CN117305675A - 一种高温高熵合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种高温高熵合金，包括以下质量百分含量的元素组成：0.03～0.04wt.％的C、4～5.5wt.％的W、0.5～3.5wt.％的Nb、2～4.5wt.％的Ti、4～6wt.％的Mo、5.5～8wt.％的Al、16.5～19wt.％的Fe、8～10wt.％的Cr、19～22wt.％的Co、余量的Ni。本发明提供的高温高熵合金形成γ相、γ'相和TiC，且γ'相作为第二相强化相均匀分布于基体γ相上，形成具有“鸡尾酒”效应的高温高熵合金，在低密度的前提下，提高了合金高温服役性能，并且具有良好的热成形加工能力，适用于航天发动机涡轮盘等耐高温结构件。
Description
技术领域
本发明属于合金技术领域，尤其涉及一种高温高熵合金及其制备方法和应用。
背景技术
高温合金作为耐热材料被广泛应用于航天发动机、燃气轮机、液体火箭发动机、汽轮机、热交换器管及化工石油等领域。就航天发动机而言，高温合金主要用于制造热端部件，如叶片、涡轮盘等。涡轮盘主要用于固定涡轮叶片，是受力最大的转动承力件，要求其用材在高温及复杂应力水平下仍具有良好的高温强度、高温韧性、抗高温氧化性和组织稳定性。传统的镍基高温合金因其在较高服役温度下仍具备优良的力学性能及物理特性成为涡轮盘等耐高温结构材料的主要用材。但随着科技的进步和航空发动机的发展，涡轮盘合金的服役温度提高，高温合金为满足其性能要求，逐渐趋于高合金化方向设计。
传统高温合金根据合金基体元素分为铁基高温合金、钴基高温合金和镍基高温合金。铁基高温合金因承热温度低、服役温度范围窄，应用方面较少。钴基高温合金因热稳定性差、价格昂贵，大规模应用受限且发展缓慢。镍基高温合金因成本较低、高温稳定性较好、高温服役温度区间宽，在高温合金应用中占比最大，如常见的GH4169、GH4145、Inconel725、Inconel625。但随着高温结构件服役温度的提高和轻质化的需求，传统镍基高温合金面临“成分设计”和“密度控制”两大难题亟需解决。因此，发展低成本、高强度和突破镍基高温合金温度限制的新型高温合金结构材料，并赋予合金良好的热成形加工行为，具有重要的工程应用价值和科学意义。
高熵合金受高熵效应、晶格畸变效应、迟滞带扩散效应、鸡尾酒效应等四大效应影响，具有高强度、高硬度、耐腐蚀、耐磨等优异的力学性能，为新型高温材料的研发提供了新的探索方向。尤其是高温高熵合金不拘泥于单一主元的运用，在成分主元的选择上已延伸至相图的中心位置，这为高温合金的成分设计提供了更多的可能，也为传统高温合金的高密度难题提供了更多的解决方案。开发新一代耐高温、强度和韧性良好的高温高熵合金作为航空发动机的高温结构材料，已成为促进航空航天领域发展的重要环节。近年来，高温高熵合金的开发倾向于多主元FCC/L12相结构，其展现出了优异的高温综合性能，但以L12相强化的合金成分中依然包含50％以上的镍和钴元素，成本较高。如何合理调控合金元素成分及含量在确保合金具有节本、轻质、高强特点的基础上，仍具有良好的成形性能，满足后续的成形制造仍然是现有技术主要要解决的技术问题。
发明内容
有鉴于此，本发明提供了一种高温高熵合金及其制备方法，本发明提供的高温高熵合金应用成本低，轻质，提高合金高温服役性能，且具有良好的热成形加工能力。
本发明提供了一种高温高熵合金，包括以下质量百分含量的元素组成：0.03～0.04wt.％的C、4～5.5wt.％的W、0.5～3.5wt.％的Nb、2～4.5wt.％的Ti、4～6wt.％的Mo、5.5～8wt.％的Al、16.5～19wt.％的Fe、8～10wt.％的Cr、19～22wt.％的Co、余量的Ni；
Ti/Al的质量比为0.25～0.82，Ni/(Al+Ti)的质量比为3±0.2，W/Mo的质量比为0.67～1.22；。
所述高温高熵合金在铸态下的微观结构由γ相、γ'相及TiC组成。
优选的，所述γ'相的体积分数范围为46％-64％，所述TiC的体积分数范围为0.15～0.33％。
优选的，所述高温高熵合金的密度小于8g/cm3
本发明提供了上述技术方案所述高温高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
按照上述技术方案所述高温高熵合金的元素组成，将合金原料进行真空感应熔炼，得到合金液；
将所述合金液冷却凝固，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭重熔，将所述重熔得到的合金液再次冷却凝固，得到所述高温高熵合金。
优选的，所述将合金原料进行真空感应熔炼为将合金原料置于CaO坩埚内进行真空感应熔炼。
优选的，所述真空感应熔炼的真空度为5×10-3Pa～1×10-2Pa，所述真空感应熔炼在保护气中进行，保护气的压强为0.1Pa～0.3Pa。
优选的，所述真空感应熔炼包括：
起始加热功率为2～3kW，以2～3kW/10min的速率将加热功率升至12kW，熔炼温度为1550～1700℃；
在所述熔炼温度进行保温，所述保温的时间为10～20min。
优选的，所述合金原料的纯度高于99.9％。
优选的，所述合金原料分别为：W单质粉末、Nb单质颗粒、Ti单质颗粒、Mo单质颗粒、Al单质颗粒、Fe单质颗粒、Cr单质颗粒、Co单质颗粒、Ni单质颗粒、WC粉末。
本发明还提供了上述技术方案所述高温高熵合金或上述技术方案所述制备方法得到的高温高熵合金在制备涡轮盘中的应用。
本发明提供了一种高温高熵合金，包括以下质量百分含量的元素组成：：0.03～0.04wt.％的C、4～5.5wt.％的W、0.5～3.5wt.％的Nb、2～4.5wt.％的Ti、4～6wt.％的Mo、5.5～8wt.％的Al、16.5～19wt.％的Fe、8～10wt.％的Cr、19～22wt.％的Co、余量的Ni；且Ti/Al的质量比为0.25～0.82，Ni/(Al+Ti)的质量比为3±0.2，W/Mo的质量比为0.67～1.22；；所述高温高熵合金在铸态下的微观结构由γ相、γ'相及TiC组成。在本发明中，Ni、Co和Fe元素是传统高温合金的主要元素；Cr、Al元素在高温下能够形成致密的Cr2O3和Al2O3氧化层，从而赋予了高温高熵合金优异的抗氧化性和抗热腐蚀性能；Nb、Ti元素是L12相稳定元素，L12相基本结构为Ni3(Al,Ti)。此外，Al、Ti元素被称为低密度元素，当Ni/(Al+Ti)接近于3时，合金密度较低且具有良好的高温变形能力。基于上述各元素的作用，本发明提供的高温高熵合金以Ni、Co、Cr、Fe、Al、Mo作为主元素，添加少量Ti、Nb、W、C元素，形成面心立方(FCC)结构的固溶体γ相和有序面心立方(L12)结构的γ'相，且γ'相作为第二相强化相均匀分布于基体γ相上。同时，C元素与Ti元素结合形成TiC，位于在晶界处，起到钉扎位错和晶界的作用，降低临界分切应力，强化合金在铸态下枝晶间的结合力，促进碳和金属原子扩散，实现晶粒细化和晶界密度升高，显著提高铸态合金的硬度和高温抗压强度。通过调节不同合金元素配比形成具有“鸡尾酒”效应的高温高熵合金，在控制低密度前提下，使其具有良好的热成形加工能力，从而满足该新型低密度高熵高温合金大尺寸棒材制备以及复杂形状零件成形制造的规模化生产需求，适用于航天发动机涡轮盘等耐高温结构件。
