CN113789464B - 陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法 - Google Patents

陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及陶瓷相增强难熔高熵合金复合材料及其制备方法，属于材料科学与工程技术领域，本发明通过添加陶瓷相，并使用非自耗真空电弧熔炼炉制备出了一系列陶瓷相增强难熔高熵合金复合材料。本发明的制备方法，工艺简单，便于操作；该合金呈单一BCC结构，微观组织形貌主要为树枝晶，在引入纳米第二相的同时引入间隙原子，使得平均晶粒尺寸相较于基体难熔高熵合金明显减小，室温及高温力学性能明显提高，在800℃下具有优异的高温组织结构稳定性。本发明能显著提高机械工程装备及部件的使役温度，有望取代镍基超级合金在航空航天、交通运输、石油化工、机械电子、汽车制造等领域具有广阔的应用前景。

Description

陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法
技术领域
本发明属于材料科学与工程技术领域，具体涉及陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法。
背景技术
难熔高熵合金是以四种及四种以上难熔元素作为主元，以等原子比或近等原子比形成的具有简单晶体结构的固溶体，是基于发展高温结构金属而开发的新型高熵合金体系。2010年美国空军实验室Senkov等人公开报道第一篇具体合金成分合金，近十年来难熔高熵合金获得了极大发展。难熔高熵合金由于其简单的相结构、优异的抗高温软化性能、良好的耐腐蚀性能等优点，在诸如航海航天、深空探测、国防军工、核电能源等极端服役环境领域中具有巨大应用潜力。
难熔高熵合金组元为难熔金属元素，包括Mo、Ti、V、Nb、Hf、Ta、Cr、W、Zr，主要体系有NbMoTaW和HfNbTaTiZr两大类。NbMoTaW类合金优异的高温力学性能和结构稳定性使其有望应用于极端高温环境，但合金密度大、室温强度不足、脆性大、以及抗氧化性能差等缺点，严重限制了其应用。HfNbTaTiZr系难熔高熵合金密度较低，室温强韧性高、加工性能好、耐蚀性能优异，但在高温及超高温环境下其抗高温软化性能迅速下降，无法满足高温结构部件的服役要求。
针对以上问题，研究工作者将传统合金中金属元素合金化、相结构设计、非金属元素掺杂等理念应用到高熵合金中。CrNbTiZrV(Senkov,Acta Materialia,2013)、NbMoTaWRe0.5C0.8(Wei,Scripta Materialia,2021)、HfNbTiZr Ox(x＝0,1,2)(Lei,Nature,2018)等难熔高熵合金的综合性能得到提高，但其室温脆性和高温强度之间的矛盾关系仍未解决，室温及高温综合力学性能优异的合金体系种类依然十分短缺。近年来，国内外学者将粉末冶金工艺应用于高熵合金的制备。通过机械合金化和放电等离子烧结工艺相结合在高熵合金中引入纳米第二相同时原位生成复合氧化物。
例如8vol.％Al2O3-Al0.4FeCrCo1.5NiTi0.3(Yang,Materials Chemistry andPhysics,2018)、0～3vol.％Y2O3-Al0.3CoCrFeMnNi合金(Gwalani,Scripta Materialia,2019)等高熵合金的综合性能得到提高。这类外加第二相的方法通常在粉末冶金工艺中报道，但粉末冶金工艺制备的合金不可避免的存在孔隙，在孔隙附近会萌生的微裂纹，进而造成开裂，影响合金的性能。真空电弧熔炼可以有效避免这一缺陷，得到均匀致密的组织。真空电弧熔炼外加第二相的工艺有望改善难熔高熵合金的综合力学性能。公开号为CN109338200B的中国专利公开了通过真空电弧熔炼在TaNbHfZrTi合金体系中添加陶瓷相获得了具有优异阻尼性能和力学性能的合金，其主要是引入间隙小原子进行实现性能改善。公开号为CN108504890A的中国专利公开了真空电弧熔炼添加陶瓷相获得了断裂强度2300MPa～4000MPa的高熵合金复合材料。
综上所述，在现有难熔高熵合金体系的基础上进行元素合金化以大幅提高材料在宽温域下的综合力学性能不仅难度极大，还会使合金成分更加复杂，增加制备成本。因此，如何改良难熔高熵合金现有的优化策略，在提高合金室温强韧性同时，又能保证合金的抗高温软化性能，已成为难熔高熵合金发展过程中亟待解决的难题。
发明内容
技术问题：本发明的目的在于提出陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法。
技术方案：本发明采用如下技术方案：陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法，包括按一定原子比组成4-6种难熔金属元素和陶瓷相，所述的难熔金属元素选自W、Re、Ta、Mo、Nb、Hf、Zr、Ti、V、Cr；所述的难熔金属元素的原子百分比含量为a，满足5％≤a≤35％；所述的陶瓷相原子百分比含量为b，满足1％≤b≤20％。
