具体实施方式

本发明提供了一种高强高熵合金，以摩尔百分比计，包括以下元素：

Fe 49.0～51.0％，Co 9.0～11.0％，Mn 29.0～31.0％和Cr 9.0～11.0％。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Fe 49.0～51.0％，优选为49.4～50.6％，更优选为49.8～50.2％。在本发明中，所述Fe元素为所述高强高熵合金的基体元素，较高含量的Fe元素有利于降低成本。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Co 9.0～11.0％，优选为9.4～10.6％，更优选为9.8～10.2％。在本发明中，所述Co元素可以增加体系的混合熵，提升体系稳定性。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Mn 29.0～31.0％，优选为29.4～30.6％，更优选为29.8～30.2％。在本发明中，所述Mn元素可以增加体系混合熵，提高合金强度。

以摩尔百分比计，本发明提供的高强高熵合金包括Cr 9.0～11.0％，优选为9.4～10.6％，更优选为9.8～10.2％。在本发明中，所述Cr元素可以增加体系混合熵，提高合金耐热性和耐蚀性。

本发明通过设计各组分的摩尔百分比含量，使得由上述原子百分含量的原料形成的高强高熵合金在室温下为奥氏体和马氏体双相基体组织，还含有大量的亚微米尺度析出相；所述高强高熵合金的晶粒平均尺寸优选为1～1.5μm，析出相平均尺寸优选为200～250nm；在室温下服役承受应力载荷时，会发生位错滑移、机械孪生和形变，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同增强高强高熵合金的强度，并且为合金形变提供较好的塑性和韧性。

本发明还提供了上述技术方案所述高强高熵合金的制备方法，包括以下步骤：

提供液态合金水；

将所述液态合金水依次进行浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火处理，得到所述高强高熵合金。

在本发明中，所述液态合金水的制备方法优选包括以下步骤：将对应组分的合金原料熔化，得到液态合金水。在本发明中，所述合金原料的组分与前述高强高熵合金的组分一致，在此不再赘述。本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的合金原料以能得到目标组分的高强高熵合金为准。在本发明中，所述合金原料的形态优选为粉体或块体。在本发明中，所述合金原料的纯度优选为大于等于99wt.％，更优选为大于等于99.9wt.％。在本发明中，所述合金原料优选包括纯铁、纯钴、纯锰和纯铬合金。本发明对所述合金原料的比例没有特殊的限定，能够使最终合金成分满足要求即可。

在本发明中，所述熔化优选为真空感应熔炼；所述熔化的设备优选为真空感应炉。在本发明中，所述熔化的气氛优选为惰性气体；所述惰性气体优选为氩气。本发明对所述真空感应熔炼的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的方式即可。在本发明中，所述熔化的温度优选为1700～1900℃，更优选为1750～1850℃，再优选为1780～1820℃；所述熔化的时间优选为15～20min，更优选为16～19min，再优选为17～18min。在本发明中，所述熔化的次数优选为多次，更优选为大于等于5次。本发明通过熔化使金属元素均匀充分地混合，得到液态合金水。

得到液态合金水后，本发明将所述液态合金水进行浇铸，得到铸锭。在本发明中，所述浇铸的温度优选为1700～1900℃，更优选为1750～1850℃，再优选为1780～1820℃；时间优选为60～120s，更优选为80～110s，再优选为90～100s。在本发明中，所述浇铸用模具的材质优选为高温合金钢。在本发明中，所述铸锭的形状优选为圆柱体。

得到铸锭后，本发明将所述铸锭进行热煅处理，得到初级合金坯。在本发明中，所述热煅的温度优选为1150～1250℃，更优选为1180～1230℃，再优选为1190～1210℃；时间优选为5～20min，更优选为10～15min，再优选为11～12min。本发明对所述热煅的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的热煅装置即可，具体的，如箱式炉。在本发明中，所述热煅能够使铸锭变为横截面为正方形、铸态裂纹少、组织致密的初级合金坯，有利于提高合金的热塑性。