而且，本发明提供的高温高熵合金中Ni含量低于50wt.％，降低了合金的层错能，提高了合金的潜在适用性；Cr、Ni、Co元素的同时存在，避免了σ相和单一FCC相的形成，满足了合金在高温下良好的压缩性能。
进一步的，本发明在制备所述高温高熵合金时采用CaO坩埚，减少了合金中杂质S、O元素的含量，避免了二次氧化，严格控制了合金的成分，质量稳定，进而保证了合金的性能。
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它的附图。
图1为本发明实施例1得到的高温高熵合金的XRD图谱；
图2为本发明实施例1得到的铸态高温高熵合金EBSD显微组织图；
图3为本发明测试例1～4的压缩应力应变曲线；
图4为本发明测试例1的EBSD显微组织图；
图5为本发明测试例2的EBSD显微组织图；
图6为本发明测试例3的EBSD显微组织图；
图7为本发明测试例4的EBSD显微组织图。
具体实施方式
本发明提供了一种高温高熵合金，包括以下质量百分含量的元素组成：：0.03～0.04wt.％的C、4～5.5wt.％的W、0.5～3.5wt.％的Nb、2～4.5wt.％的Ti、4～6wt.％的Mo、5.5～8wt.％的Al、16.5～19wt.％的Fe、8～10wt.％的Cr、19～22wt.％的Co、余量的Ni；
Ti/Al的质量比为0.25～0.82，Ni/(Al+Ti)的质量比为3±0.2，W/Mo的质量比为0.67～1.22；
所述高温高熵合金在铸态下的微观结构由γ相、γ'相及TiC组成。
本发明提供的高温高熵合金包括0.03～0.04wt.％的C，在实施例中可具体为0.03或0.04wt.％。在本发明中，所述C元素的加入可与Ti在晶界处形成TiC，钉扎位错和晶界，强化合金在铸态下枝晶间的结合力，进而大幅度提高铸态合金的高温性能。
本发明提供的高温高熵合金包括2.5～3.5wt.％的W，在实施例中可具体为4、4.5、5或5.5wt.％的W，在本发明中，所述W元素具有提高γ相中的错配应力，降低γ'相中的错配应力的作用。
本发明提供的高温高熵合金包括0.5～3.5wt.％的Nb，在实施例中可具体为0.5、1.0、2.0或3.5wt.％的Nb。在本发明中，Nb元素为固溶强化元素，与Ti元素是γ'相稳定元素，影响γ相和γ'相之间的错配度，提高γ'相的热稳定性。在本发明中，在Nb含量不足0.5wt.％时，合金的γ'相含量较少，塑性偏低；在Nb含量超过3.5wt％时，γ'相形貌从球形和椭圆形向方形转变，塑性、延展性下降。
本发明提供的高温高熵合金包括2～4.5wt.％的Ti，在实施例中可具体为2.0、3.0、3.5或4.5wt.％的Ti。在本发明中，Ti元素有助于提高合金体系稳定的层错能，显著降低体系对面缺陷的适应能力，与Nb元素共同作用抑制Laves相的析出，从而提高合金的塑性。且Ti元素与C元素可在晶界处形成碳化物TiC，起到钉扎作用，达到强化结晶的目的。在本发明中，在Ti含量低于2.0wt.％时，合金基体中形成的γ'相体积分数较少，强化作用较弱；在Ti含量超过4.5wt.％时，长时效下会促进TCP(拓扑密堆)结构的η相在晶界析出，降低合金高温稳定性。
本发明提供的高温高熵合金包括5.5～8wt.％的Al，在实施例中可具体为5.5、6.5、7.0或8.0wt.％。在本发明中，Al为低密度元素，有助于提高合金强度及硬度；在高温下能够形成致密的Al2O3氧化层，提高合金的高温抗氧化和抗热腐蚀性能；与Ni、Ti元素结合形成γ'相Ni3(Al,Ti)，起到第二相强化作用。在本发明中，所述Ti/Al的质量比为0.25～0.82，Ti/Al比值直接影响合金元素在γ/γ'中的分配，高Ti/Al比值会使合金元素在γ'/γ中的分配比更偏离1。本发明中，在Ti/Al值不足0.25时，基体中易析出β-NiAl相，降低合金的高温持久性；在Ti/Al值超过0.82时，基体中易析出η-Ni3Ti相，降低合金组织稳定性，大幅度降低合金的高温强度。
本发明提供的高温高熵合金包括4～6wt.％的Mo，在实施例中可具体为4、4.5、5.5或6wt.％。在本发明中，所述Mo元素具有极强的固溶强化作用。在本发明中，所述W/Mo的质量比为0.67～1.22，高W/Mo值可有效避免有害η相高温长时间工作下在晶界和晶内的析出。本发明中，在W/Mo值不足0.67时基体中易析出η相，降低合金的高温持久性；在W/Mo值超过1.22时，基体中易析出针状μ相，降低合金的塑性，使合金出现缺口敏感性，综合力学性能恶化，合金的高温组织稳定性降低。
本发明提供的高温高熵合金包括16.5～19wt的Fe，在实施例中可具体为16.5、17、17.5、18、18.5或19wt.％。在本发明中，Fe是高温高熵合金的主要基体元素，具有铁磁性，有利于提高合金的持久性能和热稳定性。
本发明提供的高温高熵合金包括8～10wt的Cr，在实施例中可具体为8.0、8.7、9.2或10.0wt.％。在本发明中，Cr为高温高熵合金的主要元素，在高温下能够形成致密的Cr2O3氧化层，提高了合金的抗氧化性和抗热腐蚀性能。
本发明提供的高温高熵合金包括19～22wt.％的Co，在实施例中可具体为19.0、20.0、21.5、或22wt.％。在本发明中，Co为合金的基体主元素，Co元素的加入降低了体系的层错能，可在枝晶间富集，起到粘合剂的作用，有利于提高合金的塑韧性，防止凝固时发生脆裂。
本发明提供的高温高熵合金包括余量的Ni，在本发明中Ni的含量低于50wt.％，具体为28.17～31.76wt.％，较低含量的Ni元素降低了合金的层错能，扩展了合金的潜在适用性；且在Cr、Co和Ni元素同时存在下，避免了σ相和单一FCC相的形成，满足了合金在高温下良好的压缩性能。
