CN115386780A - 一种轻质高强高韧高熵超合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种轻质高强高韧高熵超合金及其制备方法，属于合金材料技术领域。本发明的轻质高强高韧高熵超合金为TiaAlbMcNd，其中M包含V、Cr、Zr、Nb和Mo中的一种或几种，N包含Mn、Fe、Co和Ni中的一种或几种；其中，30≤a≤45且a＝b，5≤c≤20，5≤d≤20，且a+b+c+d＝100。本发明通过将熔炼后的合金材料进行固溶和时效处理，使得合金基体中析出一定体积分数的D022、D03及L12等沉淀相，实现了以L10为基体结构提供室温下的韧性，D022、D03及L12等有序相维持在高温下的热稳定性以及提供高的硬度和强度。
Description
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，尤其涉及一种轻质高强高韧高熵超合金及其制备方法。
背景技术
轻质合金由于具有低密度、高比强度和良好塑性等优异的力学性能，在交通运输、航天航空以及国防军工等轻量化领域有着广泛应用，但是受限于“单一主元”以及基于“焓”设计理念的传统轻质合金的性能已趋于瓶颈。随着航空航天技术的快速发展和不断升级，材料的服役环境也更加严苛，例如更高的服役温度和比强度等，因此急需颠覆性的合金设计理念来实现性能的突破。相比于传统轻质合金基于“混合焓”以及“单一主元”的设计思路，高熵合金是基于“构型熵”设计开发出来并由五种及其以上元素以等摩尔或近等摩尔比合金化而形成的一种新型多主元合金。由于多种元素之间的协同作用，使其具有高的混合熵、严重的晶格畸变、迟滞扩散以及“鸡尾酒”等特征效应，并普遍具有简单固溶体相结构，从而表现出传统合金无法比拟的出色性能，如高强度、高硬度、耐腐蚀、耐磨损、抗辐照以及优异的耐高温等性能。
而目前，在航空航天领域内，如航空发动机使用最多的结构材料主要是钛合金以及钛铝合金。钛合金作为一种轻质高强合金，具有高比强度、低密度与良好的耐热性等优异性能，在航天航空领域的应用极为广泛。但是基于“混合焓”以及“单一主元”的设计思路，钛合金自身存在热导率低、易磨损、加工困难以及价格昂贵等问题，且主要适用于中低温环境的结构件，在一定程度上限制了钛合金在航空航天领域的发展。而钛铝合金虽然具有较低的密度和比模量，且在高温环境下也能够兼顾优异的力学性能，但是钛铝合金低的室温强度以及塑性，伴随而来的成形性差，材料利用率低以及成本很高，也严重制约了其工程应用。
因此，如何结合轻质高强合金和高熵合金的优点，得到一种轻质高强高韧高熵超合金是目前需要解决的技术问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种轻质高强高韧高熵超合金及其制备方法，以解决现有轻质高强合金室温强度低以及服役温度不高的技术问题。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种轻质高强高韧高熵超合金，所述轻质高强高韧高熵超合金为TiaAlbMcNd，其中M包含V、Cr、Zr、Nb和Mo中的一种或几种，N包含Mn、Fe、Co和Ni中的一种或几种；
其中，30≤a≤45且a＝b，5≤c≤20，5≤d≤20，且a+b+c+d＝100。
进一步的，所述轻质高强高韧高熵超合金选自以下合金中的一种：
Ti35Al35Cr10Co10Mo5Nb5、Ti40Al40V10Mn5Mo5、Ti45Al45Mn4Nb4Mo2。
本发明提供了一种轻质高强高韧高熵超合金的制备方法，包括以下步骤：
取原子百分比的原料混合后进行熔炼处理，得到熔炼液；
熔炼液冷却成型后顺次进行固溶处理、时效处理和冷却，即得到轻质高强高韧高熵合金。
进一步的，所述熔炼处理在氩气保护下进行，熔炼处理的压强为-0.03～-0.01MPa。
进一步的，所述熔炼处理的温度为1000～1500℃，熔炼处理的保温时间为40～60s。
