CN113699423B

CN113699423B - 一种中熵合金及其制备方法

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Publication number: CN113699423B
Application number: CN202111003407.6A
Authority: CN
Inventors: 马丽莉; 杨柏婷; 朱子义
Original assignee: Qinghai University
Current assignee: Qinghai University
Priority date: 2021-08-30
Filing date: 2021-08-30
Publication date: 2022-04-08
Anticipated expiration: 2041-08-30
Also published as: CN113699423A

Abstract

本发明涉及一种中熵合金及其制备方法，所述的中熵合金包括如下原子：B、Cr、Fe和Ni；或C、Cr、Fe和Ni。本发明通过添加B或C固溶强化元素以间隙固溶强化机制使得所制备的中熵合金中力学性能大幅度提高，B或C等间隙固溶元素价格低廉，不需要添加昂贵的Co元素，制备的中熵合金的力学性能优异，进而提高了合金的性能，且本发明的制备方法简单，选用的基质元素均无毒且获取方便，安全性好，经济价值高。

Description

一种中熵合金及其制备方法

技术领域

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及一种中熵合金及其制备方法。

背景技术

多主元合金指的是含有多种主要组成元素的合金，包括高熵合金和中熵合金。与传统的单主元合金相比，高熵和中熵多主元合金更容易形成简单的固溶体结构，并具有十分优异的力学、物理和化学性能，例如高的强度和硬度、高的耐腐蚀性、优异的耐磨性以及良好的磁性能等等。这些优异的性能使得高熵和中熵合金在航空、航天、航海、机械以及微电子等领域具有十分广阔的应用空间。

高熵合金简称HEA，其改变了传统合金以多个主要成分和元素混合的设计概念，以含量范围从5%到35%以及原子半径差低于15%为设计要求而使高熵合金表现出一系列特殊的固有特性，包括高混合熵、缓慢的原子扩散效应和较大的晶格畸变以及鸡尾酒效应等。其中，高混合熵显著降低了自由能，因此降低了原子凝固过程中的有序趋势并且抑制晶间化合物的产生。同时，与金属间化合物相比更容易形成固溶体而表现出更多的晶体结构稳定的化合物，促进单相晶体结构的形成。此外，由于缓慢的原子扩散速率，HEA表现出优异的机械性能，包括高强度、高硬度和耐高温软化性。多主元的设计理念决定了高熵合金体系种类繁多，目前已成功开发出400多种性能各异的高熵合金体系。统计结果显示，高熵合金中出现频率从高到低的七种元素依次为 Fe、Ni、Cr、Co、Al、Cu、Ti和Mn，其中，Co元素为战略稀缺素，价格昂贵，因此，开发出不含Co元素但仍能保持优异力学性能的合金体系，不仅可为低成本高熵合金体系的开发提供思路和研究基础，还可降低经济成本，大力推进高熵合金的应用进程。

目前，设计高熵合金的难点在于提高其强度的同时往往会使其延展性降低，因而很难作为结构材料而被广泛使用，因此，设计出高强度且具有优异延展性的高熵合金是一直研究的热点，其中，提高HRA的机械性能目前主要依赖于优化所添加的合金成分，通过固溶强化、细晶强化、析出强化等强化基质而使材料的性能有显著提升。固溶强化是通过点缺陷实现合金性能优化的强韧化方式，通过添加元素固溶于基体材料时产生的经过畸变应力场来阻碍位错运动，从而可有效提高材料的变形抗力。与传统合金相同，高熵合金的固溶强化也分为置换型和间隙型。置换固溶强化是高熵合金中常见的强韧化方法，但多主元成分特点导致高熵合金中没有传统的溶质和溶剂之分，即没有溶剂晶格，原子尺寸差和模量错配导致高熵合金晶体具有严重且连续的晶格畸变，因此变形过程中，位错与溶质原子的交互作用不会像在传统合金中那样显著，故而置换固溶强化对高熵合金的强化效果十分有限。

中熵合金作为介于传统合金及高熵合金之间的新型合金，在兼具传统合金和高熵合金部分优异性能的同时，也展现出独特的自身优势。

鉴于以上原因，特提出本发明。

发明内容

为了解决现有技术存在的以上问题，本发明提供了一种中熵合金及其制备方法，本发明的中熵合金通过添加B或C固溶强化元素以间隙固溶强化机制使所制备的中熵合金中力学性能大幅度提升，进行扩大了中熵合金作为结构材料的应用。

