CN114606424A - 一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金及制备方法 - Google Patents

一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金及制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种高强高韧的Mo‑Nb‑Ta‑Hf‑Zr难熔高熵合金及制备方法，属于高熵合金和耐热合金材料的技术领域。所述Mo‑Nb‑Ta‑Hf‑Zr难熔高熵合金的表达式为MoxNbyTazHfuZrv，x、y、z、u、v为元素的摩尔百分含量，满足x+y+z+u+v=1；其中：0.05＜x＜0.3，0.4＜y+z＜0.5，0.25＜u+v＜0.45。本发明所制备的高熵合金具有突出的高温强度、良好的室温塑性和热稳定性，突破难熔高熵合金领域高温强度和室温塑性协同优化设计的难题，在高温结构材料领域具有广阔的应用前景和重要的应用价值；本发明合金采用真空电弧炉熔炼制备，方法简单易实现，加工生产成本低。

Description

一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金及制备方法
技术领域
本发明属于高熵合金和耐热合金材料的技术领域，涉及一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金及制备方法。
背景技术
目前，航空、航天等工业的不断发展对高温结构材料提出了越来越高的要求。而传统镍基高温合金经过这么多年的研究和深入挖掘，其服役温度已接近其性能极限，成分设计上的突破所带来的性能提高难度极大，需要从其他方面的材料进行研究来突破镍基高温合金的性能极限，难熔高熵合金正是基于这一理念而在近几年得到了大力研究。
难熔高熵合金由Mo、Ta、Nb等高熔点元素组成，使合金具有突出的高温强度，而通过热力学上的熵值效应该类合金表现出良好的结构稳定性，因而成为极端温度服役部件制造的新型潜力材料。
然而现有已开发的难熔高熵合金体系存在高温强度和室温塑性无法兼顾的难题，典型如NbMoTaWV合金高温强度优异但室温塑性较差、TaNbHfZrTi合金室温塑性突出但高温强度不足，室温塑性较差会限制合金的加工制造，而高温强度不足则制约了合金的高温应用。
例如：中国专利CN108130470A公开了一种MoNbTaZrHf高熵合金，其中的，各元素的摩尔配比a:b:c:d:e=1:1:1:1:1，显然是为了制备集高硬度、耐腐蚀性、耐高温性等的良好匹配的合金材料，而不是为了在制备合金室温塑性和高温强度协同提高的高强高韧的难熔高熵合金。
中国专利CN107641751A公开了一种MoNbCrVTi难熔高熵合金，该难熔高熵合金具有低密度、高熔点、高强度和良好的塑性，显然性能方面室温力学性能优良，但是高温强度方面存在不足。
中国专利CN109252082A公开了一种多元合金化的难熔高熵合金及其制备方法，是通过在以单相固溶体相为组成相的难熔高熵合金MoNb1.5Hf0.5Zr0.5Ti1.5中同时添加金属元素W、Al、Cr和非金属元素C来提高合金的性能，高温强度和室温塑性不存在协同提高。
中国专利CN112609118A公开了一种耐高温难熔高熵合金，其通式为NbTaW0.5MxCy，其中M为Mo和/或Hf元素，其中0≤x≤1，0.05≤y≤0.5，x和y为摩尔比；其实为了降低战略金属钽的使用，降低合金的密度，通过高的固溶强化和多种强化手段来保持并提高合金的高温强度和室温塑性；但是其中加入了C，形成的组织结构为BCC、FCC结构的碳化物或HCP结构的碳化物和正交相构成，抗高温软化的能力也得不到技术支持，室温塑性和高温结构稳定性也未给出具体实例说明，也得不到技术支持。
中国专利CN106048374A公开了一种难熔高熵合金/碳化钛复合材料，所述复合材料以难熔高熵合金为基体相，以碳化钛为增强相；其中所述难熔高熵合金中的元素选自W、Mo、Ta、Nb、V、Ti、Zr、Hf、Cr元素中的至少四种；虽然其中的难熔高熵合金；高熵基体粉末以等摩尔或接近等摩尔比混合形成高熵基体粉末，其高温强度和室温塑性较低，高温强度的高温达不到1000℃，室温塑性和显微硬度也较低。
综上，开发并制备1000℃高温的高屈服强度和室温的高塑性能够协同提升的新型难熔高熵合金是亟待解决的技术难题，该新型难熔高熵合金是传统镍基合金的有效替代材料，能够极大低推动热端材料及其相关工业的快速规模发展，拓展了难熔高熵合金的应用范围。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是现有技术中并没有能够协同提升1000℃高温屈服强度和室温塑性的难熔高熵合金成分含量选择和制备方式，存在的只是单一性能提升的技术方案，或者是提升效果不明显，或者是技术目的和技术效果不能协同提升1000℃高温屈服强度和室温塑性，或者是协同提升的幅度达不到使用需求。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式为MoxNbyTazHfuZrv，x、y、z、u、v为元素的摩尔百分含量，满足x+y+z+u+v=1；其中：0.05＜x＜0.3，0.4＜y+z＜0.5，0.25＜u+v＜0.45。
优选地，所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的组织结构为单相BCC结构，或BCC结构和少量的Laves相组成的结构。