进一步地，所述的陶瓷相选自Al2O3、Y2O3、SiC、AlN、TiB2中的任意一种或几种的组合。
进一步地，所述的陶瓷相增强难熔高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
步骤1：按照合金组元种类取相应的单质纯金属原料，去除氧化皮，超声清洗吹干后，并按照合金成分进行精确配料；
步骤2：按照元素熔点由低到高的顺序将称量好的各元素原料依次放置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部，并将真空电弧熔炼炉的真空仓气压抽至5×10-3Pa以下；
步骤3：真空电弧熔炼，为保证合金均匀，合金熔化后进行熔炼；
步骤4：真空仓内冷却至室温时取出，再真空吸铸造或真空浇铸得到陶瓷相增强难熔高熵合金。
进一步地，所述的步骤3中，合金熔化后每次熔炼时间为160-200s，每个合金锭熔炼6-8次以保证成分均匀。
进一步地，所述的步骤4中，采用真空浇铸进行性能改善，具体为将铸锭放于真空吸铸炉中，使用浇铸模具并抽真空至5×10-3Pa，采用350-400A电流将铸锭融化后进行浇铸。
进一步地，所述的步骤4中，采用真空吸铸造这一工艺可获得晶粒细小且均匀的组织，有利于改善合金的性能，具体为将铸锭放于真空吸铸炉中，使用吸铸模具并抽真空至5×10-3Pa，压差调为4个大气压，采用350-400A电流将铸锭融化后快速吸铸。
有益效果：与现有技术相比，本发明的陶瓷相增强难熔高熵合金，通过添加陶瓷相，并使用非自耗真空电弧熔炼炉制备出了一系列陶瓷相增强难熔高熵合金，所获得合金具有优异的室温和高温力学性能，室温屈服强度为2700MPa～3500MPa，800℃屈服强度具有1400MPa～1700MPa，1000℃仍能保持600MPa～900MPa。本发明的制备方法，工艺简单，便于操作；该合金呈单一BCC结构，微观组织形貌主要为树枝晶，在引入纳米第二相的同时引入间隙原子，使得平均晶粒尺寸相较于基体难熔高熵合金明显减小，室温及高温力学性能明显提高，在800℃下具有优异的高温组织结构稳定性。本发明能显著提高机械工程装备及部件的使役温度，有望取代镍基超级合金在航空航天、交通运输、石油化工、机械电子、汽车制造等领域具有广阔的应用前景。
附图说明
图1为97.8(HfNbTaTiV)-2.2Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的X射线衍射图谱；
图2为95.7(HfNbTaTiZrV)-4.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的扫描电镜微观组织形貌；
图3为95.7(HfNbTaV)-4.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的室温应力应变曲线；
图4为91.7(HfNbTaTiZrV)-8.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的800℃应力应变曲线；
图5为91.7(HfNbTaTiZrV)-8.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的1000℃应力应变曲线。
图6为88.5(HfNbTaTiZr)-5V-6.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的室温应力应变曲线；
图7为55(HfNbTiZrV)-35Ta-10Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的室温压缩断口扫描电镜微观组织形貌。
具体实施方式
下面结合具体实施方式对本发明进行详细的介绍。
陶瓷相增强难熔高熵合金，由4-6种难熔金属元素，同时添加少量陶瓷相按一定原子比组成，难熔高熵合金基体为W、Re、Ta、Mo、Nb、Hf、Zr、Ti、V、Cr中的4-6种元素，原子百分比含量为a，满足5％≤a≤35％；添加的陶瓷相包括Al2O3、Y2O3、SiC、AlN、TiB2等。原子百分比含量为b，满足1％≤b≤20％。
陶瓷相增强难熔高熵合金及其制备方法，难熔高熵合金均引入陶瓷相进行强化。
陶瓷相原子百分比含量为b，满足1％≤b≤20％。
陶瓷相增强难熔高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
步骤1：按照合金组元种类取相应的单质纯金属原料，去除氧化皮，超声清洗吹干后，并按照合金成分进行精确配料；
步骤2：按照元素熔点由低到高的顺序将称量好的各元素原料依次放置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部，并将真空电弧熔炼炉的真空仓气压抽至5×10-3Pa以下；