为了实现上述目的，本发明采用如下技术方案：

本发明提供了一种中熵合金，所述的中熵合金包括如下原子：

B、Cr、Fe和Ni；

或C、Cr、Fe和Ni。

进一步的，所述的中熵合金的分子式为Bx(CrFeNi)100-x，其原子百分比为B 0-6%、Cr 30-35%、Fe 30-35%、Ni 30-35%；

或所述的中熵合金的分子式为Cy(CrFeNi)100-y，其原子百分比为C 0-9%、Cr 30-35%、Fe 30-35% 、Ni 30-35%；

其中，x和y分别为B和C的原子百分比，且均不为0。

进一步的，所述的中熵合金的分子式为B1.5(CrFeNi)98.5或C1.5(CrFeNi)98.5，其中，Cr、Fe和Ni等原子比。

本发明制备的中熵合金是通过间隙固溶强化机理，相较于置换固溶强化，由于间隙原子尺寸较小和位错的交互作用较强，从而可有效阻碍位错运动，或诱发其他强化因素，因此间隙固溶强化在中熵合金中的强化效果更加显著。

本发明还提供了一种所述的中熵合金的制备方法，所述的方法包括如下步骤：

（1）按照各原子的比例，分别称取单质Cr、Fe、Ni、B或C；

（2）分别将各单质表面的杂质和氧化物去除，加入酒精，并超声清洗1~3次，吹干；

（3）将超声清洗后的单质在氩气保护下在高真空非自耗电熔炼炉中进行电弧熔炼，得到合金液，搅拌，冷却得到合金锭，将合金锭翻转，重复熔炼4次以上，得到所述的中熵合金。

进一步的，步骤（2）中单质表面的杂质和氧化物采用SiC砂纸和砂轮机去除。

进一步的，高真空为真空度＜2.5×10^﹣3MPa。

进一步的，步骤（3）中每次熔炼时间≥10min。

本发明中所述的单质B、C、Cr、Fe和Ni的纯度均为99.9wt％。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

本发明通过添加B或C固溶强化元素以间隙固溶强化机制使得所制备的中熵合金中力学性能大幅度提高，B或C等间隙固溶元素价格低廉，不需要添加昂贵的Co元素，制备的中熵合金的力学性能优异，提高了合金的性能，且本发明的制备方法简单，选用的基质元素均无毒且获取方便，安全性好，经济价值高。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1是不同B原子添加量合金的X射线衍射谱图；

图2是不同B原子添加量合金的光学显微镜图；

图3是不同B原子添加量合金的扫描电子显微镜图；

图4是B6合金X射线能谱分析图；

图5是不同B原子添加量合金的维氏硬度关系图；

图6是不同B原子添加量合金的屈服强度和抗拉强度关系图；

图7是不同B原子添加量合金断口形貌图；

图8是不同C原子添加量合金的X射线衍射谱图；

图9是不同C原子添加量合金的光学显微镜图；

图10是不同C原子添加量合金的扫描电子显微镜图；

图11是C3(CrFeNi)97合金SEM-EDS图；

图12是C9(CrFeNi)91合金SEM-EDS图

图13是不同C原子添加量合金的维氏硬度关系图；

图14是不同C原子添加量合金的屈服强度和抗拉强度关系图；

图15是不同C原子添加量合金断口形貌图。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明的技术方案进行详细的描述。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的前提下所得到的所有其它实施方式，都属于本发明所保护的范围。

本发明中中熵合金的力学性能测试、组织结构和热稳定性具体测试如下：

（1）物相分析：采用日本理学公司SMARTLAB X射线衍射仪进行物相分析，工作电压和电流分别为40KV和190mA，X射线源为CuKα(λ＝0.1542nm)射线。

（2）微观组织：采用JSM-6610LV型冷场发射扫描电子显微镜(SEM, MerlinCompact)进行微观组织表征。

（3）准静态拉伸力学性能测试：采用CMT4305型微机电子万能试验机进行室温准静态拉伸试验，测试试样依据金属材料室温拉伸试验方法(GB/T228.1-2010)国家标准中有关规定制成工字件试样，应变率10-3s-1。