优选地，所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃的屈服强度为700-1100MPa，压缩强度为770-1800MPa，室温屈服强度为1200-1600MPa，破坏前室温最大压缩应变值为17.2-50%，密度为9.5-11.1g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
一种所述的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
S1：选用纯度均高于99.9%的Mo金属、Nb金属、Ta金属、Hf金属、Zr金属为金属原材料，打磨金属原材料表面去除表面氧化皮，超声清洗，放入烘干箱烘干；
S2：按照所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式的元素摩尔配比分别计算所需Mo、Nb、Ta、Hf、Zr的质量，再对步骤S1中超声清洗后的金属原材料进行称重，以备熔炼制备Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金使用；
S3：采用非自耗真空电弧炉熔炼Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，对样品室抽真空，通入高纯氩气保护；
S4：开通非自耗真空电弧炉的焊机电源，引弧后熔化预置于炉膛中的海绵钛进行炉内脱氧；
S5：将步骤S2中经过称重的金属原材料进行组合，分别熔炼制备得到Hf-Zr中间合金和Mo-Nb中间合金；
S6：按熔点高低顺序将步骤S5中的Hf-Zr中间合金放置在非自耗真空电弧炉中坩埚的最底部，步骤S5中的Mo-Nb中间合金放置在前述Hf-Zr中间合金上，Ta金属放置在前述Mo-Nb中间合金上，从下到上行程底层为Hf-Zr中间合金、中间层为Mo-Nb中间合金、顶层为Ta金属的三层料层；
S7、开始熔炼步骤S6中的三层料层，充分熔炼后浇铸，得到高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金铸锭。
优选地，所述步骤S1中的打磨是通过砂纸和砂轮机打磨金属原材料表面去除氧化皮。
优选地，所述步骤S1中的超声清洗为在金属原材料无水乙醇中超声清洗3-5min，烘干为金属原材料在烘干箱中烘干10min。
优选地，所述步骤S3中的抽真空的真空度为4.5×10-3-5.5×10-3Pa，通入高纯氩气保护使得压力至-0.05-0Pa。
优选地，所述步骤S4中，需要控制海绵钛处于液态3~5min以脱氧。
优选地，所述步骤S7中的充分熔炼为：反复熔炼6-8次，每次熔炼合金时长2-3min，待合金冷却后翻转，整个熔炼过程合金处于液态的时间超过15min。
优选地，所述步骤S7中的充分熔炼的电流为300-450A，采用的电磁搅拌电流为20-40A。
本发明与现有技术相比，具有以下有益效果：
上述方案中，本发明提供的一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，其中的Mo、Nb、Ta金属元素具有高熔点，提供了设计合金基础的高温软化抗力，所添加的Hf、Zr金属元素半径与Mo、Nb、Ta元素的半径差异较大，不同半径的多种元素相互混合引起严重的晶格畸变，使得设计合金在高温下仍能保持良好的固溶强化效果，具有较强的高温变形抗力；另一方面，所添加的Hf、Zr元素价电子浓度低，可降低设计合金的价电子浓度，进而提高合金室温塑性。通过元素比例的调整，设计合金可兼具突出的高温强度、高温软化抗力和良好的结构稳定性及室温塑性，具有显著的高温应用前景。
本发明的难熔高熵合金的制备方法简单易操作，通过制备中间合金提高了制备合金的成分均匀性。
本发明的所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃的屈服强度为700-1100MPa，压缩强度为770-1800MPa，室温屈服强度为1200-1600MPa，破坏前室温最大压缩应变值为17.2-50%，密度为9.5-11.1g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
本发明所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的组织结构为单相BCC结构，或BCC结构和少量的Laves相组成的结构。
本发明的熔炼方法保证整个熔炼过程合金处于液态超过15分钟，最终获得成分均匀的高熵合金铸锭；通过熔炼过程的电流和电磁搅拌电流选择，进一步提高熔炼合金的成分均匀性。
总之，本发明提供的一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金及制备方法，难熔高熵合金采用数据驱动的机器学习方法指导设计并成功制备，该合金为一新型难熔高熵合金体系，通过在特定范围内对组元成分进行调整，可实现合金承温能和室温塑性的显著提升；该合金制备采用传统的真空电弧熔炼方法，操作简单易于实现；该体系合金在保证优良综合性能同时，可实现高温强度和室温塑性的协同设计和优化，并具有良好的结构稳定性。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所 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为本发明实施例1-4所制备的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的室温力学性能曲线图；
