Маатсхаппий Б.В. (NL) Нагреватели с ограничением температуры, в которых используется фазовое преобразование ферромагнитного материала
CN100430503C (zh) * 2006-05-17 2008-11-05 中国科学院金属研究所 一种高强度az91hp镁合金及其制备方法
JP5321999B2 (ja) * 2007-09-26 2013-10-23 独立行政法人科学技術振興機構 Ｎｉ基金属ガラス合金
CN102212733B (zh) * 2010-04-09 2013-01-30 中国科学院金属研究所 一种高性能的纳米胞状晶组织结构的多主元合金
JP2012107269A (ja) * 2010-11-15 2012-06-07 National Institute For Materials Science ニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材
CN103898371B (zh) * 2014-02-18 2016-04-06 上海发电设备成套设计研究院 700℃等级超超临界燃煤电站用镍基高温合金及其制备
JP6727323B2 (ja) * 2016-11-16 2020-07-22 三菱日立パワーシステムズ株式会社 ニッケル基合金高温部材の製造方法
CN107739956B (zh) * 2017-09-14 2019-10-29 北京理工大学 一种Nb微合金化Ni-Co-Fe-Cr-Al高熵合金
CN109837424A (zh) * 2017-11-29 2019-06-04 中国科学院金属研究所 一种稳定γ′相强化的Co-Ni基高温合金及制备方法
CN109943696A (zh) * 2017-12-21 2019-06-28 中国科学院金属研究所 一种利用基体纳米结构提高沉淀强化合金强度的方法
GB2571280A (en) * 2018-02-22 2019-08-28 Rolls Royce Plc Method of manufacture
CN108220742B (zh) * 2018-03-14 2022-10-18 北京中辰至刚科技有限公司 一种微合金化Ti-Zr-Hf-V-Nb-Ta难熔高熵合金及其制备方法
CN108998714B (zh) * 2018-06-07 2020-04-24 东南大学 一种双相中熵合金的设计与制备方法
KR20200040970A (ko) * 2018-10-10 2020-04-21 충남대학교산학협력단 석출경화형 고엔트로피 강 및 그 제조방법
CN109252083B (zh) * 2018-11-07 2021-04-16 安阳工学院 一种多相高熵合金及其制备方法
CN109252199A (zh) * 2018-11-23 2019-01-22 西安工业大学 一种表面陶瓷化的高熵合金材料及其制备方法
CN112048655B (zh) * 2019-06-05 2021-10-22 中国科学院金属研究所 一种高密度高活性多主元合金及其制备方法
CN111139391B (zh) * 2020-01-10 2022-03-11 合肥工业大学 沉淀强化型高熵合金及其制备工艺
CN111961893B (zh) * 2020-07-20 2022-02-11 东南大学 一种高强度高塑性高熵合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113430406A (zh) 2021-09-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108220742B (zh) 一种微合金化Ti-Zr-Hf-V-Nb-Ta难熔高熵合金及其制备方法
CN109266944B (zh) 一种FeCoCrNiMn高熵合金及其制备方法
CN113430406B (zh) 一种沉淀强化CoCrNiAlNb多主元合金及其制备方法
CN104674103A (zh) 一种CrFeCoNiNbx高熵合金及其制备方法
CN112899544B (zh) 一种纳米级B2相析出强化TixZrNbAly多主元合金及其制备方法
CN111876647A (zh) 一种无Co共晶中熵合金及其制备方法
CN111647789B (zh) 基于合金化法细化铬铁钴镍基高熵合金晶粒及制备方法
CN114457270A (zh) L12颗粒强塑化的中熵合金及其制备方法
CN113502441A (zh) 一种原位自生相增强镁基非晶复合材料及其制备方法
CN102628135A (zh) 一种镁基稀土合金材料及其制备方法
CN114606413A (zh) 一种增材制造用高温合金及其用途
CN103266247A (zh) 一种超塑性高强耐热镁合金及其制备方法
WO2019024274A1 (zh) 一种Ni-Al-RE三元共晶合金及其制备方法
CN111575572B (zh) 一种B掺杂TiZrNb多主元合金及其制备方法
CN108754277B (zh) 一种钴铁镍钒锆高熵合金及其制备方法
CN113652591A (zh) 兼具高比强度、高塑性和高韧性的富Ti高熵合金及其制备
CN113913709B (zh) 一种基于选择性相溶解的原位自生混杂相增强镁基非晶复合材料及其制备方法
CN112048655A (zh) 一种高密度高活性多主元合金及其制备方法
CN110747383B (zh) 一种以金属间化合物为基的高熵合金及其制备方法
CN111394636B (zh) 具有马氏体相变的高强度大塑性高熵合金及其制备方法
CN113584371A (zh) 一种具有桁架结构的析出强化型高熵合金及其制备方法
CN114134355A (zh) 一种难熔高熵合金的强韧化调控方法
CN113512668A (zh) 一种含硼形状记忆合金及其制备方法
CN111334683A (zh) 一种提高Cu-Fe合金综合力学性能的微合金化方法
JP2000144273A (ja) 超耐熱合金の消耗電極式再溶解法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant