一种超高强度-塑性匹配的高熵合金及其制备方法

摘要

一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金及其制备方法，所述高熵合金包括主元元素、副元元素，所述主元元素包括Ni、Fe、Co、Cr，所述副元元素包括Al、Ti、W、Mo、Nb，通过添加所述副元元素，使得主元元素引入了不同的沉淀物。所述高熵合金为经过特定的热处理工艺处理，可以使合金的晶粒尺寸、位错数量、沉淀相形貌达到优异的配合，本申请的高熵合金的屈服强度均达到1700MPa以上，抗拉强度大多都达到了2.0GPa以上，兼具良好的韧性和较高的屈服强度，满足现代工业材料力学性能的要求。

权利要求

1.一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金，其特征在于：

所述高熵合金包括主元元素、副元元素，所述主元元素包括Ni、Fe、Co、Cr，所述副元元素包括Al、Ti、W、Mo、Nb，通过添加所述副元元素，使得所述主元元素引入了不同的沉淀物；

所述主元元素、所述副元元素中各元素的原子百分比含量为，

主元元素，Ni 22at.％～25％at.％，Fe 13at.％～16at.％，Co 32.5at.％～

35.5at.％，Cr 12at.％～15at.％；

副元元素，Al 3.0at.％～5.0at.％，Ti 1.5at.％～3.5at.％，W 0.5at.％～

2.0at.％，Mo 1.0at.％～2.5at.％，Nb 0.25at.％～1.25at.％；

所述高熵合金由以下步骤制备而成：

第一步，合金熔炼：将金属单质Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb作为原料，按上述高熵合金各元素的原子百分比含量设计成分配比，得到纯度99.95wt.％以上纯金属，将纯金属放至感应熔炼炉内熔炼，得到多主元素合金熔体，再将所述多主元素合金熔体浇铸在模具中，以形成铸锭坯料；

第二步，均匀化处理：将所述铸锭坯料在1200℃的真空热处理炉中进行24h的均匀化处理，然后，再取出空冷，得到第一合金体；

第三步，锻造成型：将所述第一合金体加热至1200℃，然后，再进行热锻，将所述第一合金体热锻造为指定尺寸的第二合金体；

第四步，固溶处理：将所述第二合金体放至1200℃的真空炉中保温2小时后进行水淬，得到第三合金体；

第五步，冷轧处理：在室温下将所述第三合金体进行多道次75％‑90％下压量的轧制，将所述第三合金体轧制为指定尺寸的第四合金体；

第六步，退火处理：将所述第四合金体在750℃‑900℃的条件下保温30分钟后水淬，得到第五合金体；

第七步，时效处理：将所述第五合金体在500℃‑600℃的条件下保温48小时后进行空冷，得到高熵合金成品。

2.一种根据权利要求1所述的超高强度‑塑性匹配的高熵合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：第一步，合金熔炼：将金属单质Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb作为原料，按上述高熵合金各元素的原子百分比含量设计成分配比，得到纯度99.95wt.％以上纯金属，将纯金属放至感应熔炼炉内熔炼，得到多主元素合金熔体，再将所述多主元素合金熔体浇铸在模具中，以形成铸锭坯料；

第二步，均匀化处理：将所述铸锭坯料在1200℃的真空热处理炉中进行24h的均匀化处理，然后，再取出空冷，得到第一合金体；

第三步，锻造成型：将所述第一合金体加热至1200℃，然后，再进行热锻，将所述第一合金体热锻造为指定尺寸的第二合金体；

第四步，固溶处理：将所述第二合金体放至1200℃的真空炉中保温2小时后进行水淬，得到第三合金体；

第五步，冷轧处理：在室温下将所述第三合金体进行多道次75％‑90％下压量的轧制，将所述第三合金体轧制为指定尺寸的第四合金体；

第六步，退火处理：将所述第四合金体在750℃‑900℃的条件下保温30分钟后水淬，得到第五合金体；

第七步，时效处理：将所述第五合金体在500℃‑600℃的条件下保温48小时后进行空冷，得到高熵合金成品。

3.根据权利要求2所述一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金的制备方法，其特征在于：所述铸锭坯料包括铸锭棒体坯料和铸锭板材体坯料，所述铸锭板材坯料为通过切割所述铸锭棒体坯料而获得的坯料。

