一种纳米析出相强化体心立方Fe

一种纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金
技术领域
1.本发明涉及纳米析出相强化体心立方高熵合金领域，具体为一种纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金。


背景技术：

2.高熵合金是由多种元素以等原子比或近等原子比合金化所形成的一类新型金属材料。不同于传统的以一元或二元为主的合金设计思想，高熵合金颠覆性的合金设计理念使得其具有独特的原子结构特征，因而呈现出许多优异的力学、物理及化学性能。但其组织性能还有需提高之处。众所周知，与其它强化方法相比，第二相强化可显著提高材料的综合力学性能。近年来，体心立方高熵合金中的第二相析出强化使得该类合金展现出优异的力学性能，引起了广泛关注，是目前金属材料的研究热点。
3.近些年来各国学者对纳米析出相强化体心立方高熵合金展开大量研究，其中制备出一系列纳米析出相强化体心立方高熵合金，其中常见的体系有fe
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ni
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al，fe
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mn
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al，fe
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ti，fe
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ti等。上述合金体系通常采用改变al含量、ti含量、al/ti比例或者调整过渡族元素的比例，目的是获得良好性能的纳米析出相强化体心立方高熵合金。上述研究中，fe元素含量少，其他过渡族含量高，这无形中提高了合金的制造成本，限制纳米析出相强化体心立方高熵合金的实际应用。高fe含量、力学性能优异的纳米析出相强化体心立方合金具有非常重要的技术和应用价值。


技术实现要素：

4.本发明的目的在于提供一种纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，通过fe含量调控l21立方状/球状纳米析出相析出形貌和性质，从而获得力学性能优异的体心立方fe
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ni
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al
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ti高熵合金。
5.本发明所述技术方案如下：
6.一种纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，按摩尔比，合金成分遵循fe
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(摩尔比)，x＝2、4或6，并简称为fex合金。
7.所述的纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金是指：无序体心立方上纳米析出高度有序的l21‑
ni2alti相；l21纳米析出相具有高的形核能力，其铜模浇铸的合金为体心立方上析出大量弥散的l21立方状和/或球状纳米析出相。
8.所述的纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，随着fe含量的增加，l21纳米析出相(块状l21和/或粒状l21)的相对含量增大。
9.所述的纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，随着fe含量的改变，l21纳米析出相的大小，形状随之发生变化。其中，fe2和fe4中纳米析出相均为立方状，平均粒子尺寸分别为240～245nm、150～160nm，fe6中纳米析出相为球状，平均粒子尺寸为55～60nm。