步骤3：电弧熔炼，为保证合金均匀，合金熔化后每次熔炼时间为160-200s，每个合金锭熔炼6-8次以保证成分均匀；
步骤4：真空仓内冷却至室温时取出，在真空吸铸炉种吸铸或浇铸得到陶瓷相增强难熔高熵合金。
步骤1，对于熔点较高的元素采用单质粉末进行熔炼，颗粒尺寸不限。
真空电弧熔炼后合金存在较大偏析，且组织不均匀，可采用真空浇铸进行性能改善，具体为将铸锭放于真空吸铸炉中，使用浇铸模具并抽真空至5×10-3Pa，采用350-400A电流将铸锭融化后进行浇铸。
采用真空吸铸造这一工艺可获得晶粒细小且均匀的组织，有利于改善合金的性能，具体为将铸锭放于真空吸铸炉中，使用吸铸模具并抽真空至5×10-3Pa，压差调为4个大气压，采用350-400A电流将铸锭融化后快速吸铸。
实施例1：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照97.8(HfNbTaTiV)-2.2Al2O3进行精确配料，其配比为19.56at.％Hf、19.56at.％Nb、19.56at.％Ta、19.56at.％Ti、19.56at.％V、2.2at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10- 3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s。为获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中将母合金锭吸铸成直径10mm、高60mm的棒材。从中切取直径10mm、高1mm的小块试样，用砂纸将试样表面磨平并超声清洗吹干后，对其进行X射线衍射测试。详细测试参数为扫描步长为0.02°/s，扫描速率为4°/min，扫描角度2θ范围为20°～100°。如图1为按原子百分比97.8％的难熔高熵合金基体和2.2％的陶瓷相制备得到的97.8(HfNbTaTiV)-2.2Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的X射线衍射图谱；实施例1制备的陶瓷相增强难熔高熵合金的X射线衍射图谱如附图1所示。可以看出，实施例1制备的陶瓷相增强难熔高熵合金具有单一BCC结构，这说明其具有简单的物相结构。
实施例2：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、Zr、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照95.7(HfNbTaTiZrV)-4.3Al2O3进行精确配料，其配比为15.95at.％Hf、15.95at.％Nb、15.95at.％Ta、15.95at.％Ti、15.95at.％Zr、15.95at.％V、4.3at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10-3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s，未获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中进行将母合金锭吸铸成直径10mm、高60mm的棒材。利用线切割从合金锭中切取直径10mm、高1mm的矩形薄片试样，先后经打磨、抛光、腐蚀并超声清洗吹干后，利用Sirion场发射扫描电镜观察合金显微组织形貌。实施例2制备的陶瓷相增强难熔高熵合金的扫描电镜照片如附图2所示；图2为按原子百分比95.7％的难熔高熵合金基体和4.3％的陶瓷相制备得到的95.7(HfNbTaTiZrV)-4.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的扫描电镜微观组织形貌。可以看出，其组织致密，组织形貌为典型树枝晶，无明显孔隙、夹杂及裂纹，这说明陶瓷相增强难熔高熵合金具有良好的铸造性能。
实施例3：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、Zr、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照95.7(HfNbTaV)-4.3Al2O3进行精确配料，其配比为23.93at.％Hf、23.92at.％Nb、23.92at.％Ta、23.93at.％V、4.3at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10-3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s，未获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中进行将母合金锭吸铸成直径10mm、高1mm的棒材。利用线切割从中部切取直径2mm、高4mm的圆柱形试样，用2000目砂纸轻轻磨掉圆柱试样底面的线切割痕迹和侧面的氧化皮，超声清洗并吹干后，利用Sans5305型万能试验机测试合金的室温力学性能。图3为按原子百分比95.7％的难熔高熵合金基体和4.3％的陶瓷相制备得到的95.7(HfNbTaV)-4.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的室温应力应变曲线。可以看出，陶瓷相增强难熔高熵合金的屈服强度为2000MPa，压缩强度为3000MPa，断裂应变超20％。相比于已报道的难熔高熵合金，本实施案例中制备的陶瓷相增强难熔高熵合金室温强度显著提高，这表明陶瓷相增强难熔高熵合金能够实现材料的强化。
