CN116240442A - 一种低活化高强度多组元合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种低活化高强度多组元合金及其制备方法，通过向富Fe元素的多组元基体中引入少量的Ta、W元素，并利用合适的热处理工艺获得具有大量弥散Laves相析出的高强度耐辐照的合金组织；该方法优化后的合金包括下述组分按原子百分比组成，Fe 25～48％、Cr 29～43％、V 5～33％、Ta 0.2～3％、W 2.5～6.5％。本发明制备的多组元合金材料由低活化元素构成，满足了聚变堆等装备使用材料的基本要求，具有相较于目前已有核用材料更为优异的综合力学性能和更有潜力的耐辐照性能，因此可作为高强韧耐辐照合金应用于核工业、航天和国防科技等领域。
Description
技术领域
本发明属于金属材料制备技术领域，具体涉及到一种低活化高强度多组元合金及其制备方法。
背景技术
随着聚变堆技术与第四代裂变堆技术的飞速发展，其更为苛刻的服役环境对核用材料的感生放射性、抗辐照性能、高温辐照强度等提出了更高的要求，低活化高强度合金的设计开发迫在眉睫。目前正在广泛研究并已开始在初代实验堆中使用的低活化铁素体/马氏体钢与低活化弥散氧化物钢虽一定程度上已满足了在不高于923K区间内的使用要求，但依旧无法满足更高服役温度环境下的使用需要。V-4Cr-4Ti和SiC复合材料虽满足低活化与高温强度的要求，但是其各自在氚滞留、辐照脆化、焊接和经济性等方面存在的巨大缺点限制了其后续的发展。因此，可服役于聚变堆与新一代裂变堆的新型低活化高强度合金有待进一步设计开发。
不同于传统单一主元合金，多组元合金由多种主元(每种主元含量＞5at.％)组成，其成分复杂性使其相较于传统合金在高温强度、抗辐照性能和抗腐蚀性能方面更具有优势。现有研究表明，FeCoNiMnCr、AlFeCrNiMn和HfNbTaTiZr等体系的多组元合金的均具有较好的抗辐照性能。但是，一方面现已研究的多主元合金并未充分兼顾低活化与高温强度的要求；另一方面，较适宜于作为核用材料的难熔多组元合金，也依旧存在室温脆性、高温相变以及合金成本较高等问题。因此，开发在室温与高温(＞923K)下具备高强韧性与低成本的低活化多组元合金具有极大的现实意义与价值。
发明内容
本部分的目的在于概述本发明的实施例的一些方面以及简要介绍一些较佳实施例。在本部分以及本申请的说明书摘要和发明名称中可能会做些简化或省略以避免使本部分、说明书摘要和发明名称的目的模糊，而这种简化或省略不能用于限制本发明的范围。
鉴于上述和/或现有技术中存在的低活化核用材料室温与高温强塑性不足的问题，提出了本发明。
本发明的其中一个目的是提供一种低活化高强度多组元合金，通过在富Fe的多主元合金中引入少量Ta、W元素，并利用适当的热处理工艺诱发大量弥散的Laves相析出，以此来在保证合金塑性的同时提高其高温强度。
为解决上述技术问题，本发明提供了如下技术方案：一种低活化高强度多组元合金，所述合金具有大量弥散Laves相析出，所述合金按原子百分比计包括，Fe 25～48％、Cr29～43％、V 5～33％、Ta 0.2～3％、W 2.5～6.5％；
其中，Fe、Cr、V的原子百分含量之和≤97％且≥90.5％；Ta、W的原子百分含量之和≥3％且≤9.5％；各组分原子百分比之和为100％。
作为本发明低活化高强度多组元合金的一种优选方案，其中：所述合金按原子百分比计包括，Fe 29～44％、Cr 29～43％、V 7～33％、Ta 0.2～3％、W 2.5～5％；
作为本发明低活化高强度多组元合金的一种优选方案，其中：所述合金具有如下特性：
(a)室温下压缩屈服强度为1000～1800MPa；
(b)室温下压缩应变值大于15％；
(c)1073K下压缩屈服强度为500～1200MPa；
(d)1073K下压缩应变高于50％。
本发明的另一个目的是提供如上述所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，包括，按合金的原子百分比配取各组分，在真空或惰性气体保护条件下进行熔炼，浇注获得合金铸坯，铸坯经热处理获得合金。
作为本发明低活化高强度多组元合金的制备方法的一种优选方案，其中：所述在真空条件下熔炼，维持炉内真空度在1～0.0001Pa。
作为本发明低活化高强度多组元合金的制备方法的一种优选方案，其中：所述在惰性气体保护条件下熔炼，需对炉腔进行多次洗气，随后充入惰性气体并维持气体压力在0.000001～0.05MPa。
作为本发明低活化高强度多组元合金的制备方法的一种优选方案，其中：所述熔炼，熔炼温度大于3073K，保温0.01～1小时。
作为本发明低活化高强度多组元合金的制备方法的一种优选方案，其中：所述热处理，包括先通过高温固溶热处理后再经中低温析出强化热处理。
作为本发明低活化高强度多组元合金的制备方法的一种优选方案，其中：所述高温固溶热处理，固溶热处理温度为1573～1823K，保温时间为1～10小时。
作为本发明低活化高强度多组元合金的制备方法的一种优选方案，其中：所述中低温析出强化热处理，析出热处理温度为1023～1373K，保温时间为1～10小时。
与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