图2为本发明实施例1-4所制备的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃下的高温力学性能曲线图；
图3为本发明实施例4所制备的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1200℃下的高温力学性能曲线图；
图4为本发明实施例4所制备的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金与已报道典型合金的抗软化性能对比曲线；
图5为本发明实施例1-4所制备的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃高温变形前的XRD图谱；
图6为本发明实施例1-4所制备的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃高温变形后的XRD图谱。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案和解决的技术问题进行阐述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明专利的一部分实施例，而不是全部实施例。
实施例1
Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金的制备及表征：
S1：选用纯度均高于99.9%的Mo金属、Nb金属、Ta金属、Hf金属、Zr金属为金属原材料，打磨金属原材料表面去除表面氧化皮，超声清洗，放入烘干箱烘干；
S2：按照所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式的元素摩尔配比分别计算所需Mo、Nb、Ta、Hf、Zr的质量，取Mo：3.434g，Nb：10.713g，Ta：12.952g，Hf：14.195g，Zr：8.706g；再对步骤S1中超声清洗后的金属原材料进行称重，以备熔炼制备Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金使用；
S3：采用非自耗真空电弧炉熔炼Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，对样品室抽真空，通入高纯氩气保护；其中：真空度为5×10-3Pa，通入高纯氩气保护使得压力至-0.05Pa；
S4：开通非自耗真空电弧炉的焊机电源，引弧后熔化预置于炉膛中的海绵钛进行炉内脱氧，使海绵钛处于液态3min以脱氧；
S5：将步骤S2中经过称重的金属原材料进行组合，分别熔炼制备得到Hf-Zr中间合金和Mo-Nb中间合金；
S6：按熔点高低顺序将步骤S5中的Hf-Zr中间合金放置在非自耗真空电弧炉中坩埚的最底部，步骤S5中的Mo-Nb中间合金放置在前述Hf-Zr中间合金上，Ta金属放置在前述Mo-Nb中间合金上，从下到上行程底层为Hf-Zr中间合金、中间层为Mo-Nb中间合金、顶层为Ta金属的三层料层；
S7、开始熔炼步骤S6中的三层料层，反复熔炼6次，每次熔炼合金时长3min，待合金冷却后翻转，整个熔炼过程合金处于液态的时间超过15min，充分熔炼后浇铸，得到高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金铸锭；其中：充分熔炼的电流为350A，采用的电磁搅拌电流为30A。
图1中展示了实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金的室温力学性能曲线，由此可知实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金的室温塑性超过50％，图2中展示了实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金的1000℃高温力学性能曲线，由此可知1000℃实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金的屈服强度为714MPa；图5和图6中分别展示了实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金1000℃高温变形前后的XRD分析结果，可知实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金为单相BCC结构，高温变形前后相结构保持一致，显示了实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金良好的结构稳定性。
实施例1的Mo0.09Nb0.29Ta0.18Hf0.2Zr0.24合金1000℃的屈服强度为714MPa，压缩强度为775MPa，室温屈服强度为1217MPa，破坏前室温最大压缩应变值超过50%，密度为10.06g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
实施例2
Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金的制备及表征：
S1：选用纯度均高于99.9%的Mo金属、Nb金属、Ta金属、Hf金属、Zr金属为金属原材料，打磨金属原材料表面去除表面氧化皮，超声清洗，放入烘干箱烘干；