在本发明中，Ni/(Al+Ti)的质量比为3±0.2，Ni/(Al+Ti)的质量比越接近于3，γ'相体积分数越大。由于γ'相与基体γ相错配度高，γ'相为强化相，显著提高合金的抗压强度。
本发明提供的高温高熵合金在铸态下的微观结构由γ相、γ'相及TiC组成，所述γ相为面心立方(FCC)结构的固溶体γ相，γ'相为有序面心立方(L12)结构，γ'相作为第二相强化相均匀分布于基体γ相上。在本发明中，所述γ相的体积分数优选为36.57％～55.35％；所述γ'相的体积分数优选为46％-64％，更优选为63.1％；所述TiC的体积分数优选为0.15～0.33％。
在本发明中，TiC体积分数范围限制于0.15～0.33％，位于在晶界处，钉扎位错和晶界，降低临界分切应力，强化合金在铸态下枝晶间的结合力，促进碳和金属原子扩散，实现晶粒细化和晶界密度升高，显著提高铸态合金的硬度和高温抗压强度。
在上述各元素的相互作用下，本发明提供的高温高熵合金密度较低，且具有良好的高温变形能力，所述高温高熵合金的密度低于8g/cm3。
本发明还提供了上述技术方案所述高温高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
按照上述技术方案所述高温高熵合金的元素组成，将合金原料进行真空感应熔炼，得到合金液；
将所述合金液冷却凝固，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭重熔，将所述重熔得到的合金液再次冷却凝固，得到所述高温高熵合金。
本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的上述各元素的单质材料或中间合金即可；优选的C原料为C和W的碳化物材料WC。具体的在本发明的实施例中，所述W、Nb、Ti、Mo、Al、Fe、Cr、Co和Ni元素的单质材料为各元素的单质粉末或单质颗粒，所述碳化物材料WC为碳化物粉末或者碳化物颗粒。在本发明中，所述合金原料的纯度优选均高于99.9％；各元素原料分别为：W单质粉末、Nb单质颗粒、Ti单质颗粒、Mo单质颗粒、Al单质颗粒、Fe单质颗粒、Cr单质颗粒、Co单质颗粒、Ni单质颗粒、WC粉末。在本发明中，所述原料粉末的粒度优选为300目；所述单质颗粒的粒度优选为
本发明将所述合金原料进行真空感应熔炼，得到合金液。本发明对所述真空感应熔炼的设备没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的真空感应熔炼炉即可。本发明优选将合金原料置于CaO坩埚内进行真空感应熔炼，CaO坩埚的使用减少了合金中杂质S、O元素的含量，避免了二次氧化，严格控制了合金的成分，达到了质量稳定，进而保证了合金的性能。在本发明中，Al和Ti原料在除Al、Ti元素以外的合金全部融化后通过料斗加入。
在本发明中，所述真空感应熔炼优选为：
将真空感应熔炼炉的真空仓抽真空，再充入保护气体；
升温至熔炼温度至合金原料全部融化，得到合金液。
在本发明中，所述真空感应熔炼的真空度优选为5×10-3Pa～1×10-2Pa，可具体为5×10-3、6×10-3、7×10-3、8×10-3、9×10-3或1×10-2Pa；所述保护气体优选为高纯氩气，所述保护气体的纯度优选为99.999％；所述保护气体的压强优选为0.1Pa～0.3Pa，可具体为0.1、0.2或0.3Pa。
在本发明中，所述升温至熔炼温度的程序优选为：
起始加热功率为2～3kW，以2～3kW/10min的速率将加热功率升至12kW，熔炼温度为1550～1700℃；
在所述熔炼温度进行保温，所述保温的时间为10～20min。
在本发明中，所述起始加热功率可具体为2、2.5或3kW，所述加热的速率可具体为2、2.5或3kW/10min；所述熔炼温度可具体为1550、1600、1650或1700℃；所述保温的时间可具体为10、15或20min，所述保温使得合金液温度和成分变得均匀。
得到合金液后，本发明将所述合金液冷却凝固，合金铸锭。在本发明中，所述冷凝凝固优选为自然冷却至室温。
得到合金铸锭后，本发明优选将所述合金铸锭重熔，得到重熔合金液；将所述重熔合金液再次冷却凝固，得到所述高温高熵合金液。在本发明中，所述重熔和再次冷却凝固的方案优选与上述技术方案所述真空感应熔炼和冷却凝固的方案一致，在此不再赘述。
在本发明中，所述重熔和再次冷却凝固的次数优选为1～2次。
本发明提供的高温高熵合金具有“鸡尾酒”效应，在低密度下具有优异的高温变形性能，适用于航天发动机涡轮盘等耐高温结构件。
下面结合附图对本发明实施例进行详细描述。
需说明的是，在不冲突的情况下，以下实施例及实施例中的特征可以相互组合；并且，基于本公开中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本公开保护的范围。
需要说明的是，下文描述在所附权利要求书的范围内的实施例的各种方面。应显而易见，本文中所描述的方面可体现于广泛多种形式中，且本文中所描述的任何特定结构及/或功能仅为说明性的。基于本公开，所属领域的技术人员应了解，本文中所描述的一个方面可与任何其它方面独立地实施，且可以各种方式组合这些方面中的两者或两者以上。举例来说，可使用本文中所阐述的任何数目个方面来实施设备及/或实践方法。另外，可使用除了本文中所阐述的方面中的一或多者之外的其它结构及/或功能性实施此设备及/或实践此方法。
实施例1
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，由以下质量百分比的元素组成：C：0.03wt.％、W：5.5wt.％、Nb：2wt.％、Ti：4.5wt.％、Mo：4.5wt.％、Al：5.5wt.％、Fe：16.5wt.％、Cr：8wt.％、Co：21.5wt.％、Ni：余量；Ti/Al＝0.82，Ni/(Al+Ti)＝3.197，W/Mo＝1.22。
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金的制备方法，包括如下步骤：
(1)按照元素成分配比称取所需WC中间合金、W单质、Nb单质、Ti单质、Mo单质、Al单质、Fe单质、Cr单质、Co单质和Ni单质混合放入真空感应熔炼炉的CaO坩埚内，其中活泼元素Al和Ti在其他元素原料全部融化后通过料斗加入；
(2)将原料置于真空感应熔炼炉后，真空仓抽真空至8×10-3Pa，再充入99.999％纯度的高纯Ar使真空仓压力保持0.2Pa；