4.根据权利要求3所述一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金的制备方法，其特征在于：所述铸锭棒体坯料横切面积的尺寸为φ180mm×350mm，铸锭板材体坯料横切面积的尺寸为φ180mm×50mm。

5.根据权利要求2所述一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金的制备方法，其特征在于：所述第四合金体在800℃或825℃或850℃的条件下保温30分钟后水淬，得到第五合金体。

说明书

一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金及其制备方法

技术领域

[0001] 本申请涉及金属材料技术领域，特别是一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金及其制备方法。

背景技术

[0002] 高熵合金(HEA)中元素数目多而且每种合金元素含量均较高，使得合金的混合熵较大，致使合金元素倾向于混乱排列而形成简单的体心立方(BCC)或面心立方(FCC)相，这种新型合金材料因其具有高硬度、高强度、抗高温蠕变、耐高温氧化、耐腐蚀、高电阻率和良好电磁特性等优良的综合性能，在研究领域引起了广泛的关注，并具有广袤的应用前景。

[0003] 近年来，FCC型FeCoCrNi基高熵合金(即以铁、钴、铬、镍四种金属为主要元素形成的多主元素高熵合金，其基体成分主要为铁、钴、铬、镍，晶格类型为面心立方FCC晶格)的强化得到广泛的研究。结果表明，通过掺杂合金元素和热机械加工促进沉淀的形成，对强化此类合金非常有效。然而，沉淀物也很容易导致延展性下降，这限制了合金获得具有理想强度‑延展性“权衡”的优异拉伸性能。

[0004] 高熵合金中最常用的合金元素是铝(Al)或钛(Ti)。这些元素的添加通常导致几何密排相(GCP相，包括γ′‑Ni3Al相、η‑Ni3Ti相和α‑Ni2AlTi相等，其中，γ′‑Ni3Al相，其晶格类型为LI2(有序体心立方晶格)，化学成分为Ni3Al；η‑Ni3Ti相，其晶格类型为有序密排六方晶格，化学成分为Ni3Ti；α‑Ni2AlTi相，其晶格类型为面心立方结构，化学成分为Ni2AlTi)形成。这些相的晶格与基体相一致。Zhaoping Lu等人的研究表明，低晶格失配降低了沉淀相的成核壁垒，从而使纳米沉淀相得以产生并稳定。通过优化Al和Ti浓度，纳米级共格LI2‑γ′相(γ′‑LI2‑Ni3Al相，其晶格类型为LI2(有序体心立方晶格)，化学成分为Ni3Al，为沉淀相，分布在合金的基体中)粒子在CoCrFeNi基高熵合金中沉淀。细小的共格沉淀相有利于增强强度‑延性协同效应。例如，LI2型纳米颗粒强化的(FeCoNi)86‑Al7Ti7 HEA(即通过γ′‑LI2‑Ni3Al相来进行强化的，其晶格与基体为共格关系，为共格强化，不但会提升强度，还不会对塑性产生不利影响的高熵合金)的屈服强度可达到约1.0GPa，并具有约50％的延展性。LI2‑γ′纳米沉淀物的形成为高熵合金的强化提供了突出的贡献，从而得到具有良好的强度和延展性组合，其中Ti在γ′相(即γ′‑LI2‑Ni3Al相)沉淀中起关键作用，而Al提高了γ′相的稳定性。