（4）准静态压缩力学性能测试：采用CMT4305型微机电子万能试验机进行室温准静态压缩试验，测试试样依据金属材料室温压缩试验方法(GB 7314-87)国家标准中有关规定制成直径4mm，高6mm的圆柱试样。

本发明中的高真空非自耗电弧熔炼炉为中国科学院沈阳科学仪器股份有限公司生产的DHL-400型高真空非自耗电弧熔炼炉。

实施例1

本实施例的一种中熵合金，按照原子百分比，B 6%、Cr30%、Fe 34%、Ni 30%。

本实施例的中熵合金的制备方法如下：

（1）按照各原子的比例，分别称取单质B、Cr、Fe、Ni，总质量为80g；

（2）利用SiC砂纸和砂轮机去除纯度≥99.9wt％的Cr、Fe、Ni和B单质金属原料表面杂质和氧化物，然后置于容器中加入酒精，并采用超声清洗1次，吹干；

（3）将吹干后的金属单质置于高真空非自耗电弧熔炼炉中，在氩气保护下，于真空度低于2.5×10^﹣3 MPa下进行合金化熔炼，熔炼过程中不停搅拌，每次熔炼时间≥10min，得到合金液，冷却得到合金锭，将合金锭翻转，重复熔炼4次以上，得到所述中熵合金。

实施例2

本实施例的一种中熵合金，按照原子百分比，B 3%、Cr32.3%、Fe 32.3%、Ni 32.4%。

本实施例的中熵合金的制备方法如下：

（2）利用SiC砂纸和砂轮机去除纯度≥99.9wt％的Cr、Fe、Ni和B单质金属原料表面杂质和氧化物，然后置于容器中加入酒精，并采用超声清洗2次，吹干；

实施例3

本实施例的一种中熵合金，按照原子百分比，B 1%、Cr35%、Fe 30%、Ni 34%。

本实施例的中熵合金的制备方法如下：

（2）利用SiC砂纸和砂轮机去除纯度≥99.9wt％的Cr、Fe、Ni和B单质金属原料表面杂质和氧化物，然后置于容器中加入酒精，并采用超声清洗3次，吹干；

实施例4

本实施例的一种中熵合金，按照原子百分比，C 1%、Cr33%、Fe 33%、Ni 33%。

本实施例的中熵合金的制备方法如下：

（1）按照各原子的比例，分别称取单质C、Cr、Fe、Ni，总质量为80g；

（2）利用SiC砂纸和砂轮机去除纯度≥99.9wt％的Cr、Fe、Ni和C单质金属原料表面杂质和氧化物，然后置于容器中加入酒精，并采用超声清洗2次，吹干；

实施例5

本实施例的一种中熵合金，按照原子百分比，C 4.5%、Cr32%、Fe 32%、Ni 31.5%。

本实施例的中熵合金的制备方法如下：

实施例6

本实施例的一种中熵合金，按照原子百分比，C 9%、Cr30%、Fe 30%、Ni 31%。

本实施例的中熵合金的制备方法如下：

以下试验例中Cr、Fe和Ni均为等原子比。

试验例1

研究Bx(CrFeNi)100-x（x代表B原子添加百分比）体系合金中B原子的添加量与性能的关系

B 0.25、B0.5，B1，B1.5，B2，B3、B4.5，B6分别代表B原子添加量为0.25%、0.5%、1%、1.5%、2%、3%、4.5%和6%。

（1）B原子添加量对X射线衍射谱图的影响

从图1中可以看出，8种合金的相结构均以FCC相为主要相结构，但随着B原子添加量达到2%时，在{200}晶面附近出现区别于FCC结构相的晶面指数，该晶面对应于Cr2B化合物，因而，对于该种体系的合金来说，当掺B量较小时，合金保持了与晶体相同的FCC相，而当B含量达到2%及以上时，合金转变为FCC+Cr2B的双相结构。

（2）B原子添加量对合金光学显微镜（OM）图影响

图2依次为B0.5（a），B1（b），B1.5（c），B2（d），B4.5（e），B6（f）合金的OM图，B0.5合金为枝晶组织，枝晶间区域较窄，宽度不足10 μm。随着B元素含量的增加至B4.5时，枝晶尺寸逐渐变小，枝晶间区域尺寸略有增加，当B元素含量原子比增大至6 %时，组织细化，已基本观察不到枝晶形态。