得到初级合金坯后，本发明将所述初级合金坯进行热轧处理，得到初级致密化合金坯。在本发明中，所述热轧的温度优选为850～900℃，更优选为860～890℃，再优选为870～880℃。在本发明中，所述热轧的总变形量优选为40～60％，更优选为45～55％，再优选为48～52％。在本发明中，所述热轧优选为多道次轧制，每道次的变形量优选为10％；所述多道次轧制的次数优选为≥3次，更优选为3～5次，再优选为4～5次。本发明对所述热轧的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的热轧装置即可，具体的，如400新型异步热轧实验轧机；所述轧机的轧辊直径优选为0.4m。在本发明中，所述热轧能够将长方体初级合金坯中的铸态组织转变为形变组织，细化晶粒，提高初级合金坯的加工性能，得到具有良好热塑性的初级致密化合金坯。

得到初级致密化合金坯后，本发明对所述初级致密化合金坯进行固溶处理，得到次级合金坯。在本发明中，所述固溶的温度优选为1150～1250℃，更优选为1180～1230℃，再优选为1190～1210℃；时间优选为90～120min，更优选为95～115min，再优选为100～110min。在本发明中，所述固溶处理能够使初级致密化合金坯中的奥氏体和马氏体充分溶解，同时消除内应力，提高合金强度和塑性。

得到次级合金坯后，本发明对所述次级合金坯进行冷轧处理，得到次级致密化合金坯。在本发明中，所述冷轧的温度优选为15～35℃，更优选为20～30℃，再优选为25～28℃。在本发明中，所述冷轧的总变形量优选为50～70％，更优选为55～68％，再优选为58～65％。在本发明中，所述冷轧优选为多道次轧制，本发明对每道次的轧制变形量没有特殊限定，以总变形量达到50～70％为准；所述多道次轧制的次数优选为≥3次，更优选为3～5次，再优选为4～5次。在本发明中，所述冷轧能够细化次级合金坯晶粒，得到具有良好热塑性的次级致密化合金坯。

所述冷轧处理前，本发明优选将所述次级合金坯进行冷却处理；所述冷却处理优选为水冷；所述冷却处理的终温优选为15～35℃，更优选为20～30℃，再优选为25～28℃。

得到次级致密化合金坯后，本发明对所述次级致密化合金坯进行淬火处理，得到所述高强高熵合金。在本发明中，所述淬火的温度优选为640～680℃，更优选为650～670℃，再优选为655～665℃；时间优选为3～7min，更优选为4～6min，再优选为4.5～5.5min。本发明对所述淬火的保温设备没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的保温设备即可，具体的，如电阻炉。在本发明中，所述淬火的冷却方式优选为水冷。在本发明中，所述冷却的终止温度优选为室温，具体的如18～25℃。在本发明中，所述淬火在高温保温处理过程中能够促进微米尺度析出相生成，消除三级合金坯的微观应变，同时促进局部细小的再结晶晶粒生成；所述水冷能够确保形成细小的再结晶晶粒，保证不会显著降低高强高熵合金的强度。

所述淬火处理前，本发明优选将所述高强高熵合金水冷至室温。本发明通过所述水冷获得马氏体组织，有利于提高合金强度。

本发明的方法结合熔化、浇铸、热煅、热轧、固溶、冷轧和淬火技术，通过合理调节各工艺步骤和参数，制备出具有奥氏体和马氏体双相，且存在大量亚微米尺度析出相的高强高熵合金；在所得高强高熵合金承受应力载荷时，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升，使所提供的高强高熵合金具有极高的屈服强度、抗拉强度和良好的塑性变形能力。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高强高熵合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

以摩尔百分比计，高强高熵合金中包括Fe 50.0％、Co 10.0％、Mn 30.0％和Cr10.0％。

所述高强高熵合金的制备方法为：

将纯度为99.9wt％的Fe块、纯度为99.9wt％的Co块、纯度为99.9wt％的Mn块和纯度为99.9wt％的Cr块于真空感应炉内进行熔化，熔化温度为1800℃，单次熔化时间为18min，反复熔化5次，得到液态合金水；