[0005] 最近，一些以钼(Mo)为代表的小原子半径合金元素已用于强化HEA。Mo的添加可以产生不同类型的拓扑密排相(TCP相，包括σ相、μ相和Laves相等)，这取决于其掺杂含量和热处理参数。与镍基高温合金不同，FCC‑HEA中的这些相可有效强化合金，而不会产生严重脆性。这是由于固溶体FCC基体相通常表现出非常高的塑性，在沉淀强化后仍保持一定的韧性。结果表明，通过热机械加工在CoCrFeNiMo0.3 HEA中析出的σ相和μ相有效地强化了合金，从而得到了抗拉强度1.2GPa和伸长率19％的结合良好。除Mo外，还可以通过添加铌(Nb)、锰(Mn)和钒(V)等元素来产生TCP沉淀相来强化HEA。有趣的是，添加Nb可以在HEA中形成TCP，同时促进γ′、γ′和ε的几何密排相的形成。然而，Nb在强化强度‑延性协同效应的方面没有充分发挥其作用。一般情况下拉伸屈服强均低于1000MPa，而具有较高的伸长率(15‑55％)。

[0006] 为了有效地强化FeCoCrNi HEA(即铁铬钴镍基高熵合金)，组织设计具有重要意义。一种通过热机械加工优化沉淀并引入非均匀微观结构的策略被提出。具有非均匀组织的共晶AlCoCrFeNi2.1合金通过低温轧制和温轧处理，可达到约1800MPa的拉伸屈服强度和约5％的伸长率。这种强度的提升依赖于位错强化和沉淀强化，表现出前所未有的强度‑塑性匹配。

[0007] 尽管上述拉伸性能具有较好的强度‑塑性匹配，但其低的延伸率、负的应变硬化率和难以进行大批量生产的局限性，使其很难应用到实际的工业结构材料中。

[0008] 然而，异质微观结构可能产生协同强化效应，其遵循：

[0009] σ0.2＝σ1+ΔσG+ΔσS+ΔσP+ΔσD                 (1)

[0010] 其中，σ0.2为增强屈服强度；σ1为原始屈服强度；ΔσS、ΔσG、ΔσD和ΔσP分别代表固溶强化、晶界硬化、位错强化和沉淀强化。热机械加工后，高熵合金可以获得非均匀的微观结构，表现出优异的强化效果。

[0011] 因此，获得具有优异强度和延展性组合的CoCrFeNi基高熵合金仍然是研究领域的一个挑战。在实践中，制备的高熵合金具有足够高的强度、延展性和应变硬化率具有重要意义。

发明内容

[0012] 本申请的目的在于提供一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金及其制备方法，从而使高熵合金可以在强度大幅度提升的同时，保持高延伸率和正硬化率，满足现代工业对材料力学性能的要求，以解决现有高熵合金强度不足，塑性差，强度‑塑性匹配不佳，且难以进行大批量生产的问题。

[0013] 本申请的实施例可以通过以下技术方案实现：

[0014] 一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金，所述高熵合金包括主元元素、副元元素，所述主元元素包括Ni、Fe、Co、Cr，所述副元元素包括Al、Ti、W、Mo、Nb，通过添加所述副元元素，[0015] 使得所述主元元素引入了不同的沉淀物。

[0016] 进一步地，所述主元元素、所述副元元素中各元素的原子百分比含量为，[0017] 主元元素，Ni 22at.％～25％at.％，Fe 13at.％～16at.％，Co 32.5at.％～35.5at.％，Cr 12at.％～15at.％；

[0018] 副元元素，Al 3.0at.％～5.0at.％，Ti 1.5at.％～3.5at.％，W 0.5at.％～2.0at.％，Mo 1.0at.％～2.5at.％，Nb 0.25at.％～1.25at.％。

[0019] 一种根据上述的超高强度‑塑性匹配的高熵合金的制备方法，包括以下步骤：

[0020] 第一步，合金熔炼：将金属单质Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb作为原料，按上述高熵合金各元素的原子百分比含量设计成分配比，得到纯度99.95wt.％以上纯金属，将纯金属放至感应熔炼炉内熔炼，得到多主元素合金熔体，再将所述多主元素合金熔体浇铸在模具中，以形成铸锭坯料；