（3）B原子添加量对合金扫描电子显微镜图影响

图3依次为B0.5（a），B1（b），B1.5（c），B2（d），B4.5（e），B6（f）合金的扫描电子显微镜图，和OM结果一致，B0.5合金中观察不到明显的晶界，只在晶界处观测到腐蚀所致的小坑，分析认为是枝晶和枝晶间区域成分差异较小所致。而随着B元素含量的增加，晶界逐渐变得清晰起来。B1合金的枝晶间区域宽度在7μm左右，B1.5合金的枝晶间区域宽度在10μm左右，B2合金的枝晶间区域宽度在12μm左右，B4.5合金的枝晶间区域宽度在10-20 μm，可以看出，和OM结果一致，合金枝晶间区域的宽度和面积随着B元素含量的增加逐渐增大。这主要是由于B元素富集在界面处所致，B元素的含量越高，在枝晶间区域富集的B元素也越多，枝晶间区域的宽度和面积也随之增大。在B6合金中已不再显示枝晶组织，取而代之，合金中形成了明显的条状析出相，此外，在B0.5、B1和B1.5合金的枝晶间区域中都没有观察到明显的析出相。但B2合金的枝晶间区域中可以看到有细小的析出相，这与XRD的结果一致。分析认为硼化物的形成原因为：随着B元素含量的增加，合金的晶格不断膨胀，当B元素在FCC相（枝晶区域）的溶解度达到最大时，多余的B元素就会向枝晶间区域析出，当含量达到一定值时，就形成了硼化物。随着B元素含量的持续增加，硼化物的含量逐渐增加，尺寸也逐渐增大。另外，合金中含有B、Cr、Fe、Ni四种元素，由于Cr-B的混合焓最负，亲和力较强，易形成硬而脆的化合物，因此推测硼化物主要以B和Cr元素为主。这种粗大硼化物的产生很可能对合金的性能产生不利影响，会让合金的脆性增大。

（4）B6合金X射线能谱分析（EDS）

表1为合金不同微区元素原子含量百分比，图4为B6合金进行EDS点扫分析图，从表1和图4中可以看出，当B元素的原子百分比增大至6 %时，枝晶间区的B元素含量高达35.28%，Cr元素的含量高达52.65 %，即证实了硼化物主要由B和Cr元素组成。此时，枝晶间区Ni元素的含量仅为1.67 %，而晶内区域的Ni元素含量为42.59 %，远高于平均值。Cr和B元素的混合焓较负，两种元素亲和力强，易形成化合物；而Fe和Cr在元素周期表中比较靠近，也具有高负混合焓，亲和力强，两者在一定程度上还可以互溶，因此在Cr元素向枝晶间区域析出的时候也会带上一定量的Fe元素。Cr和Ni元素具有高正混合焓，亲和力差，这导致枝晶间区Ni元素的含量较少。综上，可以判断，枝晶间区域的析出物主要是Cr-B的化合物。查阅文献资料发现，Cr-B的化合物主要有CrB、CrB₂、Cr₂B、Cr₃B₂、Cr₃B₄五种存在形式，参照前面的XRD物相标定结果，可知析出的Cr-B的化合物主要为Cr₂B。

表1合金不同微区元素原子含量百分比

（5）B原子添加量对维氏硬度的影响

从图5可以看出，随着B元素含量的增加，合金的维氏硬度逐步提高。从B0.25合金的145 HV提升到B6合金的281 HV，总体增幅为93.8 %。从B1.5→B3→B4.5→B6，B的原子百分比每增加1.5，硬度增幅分别为11.47 %，25.14 %，12.17 %，其中B4.5合金相对B3合金维氏硬度的增幅最大，为25.14 %。硬度提高的原因：一是随着B元素含量的增加，固溶强化作用增强，二是由于析出强化作用。由于Cr₂B化合物向枝晶间区域大量析出，析出强化作用增强。因此随着B元素添加量的增加，硬度出现一定程度上的提升。

（6）B原子添加量对合金的屈服强度和抗拉强度的影响

如图6所示，随着B元素原子百分比从0.25 %，增加到6 %，Bx(CrFeNi)100-x体系合金的屈服强度从180 MPa增加到364 MPa，增幅为102.2 %；抗拉强度从456 MPa增加到739MPa，增幅为62.1 %；延伸率总体上从37.4 %减小到5.5 %。由此可见，随着B元素添加量的提高，Bx(CrFeNi)100-x体系合金的屈服强度和抗拉强度都显著提高，而塑性在整体上却不断恶化，这是由于在CrFeNi基体中加入B元素后会产生固溶强化作用，使得合金强度提高，同时添加B元素后形成了大量硬而脆的Cr₂B化合物，导致合金的塑性大幅降低。