(3)起始加热功率为2kW，每经过10min增加2kW，增至12kW后，熔炼温度达到1600℃，炉料全部熔化，得到熔融状态的合金液；
(4)将合金液在1600℃保温10min，使得合金液温度和成分变得均匀，停止加热保温在坩埚中自然冷却凝固后获得合金铸锭；
(5)将得到的合金铸锭重复步骤(3)进行重熔后，再重复步骤(4)进行冷却凝固；
(6)重复步骤(5)1次，得到高温高熵合金。
将得到的高温高熵合金进行XRD检测，结果如图1e所示，由图1e可知，铸态合金主要由γ相、γ'相及少量TiC组成；
将得到的高温高熵合金进行EBSD显微组织分析，结果如图2所示，由图2可以看出，铸态合金显微组织由γ相、γ'相和TiC组成，γ'相占比为63.1％，TiC占比为0.33％；γ相为基体相，属于面心立体FCC结构，其典型晶格参数a＝0.3616nm；γ'相为有序面心立方L12结构，其典型晶格参数a＝0.3605nm，具有均匀弥散形核、共格、相界面能低而稳定性高等特点。
采用THV-1MDT型显微维氏硬度计对得到的高温高熵合金进行硬度测试，试验力为1kgf，每个试样至少测量3个有效硬度数据，经计算取平均硬度值为528HV1。
采用阿基米德排水法对得到的高温高熵合金进行密度测试，每个试样测量3次，平均密度值为7.84g/cm2。
采用DIL805A型热膨胀快速相变仪测定热膨胀系数，测量范围温度为25～800℃和25～900℃。先以50℃/min速率快速加热至测试温度附近，然后以10℃/min速率缓慢升温，测定试样长度L随温度T变化的膨胀曲线。测量3次，取平均值，线膨胀系数α25～800℃＝14.23、α25～900℃＝15.04。
对比例1～2
按照实施例1的方案制备得到得到高温高熵合金，区别在于将实施例1中的CaO坩埚替换为Al2O3坩埚或MgO坩埚。
对得到的高温高熵合金中的元素N、S和O进行了测定，结果如表1所示。
表1实施例1和对比例1～2得到的高温高熵合金中O、N、S含量对比(ppm)
| 坩埚 | O(ppm) | N(ppm) | S(ppm) |
| Al2O3 | 13 | 9 | 28 |
| CaO | 6 | 3 | 22 |
| MgO | 15 | 13 | 30 |
测试例1-1
采用Gleeble 3800D热模拟试验机对实施例1得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，变形量设置为60％。为防止样品氧化，实验在真空环境中进行。压缩样品尺寸为高径比选为1.5的圆柱棒状试样(试样直径为10mm，高度为15mm)。试验温度为900℃，待样品升温至900℃保温10min后，以恒定1×10-3·s-1的应变速率进行压缩实验。
压缩应力应变曲线如图3所示，抗压强度为174MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，结果如图1d所示，与实施例1的铸态合金相比，物相种类未发生改变，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ相基体衍射最强峰峰值降低，γ'相衍射最强峰峰值增加，但γ相衍射峰峰值仍高于γ'相衍射峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，如图4所示，其中动态再结晶组织(蓝色位置)体积分数为34.3％，亚晶结构组织(黄色位置)体积分数为37.6％，变形组织(红色位置)体积分数为28.1％。
测试例1-2
按照测试例1-1的方法对实施例1得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，区别在于应变速率发生改变，以恒定1×10-2·s-1的应变速率进行压缩实验。
压缩应力应变曲线如图3所示，抗压强度为296MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，结果如图1c所示，与未压缩以及测试1的结果相比，物相种类保持一致，仍由γ相、γ'相及TiC组成，但γ'相衍射最强峰峰值略高于γ相衍射最强峰峰值，出现新的低强度γ'相衍射峰；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，如图5所示，其中动态再结晶组织(蓝色位置)体积分数为20.3％，亚晶结构组织(黄色位置)体积分数为20.5％，变形组织(红色位置)体积分数为59.2％。与测试例1相比，再结晶组织与亚晶组织减少，变形组织增加。
测试例1-3
按照测试例1-1的方法对实施例1得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，区别在于应变速率发生改变，以恒定1×10-1·s-1的应变速率进行压缩实验。
压缩应力应变曲线如图3所示，抗压强度为439MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，结果如图1b所示，与未压缩以及测试例1-2相比，物相由γ相、γ'相及TiC组成，γ'相衍射最强峰强度相对γ相衍射最强峰强度增加，比值约为1.51；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，如图6所示，其中动态再结晶组织(蓝色位置)体积分数为9.4％，亚晶结构组织(黄色位置)体积分数为16.2％，变形组织(红色位置)体积分数为74.4％。与测试例1-2相比，再结晶组织和亚晶组织减少，且再结晶组织体积分数/亚晶体积分数约为0.58，比值小于1，不再趋于相等。
测试例1-4
按照测试例1-1的方法对实施例1得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，区别在于应变速率发生改变，以恒定1s-1的应变速率进行压缩实验。
压缩应力应变曲线如图3所示，抗压强度为520MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，结果如图1a所示，与未压缩以及测试例1-3相比，物相种类相同，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ'相和γ相衍射最强峰强度进一步增加，但比值仍约为1.51；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，如图7所示，其中动态再结晶组织(蓝色位置)体积分数为6.99％，亚晶结构组织(黄色位置)体积分数为16.9％，变形组织(红色位置)体积分数为76.1％。与测试例1-3相比，再结晶组织和亚晶组织进一步减少，再结晶组织体积分数/亚晶体积分数约为0.41，比值小于0.5，差值超过一半。