将所得液态合金水于1800℃下浇铸成圆柱体的铸锭，将所得铸锭于1200℃热煅10min，使圆柱体铸锭变为横截面为正方形(80mm×80mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于900℃进行热轧，热轧道次数为5次，每道次轧制变形量为10％，热轧的总变形量为50％，得到板厚为40mm的初级致密化合金坯，将所得初级致密化合金坯于1200℃固溶2h，水冷至室温后进行5道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为60％，得到最终厚度为16mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于电阻炉中650℃保温5min，然后水冷至室温，得到高强高熵合金。

对实施例1所得高强高熵合金进行以下测试：

1、采用X射线衍射研究所得高强高熵合金的相组成，XRD测试结果见图1。由图1可知，本发明提供的高强高熵合金的合金组织为奥氏体和马氏体双相，X射线衍射图谱中未检测到析出相。

2、采用JEOL JSM-7001F场发射扫描电镜能谱分析方法分析所得高强高熵合金的元素组成，结果见表1。

表1实施例1能谱分析结果

经计算，层错能值为18mJ/mol。

3、按照GB/T 228.1-2010标准检测本实施例1所得高强高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为880MPa，抗拉强度为950MPa，拉伸率为31％。

本实施例中部分再结晶态高熵合金(即最终得到的高熵合金)、固溶态高熵合金和完全再结晶态(退火工艺为900℃保温3min)的高熵合金单向拉伸的工程应力-应变曲线如图2所示；图2中实心方块、实心圆和实心三角所在的线分别代表本实施例中部分再结晶态高熵合金、完全再结晶态高熵合金和固溶态高熵合金的单向拉伸工程应力-应变曲线。由图2可见，室温条件下，本实施例得到的的高强高熵合金力学性能优于其他合金，力学性能最优。

4、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高强高熵合金的微观结构，检测图见图3。由图3可见，本实施例得到的高强高熵合金内可见部分再结晶，未见显著的析出，再结晶晶粒的平均尺寸约为1μm。

5、采用透射电镜观察所得高强高熵合金的析出物，检测图见图4。由图4可见，本实施例得到的高强高熵合金中析出物的平均直径为200nm，并且结合表1可以看出，析出相是富Mn、Cr的金属间化合物。

采用透射电镜观察基体微观组织结构，检测图见图5。由图5可见，本实施例得到的高强高熵合金中仍存在大量的形变孪晶，这证实合金仅发生了部分再结晶。

6、对本实施例所得高强高熵合金室温下单向拉伸断口进行扫描电镜检测，扫描电镜照片见图6。由图6可见，在本发明提供的高强高熵合金的断口处可见大量韧窝，且部分韧窝深度较大，这表明本实施例所得高强高熵合金在室温下具有良好的的塑性。

实施例2

以摩尔百分比计，高强高熵合金中包括Fe 50.0％、Co 10.0％、Mn 30.0％和Cr10.0％。

所述高强高熵合金的制备方法为：

将纯度为99.9wt％的Fe块、纯度为99.9wt％的Co块、纯度为99.9wt％的Mn块和纯度为99.9wt％的Cr块于真空感应炉内进行熔化，熔化温度为1800℃，单次熔化时间为18min，反复熔化5次，得到液态合金水；

将所得液态合金水于1800℃下浇铸成圆柱体的铸锭，将所得铸锭于1200℃热煅10min，使圆柱体铸锭变为横截面为正方形(80mm×80mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于900℃进行热轧，热轧道次数为5次，每道次轧制变形量为10％，热轧的总变形量为50％，得到板厚为40mm的初级致密化合金坯，将所得初级致密化合金坯于1200℃固溶2h，水冷至室温后进行6道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为60％，得到最终厚度为16mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于电阻炉中650℃保温10min，然后水冷至室温，得到高强高熵合金。