（7）B原子添加量对合金断口形貌影响

如图7所示，B0.5合金拉伸断口形貌图中有明显的韧窝，断裂机制为微孔聚集型断裂，说明B0.5合金为韧性断裂，随着B元素含量的增加，断口越来越平整，呈现出河流状，并观察到有大量的黑色析出相，这说明不同B含量的Bx(CrFeNi)100-x体系合金的拉伸断裂形式由韧性断裂转为脆性断裂。

试验例2

研究Cx(CrFeNi)100-x（x代表C原子添加百分比）体系合金中C原子的添加量与性能的关系

C0.25、C1.5、C3、C4.5、C6和C9分别代表C原子添加量为0.25%、1.5%、3%、4.5%、6%和9%。

（1）C原子添加量对X射线衍射谱图的影响

从图8 中可以看出，当C含量为0.25 %、1.5 %、3 %时，Cx(CrFeNi)100-x合金为面心立方 (FCC) 点阵结构，而C含量为4.5 %、6 %、9 %时，Cx(CrFeNi)100-x合金为FCC+M7C3双相结构。即随着C元素含量的增加，Cx(CrFeNi)100-x体系合金的相结构由单相FCC转变为FCC+M7C3双相结构。对比衍射峰的位置发现，随着C元素添加量的增加，Cx(CrFeNi)100-x体系合金衍射峰均向左有不同程度的偏移，当C含量为0.25%、1.5 %和3 %时，衍射峰向左偏移程度随C含量的增大而增大，而C含量依次为4.5 %、6 %、9 %时，衍射峰向左偏移程度随C含量的增大而减小，这是因为C原子半径较小，在C元素添加量较低时，C原子通过间隙固溶的方式存在于基体晶格，使得合金的晶格常数增大，衍射峰向小角度偏移，在C元素添加量较高时，碳以M7C3化合物的形式向枝晶间区域析出，将基体中的C元素大量带走，基体中C元素含量减少，而C以碳化物形式存在的量增多，因此，晶格常数减小，衍射峰向左偏移的程度减小。

（2）B原子添加量对合金光学显微镜（OM）图影响

图9中（a-f）依次为C0.25合金、C1.5合金、C3合金、C4.5合金、 C6合金、C9合金。从图中可以看出，C0.25合金为等轴晶组织，晶粒尺寸在50 μm左右。(b)中当C元素含量增大至1.5 %，合金等轴晶形态不再明显。由于腐蚀效果欠佳，组织形态不明显。当C元素含量增大至3 %时，合金开始显示出枝晶形态，C4.5合金的枝晶形态已十分明显。C6此时合金组织包括明显的枝晶和枝晶间形态。枝晶尺寸较小，约10 μm左右。此时合金汇总并未观测到明显的析出相，分析认为和析出相尺寸较小有关。C9合金中枝晶形态不明显，此时合金中出现了尺寸较大的析出相。

（3）C原子添加量对合金扫描电子显微镜图影响

图10中（a-f）依次为C0.25合金、C1.5合金、C3合金，C4.5合金、 C6合金、C9合金，从图中可以看出，C1.5合金中存在部分枝晶间相，且由于枝晶相后凝固，存在铸造缺陷。C3合金的枝晶尺寸约20 μm，进一步放大发现枝晶区域的宽度为5μm左右，且枝晶间区域优存在两相分离。C4.5和C6合金中开始出现条状析出相，析出相的宽度在1-3 μm之间，长度在5-20μm范围内，C9合金中析出相的形态和尺寸明显变化，各方向尺寸都高达几十微米，图中所示析出相应为扫描电子显微镜图中析出相的截面形状。

（4）C3(CrFeNi)97合金SEM-EDS图

从图11中可以看出，C元素富集在枝晶间区域和枝晶内的两个析出相区域，再根据Cr元素的分布可以看出，Cr也富集在枝晶间区域，而Fe、Ni元素则大量分布在晶内区。分析认为这是C和Cr混合焓较负，亲和力较大，因此易容易富集在一处形成碳化物所致。

