一种M2C型碳化物增强Re-Ta-W-C高温难熔合金及其制备方法

本发明涉及一种m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金及其制备方法，属于金属材料，具体是一种耐高温难熔合金。

背景技术：

1、随着航空航天技术的发展，如超高速飞行器的发动机热端、鼻椎、机翼前沿等热端部件对材料的抗高温性能要求越来越高，以超高速飞行器为例，当大气环境下的飞行速率超过8马赫时，其鼻椎、机翼前沿等部件在大气环境下的服役温度接近2000℃。但是，目前以ni基为主的高温合金的最高使用温度也仅为1200℃，难以满足需求。

2、钨是熔点最高的金属元素，钨金属及其合金具有优良的高温力学性能，但是钨合金的主要缺点就是室温塑性较差。ta-w合金具有良好的室温塑性，如ta-10％w、ta-10％w-2.5％mo和ta-8％w-2％hf等合金广泛用于工作温度超过1300℃的场合，但目前以钨合金、钽合金、钼合金为主的难熔合金在温度超过1400℃后，大多合金的强度已不足400mpa(郑欣，等.稀有金属材料与工程[j].2011,40(10):1871-1875.)，难以达到在更高温度条件下的使用要求。以nb-mo-ta-w为主元的难熔高熵合金在1400℃下的屈服强度高达405mpa。但室温塑性很差，室温压缩断裂应变仅为2.1％。(senkov o n,et al.intermetallics[j],2011,19(5):698-706)。(nbmotaw)90c10等难熔高熵复合材料(yixing wan,et al.journalof alloys and compounds[j].2022,889161645.)具有优异的室温和高温强度，虽相较nbmotaw难熔高熵合金具有更好的室温塑性，但(nbmotaw)90c10合金的室温断裂应变也仅为7％，仍有待提升。

3、nbmotaw难熔高熵合金严重的室温脆性使其加工性能受到限制，而现有成熟的耐高温材料的高温强度仍有待提升，缺少在温度超过1400℃条件下仍能保持较高强度的难熔合金材料，可供选择的高温难熔合金体系不足。ta-w合金中，ta-10％w难熔合金有着优良的室温塑性，但高温强度仍有待进一步提高。对具有良好室温塑性的ta-10％w难熔合金的高温力学性能进行改善，能获得具有良好室温可加工性的高温服役金属材料，对高温高强度构件材料的研究有重要的科学和工程意义。但是，在保证ta-w合金具有良好室温塑性的同时，如何进一步提高ta-w难熔合金的高温强度，仍需进一步研究探索。

技术实现思路

1、针对上述现有技术存在的问题及不足，本发明提供一种m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金及其制备方法。本发明制备的m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金可以弥补现有的高温合金在1200℃以上时的强度不足，且室温塑性差的限制。本发明通过以下技术方案实现。

2、一种m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金，所述高温难熔合金由re-ta-w形成的bcc相和塑性碳化物增强相ta2c形成的m2c-hcp相组成；所述高温难熔合金由re-ta-w为非等原子比组成，记为reatabwccd，a、b、c和d分别为各元素对应的摩尔比，其中a为0.04～0.15；b为1.8～2.1；c为0.15～0.25；d为0.04～0.45；a+b+c≥2，4.3＜b/d＜38。

3、所述高温难熔合金reatabwccd中a为0.09～0.12，b为1.83～1.93，c为0.18～0.23，d为0.04～0.28。

4、所述高温难熔合金reatabwccd中a＝0.1，b＝1.85，c＝0.2，d＝0.25。

5、所述高温难熔合金reatabwccd中a＝0.1，b＝1.9，c＝0.2，d＝0.05。

6、所述高温难熔合金reatabwccd中a为0.09～0.12，b为1.85～1.95，c为0.18～0.23，d为0.35～0.42。

7、所述高温难熔合金reatabwccd中a＝0.1，b＝1.9，c＝0.2，d＝0.20。

8、一种m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金

9、当c的含量占比很小，也就是19＜b/d＜38时，合金为bcc基体相和大量针状结构的ta2c析出相组成；

10、当c的含量较小，也就是6.3＜b/d＜9.6时，合金为亚共晶结构，以bcc相为主相，晶界周围有一次析出的三维网状的ta2c相，bcc主相中有ta2c二次析出相，晶界为层状的bcc+ta2c近共晶组织；