本发明获得更为适宜于聚变堆与新一代裂变堆更高服役温度下的核用材料，解决目前传统低活化核用材料高温强度不足、成本较高等问题，可进一步促进核能在航空、国防领域的应用与发展。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，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性的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。其中：
图1是本发明实施例1合金材料的XRD谱图。
图2是本发明实施例1合金材料的扫描电镜形貌图。
图3是本发明实施例1合金材料在进行析出热处理前大尺寸第二相的扫描电镜能谱面分布图。
图4是本发明实施例1合金材料透射电镜下细小Laves相位置的能谱面分布图。
图5是本发明实施例1合金材料透射电镜下的高角环形暗场像(HAADF)及对应位置的傅里叶变化(FFT)图谱。
图6是本发明实施例1合金材料的压缩真应力-真应变曲线图。
图7是本发明实施例2合金材料的XRD谱图。
图8是本发明实施例2合金材料的扫描电镜形貌图。
图9是本发明实施例2合金材料在进行析出热处理前大尺寸第二相的扫描电镜能谱面分布图。
图10是本发明实施例2合金材料的压缩真应力-真应变曲线图。
图11是本发明实施例3合金材料的XRD谱图。
图12是本发明实施例3合金材料的扫描电镜形貌图。
图13是本发明实施例3合金材料在进行析出热处理前大尺寸第二相的扫描电镜能谱面分布图。
图14是本发明实施例3合金材料的压缩真应力-真应变曲线图。
图15是本发明实施例4合金材料的XRD谱图。
图16是本发明实施例4合金材料的扫描电镜形貌图。
图17是本发明实施例4合金材料在进行析出热处理前大尺寸第二相的扫描电镜能谱面分布图。
图18是本发明实施例4合金材料的压缩真应力-真应变曲线图。
图19是本发明实施例5合金材料的XRD谱图。
图20是本发明实施例5合金材料的扫描电镜形貌图。
图21是本发明实施例5合金材料中大尺寸第二相与小尺寸析出相的扫描电镜线扫描能谱分布图。
图22是本发明对比例5合金材料的压缩真应力-真应变曲线图。
图23是本发明对比例1合金材料的XRD谱图。
图24是本发明对比例1合金材料的扫描电镜形貌图。
图25是本发明对比例1合金材料在进行析出热处理前大尺寸第二相的扫描电镜能谱面分布图。
图26是本发明对比例1合金材料的压缩真应力-真应变曲线图。
图27是本发明对比例2合金材料的铸态宏观形貌图。
图28是本发明对比例2合金材料的XRD谱图。
图29是本发明对比例2合金材料的扫描电镜形貌图。
图30是本发明对比例2合金材料的扫描电镜能谱面分布图。
图31是本发明对比例3合金材料的铸态宏观形貌图。
图32是本发明对比例3合金材料的XRD谱图。
图33是本发明对比例3合金材料的扫描电镜形貌图。
图34是本发明对比例3合金材料的扫描电镜能谱面分布图。
具体实施方式
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合说明书实施例对本发明的具体实施方式做详细的说明。
在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是本发明还可以采用其他不同于在此描述的其它方式来实施，本领域技术人员可以在不违背本发明内涵的情况下做类似推广，因此本发明不受下面公开的具体实施例的限制。
其次，此处所称的“一个实施例”或“实施例”是指可包含于本发明至少一个实现方式中的特定特征、结构或特性。在本说明书中不同地方出现的“在一个实施例中”并非均指同一个实施例，也不是单独的或选择性的与其他实施例互相排斥的实施例。
如无特别说明，实施例中所采用的原料均为商业购买。
实施例1
按照化学式Fe40Cr40V14Ta2.5W3.5(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)，Ta、W使用FeTa、FeW(Fe元素质量占比60％)的金属间化合物。待真空电弧炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，得到铸坯。
将所得铸坯依次经过1733K/5h的高温固溶处理和1073K/5h的析出强化处理，热处理前均需对合金样品进行真空封管处理(气压≤1Pa)，热处理样品均采用水淬方式，最后即得实施例1中的合金。
由图1～4可见，所得该实施例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的BCC固溶体结构，XRD的结果分析知基体晶格常数为0.2906nm，晶界与晶内的大尺寸第二相为富Ta、W元素的HCP结构的C14-Laves相，占比为7.68％；基体内也弥散分布着大量的多为圆盘状的富Fe、Ta、W的HCP结构的细小C14-Laves相，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2。经统计表明，晶界的大尺寸第二相尺寸多为3～20μm，基体内弥散细小的Laves相尺寸为70±19nm。由图5可见，该实施例所得基体中细小的C14-Laves相与基体呈现特定的取向关系。图6表明，在固溶强化与析出强化的共同作用下，该合金室温下压缩屈服强度达到1593.59Mpa，压缩应变达到30％，1073K高温下压缩屈服强度依旧能保持844.14Mpa，压缩应变＞50％(50％压缩应变为测试仪器所限定的测试极限)。