[0021] 第二步，均匀化处理：将所述铸锭坯料在1200℃的真空热处理炉中进行24h的均匀化处理，然后，再取出空冷，得到第一合金体；

[0022] 第三步，锻造成型：将所述第一合金体加热至1200℃，然后，再进行热锻，将所述第一合金体热锻造为指定尺寸的第二合金体；

[0023] 第四步，固溶处理：将所述第二合金体放至1200℃的真空炉中保温2小时后进行水淬，得到第三合金体；

[0024] 第五步，冷轧处理：在室温下将所述第三合金体进行多道次75％‑90％下压量的轧制，将所述第三合金体轧制为指定尺寸的第四合金体；

[0025] 第六步，退火处理：将所述第四合金体在750℃‑900℃的条件下保温30分钟后水淬，得到第五合金体；

[0026] 第七步，时效处理：将所述第五合金体在500℃‑600℃的条件下保温48小时后进行空冷，得到高熵合金成品。

[0027] 进一步地，所述铸锭坯料包括铸锭棒体坯料和铸锭板材体坯料，所述铸锭板材坯料为通过切割所述铸锭棒体坯料而获得的坯料。

[0028] 进一步地，所述铸锭棒体坯料横切面积的尺寸为 铸锭板材体坯料横切面积的尺寸为

[0029] 进一步地，所述第四合金体在800℃或825℃或850℃的条件下保温30分钟后水淬，得到第五合金体。

[0030] 本申请的实施例提供的一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金及其制备方法至少具有以下有益效果：

[0031] 本申请通过副元元素W、Mo、Al、Ti和Nb的添加，使得引入不同的沉淀物而得到多主元素合金产品，通过对多主元素合金产品锻造、轧制、退火和时效工艺处理后，高熵合金呈现异质微观结构，使得高熵合金在沉淀强化得到大幅提高的同时，产生超细再结晶晶粒并保留一定数量的位错，从而实现了高熵合金不仅强度大幅度提升，同时还保持了高延伸率和正硬化率；

[0032] 使用本申请方法制备的高熵合金，可以制备出具有一定体积的板材和棒材，改变了传统的超高强高熵合金仅能使用电弧熔炼炉制备尺寸极小的高熵合金纽扣铸锭，可应用于航空工业等高强螺栓和板材的制备，具有优良的成型性能；

[0033] 通过本申请的热处理工艺，尤其是第六步退火处理、第七步的时效处理会使合金的晶粒尺寸极为细小，并且保留了一定数量的位错引起加工硬化，使合金的强度达到一定保障。另外该工艺下合金的沉淀相可以被控制到纳米级别，对合金产生强化的同时不产生塑性的急剧下降，因此，使用本申请的热处理工艺才可以使合金的晶粒尺寸、位错数量、沉淀相形貌达到优异的配合，从而可以产生优异的强度‑塑性匹配合金。使得获得的高熵合金的最优强度塑性‑匹配可以达到罕见的屈服强度2.2GPa，延伸率10％以上，并可以通过调整热处理工艺得到不同强度‑塑性匹配的高熵合金，展现出了广阔的应用前景。

附图说明

[0034] 图1为本申请实施例1、实施例8、实施例9所制备的样例在扫描电镜下的图片及电子背散射衍射分析图；

[0035] 图2‑图4分别为实施例1、实施例8、实施例9所制备的高熵合金的拉伸工程应力‑应变曲线。

具体实施方式

[0036] 以下，基于优选的实施方式并参照附图对本申请进行进一步说明。

[0037] 此外，为了方便理解，放大(厚)或者缩小(薄)了图纸上的各种构件，但这种做法不是为了限制本申请的保护范围。

[0038] 单数形式的词汇也包括复数含义，反之亦然。

[0039] 在本申请实施例中的描述中，需要说明的是，若出现术语“上”、“下”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，或者是本申请实施例的产品使用时惯常摆放的方位或位置关系，仅是为了便于描述本申请和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本申请的限制。此外，本申请的描述中，为了区分不同的单元，本说明书上用了第一、第二等词汇，但这些不会受到制造的顺序限制，也不能理解为指示或暗示相对重要性，其在本申请的详细说明与权利要求书上，其名称可能会不同。