对实施例2所得高强高熵合金进行如下测试：

1、采用与实施例1相同的方法分析所得高强高熵合金的元素组成，结果与实施例1相同。

2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高强高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为616MPa，抗拉强度为815MPa，拉伸率为45.66％。

3、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高强高熵合金的微观结构，检测结果见图7。由图7可见，本实施例得到的高强高熵合金为部分再结晶态的奥氏体和马氏体双相基体组织以及亚微米尺度析出物共存，再结晶晶粒的平均直径约为1.5μm，析出相的平均直径约为250nm。

对比例1

以摩尔百分比计，高强高熵合金中包括Fe 50.0％、Co 10.0％、Mn 30.0％和Cr10.0％。

所述高强高熵合金的制备方法为：

将纯度为99.9wt％的Fe块、纯度为99.9wt％的Co块、纯度为99.9wt％的Mn块和纯度为99.9wt％的Cr块于真空感应炉内进行熔化，熔化温度为1800℃，单次熔化时间为18min，反复熔化5次，得到液态合金水；

将所得液态合金水于1800℃下浇铸成圆柱体的铸锭，将所得铸锭于1200℃热煅10min，使圆柱体铸锭变为横截面为正方形(80mm×80mm)的长方体初级合金坯，将所得初级合金坯于900℃进行热轧，热轧道次数为5次，每道次轧制变形量为10％，热轧的总变形量为50％，得到板厚为40mm的初级致密化合金坯，将所得初级致密化合金坯于1200℃固溶2h，水冷至室温后进行5道次冷轧处理，每道次轧制变形量为10％，冷轧总变形量为60％，得到最终厚度为16mm的次级致密化合金坯，将所得次级致密化合金坯于电阻炉中900℃保温3min，然后空冷至室温，得到高熵合金。

对对比例1所得高熵合金进行如下测试：

1、采用与实施例1相同的方法分析所得高熵合金的元素组成，结果与实施例1基体检测结果相同。

2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高熵合金的力学性能，检测结果为：屈服强度为248MPa，抗拉强度为686MPa，拉伸率为54.26％。

3、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高熵合金的微观结构，检测结果见图8。由图8可见，本对比例得到的高熵合金为部分再结晶态的奥氏体和马氏体双相基体组织，无析出物生成；再结晶晶粒的平均直径约为7μm。

对比例2

以摩尔百分比计，高熵合金中包括Fe 40.0％、Co 10.0％、Mn 40.0％和Cr10.0％。

高熵合金的制备方法与实施例1相同。

对对比例2所得高熵合金进行以下测试：

1、采用与实施例1相同的方法分析所得高熵合金的元素组成，结果见表2。

表2对比例2能谱分析结果

经计算，层错能值为35mJ/mol。

2、采用与实施例1相同的检测方法测试所得高熵合金的力学性能，测试结果为：屈服强度为811MPa，抗拉强度为860MPa，拉伸率为10.64％。

3、采用放大倍数为20000倍的电子背散射衍射方法观察所得高熵合金的微观结构，所得检测图见图9。由图9可见，本对比例2得到的高熵合金为单相奥氏体，合金内可见部分再结晶，未见显著的析出，再结晶晶粒的平均尺寸约为0.6μm。

由以上实施例可以看出，本发明提供的高强高熵合金在室温环境下为奥氏体和马氏体双相，且存在大量亚微米尺度析出相；承受应力载荷时，通过析出强化、位错强化、孪晶界强化和相界强化共同贡献于高强高熵合金材料强度的提升，使所提供的高强高熵合金具有极高的屈服强度和良好的塑性。本发明的高强高熵合金在常温下具有优异的力学性能，屈服强度达616～880MPa，抗拉强度达815～950MPa，延伸率达到31～45.66％，塑性和强度高于用传统方法制备的Fe系高熵合金的力学性能(传统高熵合金的屈服强度仅为350MPa，抗拉强度为880MPa)，可广泛适用于对材料强塑性匹配有较高要求的材料应用领域，且未使用镍、钛、钼等昂贵金属，降低了高熵合金的制备成本，具有极高的经济价值和工业应用价值。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。