实施例2
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，由以下质量百分比的元素组成：C：0.04wt.％、W：4wt.％、Nb：1wt.％、Ti：2wt.％、Mo：6wt.％、Al：8wt.％、Fe：18.5wt.％、Cr：10wt.％、Co：20wt.％、Ni：余量；Ti/Al＝0.25，Ni/(Al+Ti)＝3.046，W/Mo＝0.67。
按照实施例1的方案制备得到本实施例组成的Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，区别在于：本实施例中起始功率为3kW、速率为3kW/10min、熔炼温度为1700℃、保温时间为20min。
将得到的铸态高温高熵合金进行XRD检测，得到与实施例1相似的结果，铸态合金主要由γ相、γ'相及少量TiC组成；
将得到的铸态高温高熵合金进行EBSD显微组织分析，结果显示合金显微组织由γ相、γ'相和TiC组成，γ'相体积分数为46.5％，γ'/γ体积分数之比为0.9，TiC占比为0.15％。
对得到的铸态高温高熵合金分别进行硬度、密度和热膨胀系数测试，测试步骤如同实施例1，经计算取平均硬度值为542HV1，平均密度值为7.69g/cm2，平均线膨胀系数α25～800℃＝14.57、α25～900℃＝15.51。
测试例2-1
按照测试例1-1的方法对实施例2得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，得到与图3中0.001s-1曲线相似的结果，抗压强度为102MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相种类及衍射峰数量与测试例1-1结果相似，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ相衍射最强峰峰值高于γ'相衍射最强峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为39.6％、43.9％、16.5％。与测试例1-1相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
测试例2-2
按照测试例1-4的方法对实施例2得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，得到与图3中1s-1曲线相似的结果，抗压强度为306MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相种类及衍射峰数量与测试例1-4结果相似，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ相衍射最强峰峰值明显高于γ'相衍射最强峰峰值，比值约为1.3；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为20.3％、22.4％、57.3％。与测试例1-4相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
实施例3
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，由以下质量百分比的元素组成：C：0.03wt.％、W：4.5wt.％、Nb：3.5wt.％、Ti：3.5wt.％、Mo：4wt.％、Al：6.3wt.％、Fe：19wt.％、Cr：8.7wt.％、Co：22wt.％、Ni：余量；Ti/Al＝0.56，Ni/(Al+Ti)＝2.905，W/Mo＝1.125。
按照实施例1的方案制备得到本实施例组成的Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，区别在于：本实施例中熔炼温度为1550℃、保温时间20min。
将得到的铸态高温高熵合金进行XRD检测，得到与实施例1相似的结果，铸态合金主要由γ相、γ'相及少量TiC组成；
将得到的铸态高温高熵合金进行EBSD显微组织分析，结果显示合金显微组织由γ相、γ'相和TiC组成，γ'相体积分数为55.3％，γ'/γ体积分数之比为1.2，TiC占比为0.28％。
对得到的铸态高温高熵合金分别进行硬度、密度和热膨胀系数测试，测试步骤如同实施例1，经计算取平均硬度值为514HV1，平均密度值为7.79g/cm2，平均线膨胀系数α25～800℃＝14.38、α25～900℃＝15.32。
测试例3-1
按照测试例1-1的方法对实施例3得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，得到与图3中0.001s-1曲线相似的结果，抗压强度为135MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相种类及衍射峰数量与测试例1-1结果相似，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值略高于γ相衍射最强峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为38.0％、40.2％、21.8％。与测试例1-1相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
测试例3-2
按照测试例1-4的方法对实施例3得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，得到与图3中1s-1曲线相似的结果，抗压强度为415MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相种类及衍射峰数量与测试例1-4结果相似，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值近乎等于γ相衍射最强峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为18.9％、23.8％、57.3％。与测试例1-4相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