10.所述的纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，通过添加fe元素，所述的高熵合金压缩性能发生显著变化。压缩屈服强度：fe2合金1260mpa，fe4合金1211mpa，fe6合金1008mpa；抗压强度：fe2合金2083mpa，fe4合金1930mpa，fe6合金1791mpa；压缩应变：fe2合金37％，fe4压缩过程中未断裂，fe6压缩过程中未断裂；通过添加fe元素，所述的高熵合金压缩强度略有降低，而合金的塑性变形能力显著增强，如fe2压缩应变为37％，而fe4在压缩过程中未断裂。
11.所述的纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，添加fe调控所述的高熵合金组织性能包括：(1)添加fe改变l21纳米析出相的大小和形状；(2)添加fe改变l21纳米析出相的化学成分，尤其是fe元素的含量。
12.本发明所述通过fe含量调控纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金的原理如下：
13.添加fe调控纳米析出相强化体心立方fe
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cr
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ni
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al
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ti系高熵合金组织性能的原理包括：通过添加fe元素，不但可以保持l21纳米析出相高的形核率，同时又减少al、ti在合金中的相对含量，故改变fe含量可以获得大量弥散且相对含量以及形状尺寸可控的l21纳米析出相；另外，通过添加fe元素，发现fe元素在l21立方状/球状纳米析出相中的含量不断增加，影响l21立方状/球状纳米析出相的性能，进而影响合金的性能。这两方面原理详细叙述如下：
14.(一)添加fe元素获得大量弥散且相对含量以及形状尺寸可控的l21纳米析出相
15.因为alfe2ti也是l21纳米析出相，则所述的高熵合金添加fe元素不但可以保持l21纳米析出相高的形核率，同时又减少了al、ti相对含量，故改变fe含量可以获得大量弥散且相对含量以及形状尺寸可控的l21纳米析出相。所述的高熵合金随着fe含量的改变，l21纳米析出相(块状l21和粒状l21)的相对含量增大；随着fe含量的改变，l21纳米析出相的大小，形状随之发生变化。其中，fe2和fe4中纳米析出相均为立方状，平均粒子尺寸分别为243nm、155nm，fe6中纳米析出相为球状，平均粒子尺寸为58nm；随着fe含量的改变，压缩性能随之发生变化。压缩屈服强度：fe2合金1260mpa，fe4合金1211mpa，fe6合金1008mpa；抗压强度：fe2合金2083mpa，fe4合金1930mpa，fe6合金1791mpa；压缩应变：fe2合金37％，fe4压缩过程中未断裂，fe6压缩过程中未断裂。
16.(二)fe元素在l21立方状/球状纳米析出相中的含量影响合金力学性能
17.在所述的高熵合金中，fe元素改变各组元在l21纳米析出相和基体bcc相中的比例关系。随着fe元素的增加，fe元素在l21纳米析出相中的含量增高，从fe2中的17.4％增加到fe4中的19.41％以及fe6中的40.5％(均为摩尔比)，可以看出fe6中fe含量比另外两合金要高的多。值得一提的是，ni、al、ti各元素在l21粒子中的成分比例几乎没有变化，并且al、ti元素的摩尔比之和与ni元素大致相等。元素在各相中的含量见表1。
18.表1铸态fe
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，x＝2，4，6中由透射电镜能谱仪获得的组成相的成分
[0019][0020]
可知，随着fe元素的添加，fe元素在l21纳米析出相中的含量增高，并且fe6的l21纳米析出相中fe元素比另外两合金要高的多，由于alni2ti相的性能比alfe2ti相优异，所以fe元素在l21立方状/球状纳米析出相中的含量影响合金的力学性能。如，l21纳米析出相中fe含量较多的fe6合金的力学性能比fe4差。
[0021]
本发明的优点及有益效果是：
[0022]
(1)本发明为一种fe调控l21立方状/球状纳米析出相析出形貌，从而改善组织性能的体心立方fe
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高熵合金。该合金制备成本低廉、调控性能方法简单有效，其对于纳米析出相强化体心立方fe
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ni