S2：按照所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式的元素摩尔配比分别计算所需Mo、Nb、Ta、Hf、Zr的质量，Mo：5.443g，Nb：10.541g，Ta：14.665g，Hf：10.849g，Zr：8.502g；再对步骤S1中超声清洗后的金属原材料进行称重，以备熔炼制备Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金使用；
S3：采用非自耗真空电弧炉熔炼Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，对样品室抽真空，通入高纯氩气保护；其中：真空度为5×10-3Pa，通入高纯氩气保护使得压力至-0.05Pa；
S4：开通非自耗真空电弧炉的焊机电源，引弧后熔化预置于炉膛中的海绵钛进行炉内脱氧，使海绵钛处于液态3min以脱氧；
S5：将步骤S2中经过称重的金属原材料进行组合，分别熔炼制备得到Hf-Zr中间合金和Mo-Nb中间合金；
S6：按熔点高低顺序将步骤S5中的Hf-Zr中间合金放置在非自耗真空电弧炉中坩埚的最底部，步骤S5中的Mo-Nb中间合金放置在前述Hf-Zr中间合金上，Ta金属放置在前述Mo-Nb中间合金上，从下到上行程底层为Hf-Zr中间合金、中间层为Mo-Nb中间合金、顶层为Ta金属的三层料层；
S7、开始熔炼步骤S6中的三层料层，反复熔炼6次，每次熔炼合金时长3min，待合金冷却后翻转，整个熔炼过程合金处于液态的时间超过15min，充分熔炼后浇铸，得到高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金铸锭；其中：充分熔炼的电流为365A，采用的电磁搅拌电流为30A。
图1中展示了实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金的室温力学性能曲线，由此可知Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金的室温塑性为35.7％，图2中展示了实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金的1000℃高温力学性能曲线，由此可知1000℃实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金的屈服强度为894MPa；上述表明合金具有优异的高温强度和室温塑性匹配。图5和图6中分别展示了实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金1000℃高温变形前后的XRD分析结果，可知实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金为单相BCC结构，高温变形前后相结构保持一致，显示了实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金良好的结构稳定性。
实施例2的Mo0.14Nb0.28Ta0.2Hf0.15Zr0.23合金1000℃的屈服强度为894MPa，压缩强度为1057MPa，室温屈服强度为1412MPa，破坏前室温最大压缩应变值超过35.7%，密度为10.66g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
实施例3
Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金的制备及表征：
S1：选用纯度均高于99.9%的Mo金属、Nb金属、Ta金属、Hf金属、Zr金属为金属原材料，打磨金属原材料表面去除表面氧化皮，超声清洗，放入烘干箱烘干；
S2：按照所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式的元素摩尔配比分别计算所需Mo、Nb、Ta、Hf、Zr的质量，取Mo：7.762g，Nb：9.77g，Ta：13.906g，Hf：11.551g，Zr：7.01g；再对步骤S1中超声清洗后的金属原材料进行称重，以备熔炼制备Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金使用；
S3：采用非自耗真空电弧炉熔炼Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，对样品室抽真空，通入高纯氩气保护；其中：真空度为为4.5×10-3Pa，通入高纯氩气保护使得压力至-0.04Pa；
S4：开通非自耗真空电弧炉的焊机电源，引弧后熔化预置于炉膛中的海绵钛进行炉内脱氧，使海绵钛处于液态3.5min以脱氧；
S5：将步骤S2中经过称重的金属原材料进行组合，分别熔炼制备得到Hf-Zr中间合金和Mo-Nb中间合金；
S6：按熔点高低顺序将步骤S5中的Hf-Zr中间合金放置在非自耗真空电弧炉中坩埚的最底部，步骤S5中的Mo-Nb中间合金放置在前述Hf-Zr中间合金上，Ta金属放置在前述Mo-Nb中间合金上，从下到上行程底层为Hf-Zr中间合金、中间层为Mo-Nb中间合金、顶层为Ta金属的三层料层；
S7、开始熔炼步骤S6中的三层料层，反复熔炼7次，每次熔炼合金时长2.5min，待合金冷却后翻转，整个熔炼过程合金处于液态的时间超过15min，充分熔炼后浇铸，得到高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金铸锭；其中：充分熔炼的电流为375A，采用的电磁搅拌电流为35A。