[0040] 本说明书中词汇是为了说明本申请的实施例而使用的，但不是试图要限制本申请。还需要说明的是，除非另有明确的规定和限定，若出现术语“设置”、“相连”、“连接”应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或一体地连接；可以是机械连接，可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接连接，可以是两个元件内部的连通。对于本领域的技术人员而言，可以具体理解上述术语在本申请中的具体含义。

[0041] 一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金，所述高熵合金包括主元元素、副元元素，所述主元元素包括Ni、Fe、Co、Cr，所述副元元素包括Al、Ti、W、Mo、Nb，通过添加所述副元元素，使得主元元素引入了不同的沉淀物。

[0042] 所述高熵合金的各元素的原子百分比含量为：

[0043] 主元元素，Ni 22at.％～25％at.％，Fe 13at.％～16at.％，Co 32.5at.％～35.5at.％，Cr 12at.％～15at.％；

[0044] 副元元素，Al 3.0at.％～5.0at.％，Ti 1.5at.％～3.5at.％，W 0.5at.％～2.0at.％，Mo 1.0at.％～2.5at.％，Nb 0.25at.％～1.25at.％；

[0045] 其中，杂质中单个杂质元素≤0.05at.％，所有杂质元素总量≤0.15at.％。

[0046] 优选的，各元素金属单质的纯度为99.95wt.％以上。

[0047] 所述副元元素中W、Mo、Al、Ti和Nb的添加是为了引入不同的沉淀物而得到多主元素合金产品，用于进一步发挥沉淀强化的作用，再通过对多主元素合金产品锻造、轧制、退火和时效工艺处理后，高熵合金呈现异质微观结构，使得高熵合金在沉淀强化得到大幅提高的同时，产生超细再结晶晶粒并保留一定数量的位错，从而实现了高熵合金不仅强度大幅度提升，同时还保持了高延伸率和正硬化率。

[0048] 一种超高强度‑塑性匹配的高熵合金的制备方法，包括以下步骤：

[0049] 第一步，合金熔炼：将金属单质Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb作为原料，按上述高熵合金各元素的原子百分比含量设计成分配比，得到纯度99.95wt.％以上纯金属，将纯金属放至感应熔炼炉内熔炼，得到多主元素合金熔体，再将所述多主元素合金熔体浇铸在模具中，以形成铸锭坯料；

[0050] 第二步，均匀化处理：将所述铸锭坯料在1200℃的真空热处理炉中进行24h的均匀化处理，然后，再取出空冷，得到第一合金体；

[0051] 第三步，锻造成型：将所述第一合金体加热至1200℃，然后，再进行热锻，将所述第一合金体热锻造为指定尺寸的第二合金体；

[0052] 第四步，固溶处理：将所述第二合金体放至1200℃的真空炉中保温2小时后进行水淬，得到第三合金体；

[0053] 第五步，冷轧处理：在室温下将所述第三合金体进行多道次75％‑90％下压量的轧制，将所述第三合金体轧制为指定尺寸的第四合金体；

[0054] 通常情况下，冷轧处理的总压下率一般为60％～90％，经反复试验测得，经75％‑90％下压量的轧制后获得的第四合金的组织均匀、表面质量优越，力学性能和工艺性能更优异。