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ti系及相关体系高熵合金的开发与应用具有重要价值。
[0023]
(2)本发明中所述fe
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(摩尔比)，x＝2，4，6合金，随着fe含量的改变，l21纳米析出相的大小，形状随之变化；其中，fe2和fe4中纳米析出相均为立方状，平均粒子尺寸分别为243nm、155nm，fe6中纳米析出相为球状，平均粒子尺寸为58nm。
[0024]
(3)本发明中所述fe
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(摩尔比)，x＝2，4，6合金，通过改变fe含量获得优异的压缩性能。
[0025]
总之，通过研究发现，本发明的纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金中，随着fe含量的增加，所述的高熵合金组织性能发生变化，说明该种类合金可以通过改变fe含量有效调控组织性能。通过添加fe元素，不但可以保持l21纳米析出相高的形核率，同时又减少al、ti相对含量，故改变fe含量可以获得大量弥散且相对含量以及形状尺寸可控的l21纳米析出相；另外，通过添加fe元素，发现fe元素在l21纳米析出相中的含量不断增加，影响l21纳米析出相的性能，这两方面的原因导致随着fe含量的增加，可调控合金的组织性能。
附图说明：
[0026]
图1为10mm
×
5mmfex铸态合金板的x射线衍射谱。
[0027]
图2为fex合金的铸态组织扫描电子显微图片。其中，(a)代表fe2，(b)代表fe4，(c)代表fe6。
[0028]
图3为fex铸态合金的l21立方状(a)、球状(b)纳米析出相尺寸统计分布图。
[0029]
图4为fex铸态组织透射电子显微图片。其中，图(a)、(g)、(h)分别代表fe2、fe4、fe6合金析出相形貌及选区电子衍射图谱；图(b)
‑
(f)为fe2合金的tem面扫描元素分布图。
[0030]
图5为fex铸态合金的压缩真应力
‑
应变曲线。
具体实施方式
[0031]
在具体实施过程中，通过fe含量调控纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金的方法如下：
[0032]
fe调控纳米析出相强化体心立方fe
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ni
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ti系高熵合金，其成分范围按照以下原则进行变化：fe
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(摩尔比)，x＝2，4，6，并根据不同的fe含量简称为fex合金。
[0033]
原材料采用工业纯度的海绵ti，其余元素的纯度不低于99.9wt.％。在高纯氩气(体积纯度99.999％，气压0.01～0.1mpa)环境中通过电弧熔炼的方法制备合金锭，合金锭反复熔炼至少四次，保证组元的均匀性。然后在电弧炉高纯氩气环境中，重熔合金锭，并通过铜模翻转浇铸的方式获得尺寸为10mm
×
5mm合金板。从合金板上切取φ2mm
×
4mm的室温压缩样品。
[0034]
通过力学性能测试与微观组织检测，发现随着fe含量的增加，l21纳米析出相的大小，形状随之发生变化；其中，fe2和fe4中l21纳米析出相均为立方状，平均粒子尺寸分别为243nm、155nm，fe6中l21纳米析出相为球形，平均粒子尺寸为58nm；fe2中含有块状的l21纳米析出相。
[0035]
纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金，添加fe调控纳米析出相强化体心立方高熵合金的组织调控包括：(1)添加fe元素改变l21纳米析出相的相对含量、大小和形状；(2)添加fe元素改变l21纳米的化学成分，尤其是fe元素的含量。本发明纳米析出相强化体心立方高熵合金的性能指标如下：
[0036]
压缩屈服强度：fe2合金1260mpa，fe4合金1211mpa，fe6合金1008mpa；抗拉强度：fe2合金2083mpa，fe4合金1930mpa，fe6合金1791mpa；压缩应变：fe2合金37％，fe4压缩过程中未断裂，fe6压缩过程中未断裂。
[0037]
以下，通过实施例详述本发明。
[0038]