（5）C9(CrFeNi)91合金SEM-EDS图

图12为C9(CrFeNi)91合金SEM-EDS图，表2为合金中析出相的元素原子含量百分比。表2可以看出，析出物的主要成分是C和Cr元素，含量分别为39.16 %和52.81 %。而Fe元素的含量仅为8.03 %，Ni元素则完全检测不到。该结果完全证实了析出相为碳化物。此时合金的强度和硬度会提高，但塑性会急剧下降。

表2 C9(CrFeNi)91合金中析出相的元素原子含量百分比

元素	C	Cr	Fe	Ni
					含量(%)	39.16	52.81	8.03	0.00

（6）C原子添加量对维氏硬度的影响

如图13所示，随着C元素含量的增加，硬度从165.9 HV提高到284.1 HV，增幅为58%，这是由于C元素含量的升高导致局部出现富C元素的聚集区，甚至出现了碳化物所致。碳化物具有较高的强度和硬度，因此碳化物的形成使合金的硬度显著升高。

（7）C原子添加量对合金的屈服强度和抗拉强度的影响

如图14所示，随着C含量的增加，合金的屈服强度逐渐升高，从C0.25合金的137.7MPa上升到C6合金482.8 MPa，增幅高达250 %。C9合金的屈服强度略有降低，分析认为和大尺寸的析出相形成有关。同时，合金的抗拉强度也相应提高，从C0.25合金的419.8 MPa上升到C6合金681.0 MPa，增幅为62%。同样，由于几乎没有塑性，C9合金的抗拉强度接近其屈服强度，仅为506.5 MPa。伴随着强度的提升，合金的塑性随着C元素含量的增加大幅下降，伸长率从C0.25合金的44.2 %下降到C9合金1.8%，尤其是C元素的原子百分增大至3 %时，合金的塑性下降幅度明显增大。分析认为强度升高和塑性的下降均和合金中形成了析出相，即碳化物相关。

（8）C原子添加量对合金断口形貌影响

如图15所示，（a-f）依次为C0.25、C1.5、C3、C4.5、C6、C9合金，从图中可以看出，当C元素添加量x=0.25时，断口扫描图中有明显的韧窝，说明此时的拉伸断裂形式为韧性断裂。随着C元素含量的增加，断口越来越平整，呈现出河流状，如图(b-e)所示。结合室温准静态拉伸曲线图可知，随着C元素含量的增加，合金的伸长率不断降低，这和断口形貌结果一致。C9合金的断口形貌中可以观测到明显的粗大的碳化物所在位置，可见碳化物和基体的界面是裂纹迅速扩展的区域。

通过试验例1和2的分析可知，在中熵合金中加入B或C固溶强化元素以间隙固溶强化机制使所制备的中熵合金力学性能大幅提高，以此扩大中熵合金作为结构材料的广泛使用。

以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以所述权利要求的保护范围为准。

Claims

1.一种中熵合金，其特征在于，所述的中熵合金由如下原子制成：

B、Cr、Fe和Ni；

或C、Cr、Fe和Ni；

所述的中熵合金的分子式为B_x(CrFeNi)_100-x，其原子百分比为B 0＜x≤6%、Cr 30-35%、Fe 30-35%、Ni 30-35%；

或所述的中熵合金的分子式为C_y(CrFeNi)_100-y，其原子百分比为C 0＜y≤9%、Cr 30-35%、Fe 30-35% 、Ni 30-35%；

其中，x和y分别为B和C的原子百分比；

所述的中熵合金的制备方法，包括如下步骤：

（1）按照各原子的比例，分别称取单质Cr、Fe、Ni、B或C；

2.根据权利要求1所述的中熵合金，其特征在于，所述的中熵合金的分子式为B_1.5(CrFeNi)_98.5或C_1.5(CrFeNi)_98.5，其中，Cr、Fe和Ni等原子比。

3.根据权利要求1所述的中熵合金，其特征在于，步骤（2）中单质表面的杂质和氧化物采用SiC砂纸和砂轮机去除。

4.根据权利要求1所述的中熵合金，其特征在于，高真空为真空度＜2.5×10^﹣3MPa。

5.根据权利要求1所述的中熵合金，其特征在于，步骤（3）中每次熔炼时间≥10min。