实施例4
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，由以下质量百分比的元素组成：C：0.04wt.％、W：5wt.％、Nb：0.5wt.％、Ti：2.8wt.％、Mo：5.5wt.％、Al：7.6wt.％、Fe：17.5wt.％、Cr：9.2wt.％、Co：19wt.％、Ni：余量；Ti/Al＝0.37，Ni/(Al+Ti)＝3.16，W/Mo＝0.91。
按照实施例1的方案制备得到本实施例组成的Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，区别在于：本实施例中起始功率为3kW、速率为3kW/10min、保温时间15min。
将得到的铸态高温高熵合金进行XRD检测，得到与实施例1相似的结果，铸态合金主要由γ相、γ'相及少量TiC组成；
将得到的铸态高温高熵合金进行EBSD显微组织分析，结果显示合金显微组织由γ相、γ'相和TiC组成，γ'相体积分数为51.8％，γ'/γ体积分数之比为1.1，TiC占比为0.27％。
对得到的铸态高温高熵合金分别进行硬度、密度和热膨胀系数测试，测试步骤如同实施例1，经计算取平均硬度值为527HV1，平均密度值为7.73g/cm2，平均线膨胀系数α25～800℃＝14.46、α25～900℃＝15.39。
测试例4-1
按照测试例1-1的方法对实施例4得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，得到与图3中0.001s-1曲线相似的结果，抗压强度为127MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相种类及衍射峰数量与测试例1-1结果相似，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值略低于γ相衍射最强峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为38.4％、41.1％、20.5％。与测试例1-1相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
测试例4-2
按照测试例1-4的方法对实施例4得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，得到与图3中1s-1曲线相似的结果，抗压强度为381MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相种类及衍射峰数量与测试例1-4结果相似，仍由γ相、γ'相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值低于γ相衍射最强峰峰值，比值约为0.94；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为17.3％、19.2％、63.5％。与测试例1-4相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
对比例3
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，由以下质量百分比的元素组成：C：0.04wt.％、W：3.5wt.％、Nb：0.5wt.％、Ti：6wt.％、Mo：5.5wt.％、Al：4wt.％、Fe：16.5wt.％、Cr：10wt.％、Co：19wt.％、Ni：余量；Ti/Al＝1.5，Ni/(Al+Ti)＝3.496，W/Mo＝0.636。
按照实施例1的方法制备得到本对比例组成的Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金。
将得到的铸态高温高熵合金进行XRD检测，结果显示铸态合金由γ相、γ'相、η相和TiC组成；
将得到的铸态高温高熵合金进行EBSD显微组织分析，结果显示合金显微组织主要由γ/γ'两相组成，γ'相体积分数为35.7％，γ'/γ体积分数之比为0.6。
对得到的铸态高温高熵合金分别进行硬度、密度和热膨胀系数测试，测试步骤如同实施例1，经计算取平均硬度值为476HV1，平均密度值为8.32g/cm2，平均线膨胀系数α25～800℃＝14.75、α25～900℃＝15.83。
对比测试例3-1
按照测试例1-1的方法对对比例3得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，压缩应力应变曲线变化趋势与图3中0.001s-1曲线相似，抗压强度为83MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相由γ相、γ'相、η相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值明显低于γ相衍射最强峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为42.4％、44.2％、13.4％。与测试例1-1、测试例2-1、测试例3-1及测试例4-1相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
对比测试例3-2
按照测试例1-4的方法对对比例3得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，压缩应力应变曲线变化趋势与图3中1s-曲线相似，抗压强度为278MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相由γ相、γ'相、η相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值明显低于γ相衍射最强峰峰值，比值仅约为0.52；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为22.1％、23.6％、54.3％。与测试例1-4、测试例2-2、测试例3-2及测试例4-2相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
对比例4