实施例2
按照化学式Fe43Cr43V8Ta2.5W3.5(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)，Ta、W使用FeTa、FeW(Fe元素质量占比60％)的金属间化合物。待真空电弧炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，得到铸坯。
将所得铸坯依次经过1733K/5h的高温固溶处理和1073K/5h的析出强化处理，热处理前均需对合金样品进行真空封管处理(气压≤1Pa)，热处理样品均采用水淬方式，最后即得实施例2中的合金。
由图7～9可见，所得该实施例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的BCC固溶体结构，XRD的结果分析知基体晶格常数为0.2896nm，晶界与晶内的大尺寸第二相为富Ta、W元素的HCP结构的C14-Laves相，占比为8.36％；基体内也弥散分布着大量多为圆盘状的富Fe、Ta、W的HCP结构的细小C14-Laves相，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2。经统计表明，晶界的大尺寸第二相尺寸多为3～20μm，基体内弥散细小的Laves相尺寸为70±24nm。图10表明，在固溶强化与析出强化的共同作用下，该合金室温下压缩屈服强度达到1202.94Mpa，压缩应变达到35％，1073K高温下压缩屈服强度依旧能保持685.46Mpa，压缩应变＞50％(50％压缩应变为测试仪器所限定的测试极限)。
实施例3
按照化学式Fe31.3Cr31.4V31.3Ta2.5W3.5(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)，Ta、W使用FeTa、FeW(Fe元素质量占比60％)的金属间化合物。待真空电弧炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，得到铸坯。
将所得铸坯依次经过1733K/5h的高温固溶处理和1073K/5h的析出强化处理，热处理前均需对合金样品进行真空封管处理(气压≤1Pa)，热处理样品均采用水淬方式，最后即得实施例3中的合金。
由图11～13可见，所得该实施例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的BCC固溶体结构，XRD的结果分析知基体晶格常数为0.2925nm，晶界与晶内的大尺寸第二相为富Ta、W元素的HCP结构的C14-Laves相，占比为4.24％；基体内也存在大量富Fe、Ta、W的HCP结构的细小C14-Laves相，其主要以条带状的团簇形式分布，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2。经统计表明，晶界的大尺寸第二相尺寸多为3～15μm，基体内细小的Laves相尺寸为84±30nm。图14表明，在固溶强化与析出强化的共同作用下，该合金室温下压缩屈服强度达到1454.67Mpa，压缩应变达到22％，1073K高温下压缩屈服强度依旧能保持939.73Mpa，压缩应变＞50％(50％压缩应变为测试仪器所限定的测试极限)。
实施例4
按照化学式Fe42.15Cr40V14Ta0.35W3.5(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)，Ta、W使用FeTa、FeW(Fe元素质量占比60％)的金属间化合物。待真空电弧炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，得到铸坯。
将所得铸坯依次经过1733K/5h的高温固溶处理和1073K/5h的析出强化处理，热处理前均需对合金样品进行真空封管处理(气压≤1Pa)，热处理样品均采用水淬方式，最后即得实施例4中的合金。
由图15～17可见，所得该实施例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的BCC固溶体结构，XRD的结果分析知基体晶格常数为0.2914nm，晶界与晶内存在少量大尺寸的富Ta、W元素的HCP结构的C14-Laves相，占比为1.20％；基体内存在大量盘状或不规则短棒状的富Fe、Ta、W的HCP结构的小尺寸C14-Laves相，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2。经统计表明，晶界的大尺寸第二相尺寸多为3～7μm，基体内细小的Laves相尺寸为401±195nm。图18表明，在固溶强化与析出强化的共同作用下，该合金室温下压缩屈服强度达到1222.21Mpa，压缩应变达＞50％，1073K高温下压缩屈服强度依旧能保持620.26Mpa，压缩应变＞50％(50％压缩应变为测试仪器所限定的测试极限)。
实施例5
按照化学式Fe40Cr40V14Ta2.5W3.5(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)，Ta、W使用FeTa、FeW(Fe元素质量占比60％)的金属间化合物。待真空电弧炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，得到铸坯。