图1中展示了实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金的室温力学性能曲线，由此可知Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金的室温塑性为30.5％，图2中展示了实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19的1000℃高温力学性能曲线，由此可知1000℃实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金的屈服强度为974MPa；上述表明合金具有优异的高温强度和室温塑性匹配。图5和图6中分别展示了实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金1000℃高温变形前后的XRD分析结果，可知实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金为单相BCC结构，高温变形前后相结构保持一致，显示了实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金良好的结构稳定性。
实施例3的Mo0.2Nb0.26Ta0.19Hf0.16Zr0.19合金1000℃的屈服强度为974MPa，压缩强度为1142MPa，室温屈服强度为1501MPa，破坏前室温最大压缩应变值超过30.5%，密度为10.81g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
实施例4
Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金的制备及表征：
S1：选用纯度均高于99.9%的Mo金属、Nb金属、Ta金属、Hf金属、Zr金属为金属原材料，打磨金属原材料表面去除表面氧化皮，超声清洗，放入烘干箱烘干；
S2：按照所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式的元素摩尔配比分别计算所需Mo、Nb、Ta、Hf、Zr的质量，取Mo：3.434g，Nb：10.713g，Ta：12.952g，Hf：14.195g，Zr：8.706g；再对步骤S1中超声清洗后的金属原材料进行称重，以备熔炼制备Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金使用；
S3：采用非自耗真空电弧炉熔炼Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，对样品室抽真空，通入高纯氩气保护；其中：真空度为为4.5×10-3Pa，通入高纯氩气保护使得压力至-0.04Pa；
S4：开通非自耗真空电弧炉的焊机电源，引弧后熔化预置于炉膛中的海绵钛进行炉内脱氧，使海绵钛处于液态3.5min以脱氧；
S5：将步骤S2中经过称重的金属原材料进行组合，分别熔炼制备得到Hf-Zr中间合金和Mo-Nb中间合金；
S6：按熔点高低顺序将步骤S5中的Hf-Zr中间合金放置在非自耗真空电弧炉中坩埚的最底部，步骤S5中的Mo-Nb中间合金放置在前述Hf-Zr中间合金上，Ta金属放置在前述Mo-Nb中间合金上，从下到上行程底层为Hf-Zr中间合金、中间层为Mo-Nb中间合金、顶层为Ta金属的三层料层；
S7、开始熔炼步骤S6中的三层料层，反复熔炼8次，每次熔炼合金时长2min，待合金冷却后翻转，整个熔炼过程合金处于液态的时间超过15min，充分熔炼后浇铸，得到高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金铸锭；其中：充分熔炼的电流为390A，采用的电磁搅拌电流为35A。
图1中展示了实施例4的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金的室温力学性能曲线，由此可知Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金的室温塑性为17.2％，图2中展示了实施例4的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金的1000℃高温力学性能曲线，由此可知1000℃实施例4的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金的屈服强度为1061MPa；图2展示了Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金1200℃的力学性能曲线，由此可知1200℃合金的屈服强度仍可达到940MPa；上述表明合金具有优异的高温强度和室温塑性匹配。图5和图6中分别展示了实施例2的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金1000℃高温变形前后的XRD分析结果，可知实施例4的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金为BCC结构和少量的Laves相，高温变形前后相结构保持一致，显示了实施例4的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金良好的结构稳定性。