一种Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金，由以下质量百分比的元素组成：C：0.03wt.％、W：2wt.％、Nb：1wt.％、Ti：2wt.％、Mo：4wt.％、Al：8.5wt.％、Fe：20.5wt.％、Cr：11wt.％、Co：23wt.％、Ni：余量；Ti/Al＝0.235，Ni/(Al+Ti)＝2.66，W/Mo＝0.5。
按照实施例1的方法制备得到本对比例组成的Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金。
将得到的铸态高温高熵合金进行XRD检测，结果显示铸态合金由γ相、γ'相、β相和TiC组成；
将得到的铸态高温高熵合金进行EBSD显微组织分析，结果显示合金显微组织主要由γ/γ'两相组成，γ'相体积分数为40.2％，γ'/γ体积分数之比为0.67。
对得到的铸态高温高熵合金分别进行硬度、密度和热膨胀系数测试，测试步骤如同实施例1，经计算取平均硬度值为510HV1，平均密度值为8.04g/cm2，平均线膨胀系数α25～800℃＝14.63、α25～900℃＝15.62。
对比测试例4-1
按照测试例1-1的方法对对比例4得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，压缩应力应变曲线变化趋势与图3中0.001s-1曲线相似，抗压强度为96MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相由γ相、γ'相、β相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值明显低于γ相衍射最强峰峰值；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为41.3％、42.8％、15.9％。与测试例1-1、测试例2-1、测试例3-1及测试例4-1相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
对比测试例4-2
按照测试例1-4的方法对对比例4得到的高温高熵合金进行高温准静态压缩实验，压缩应力应变曲线变化趋势与图3中1s-曲线相似，抗压强度为291MPa；
将压缩后的试样进行XRD物相分析，物相由γ相、γ'相、β相及TiC组成，γ'相衍射最强峰峰值明显低于γ相衍射最强峰峰值，比值仅约为0.74；
利用EBSD对压缩后试样进行显微组织观察，显微组织由动态再结晶组织、亚晶结构组织和变形组织组成，体积分数分别为21％、22.1％、56.9％。与测试例1-4、测试例2-2、测试例3-2及测试例4-2相比，再结晶组织与亚晶组织增加，变形组织减少。
对比实施例1、比较例3和比较例4结果可以看出，Ti/Al与Ni/(Al+Ti)质量分数比值的变化，会影响合金中γ'相的体积分数。γ'相会抑制再结晶行为，降低塑性变形中再结晶组织的质量分数，提高其抗压强度。
由以上实施例可以看出，本发明提供的Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金在形变温度T＝900℃、不同应变速率下(1×10-3s-1～1s-1)未发生相转变，对比铸态合金可知，该合金在热变形过程时具有良好的组织稳定性，始终保持为FCC/L12相结构，未发生固溶相变，即在γ相固溶体基体上实现第二相γ'相强化；FCC/L12相结构的新型Ni-Co-Cr-Fe-Al-Mo高温高熵合金热变形微观组织演变过程主要包括动态再结晶、位错运动诱导形成的亚结构、原始变形组织。不仅保证了密度低于8g/cm3，实现了低成本控制，还具有优异的高温压缩性能，可适用于耐高温结构件应用。
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，可轻易想到的变化或替换，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权利要求的保护范围为准。
Claims (10)
1.一种高温高熵合金，包括以下质量百分含量的元素组成：：0.03～0.04wt.％的C、4～5.5wt.％的W、0.5～3.5wt.％的Nb、2～4.5wt.％的Ti、4～6wt.％的Mo、5.5～8wt.％的Al、16.5～19wt.％的Fe、8～10wt.％的Cr、19～22wt.％的Co、余量的Ni；
Ti/Al的质量比为0.25～0.82，Ni/(Al+Ti)的质量比为3±0.2，W/Mo的质量比为0.67～1.22；；
所述高温高熵合金在铸态下的微观结构由γ相、γ'相及TiC组成。
2.根据权利要求1所述的高温高熵合金，其特征在于，所述γ'相的体积分数范围为46％-64％，所述TiC的体积分数范围为0.15～0.33％。
3.根据权利要求1或2所述的高温高熵合金，其特征在于，所述高温高熵合金的密度小于8g/cm3。
4.权利要求1～3任一项所述高温高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
按照权利要求1～3任一项所述高温高熵合金的元素组成，将合金原料进行真空感应熔炼，得到合金液；
将所述合金液冷却凝固，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭重熔，将所述重熔得到的合金液再次冷却凝固，得到所述高温高熵合金。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述将合金原料进行真空感应熔炼为将合金原料置于CaO坩埚内进行真空感应熔炼。
6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述真空感应熔炼的真空度为5×10-3Pa～1×10-2Pa，所述真空感应熔炼在保护气中进行，保护气的压强为0.1Pa～0.3Pa。
7.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述真空感应熔炼包括：
起始加热功率为2～3kW，以2～3kW/10min的速率将加热功率升至12kW，熔炼温度为1550～1700℃；
在所述熔炼温度进行保温，所述保温的时间为10～20min。
8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述合金原料的纯度高于99.9％。
9.根据权利要求4或8所述的制备方法，其特征在于，所述合金原料分别为：W单质粉末、Nb单质颗粒、Ti单质颗粒、Mo单质颗粒、Al单质颗粒、Fe单质颗粒、Cr单质颗粒、Co单质颗粒、Ni单质颗粒、WC粉末。