实施例1
[0039]
本实施例fe2crnial
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(摩尔比)，即为fe2合金，原材料采用工业纯度的海绵ti，其余元素的纯度不低于99.9wt.％。将原料按照熔点从上至下依次减小的顺序进行摆放，利用机械泵及分子泵将炉内压强抽至1.0
×
10
‑3pa～3.0
×
10
‑3pa，通入高纯ar气至0.05mpa左右，在氩气的保护下通过电弧熔炼的方法制备母合金锭，合金锭反复熔炼五次。在翻转炉中浇铸得到宽、厚、长分别为10mm、5mm、80mm的合金板。运用电火花线切割和快速锯对合金板进行切割得到压缩式样的尺寸为φ2mm
×
4mm，并用砂纸对压缩式样进行打磨、抛光。
[0040]
对fe2铸态合金板进行切片制成约1mm厚，并对铸态组织进行表征。如图1所示，fe2
合金的xrd衍射图谱，fe2合金主要由无序体心立方和有序的l21纳米析出相组成，并含有少量的σ相；如图2所示，从图2中可以看出fex合金的微观组织。图2(a)所示，fe2合金含有立方状的粒子l21、体心立方相、大块l21纳米析出相以及块状l21纳米析出相上析出针状的σ相，立方状的粒子l21平均粒子尺寸为243nm，纳米析出相尺寸主要分布在100～600nm范围内，其中以175～225nm大小的纳米析出相最多，见图3(a)。图4(a)为fe2合金析出相形貌及选区电子衍射图谱。根据tem暗场相及其衍射花样可知，fe2合金析出的粒子是l21纳米析出相，且粒子保持立方状。根据tem衍射花样，可以粗略的计算体心立方的点阵常数a
bcc
与l21纳米析出相的点阵常数再根据点阵错配ε的计算公式计算该系列合金中体心立方与l21纳米析出相的点阵错配。所以，fe2的ε分别为0.2894nm、0.5833nm、0.77％。图4(b)～(f)为fe2合金的tem面扫描元素分布图，可以看出，粒状l21和块状l21主要富al、ni、ti元素，而贫fe、cr元素，对比之下，基体与σ相主要富fe、cr元素，而贫al、ni、ti元素。同样，如表1所示，粒子中al、ti元素的摩尔比之和与ni元素大致相等，进一步说明晶内析出的粒子为l21‑
ni2alti。
[0041]
从fe2合金板(宽、厚、长分别为10mm、5mm、80mm)上切取压缩样品，其规格为φ2mm
×
4mm，压缩应变速率为2
×
10
‑4s
‑1。图5为fex合金的室温压缩真应力应变曲线，fe2合金屈服强度为1260mpa，抗压强度为2083mpa，压缩应变高达37％。
[0042]
实施例2
[0043]
本实施例fe4crnial
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(摩尔比)，即为fe4合金，原材料采用工业纯度的海绵ti，其余元素的纯度不低于99.9wt.％。将原料按照熔点从上至下依次减小的顺序进行摆放，利用机械泵及分子泵将炉内压强抽至1.0
×
10
‑3pa～3.0
×
10
‑3pa，通入高纯ar气至0.05mpa左右，在氩气的保护下通过电弧熔炼的方法制备母合金锭，合金锭反复熔炼五次。在翻转炉中浇铸得到宽、厚、长分别为10mm、5mm、80mm的合金板。运用电火花线切割和快速锯对合金板进行切割得到压缩式样的尺寸为φ2mm
×
4mm，并用砂纸对压缩式样进行打磨、抛光。
[0044]
对fe4铸态合金板进行切片制成约1mm厚，并对铸态组织进行表征。如图1所示，fe4合金的xrd衍射图谱，fe4合金与fe2均含有体心立方相、l21纳米析出相和σ相，但是l21纳米析出相和σ相的含量较少，合金的扫描照片同样证明这一点，见图2(a)
‑
(b)。如图2所示，从图2中可以看出fex合金的微观组织。图2(b)所示，fe4与fe2合金均含有立方状的l21粒子、体心立方相、较少量的块状l21纳米析出相以及块状l21纳米析出相上析出针状的σ相，立方状的l21粒子的平均尺寸为155nm，纳米析出相尺寸主要分布在50～450nm范围内，其中以125～175nm大小的纳米析出相最多，见图3(a)。图4(g)为fe4合金析出相形貌及选区电子衍射图谱。根据tem暗场相及其衍射花样可知，fe4合金与fe2析出的粒子均是l21纳米析出相，且粒子仍保持立方状。根据tem衍射花样，可以粗略的计算体心立方的点阵常数a
bcc
与l21纳米析出相的点阵常数再根据点阵错配ε的计算公式再根据点阵错配ε的计算公式计算该系列合金中体心立方与l21纳米析出相的点阵错配。所以fe4的a
bcc
、ε分别为0.2881nm、0.5818nm、0.98％。
[0045]