进一步的，所述固溶处理的温度为900～1200℃，固溶处理的时间为3～5h。
进一步的，所述时效处理的温度为500～800℃，时效处理的时间为7～12h。
进一步的，所述冷却包含空冷和炉冷。
本发明的有益效果：
本发明所述合金主要是以Al和Ti元素为基体元素，在其中添加一定量低成本的M以及N元素，制备出的合金具有低的密度，铸态条件下拥有超过800MPa的压缩屈服强度以及高的韧性(>30％)，且在800～1200℃下具有出色的耐高温性能。
本发明所述轻质高强高韧高熵超合金，结合了“高熵”的概念，通过元素的选择及精确调控以及相应的热处理工艺(固溶/时效处理)，使元素之间的晶格发生部分“取代”，形成“(Ti，M，N)(Al，M，N)”型的L10基体结构，同时调控合金体系的价电子浓度来控制其沉淀相的晶体结构，即通过相应的热处理工艺(固溶/时效处理)，合金基体中析出一定体积分数的D022、D03及L12等沉淀相，实现了以L10为基体结构提供室温下的韧性。D022、D03及L12等有序相维持在高温下的热稳定性以及提供高的硬度和强度。且所述轻质高强高韧高熵超合金制备方法操作简单、安全可靠、制备效果好且制备过程无污染，在航天航空等轻量化领域具有极为广泛的应用前景。
附图说明
图1为本发明实施例1所述轻质高强高韧超合金的热处理后的结构示意图；
图2为本发明所述轻质高强高韧超合金的热处理工艺示意图；
图3为本发明实施例1所述轻质高强高韧超合金的析出相形貌图。
具体实施方式
本发明提供了一种轻质高强高韧高熵超合金，所述轻质高强高韧高熵超合金为TiaAlbMcNd，其中M包含V、Cr、Zr、Nb和Mo中的一种或几种，N包含Mn、Fe、Co和Ni中的一种或几种；
其中，30≤a≤45且a＝b，5≤c≤20，5≤d≤20，且a+b+c+d＝100。
在本发明中，M优选为V或Cr，N优选为Mn和/或Co。
在本发明中，a优选为30～45的整数，具体为30、31、32、33、34、35、36、37、38、39、40、41、42、43、44、45，且a＝b。
在本发明中，c优选为5～20的整数，具体为5、6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19、20。
在本发明中，d优选为5～20的整数，具体为5、6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19、20。
在本发明中，a+b+c+d＝100。
在本发明中，a、b、c、d均表示为原子百分数。
在本发明中，所述轻质高强高韧高熵超合金优选自以下合金中的一种：
Ti35Al35Cr10Co10Mo5Nb5、Ti40Al40V10Mn5Mo5、Ti45Al45Mn4Nb4Mo2。
本发明提供了一种轻质高强高韧高熵超合金的制备方法，包括以下步骤：
取原子百分比的原料混合后进行熔炼处理，得到熔炼液；
熔炼液冷却成型后顺次进行固溶处理、时效处理和冷却，即得到轻质高强高韧高熵超合金。
在本发明中，所述熔炼处理在氩气保护下进行，熔炼处理的压强为-0.03～-0.01MPa，优选为-0.02MPa。
在本发明中，所述熔炼处理的温度为1000～1500℃，优选为1100～1400℃，进一步优选为1200～1300℃。
在本发明中，熔炼处理至合金材料完全熔化后保温，熔炼处理的保温时间为40～60s，优选为45～55s，进一步优选为50s。
在本发明中，所述固溶处理的温度为900～1200℃，优选为1000～1100℃，进一步优选为1050℃；固溶处理的时间为3～5h，优选为3.5～4.5h，进一步优选为4h。
在本发明中，所述时效处理的温度为500～800℃，优选为600～700℃，进一步优选为650℃；时效处理的时间为7～12h，优选为8～11h，进一步优选为9～10h。
在本发明中，所述冷却包含空冷和炉冷，优选为炉冷。