[0055] 第六步，退火处理：将所述第四合金体在750℃‑900℃的条件下保温30分钟后水淬，得到第五合金体，用于通过高温退火可以使合金的冷轧变形组织发生再结晶，使合金塑性提升，强度略微下降，时间较短保温30分钟的原因是为了防止晶粒的过分长大，而造成不利于细晶强化，因为细晶强化对强度和塑性都产生积极影响；

[0056] 第七步，时效处理：将所述第五合金体在500℃‑600℃的条件下保温48小时后进行空冷，得到高熵合金成品，在低温下长时间时效的意义是使合金在低温下缓慢地析出沉淀相，也是为了产生大量的、细小的第二相沉淀，使合金的强度进一步提升，而不产生塑性的剧烈下降。

[0057] 进一步地，在上述制备方法的第一步中，所述铸锭坯料包括铸锭棒体坯料和铸锭板材体坯料，其中，所述铸锭板材坯料为采用线切割方式切割所述铸锭棒体坯料而获得的坯料。

[0058] 在一些优选的实施例中，所述铸锭棒体坯料横切面积的尺寸为铸锭板材体坯料横切面积的尺寸为

[0059] 相应地，在上述制备方法的第二步中，所述第一合金体包括第一合金棒体、第一合金板材体，其中，所述第一合金棒体、所述第一合金板材体分别为由所述铸锭棒体坯料、所述铸锭板材体坯料经均匀化处理获得的合金体。

[0060] 相应地，在上述制备方法的第三步中，所述第二合金体包括第二合金棒体、第二合金板体，所述第二合金棒体、所述第二合金板体分别为所述第一合金棒体、所述第一合金板材体经锻造成型获得的合金体。

[0061] 在一些优选的实施例中，经所述第三步的热锻造后，所述第二合金棒体的直径为60mm的短棒，所述第二合金板体的厚度为15mm的方板。

[0062] 相应地，在上述制备方法的第四步中，所述第三合金体包括第三合金棒体、第三合金板体，所述第三合金棒体、所述第三合金板体分别为第二合金棒体、第二合金板体经固溶处理后获得的合金体。

[0063] 相应地，在上述制备方法的第五步中，所述第四合金体包括第四合金棒体、第四合金板体，所述第四合金棒体、所述第四合金板体为分别由第三合金棒体、第三合金板体经冷轧处理获得的合金体。

[0064] 在一些优选的实施例中，经所述第五步的轧制后，第四合金棒体的直径为19mm、第四合金板体的厚度为1.5mm。

[0065] 相应地，在上述制备方法的第六步中，所述第五合金体包括第五合金棒体、第五合金板体，所述第五合金棒体、第五合金板体分别为所述第四合金棒体、所述第四合金板体经退火处理获得的。

[0066] 相应地，在上述制备方法的第七步中，所述高熵合金成品包括高熵合金棒体成品、高熵合金板体成品，所述高熵合金棒体成品、所述高熵合金板体成品为分别由所述第五合金棒体、所述第五合金板体经时效处理后获得的成品。

[0067] 通过以上特定工艺的热处理工艺，会使合金的晶粒尺寸极为细小，并且保留了一定体积分数的变形组织保留一定的加工硬化，使合金的强度达到一定保障。低温下长时间时效合金，可以使沉淀相可以被控制到纳米级别，对合金产生强化的同时不产生塑性下降，因此使用特定热处理工艺才可以使合金的晶粒尺寸、位错数量、沉淀相形貌达到完美配合，从而产生优异的强度‑塑性匹配的高熵合金。热处理的意义是使合金的组织中晶粒尺寸、位错密度、再结晶百分比、沉淀相的形貌达到一个良好的配合，从而产生优异的强度塑性匹配性能。

[0068] 实施例1

[0069] 第一步，合金熔炼：将金属单质Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb作为原料，按照Co：Cr：Fe：Ni：W：Mo：Al：Ti：Nb＝34.25％：15％：15％：24％：1.5％：1.5％：5％：3％：0.75％的原子百分比进行配比，精确称量出20kg的混合原料，投入感应熔炼炉内，熔炼后浇铸获得横切面积尺寸为 的铸锭棒体坯料，再使用线切割将所述铸锭棒体坯料切割为
横切面积尺寸为 的铸锭板材坯料；