实施例4：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、Zr、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照91.7(HfNbTaTiZrV)-8.3Al2O3进行精确配料，其配比为15.28at.％Hf、15.28at.％Nb、15.28at.％Ta、15.29at.％Ti、15.29at.％Zr、15.28at.％V、8.3at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10-3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s，未获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中进行将母合金锭吸铸成直径10mm、高1mm的棒材。利用线切割从中部切取直径2mm、高4mm的圆柱形试样，用2000目砂纸轻轻磨掉圆柱试样底面的线切割痕迹和侧面的氧化皮，超声清洗并吹干后，利用配备电子加热装置的Sans5305型万能试验机测试合金的室温力学性能。附图4为实施例4制备的陶瓷相增强难熔高熵合金在800℃大气环境中的应力应变曲线，图4为按原子百分比91.7％的难熔高熵合金基体和8.3％的陶瓷相制备得到的91.7(HfNbTaTiZrV)-8.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的800℃应力应变曲线。可以看出，陶瓷相增强难熔高熵合金的屈服强度为1392MPa，断裂应变大于20％，这表明陶瓷相增强难熔高熵合金在宽温域下具有优异的综合力学性能。
实施例5：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、Zr、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照91.7(HfNbTaTiZrV)-8.3Al2O3进行精确配料，其配比为15.28at.％Hf、15.28at.％Nb、15.28at.％Ta、15.29at.％Ti、15.29at.％Zr、15.28at.％V、8.3at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10-3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s，未获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中进行将母合金锭吸铸成直径10mm、高1mm的棒材。利用线切割从中部切取直径2mm、高4mm的圆柱形试样，用2000目砂纸轻轻磨掉圆柱试样底面的线切割痕迹和侧面的氧化皮，超声清洗并吹干后，利用配备电子加热装置的Sans5305型万能试验机测试合金的室温力学性能。图5为按原子百分比91.7％的难熔高熵合金基体和8.3％的陶瓷相制备得到的91.7(HfNbTaTiZrV)-8.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的1000℃应力应变曲线。
附图5为实施例5制备的陶瓷相增强难熔高熵合金在1000℃大气环境中的应力应变曲线。可以看出，陶瓷相增强难熔高熵合金的屈服强度为693MPa，断裂应变大于20％，这表明陶瓷相增强难熔高熵合金在宽温域下具有优异的综合力学性能。
实施例6：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、Zr、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照88.5(HfNbTaTiZr)-5V-6.3Al2O3进行精确配料，其配比为17.7at.％Hf、17.7at.％Nb、17.7at.％Ta、17.7at.％Ti、17.7at.％Zr、5at.％V、6.3at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10-3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s，未获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中进行将母合金锭吸铸成直径10mm、高1mm的棒材。