实施例4的Mo0.26Nb0.27Ta0.21Hf0.13Zr0.13合金1000℃的屈服强度为1061MPa，压缩强度为1777MPa，室温屈服强度为1547MPa，破坏前室温最大压缩应变值超过17.2%，密度为11.05g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致；抗软化性能和已报道的典型合金对比如图4所示，从中可以看出，在室温时，抗软化性能与已报道的典型合金中最高软化性能的NbMoTaWVTi相比略高，在1000-1200℃的抗软化性能与已报道的典型合金中最高软化性能的NbMoTaWVTi相比高了大约240MPa。
上述方案中，本发明提供的一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，其中的Mo、Nb、Ta金属元素具有高熔点，提供了设计合金基础的高温软化抗力，所添加的Hf、Zr金属元素半径与Mo、Nb、Ta元素的半径差异较大，不同半径的多种元素相互混合引起严重的晶格畸变，使得设计合金在高温下仍能保持良好的固溶强化效果，具有较强的高温变形抗力；另一方面，所添加的Hf、Zr元素价电子浓度低，可降低设计合金的价电子浓度，进而提高合金室温塑性。通过元素比例的调整，设计合金可兼具突出的高温强度、高温软化抗力和良好的结构稳定性及室温塑性，具有显著的高温应用前景。
本发明的难熔高熵合金的制备方法简单易操作，通过制备中间合金提高了制备合金的成分均匀性。
本发明的所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃的屈服强度为700-1100MPa，压缩强度为770-1800MPa，室温屈服强度为1200-1600MPa，破坏前室温最大压缩应变值为17.2-50%，密度为9.5-11.1g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
本发明所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的组织结构为单相BCC结构，或BCC结构和少量的Laves相组成的结构。
本发明的熔炼方法保证整个熔炼过程合金处于液态超过15分钟，最终获得成分均匀的高熵合金铸锭；通过熔炼过程的电流和电磁搅拌电流选择，进一步提高熔炼合金的成分均匀性。
总之，本发明提供的一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金及制备方法，难熔高熵合金采用数据驱动的机器学习方法指导设计并成功制备，该合金为一新型难熔高熵合金体系，通过在特定范围内对组元成分进行调整，可实现合金承温能和室温塑性的显著提升；该合金制备采用传统的真空电弧熔炼方法，操作简单易于实现；该体系合金在保证优良综合性能同时，可实现高温强度和室温塑性的协同设计和优化，并具有良好的结构稳定性。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，其特征在于，所述难熔Mo-Nb-Ta-Hf-Zr高熵合金的表达式为MoxNbyTazHfuZrv，x、y、z、u、v为元素的摩尔百分含量，满足x+y+z+u+v=1；其中：0.05＜x＜0.3，0.4＜y+z＜0.5，0.25＜u+v＜0.45。
2.根据权利要求1所述的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，其特征在于，所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的组织结构为单相BCC结构，或BCC结构和少量的Laves相组成的结构。
3.根据权利要求1所述的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，其特征在于，所述高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金在1000℃的屈服强度为700-1100MPa，压缩强度为770-1800MPa，室温屈服强度为1200-1600MPa，破坏前室温最大压缩应变值为17.2-50%，密度为9.5-11.1g/cm3，1000℃高温变形前后的合金相结构保持一致。
4.一种权利要求1所述的高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：
S1：选用纯度均高于99.9%的Mo金属、Nb金属、Ta金属、Hf金属、Zr金属为金属原材料，打磨金属原材料表面去除表面氧化皮，超声清洗，放入烘干箱烘干；
S2：按照所述Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金的表达式的元素摩尔配比分别计算所需Mo、Nb、Ta、Hf、Zr的质量，再对步骤S1中超声清洗后的金属原材料进行称重，以备熔炼制备Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金使用；
S3：采用非自耗真空电弧炉熔炼Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金，对样品室抽真空，通入高纯氩气保护；
S4：开通非自耗真空电弧炉的焊机电源，引弧后熔化预置于炉膛中的海绵钛进行炉内脱氧；
S5：将步骤S2中经过称重的金属原材料进行组合，分别熔炼制备得到Hf-Zr中间合金和Mo-Nb中间合金；
S6：按熔点高低顺序将步骤S5中的Hf-Zr中间合金放置在非自耗真空电弧炉中坩埚的最底部，步骤S5中的Mo-Nb中间合金放置在前述Hf-Zr中间合金上，Ta金属放置在前述Mo-Nb中间合金上，从下到上行程底层为Hf-Zr中间合金、中间层为Mo-Nb中间合金、顶层为Ta金属的三层料层；