从fe4合金板(宽、厚、长分别为10mm、5mm、80mm)上切取压缩样品，其规格为φ2mm
×
4mm，压缩应变速率为2
×
10
‑4s
‑1。如图5所示，fex合金的室温压缩真应力应变曲线，fe4合金屈服强度为1211mpa，抗压强度为1930mpa，在压缩过程中未断裂。这是因为fe4合金中l21纳米析出相含量与fe2合金相比略低，导致强度略低于fe2合金；fe4合金只有少量的块状l21纳米析出相和针状σ相，fe2合金有较多的块状l21纳米析出相和针状σ相，导致fe4合金在压缩过程中未断裂。
[0046]
实施例3
[0047]
本实施例fe6crnial
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(摩尔比)，即为fe6合金，原材料采用工业纯度的海绵ti，其余元素的纯度不低于99.9wt.％。将原料按照熔点从上至下依次减小的顺序进行摆放，利用机械泵及分子泵将炉内压强抽至1.0
×
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‑3pa～3.0
×
10
‑3pa，通入高纯ar气至0.05mpa左右，在氩气的保护下通过电弧熔炼的方法制备母合金锭，合金锭反复熔炼五次。在翻转炉中浇铸得到宽、厚、长分别为10mm、5mm、80mm的合金板。运用电火花线切割和快速锯对合金板进行切割得到压缩式样的尺寸为φ2mm
×
4mm，并用砂纸对压缩式样进行打磨、抛光。
[0048]
对fe6铸态合金板进行切片制成约1mm厚，并对铸态组织进行表征。如图1所示，fex合金的xrd衍射图谱，fe含量最高的fe6合金含有体心立方相和l21纳米析出相，几乎没有σ相，合金的扫描照片同样证明这一点，见图2(c)。通过图1比较fe2、fe4、fe6合金衍射峰的强度发现：fe含量增加，提高体心立方相的含量，减少l21纳米析出相的含量。从表1可知，l21纳米析出相主要由富含al、ti、ni，fe含量增加，导致al、ti、ni三者的相对含量减少，这是导致l21纳米析出相含量减少的主要原因。
[0049]
如图2所示，从图2中可以看出fex合金的微观组织。如图2(c)所示，fe6合金含有球状l21粒子和体心立方相，无块状l21纳米析出相和σ相，球状粒子l21的平均粒子尺寸为58nm，纳米析出相尺寸主要分布在25～95nm范围内，其中以50～60nm大小的纳米析出相最多，见图3(b)。比较fe2、fe4、fe6合金可知，当fe含量较少时，合金易形成块状l21纳米析出相，并在块状l21纳米析出相上析出针状的σ相，随着fe含量的增加，块状l21纳米析出相和σ相减少最终消失，并且l21纳米析出相(块状l21和粒状l21)的相对含量也在减小；随着fe含量的增加，l21粒子的尺寸不断减小，并且粒子的形状发生变化，说明l21纳米析出相的形状与粒子大小有关。总之，通过改变fe元素含量，可以获得大量弥散且相对含量以及形状尺寸可控的l21纳米析出相，如图2(b)
‑
(c)所示。
[0050]
如图4(h)所示，fe6合金析出相形貌及选区电子衍射图谱。根据tem暗场相及其衍射花样可知，fe6合金析出的l21粒子为球形。根据tem衍射花样，可以粗略的计算体心立方的点阵常数a
bcc
与l21纳米析出相的点阵常数再根据点阵错配ε的计算公式计算该系列合金中体心立方与l21纳米析出相的点阵错配。所以，fe6的a
bcc
、分别为0.2944nm、0.6012nm、2.09％。
[0051]
从fe6合金板(宽、厚、长分别为10mm、5mm、80mm)上切取压缩样品，其规格为φ2mm
×
4mm，压缩应变速率为2
×
10
‑4s
‑1。如图5所示，fex合金的室温压缩真应力应变曲线，fe6合金屈服强度为1008mpa，抗压强度为1791mpa，在压缩过程中未断裂。fe6合金压缩屈服强度和抗压强度最小，主要是因为球状l21纳米析出相铁含量高、相粒子尺寸小且含量少所致。
[0052]
实施例结果表明，本发明通过添加fe元素，不但可以保持l21纳米析出相高的形核
率，同时又减少al、ti相对含量，故改变fe含量可以获得大量弥散且相对含量以及形状尺寸可控的l21纳米析出相；另外，通过添加fe元素，发现fe元素在l21纳米相中的含量不断增加，进而影响l21纳米相的性能；这两方面的因素导致fe添加可以显著调节立方状/球状纳米析出相强化体心立方高熵合金的微观组织，进而影响其力学性能。本发明对于纳米析出相强化体心立方fe
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高熵合金实际应用，已经其他相似合金体系体心立方高熵合金的开发具有重要价值。