一种AlCrFe的制作方法

一种alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金及其制备方法
技术领域
[0001]
本发明属于高熵合金技术领域，具体涉及一种alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金及其制备方法。


背景技术：

[0002]
多主元高熵合金是一种采用新的材料设计理念制备得到的材料，多主元高熵合金由5个或5个以上的元素按照等原子比或接近等原子比合成。高熵合金具有许多优异性能，例如：高强度、高硬度、高低温韧性和良好的耐蚀性等，因此引发了学者们的研究热潮。
[0003]
高熵合金由于晶格畸变严重，同时由于元素偏析、疏松缩孔等铸造缺陷的存在，这些严重影响合金的使用性能。热处理是将金属材料放在一定的介质内加热、保温、冷却，通过改变材料表面或内部的金相组织结构，最终来控制其性能的一种金属热加工工艺。通过热处理技术可以消除金属材料内部组织的某些缺陷，促进金属材料回复再结晶，细化晶粒，进一步提高金属材料的性能，充分发挥材料性能的潜力。
[0004]
现有的高熵合金为了获得优异的机械性能，往往需要较昂贵的金属，这样就大大提高了合金的制造成本。


技术实现要素：

[0005]
发明目的：
[0006]
本发明提出了一种alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金及其制备方法。其目的在于解决现有机械性能优异的高熵合金制造成本高的问题。
[0007]
技术方案：
[0008]
一种alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金，alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金由非等摩尔比的al、cr、fe、ni和c元素组成。
[0009]
alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
[0010]
步骤s1，按原子百分比称取各反应原料；
[0011]
步骤s2，反应原料中铁粉和碳粉先混合，再与其他原料混合进行球磨、压片处理，制成坯体；
[0012]
步骤s3，将步骤s2中的坯体经电弧熔炼，冷却为纽扣锭；
[0013]
步骤s4，从纽扣锭上取小部分的纽扣锭薄片通过差热分析，确定热处理条件退火处理；
[0014]
步骤s5，根据确定的热处理条件，对纽扣锭进行退火处理、冷却。
[0015]
在所述步骤s1中，反应原料中al、cr、fe和ni的块体和铁粉纯度均为99.9％以上，碳粉为纳米级，纯度为99.9％以上。
[0016]
步骤s2中，球磨的反应条件为转速100-200r/min，球料比为4-8：1，进行至少12h的混合，并且每隔1-3h改变球磨机的转向。
[0017]
步骤s2中，压片的压力设置为30～40mpa。
[0018]
步骤s3中，电弧熔炼过程中将低熔点金属放在水冷铜模的底部。
[0019]
步骤s3中，电弧熔炼方法为对熔炼炉抽真空，抽到至少5
×
10-3
mpa，再向炉内通入高纯氩气，并重复进行3-5次；制备纽扣锭的电流应由小到大最后缓慢减小到零，然后使用机械手翻面重复熔炼，每组纽扣锭至少熔炼六次以获得均匀的组织。
[0020]
步骤s4中，差热分析方法为采用砂纸将纽扣锭薄片两端磨平，以便于传导热量，采用差热分析仪进行差热分析测试，从室温升到1200℃，高纯氩气保护，升温速率为10℃/min，根据相变温度确定退火处理温度。
[0021]
退火处理温度为600-950℃。
[0022]
步骤s5中，热处理方法为反应炉内抽真空后，通入氩气，并重复3-5次，升温至退火温度后保温至少12h，冷却。
[0023]
本发明具有以下有益效果：
[0024]
1、本发明提出了一种alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金及其制备方法，该高熵合金中不含有昂贵金属，且合金的具有优异的力学性能，因此具有良好的应用前景。
[0025]
2、本发明采用电弧熔炼制备alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金，在850℃退火处理12小时后，合金中既有新相析出，退火处理消除了铸造缺陷，减小了合金元素偏析，析出了有助于提升合金力学性能的新相。
附图说明
[0026]
图1为alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的差热分析图；
[0027]
图2为对实施例1、例2、例3和例4进行衍射分析获得的xrd图；
[0028]
图3为实施例1中制备alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的sem显微组织图；
[0029]
图4为实施例2中制备alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金的sem显微组织图；
[0030]
图5为实施例3中制备alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的sem显微组织图；
[0031]
图6为实施例4中制备alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金的sem显微组织图；
[0032]
图7为实施例1、例2、例3和例4中获得alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的应力-应变曲线。