在本发明中，为了避免材料的性能在设计时“顾此失彼”，既保证材料的轻量化，同时也要满足在室温以及高温下良好的力学性能。因此，本发明将传统轻质合金与高熵合金的概念相结合，即轻质合金的“轻”和高熵合金的“熵”，首先选用Al、Ti两种轻质元素，并按照“高熵合金”的设计理念以及多主元金属间化合物及传统合金沉淀强化相与合金价电子浓度的联系，即通过调整加入不同元素的组成和含量来调控合金体系整体的价电子浓度，并通过相应的热处理工艺(固溶/时效处理)，使得合金基体中析出一定体积分数的D022、D03及L12等沉淀相。
下面结合实施例对本发明提供的技术方案进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
按Ti35Al35Cr10Co10Mo5Nb5合金的原子百分比进行配料，通过真空感应熔炉在-0.02MPa、1200℃下熔炼合金原料并保温40s，制备铸态合金，随后将铸态合金置于真空管式炉首先进行1000℃的固溶处理，固溶处理的时间为3h，紧接着将合金置于冷水中进行快速冷却。最后将固溶处理后的合金置于真空管式炉进行500℃的时效处理，时效的时间为7h，合金冷却的方式为随炉冷却，工艺示意图见图1。
本实施例制备的合金样品基体为面心四方(L10)晶体结构，同时基体上分布一定体积分数纳米尺度的析出相，如图3所示；合金密度远低于商用钛合金的密度；同时该合金在室温下的硬度值超过500HV，具有超出1GPa的抗压强度以及超过30％的压缩应变，比强度大于300MPa·cm3/g；该合金在1000℃具有出色的耐高温性能。
实施例2
按Ti35Al35Cr10Co10Mo5Nb5合金的原子百分比进行配料，通过真空感应熔炉在-0.02MPa、1300℃下熔炼合金原料并保温50s，制备铸态合金，随后将铸态合金置于真空管式炉中首先进行1200℃的固溶处理，固溶处理的时间为5h，紧接着将合金置于冰水中进行快速冷却。最后将固溶处理后的合金置于真空管式炉进行700℃的时效处理，时效的时间为9h，合金冷却的方式为随炉冷却。
本实施例制备的合金样品的密度低于商用钛合金的密度，合金样品为面心四方(L10)晶体结构，同时基体上分布一定体积分数纳米尺度的析出相；该合金在室温下的硬度值超过520HV，具有超出1.2GPa的抗压强度以及30％的压缩应变，比强度大于330MPa·cm3/g；该合金在1100℃具有出色的耐高温性能。
实施例3
按Ti40Al40V10Mn5Mo5合金的原子百分比进行配料，通过真空感应熔炉在-0.02MPa、1400℃下熔炼合金原料并保温60s，制备铸态合金，随后将铸态合金置于真空管式炉首先进行1000℃的固溶处理，固溶处理的时间为3h，紧接着将合金置于冰水中进行快速冷却。最后将固溶处理后的合金置于真空管式炉进行500℃的时效处理，时效的时间为7h，合金冷却的方式为随炉冷却。
本实施例制备的合金样品的密度低于商用钛合金的密度，合金样品为面心四方(L10)晶体结构，同时基体上分布一定体积分数纳米尺度的析出相；该合金在室温下的硬度值超过520HV，具有超出1.2GPa的抗压强度以及超过30％的压缩应变，比强度大于300MPa·cm3/g；该合金在1000℃具有出色的耐高温性能。
实施例4
按Ti40Al40V10Mn5Mo5合金的原子百分比进行配料，通过真空感应熔炉在-0.02MPa、1200℃下熔炼合金原料并保温50s，制备铸态合金，随后将铸态合金置于真空管式炉首先进行1200℃的固溶处理，固溶处理的时间为5h，紧接着将合金置于冰水中进行快速冷却。紧接着将固溶处理后的合金置于真空管式炉进行700℃的时效处理，时效的时间为9h，合金冷却的方式为随炉冷却。
本实施例制备的合金样品的密度低于商用钛合金的密度，合金样品为面心四方(L10)晶体结构；同时该合金在室温下的硬度值超过530HV，具有超出1GPa的抗压强度以及超过30％的压缩应变，比强度大于300MPa·cm3/g；该合金在1200℃具有出色的耐高温性能。