将所得铸坯依次经过1673K/5h的高温固溶处理和1273K/5h的析出强化处理，热处理前均需对合金样品进行真空封管处理(气压≤1Pa)，热处理样品均采用水淬方式，最后即得实施例5中的合金。
由图19～21可见，所得该实施例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的BCC固溶体结构，XRD的结果分析知基体晶格常数为0.2912nm，晶界与晶内的大尺寸第二相为富Ta、W元素的HCP结构的C14-Laves相，占比为7.76％；基体内也弥散分布着大量不规则短棒状的富Fe、Ta、W的HCP结构的小尺寸C14-Laves相，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2。经统计表明，晶界的大尺寸第二相尺寸多为3～20μm，基体内弥散细小的Laves相尺寸为198±101nm，可见其析出相尺寸变化较大。图22表明，在固溶强化与析出强化的共同作用下，该合金室温下压缩屈服强度达到1213.41Mpa，压缩应变＞50％，1073K高温下压缩屈服强度依旧能保持681.58Mpa，压缩应变＞50％(50％压缩应变为测试仪器所限定的测试极限)。
对比例1
按照化学式Fe44.65Cr40V14Ta0.35W1(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)，Ta、W使用FeTa、FeW(Fe元素质量占比60％)的金属间化合物。待真空电弧炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，得到铸坯。
将所得铸坯依次经过1733K/5h的高温固溶处理和1073K/5h的析出强化处理，热处理前均需对合金样品进行真空封管处理(气压≤1Pa)，热处理样品均采用水淬方式，最后即得对比例1中的合金。
由图23～25可见，所得该对比例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的BCC固溶体结构，XRD的结果分析知基体晶格常数为0.2901nm，合金内不存在大尺寸第二相；基体内弥散分布着盘状的富Fe、Ta、W的HCP结构的细小C14-Laves相，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2。经统计表明，基体内细小的Laves相尺寸为214±76nm。图26表明，在固溶强化与析出强化的共同作用下，该合金室温下压缩屈服强度达到759.59Mpa，压缩应变达＞50％，1073K高温下压缩屈服强度依旧能保持266.21Mpa，压缩应变＞50％(50％压缩应变为测试仪器所限定的测试极限)。
对比例2
按照化学式Fe50Cr20V15Ta5W10(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V、Ta、W原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)。待真空悬浮炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，浇注得到铸坯，即为对比例2中的合金。
由图27～30可见，所得该对比例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的四方固溶体结构，大尺寸的第二相主要为富Fe、Ta、W的HCP结构的C14-Laves相，占比为35.80％，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2；由于脆性的基体与Laves相的缘故，合金内部出现大量裂纹，并导致最终铸态合金出炉后呈现破裂状。
对比例3
按照化学式Fe50Cr20V20Ta5W5(原子百分数)进行配料，Fe、Cr、V、Ta、W原料使用其对应的单质颗粒(纯度≥99.95％)。待真空悬浮炉中气压抽至5×10-3Pa后充入惰性气体，在其保护下对合金样品不断翻面后反复熔炼6次，浇注得到铸坯，即为对比例3中的合金。。
由图31～34可见，所得该对比例多组元合金基体为富Fe、Cr、V元素的四方固溶体结构，大尺寸的第二相主要为富Fe、Ta、W的HCP结构的C14-Laves相，占比为32.32％，Laves相的化学分子式为(Ta、W)Fe2；由于脆性的基体与Laves相的缘故，合金内部出现大量裂纹，并导致最终铸态合金出炉后呈现破裂状。
对比例4
根据公开文献Materials Science&Engineering A[P.Prakash,J.Vanaja,N.Srinivasan,et al.Materials Science&Engineering A 724(2018)717-180]与Wissenschaftliche Berichte FZKA 6911[M.Rieth,M.Schirra,A.Falkenstein,etal.Eurofer 97tensile,Charpy,Creep and Structural Tests,ForschungszentrumKarlsruhe in der Helmholtz-Gemeinschaft,Wissenschaftliche Berichte FZKA 6911,October2003]的记载，目前有望在聚变堆与新一代裂变堆内使用的各类低活化铁素体/马氏体钢(RAFM)，其室温下屈服强度低于700Mpa，塑性低于22％，923K下屈服强度低于300Mpa，1073K下屈服强度过低，已不满足服役要求。