具体实施方式
[0033]
以下结合说明书附图对本发明进行更详细的说明。
[0034]
本发明采用了一种全新的设计理念，通过加入价格低廉的碳元素，在不含昂贵金属的alcrfe
2
ni
2
双相高熵合金中形成碳化物析出相，通过热处理对alcrfe
2
ni
2
c
0.24
合金进行组织调控，从而获得优异机械性能的高熵合金。
[0035]
碳的加入首先会以间隙原子的形式溶于合金，随着碳含量的增加，由于碳与合金中各个元素的混合焓不同，碳的加入会诱导元素偏析，从而导致合金的组织发生变化。由于c、fe和cr的混合焓较低，造成元素偏析，fe和cr元素与bcc相分离导致bcc的形貌发生改变，由a2和b2相组成的调幅分解组织转变成富al和ni的纳米级球状b2相。同时，al和ni元素与fcc相的分离诱导无序面条状的fcc相合并长大，随着碳含量的增加，细小的ε相在fcc相中析出。随着碳含量的增加，合金硬度有所增加，bcc相体积分数增加，bcc相全部转变为富al和ni的b2相，同时在fcc相中有碳化物析出，析出相随着碳含量的增加而增加，碳化物的强度和硬度都较高，塑形较低，从而导致合金硬度升高。由于高熵合金在铸造过程中存在组分
偏析，冷裂纹和较大内应力等缺陷，使合金的性能下降，影响了高熵合金的应用。为了有效地消除材料内部结构缺陷和应力，适当的采用热处理工艺可获得组织和性能更加优异的高熵合金。
[0036]
一种alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金，alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金由非等摩尔比的al、cr、fe、ni和c元素组成。alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的相组成包括面心立方、体心立方以及碳化物析出相。
[0037]
实施例1：
[0038]
一种alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的制备方法，包括以下步骤：
[0039]
步骤s1，按原子百分比称取反应原料。
[0040]
反应原料为铝块、铬块、铁块、铁粉、镍块和碳粉。配料过程中每种元素要预留出烧损量，铝块、铬块、铁块和镍块要去掉氧化皮。
[0041]
此外要求，，碳粉的粒度为纳米级，纯度大于99.9％，其他元素纯度均为99.99％以上。
[0042]
按原子百分比秤取总重量为60g的反应原料。其中，反应原料中al为16.03％、cr为16.03％、fe为32.05％、ni为32.05％、c为3.84％。配料过程中每种元素要预留出烧损量，每个纽扣锭的总质量均为60g。
[0043]
步骤s2，反应原料中铁粉和碳粉先混合，再与其他原料混合进行球磨、压片处理，制成坯体。
[0044]
首先借助行星式球磨机对反应原料中的铁粉和碳粉进行混合处理。其中，将球磨机的转速设定为100r/min，将球料比设定为4：1，进行至少12h的混合，并且每隔2h改变球磨机的转向，保证反应原料的均匀混合。然后将混合均匀的反应物料放置在液压机上，并且在30mpa的压力作用下，在模具中将反应原料压成圆饼状坯体。
[0045]
步骤s3，将步骤s2中的坯体经电弧熔炼，冷却为纽扣锭。
[0046]
为了避免低熔点金属烧损过多，将低熔点金属(本发明中为金属al)放在水冷铜模的底部，关闭炉门进行抽真空，抽到至少5
×
10-3
mpa，向炉内通入高纯氩气，为了排除炉内空气，抽真空和通高纯氩气的过程重复进行3次。制备纽扣锭的电流应由小到大最后缓慢减小到零，然后使用机械手翻面重复熔炼，每组纽扣锭至少熔炼六次以获得均匀的组织。待纽扣锭在水冷铜模上冷却后取出。均匀组织即将冷却后的纽扣锭，经任意切割后，通过电镜观察得到的组织均一致。
[0047]
步骤s4，从纽扣锭上取小部分的纽扣锭薄片通过差热分析，确定热处理条件。
[0048]
小部分即为能够满足差热分析测试的量即可，本申请小部分为在纽扣锭上取φ3
×
1mm的小圆片，分别使用600#、1000#和1500#型号sic系列砂纸将薄片两端磨平，以便于传导热量，采用netzch dsc 404f3型差热分析仪进行差热分析测试，从室温(20℃)升到1200℃，高纯氩气保护，升温速率为10℃/min，根据相变温度确定退火处理温度。
[0049]
步骤s5，根据确定的热处理条件，对纽扣锭进行退火处理、随路冷却。
[0050]
将热处理试样(纽扣锭)放到氧化铝方舟内，置于zsl1700x型热处理炉中，关紧炉门，抽完真空后通入氩气，此过程重复三次，确保排尽空气，通过差热分析确定合金的相变温度823℃左右，升温速率为10℃/min，选取退火温度为850℃，达到退火温度850℃后保温至少12h，随路冷却。最终获得优异机械性能的双相高熵合金。
[0051]
实施例2，采用与实施例1相同的方法进行alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金的制备，其区别仅在于：
[0052]
步骤s2中将球磨机的转速设定为200r/min，将球料比设定为6：1，进行至少12h的混合，并且每隔1h改变球磨机的转向，保证反应原料的均匀混合。然后将混合均匀的反应物料放置在液压机上，并且在40mpa的压力作用下，在模具中将反应原料压成圆饼状坯体。
[0053]
在步骤s5中，退火温度为600℃。
[0054]
实施例3，采用与实施例1相同的方法进行alcrfe