10.权利要求1～3任一项所述高温高熵合金或权利要求4～9任一项所述制备方法得到的高温高熵合金在制备涡轮盘中的应用。
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Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1258756A (zh) * | 1999-12-17 | 2000-07-05 | 黄进峰 | 高温高强度奥氏体抗氧化腐蚀高温合金 |
| US20080031769A1 (en) * | 2006-07-28 | 2008-02-07 | Jien-Wei Yeh | High-temperature resistant alloy with low contents of cobalt and nickel |
| KR20170124441A (ko) * | 2016-05-02 | 2017-11-10 | 한국과학기술원 | 고강도 초내열 고엔트로피 합금기지 복합소재 및 이의 제조방법 |
| TWI732729B (zh) * | 2020-12-28 | 2021-07-01 | 國家中山科學研究院 | 鎳基超合金及其材料 |
| WO2021174726A1 (zh) * | 2020-03-02 | 2021-09-10 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法 |
| CN113604706A (zh) * | 2021-07-30 | 2021-11-05 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种低密度低膨胀高熵高温合金及其制备方法 |
| WO2022100169A1 (zh) * | 2020-11-12 | 2022-05-19 | 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 | 抗蠕变、长寿命镍基变形高温合金及其制备方法和应用 |
| CN115386779A (zh) * | 2022-09-06 | 2022-11-25 | 齐鲁工业大学 | 一种陶瓷相与高熔点相协同增强高熵合金涂层及其制备方法 |
-
2023
- 2023-09-28 CN CN202311274558.4A patent/CN117305675B/zh active Active
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1258756A (zh) * | 1999-12-17 | 2000-07-05 | 黄进峰 | 高温高强度奥氏体抗氧化腐蚀高温合金 |
| US20080031769A1 (en) * | 2006-07-28 | 2008-02-07 | Jien-Wei Yeh | High-temperature resistant alloy with low contents of cobalt and nickel |
| KR20170124441A (ko) * | 2016-05-02 | 2017-11-10 | 한국과학기술원 | 고강도 초내열 고엔트로피 합금기지 복합소재 및 이의 제조방법 |
| WO2021174726A1 (zh) * | 2020-03-02 | 2021-09-10 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种高铝含量的镍基变形高温合金及制备方法 |
| WO2022100169A1 (zh) * | 2020-11-12 | 2022-05-19 | 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 | 抗蠕变、长寿命镍基变形高温合金及其制备方法和应用 |
| TWI732729B (zh) * | 2020-12-28 | 2021-07-01 | 國家中山科學研究院 | 鎳基超合金及其材料 |
| CN113604706A (zh) * | 2021-07-30 | 2021-11-05 | 北京北冶功能材料有限公司 | 一种低密度低膨胀高熵高温合金及其制备方法 |
| CN115386779A (zh) * | 2022-09-06 | 2022-11-25 | 齐鲁工业大学 | 一种陶瓷相与高熔点相协同增强高熵合金涂层及其制备方法 |
Non-Patent Citations (5)
| Title |
|---|
| YU BIN，ET AL.: "The Enhancement Effect of Carbides on the Printability and Mechanical Properties of a Ni-Fe-Cr-Al-Ti Alloy Processed by Electron Beam Freeform Fabrication", METALLURGICAL AND MATERIALS TRANSACTIONS A-PHYSICAL METALLURGY AND MATERIALS SCIENCE, 2 January 2024 (2024-01-02) * |
| 刘阳;赵秀芬;: "航空粉末冶金高温合金的车削加工", 航空制造技术, no. 15, 1 August 2010 (2010-08-01) * |
| 宋繁策等: "AlFeCoNiMo0.2高熵合金热变形行为及热加工图", 精密成形工程, vol. 13, no. 6, 30 November 2021 (2021-11-30) * |
| 师昌绪等: "《中国高温合金五十年（1956-2006）》", 31 August 2006, 冶金工业出版社, pages: 58 * |
| 张雷;陈红梅;陶小马;欧阳义芳;: "Al基五元高熵合金的热力学研究", 中国有色金属学报, no. 11, 15 November 2019 (2019-11-15) * |
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| Publication number | Publication date |
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