11、当c的含量居中，也就是5.4＜b/d＜5.9时，合金为bcc+ta2c的共晶结构；

12、当c的含量较多，也就是4.75＜b/d＜5时，合金为过共晶结构，以ta2c陶瓷相为主相，晶间是由ta2c陶瓷相与bcc相组成的层状共晶结构；

13、上述bcc相为re、ta、w组成固溶体的体心立方bcc相，m2c-hcp相为ta2c碳化物陶瓷相。

14、一种m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金的制备方法，其步骤包括：

15、s1、将tac碳化物粉末包裹在单质金属ta箔片上形成包裹tac碳化物粉末的单质金属ta箔片；

16、s2、将s1中的包裹tac碳化物粉末的单质金属ta箔片，以及单质颗粒re、ta、w一同放入熔炼炉中的坩埚，然后抽真空至6×10-3mpa，然后充入惰性气体氩气到-0.8mpa，升温至3500℃熔融20～30min，冷却后重熔5次以上，最终冷却得到m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金。

17、所述tac碳化物粉末包裹在单质金属ta箔片具体过程为：根据所需tac粉末的含量，选择合适尺寸的高纯ta箔片，将tac粉末完全包裹即可，将ta箔片两边对折后，用尖嘴钳将侧边与底边折叠封口压紧，随后，将tac粉末按比例称量后，倒入折叠好的ta箔片中，再将ta箔的开口折叠封紧即可。

18、本发明的有益效果是：

19、(1)本方法制备简单，易操作，采用真空电弧熔炼的方法，与其他制备方法相比制备周期较短，且可以有效熔化高熔点的原料，制备出的合金铸锭成分均匀。

20、(2)本发明制备的m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金可以弥补现有的高温合金在1200℃以上时的强度不足，且室温塑性差的限制，该材料在超高速飞行器的热端部件、高超音速武器鼻椎等短时服役条件下具有一定的适用性。

21、(3)本发明制备的m2c型碳化物增强re-ta-w-c高温难熔合金具有良好的可加工性，当合金为亚共晶组织时，其组织特征为[bcc+ta2c]+ta2c，合金为共晶或过共晶组织时，其组织特征为ta2c+bcc。三维网格状的ta2c相包裹着bcc基体，可以为合金提供较高的力学承载能力。当合金c含量进一步降低时，合金为等轴晶，主相bcc相中有大量微米级亚微米级弥散分布的针状ta2c相，其三位尺度中呈盘状纤维穿插在基体当中，使合金的bcc基体强度得到显著提高。

22、(4)本发明制备得到的re0.1ta1.85w0.2c0.25高温难熔合金室温下的屈服强度为1076mpa，抗压强度高达2066mpa，其室温断裂应变为20.6％，室温下的力学性能显著超过nbmotaw高熵合金。re0.1ta1.85w0.2c0.25高温难熔合金在1450℃下，其屈服强度高达710mpa，是nbmotaw高熵合金在1400℃下的1.75倍，可用于航空航天、国防军工、核工业等领域。

23、(5)本发明制备得到的re0.1ta1.85w0.2c0.25高温难熔合金的室温抗压强度高达2066mpa，而nbmotaw高温难熔合金的室温抗压强度仅为1211mpa；re0.1ta1.85w0.2c0.25高温难熔合金在1450℃下的屈服强度高达710mpa，与ta-10w难熔合金(1450℃下的屈服强度为115mpa)相比，提升了517.4％；与nbmotaw难熔合金在1400℃下的屈服强度421mpa相比，提升了68.6％；re0.1ta1.85w0.2c0.25高温难熔合金的净室温断裂应变为20.6％，是nbmotaw难熔高熵合金的981％，具有良好的塑性；re0.1ta1.85w0.2c0.25高温难熔合金在1450℃下的极限抗压强度高达877mpa，与nbmotaw高温难熔合金在1400℃下的极限抗压强度467mpa相比，提升了87.8％。

24、(6)本发明制备得到的re0.1ta1.9w0.2c0.05高温难熔合金具有更好的室温塑性，室温断裂应变高达28.6％；re0.1ta1.9w0.2c0.05高温难熔合金在1450℃下的屈服强度为445mpa，与nbmotaw高温难熔合金在1400℃下的屈服强度405mpa相比，同样有所提升。