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ni
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c
0.24
高熵合金的制备，其区别仅在于：
[0055]
步骤s2中将球磨机的转速设定为150r/min，将球料比设定为8：1，进行至少12h的混合，并且每隔3h改变球磨机的转向，保证反应原料的均匀混合。然后将混合均匀的反应物料放置在液压机上，并且在35mpa的压力作用下，在模具中将反应原料压成圆饼状坯体。
[0056]
在步骤s5中，退火温度为850℃。
[0057]
实施例4，采用与实施例1相同的方法进行alcrfe
2
ni
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c
0.24
高熵合金的制备，其区别仅在于：
[0058]
步骤s2中将球磨机的转速设定为100r/min，将球料比设定为4：1，进行至少12h的混合，并且每隔2h改变球磨机的转向，保证反应原料的均匀混合。然后将混合均匀的反应物料放置在液压机上，并且在30mpa的压力作用下，在模具中将反应原料压成圆饼状坯体。
[0059]
在步骤s5中，对获得的alcrfe
2
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c
0.24
高熵合金不进行退火处理保持铸态。
[0060]
接下来，分别对实施例1、实施例2、实施例3和实施例4中获得的alcrfe
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x
高熵合金通过衍射分析、电子扫描分析和室温压缩检测进行组织分析和力学性能分析。
[0061]
采用日本津岛shimadzu-xrd-7000型x射线衍射分析仪对alcrfe
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c
0.24
高熵合金样块进行衍射分析，实验检测阳极靶材为cu靶材，其中衍射源波长λ＝0.154nm，工作电压为40kv，扫描范围为20
°-
100
°
，扫描速度为5
°
/min。获得如图2所示的xrd图。
[0062]
结合图2所示可知，采用本方法发明的alcrfe
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ni
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c
0.24
高熵合金为fcc+bcc双相结构，由图可以看出合金的晶体结构未发生明显改变。根据dta的分析结果，合金在575℃出现的疑似吸热峰表示可能有新相产生。通过xrd表征结果，在600℃退火处理时没有明显的新相出现，而主要以元素的扩散和组织的均匀化为主，合金依然由fcc相和bcc相组成，但是fcc相的(111)晶面的衍射峰变强，bcc相的(110)晶面的衍射峰变弱。随着退火温度升高，在850℃退火处理后，k2晶面的衍射峰最强，说明随着退火温度的升高，碳在合金中的溶解度降低。fcc相的(111)晶面的衍射峰减弱，bcc相的(110)晶面的衍射峰无明显变化。
[0063]
采用蔡司zeiss geminisem 300热场发射电子显微镜观察了alcrfe
2
ni
2
c
0.24
合金的微观组织，获得如图3至图6所示的sem图。
[0064]
结合图3至图6所示可知，采用本发明方法制备的alcrfe
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ni
2
c
0.24
高熵合金，在铸态时是以fcc和bcc双相组织为主，碳化物析出相在fcc相中散乱分布，bcc相形貌为球形颗粒状。合金在600℃退火处理后，碳化物以球形颗粒状分布在fcc与bcc的相界处，bcc相的形貌发生转变，由球形颗粒状转变为蜂窝状。850℃退火处理后，合金仍然以fcc相和bcc相为主，碳化物仍在相界附近析出，但略有长大，fcc相和bcc相的形貌均发生改变，在fcc相内有大量针状bcc相析出，在bcc相内有形状不一的fcc相析出。在950℃退火处理后，bcc相中析出的fcc相长成长条状，针状的bcc相变得疏松和粗大。
[0065]
图7为采用本发明方法制备的alcrfe
2
ni
2
c
0.24
合金的室温压缩应力-应变曲线，由图可知，铸态合金的屈服强度为776mpa，抗压强度为2394mpa，断裂应变为37.24％，合金在退火处理后，屈服强度和抗压强度明显增加，在600℃退火处理后的屈服强度最大，达到1115mpa，断裂应变最低，降至33.64％，强度升高的原因是在fcc相中分布的碳化物在相界处析出且增多，在合金内部形成一个碳化物网，明显提高合金的强度。碳化物的增多使合金的断裂应变降低，合金在850℃退火处理后表现出最优的综合力学性能，屈服强度为1029mpa，抗压强度为3025mpa，断裂应变为45.46％，合金在850℃以上退火处理后，有新的析出相析出，第二相强化增强并起主导作用，在碳化物网的共同作用下，提升了合金的综合力学性能。950℃退火处理使析出相长大，容易造成应力集中，力学性能有所下降，但仍优于铸态合金。
[0066]
综上所示，在本发明获得的alcrfe
2
ni
2
c
0.24
高熵合金在823℃发生相变，且在相变温度表现出最优的力学性能。退火处理后，减少了合金元素的偏析，细化了合金组织，提升了合金的综合力学性能。

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