实施例5
按Ti45Al45Mn4Nb4Mo2合金的原子百分比进行配料，通过真空感应熔炼炉在-0.03MPa、1500℃下熔炼合金原料并保温40s，制备铸态合金，随后将铸态合金置于真空管式炉首先进行1000℃的固溶处理，固溶处理的时间为3h，紧接着将合金置于冰水中进行快速冷却。紧接着将固溶处理后的合金置于真空管式炉进行500℃的时效处理，时效的时间为7h，合金冷却的方式为随炉冷却。
本实施例制备的合金样品的密度低于商用钛合金的密度，合金样品为面心四方(L10)晶体结构；同时该合金在室温下的硬度值超过520HV，具有超出1.1GPa的抗压强度以及超过30％的压缩应变，比强度大于300MPa·cm3/g；该合金在1000℃具有出色的耐高温性能。
实施例6
按Ti45Al45Mn4Nb4Mo2合金的原子百分比进行配料，通过真空感应熔炉在-0.01MPa、1200℃下熔炼合金原料并保温50s，制备铸态合金，随后将铸态合金置于真空管式炉首先进行1200℃的固溶处理，固溶处理的时间为5h，紧接着将合金置于冰水中进行快速冷却。紧接着将固溶处理后的合金置于真空管式炉进行700℃的时效处理，时效的时间为9h，合金冷却的方式为随炉冷却。
本实施例制备的合金样品的密度低于商用钛合金的密度，合金样品为面心四方(L10)晶体结构；同时该合金在室温下的硬度值超过520HV，具有超出1.2GPa的抗压强度以及超过30％的压缩应变，比强度大于320MPa·cm3/g；该合金在1200℃具有出色的耐高温性能。
由以上实施例可知，本发明提供了一种轻质高强高韧高熵超合金及其制备方法。通过本发明方法制备出的合金具有低的密度，铸态条件下拥有超过800MPa的压缩屈服强度以及高的韧性(>30％)，且在800～1200℃下具有出色的耐高温性能。
以上所述仅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 (8)
1.一种轻质高强高韧高熵超合金，其特征在于，所述轻质高强高韧高熵超合金为TiaAlbMcNd，其中M包含V、Cr、Zr、Nb和Mo中的一种或几种，N包含Mn、Fe、Co和Ni中的一种或几种；
其中，30≤a≤45且a＝b，5≤c≤20，5≤d≤20，且a+b+c+d＝100。
2.根据权利要求1所述的轻质高强高韧高熵超合金，其特征在于，所述轻质高强高韧高熵超合金选自以下合金中的一种：
Ti35Al35Cr10Co10Mo5Nb5、Ti40Al40V10Mn5Mo5、Ti45Al45Mn4Nb4Mo2。
3.权利要求1或2所述轻质高强高韧高熵超合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
取原子百分比的原料混合后进行熔炼处理，得到熔炼液；
熔炼液冷却成型后顺次进行固溶处理、时效处理和冷却，即得到轻质高强高韧高熵超合金。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼处理在氩气保护下进行，熔炼处理的压强为-0.03～-0.01MPa。
5.根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼处理的温度为1000～1500℃，熔炼处理的保温时间为40～60s。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的温度为900～1200℃，固溶处理的时间为3～5h。
7.根据权利要求3或4或6所述的制备方法，其特征在于，所述时效处理的温度为500～800℃，时效处理的时间为7～12h。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述冷却包含空冷和炉冷。
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