利用线切割从中部切取直径2mm、高4mm的圆柱形试样，用2000目砂纸轻轻磨掉圆柱试样底面的线切割痕迹和侧面的氧化皮，超声清洗并吹干后，利用配备电子加热装置的Sans5305型万能试验机测试合金的室温力学性能。图6为按原子百分比93.5％的难熔高熵合金基体和6.3％的陶瓷相制备得到的88.5(HfNbTaTiZr)-5V-6.3Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的室温应力应变曲线。附图6为实施例6制备的陶瓷相增强难熔高熵合金在室温环境中的应力应变曲线。可以看出，陶瓷相增强难熔高熵合金的屈服强度为2200MPa，断裂应变明显降低，这表明高V含量陶瓷相增强难熔高熵合金室温下具有更加优异的综合力学性能。
实施例7：
取纯度为99.9wt.％的Al2O3颗粒和纯度不低于99.95wt.％的Hf、Nb、Ta、Ti、Zr、V单质纯金属颗粒，金属颗粒机械打磨去除氧化皮并超声清洗吹干后，按照55(HfNbTiZrV)-35Ta-10Al2O3进行精确配料，其配比为11at.％Hf、11at.％Nb、35at.％Ta、11at.％Ti、11at.％Zr、11at.％V、10at.％Al2O3。将称量好的原料按照元素熔点由低到高的顺序先后布料于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部。熔炼前将炉腔抽真空至5×10-3Pa，后充氩气至0.7个大气压。熔炼时，先熔炼炉内的钛锭180s以除去炉腔内的残余氧；熔炼目标合金时，合金完全熔化后保持180s，未获得成分均匀的合金铸锭，所有试样反复熔炼8遍，每遍熔炼后均将试样翻转。随后在真空吸铸炉中进行将母合金锭吸铸成直径10mm、高1mm的棒材。利用线切割从中部切取直径2mm、高4mm的圆柱形试样，用2000目砂纸轻轻磨掉圆柱试样底面的线切割痕迹和侧面的氧化皮，超声清洗并吹干后，利用配备电子加热装置的Sans5305型万能试验机测试合金的室温力学性能。图7为按原子百分比93.5％的难熔高熵合金基体和6.3％的陶瓷相制备得到的55(HfNbTiZrV)-35Ta-10Al2O3陶瓷相增强难熔高熵合金的室温压缩断口扫描电镜微观组织形貌。
图7为实施例7制备的陶瓷相增强难熔高熵合金的室温压缩断口扫描电镜微观组织形貌。可以看出，高Ta含量陶瓷相增强难熔高熵合金并没有表现出完全的脆性断裂形貌，断口表面仍然部分韧窝状的形貌，这表明高Ta含量陶瓷相增强难熔高熵合金在提高强度的时候并不会完全牺牲合金的塑性。
上述实施方式仅为说明本发明的特点及内容所作的列举，本发明的保护范围不受其限制，仍以本发明权利要求书的内容为准。凡根据本发明实质所做的修饰或变换，均落入本发明的保护范围。

Claims (5)

1.陶瓷相增强难熔高熵合金，其特征在于，包括按原子比组成4-6种金属元素和陶瓷相，所述的4-6种金属元素选自Ta、Nb、Hf、Zr、Ti、V；每种所述的金属元素的原子百分比含量为a，满足5%≤a≤35%；所述的陶瓷相原子百分比含量为b，满足1%≤b≤20%；所述的陶瓷相选自Al2O3；室温屈服强度为2700 MPa ~3500 MPa，800℃屈服强度具有1400 MPa ~1700MPa，1000 ℃仍能保持600 MPa ~900 MPa。
2.权利要求1所述的陶瓷相增强难熔高熵合金的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：
步骤1：按照合金组元种类取相应的单质纯金属原料，超声清洗吹干后，并按照合金成分进行精确配料；
步骤2：按照元素熔点由低到高的顺序将称量好的各元素原料依次放置于非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜模坩埚中，陶瓷相放在最底部，并将真空电弧熔炼炉的真空仓气压抽至5×10-3 Pa以下；
步骤3：真空电弧熔炼，为保证合金均匀，合金熔化后进行熔炼；
步骤4：真空仓内冷却至室温时取出，再真空吸铸造或真空浇铸得到陶瓷相增强难熔高熵合金。
3.根据权利要求2所述的陶瓷相增强难熔高熵合金的制备方法，其特征在于：所述的步骤3中，合金熔化后每次熔炼时间为160-200 s，每个合金锭熔炼6-8次。
4.根据权利要求2所述的陶瓷相增强难熔高熵合金的制备方法，其特征在于：所述的步骤4中，采用真空浇铸，具体为将铸锭放于真空吸铸炉中，使用浇铸模具并抽真空至5×10-3 Pa，采用350-400 A电流将铸锭融化后进行浇铸。
5.根据权利要求2所述的陶瓷相增强难熔高熵合金的制备方法，其特征在于：所述的步骤4中，采用真空吸铸造，具体为将铸锭放于真空吸铸炉中，使用吸铸模具并抽真空至5×10-3 Pa，压差调为4个大气压，采用350-400 A电流将铸锭融化后快速吸铸。
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