比较实施例1、2、3可知：析出强化作用可显著提高合金的强度，Fe元素含量的增加可有效提高合金塑性；随着V元素含量的增加，Ta元素固溶度增加，基体内细小Laves相析出减少，因此其析出强化作用减弱，固溶强化作用增强，并且高温下固溶强化作用占据主导地位。比较实施例1和4可知：Ta元素含量的降低导致细小Laves相减少，Laves相趋于长大，析出强化作用减弱。比较实施例4和对比例1可知：W元素的添加对合金固溶强化起到较大作用，并且可有效降低Ta元素的溶解度，促进细小Laves相的析出，增强析出强化作用，即对比例1相较于实施例4，其室温与高温的屈服强度大幅降低。但比较所有实施例与对比例2、3可知：过量的Ta、W元素会导致大量大尺寸Laves相的生成，同时不合理的Fe、Cr、V元素配比也会导致脆性四方基体结构的形成，两者将共同诱导合金脆性。比较所有实施例与对比例4可知：所有实施例与对比例4的元素种类基本相似，但通过增加FeCrVTaW合金中各组元元素的含量来进行多组元的低活化合金设计，可以使合金室温屈服强度保持在1200Mpa以上，在1073K下不仅可获得稳定、细小的Laves相，并且保持高于600Mpa的屈服强度，依旧满足服役要求。
本发明首先通过Ta、W元素的引入与合适的热处理工艺得到大量弥散的纳米级Laves相，不仅利用析出强化机制有效提高了合金的室温与高温强度，使其能在更高温度的环境下服役，也可为辐照缺陷提供更多存储与湮没的位置，增强其耐辐照性能；其次，较多原子半径较大的V、W元素固溶于Fe、Cr元素主导的基体中可有效增大合金的晶格畸变，进而抑制Laves相的长大，且增强固溶强化的效果，以保证合金具有较为优异的高温强度；最后，富Fe元素的设计选择使其在室温下依旧能保持较好的塑性、不易脆裂，并降低了合金成本，提高了其实际应用的可能性。故而，通过该发明提供的技术方案，有望获得更为适宜于聚变堆与新一代裂变堆在更高服役温度下使用的核用材料，解决目前传统低活化核用材料高温强度不足、成本较高等问题，可进一步促进核能在航空、国防领域的应用与发展。
应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。
Claims (10)
1.一种低活化高强度多组元合金，其特征在于：所述合金具有大量弥散Laves相析出，所述合金按原子百分比计包括，Fe 25～48％、Cr 29～43％、V 5～33％、Ta 0.2～3％、W2.5～6.5％；
其中，Fe、Cr、V的原子百分含量之和≤97％且≥90.5％；Ta、W的原子百分含量之和≥3％且≤9.5％；各组分原子百分比之和为100％。
2.如权利要求1所述的低活化高强度多组元合金，其特征在于：所述合金按原子百分比计包括，Fe 29～44％、Cr 29～43％、V 7～33％、Ta 0.2～3％、W 2.5～5％。
3.如权利要求1或2所述的低活化高强度多组元合金，其特征在于：所述合金具有如下特性：
(a)室温下压缩屈服强度为1000～1800MPa；
(b)室温下压缩应变值大于15％；
(c)1073K下压缩屈服强度为500～1200MPa；
(d)1073K下压缩应变高于50％。
4.如权利要求1～3中任一项所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：包括，按合金的原子百分比配取各组分，在真空或惰性气体保护条件下进行熔炼，浇注获得合金铸坯，铸坯经热处理获得合金。
5.如权利要求4所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：所述在真空条件下熔炼，维持炉内真空度在1～0.0001Pa。
6.如权利要求4所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：所述在惰性气体保护条件下熔炼，需对炉腔进行多次洗气，随后充入惰性气体并维持气体压力在0.000001～0.05MPa。
7.如权利要求5或6所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：所述熔炼，熔炼温度大于3073K，保温0.01～1小时。
8.如权利要求7所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：所述热处理，包括先通过高温固溶热处理后再经中低温析出强化热处理。
9.如权利要求8所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：所述高温固溶热处理，固溶热处理温度为1573～1823K，保温时间为1～10小时。
10.如权利要求8或9所述的低活化高强度多组元合金的制备方法，其特征在于：所述中低温析出强化热处理，析出热处理温度为1023～1373K，保温时间为1～10小时。
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