S7、开始熔炼步骤S6中的三层料层，充分熔炼后浇铸，得到高强高韧的Mo-Nb-Ta-Hf-Zr难熔高熵合金铸锭。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中的打磨是通过砂纸和砂轮机打磨金属原材料表面去除氧化皮。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中的超声清洗为在金属原材料无水乙醇中超声清洗3-5min，烘干为金属原材料在烘干箱中烘干10min。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中的抽真空的真空度为4.5×10-3-5.5×10-3Pa，通入高纯氩气保护使得压力至-0.05-0Pa。
8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，需要控制海绵钛处于液态3~5min以脱氧。
9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S7中的充分熔炼为：反复熔炼6-8次，每次熔炼合金时长2-3min，待合金冷却后翻转，整个熔炼过程合金处于液态的时间超过15min。
10.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S7中的充分熔炼的电流为300-450A，采用的电磁搅拌电流为20-40A。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115579091A (zh) * 2022-11-09 2023-01-06 广东海洋大学 基于机器学习的多性能协同优化高熵合金成分设计方法
CN116005059A (zh) * 2022-12-19 2023-04-25 中国科学院金属研究所 一种高强韧双BCC结构TaMoZrTiAl系难熔高熵合金
WO2023140389A1 (ja) * 2022-01-24 2023-07-27 日立金属株式会社 半導体製造装置用合金、半導体製造装置用合金部材および製造物
CN116875870A (zh) * 2023-08-29 2023-10-13 河源市深河人民医院(暨南大学附属第五医院) 一种吉帕级高强韧bcc高熵合金及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20020159914A1 (en) * 2000-11-07 2002-10-31 Jien-Wei Yeh High-entropy multielement alloys
CN107338385A (zh) * 2017-06-27 2017-11-10 北京科技大学 一种体心立方结构为主的储氢高熵合金及其制备方法
CN108130470A (zh) * 2018-01-15 2018-06-08 湘潭大学 一种MoNbTaZrHf高熵合金及其制备方法
CN112962011A (zh) * 2021-01-29 2021-06-15 佛山科学技术学院 一种耐蚀核电用的高熵合金及其制备方法
CN113667902A (zh) * 2021-08-20 2021-11-19 中国矿业大学 高熵晶界修饰的铁基多元纳米晶合金及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20020159914A1 (en) * 2000-11-07 2002-10-31 Jien-Wei Yeh High-entropy multielement alloys
CN107338385A (zh) * 2017-06-27 2017-11-10 北京科技大学 一种体心立方结构为主的储氢高熵合金及其制备方法
CN108130470A (zh) * 2018-01-15 2018-06-08 湘潭大学 一种MoNbTaZrHf高熵合金及其制备方法
CN112962011A (zh) * 2021-01-29 2021-06-15 佛山科学技术学院 一种耐蚀核电用的高熵合金及其制备方法
CN113667902A (zh) * 2021-08-20 2021-11-19 中国矿业大学 高熵晶界修饰的铁基多元纳米晶合金及其制备方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023140389A1 (ja) * 2022-01-24 2023-07-27 日立金属株式会社 半導体製造装置用合金、半導体製造装置用合金部材および製造物
CN115579091A (zh) * 2022-11-09 2023-01-06 广东海洋大学 基于机器学习的多性能协同优化高熵合金成分设计方法
CN116005059A (zh) * 2022-12-19 2023-04-25 中国科学院金属研究所 一种高强韧双BCC结构TaMoZrTiAl系难熔高熵合金
CN116005059B (zh) * 2022-12-19 2024-06-04 中国科学院金属研究所 一种高强韧双BCC结构TaMoZrTiAl系难熔高熵合金
CN116875870A (zh) * 2023-08-29 2023-10-13 河源市深河人民医院(暨南大学附属第五医院) 一种吉帕级高强韧bcc高熵合金及其制备方法
CN116875870B (zh) * 2023-08-29 2024-02-02 河源市深河人民医院(暨南大学附属第五医院) 一种吉帕级高强韧bcc高熵合金及其制备方法

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