[0070] 第二步，均匀化处理：将所述铸锭板材坯料在1200℃的真空热处理炉中进行24h的均匀化处理，然后，再取出空冷，得到第一合金板体；

[0071] 第三步，锻造成型：第一合金板体加热至1200℃，然后，再进行热锻，将所述第一合金板体锻造为厚度为15mm的第二合金板体；

[0072] 第四步，固溶处理：将所述第二合金板体放至在1200℃的真空炉内保温2h后进行水淬，得到第三合金板体；

[0073] 第五步，冷轧处理：在室温下将所述第三合金板体进行多道次90％下压量的轧制，轧制至获得厚度为1.5mm的第四合金板体；

[0074] 第六步，退火处理：将所述第四合金板体在800℃下保温30分钟后水淬，得到第五合金板体；

[0075] 第七步，时效处理：将所述第五合金板体在500℃下保温48小时后进行空冷，得到高熵合金板体成品，记为高熵合金1。

[0076] 实施例2‑6：

[0077] 在实施例1的基础上，只改变Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb之间的原子百分比，[0078] 其他步骤及条件与实施例1相同，分别制备得到高熵合金2‑6；其中，Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb之间的原子百分比详见表1：

[0079] 表1

[0080]

[0081] 实施例7‑10

[0082] 在实施例1的基础上，不改变Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb之间的原子百分比，只改变第六步中的保温温度，将经第五步处理得到的第四合金板体分别在750℃、825℃、850℃、900℃下保温30分钟后水淬，其余步骤及条件与实施例1相同，分别制备得到高熵合金7、高熵合金8、高熵合金9、高熵合金10。

[0083] 实施例11

[0084] 在实施例1的基础上，不改变Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb之间的原子百分比，只改变第五步中的冷轧下压量，在室温下将经第四步处理得到的第三合金板体进行多道次75％下压量的轧制，其余步骤与条件与实施1相同，制备得到高熵合金11。

[0085] 实施例12

[0086] 在实施例1的基础上，不改变Ni、Fe、Co、Cr、Al、Ti、W、Mo、Nb之间的原子百分比，只改变第七步中的保温温度，将经第六步处理得到的第五合金板体在600℃下保温48小时后进行空冷，其余步骤与条件与实施例1相同，制备得到高熵合金12。

[0087] 分别对以上实施例所制备的高熵合金1‑12进行室温准静态拉伸力学性能测试，结果详见表2。

[0088] 表2

[0089]

[0090] 分析表2可知，本申请各实施例中的高熵合金的屈服强度均达到1700MPa以上，抗拉强度大多都达到了2.0GPa以上，对比分析实施例1、实施例7‑10可知，通过高温退火可以使合金的冷轧变形组织发生再结晶，使合金塑性提升，强度略微下降；对比分析实施例1、实施例12可知，在低温下长时间时效，低温使合金的强度进一步提升，而不产生塑性的剧烈下降；对比分析实施例1、实施例11可知、下压量越大，轧制后获得的第四合金的组织均匀、表面质量越优越，高熵合金的强度越高、塑形降低。

[0091] 为更直观地展示出将所述副元元素中W、Mo、Al、Ti和Nb添加在主元元素后而得到多主元素合金产品，再通过对多主元素合金产品锻造、轧制、退火和时效工艺处理后，获得的高熵合金不仅强度大幅度提升，同时还保持了高延伸率和正硬化率的事实，以下结合图1至图4进行进一步地说明：

[0092] 图1为本申请实施例1、实施例8、实施例9所制备的样例在扫描电镜下的图片及电子背散射衍射分析图，其中，(a)、(b)、(c)分别代表实施例1中高熵合金1、实施例8中高熵合金8、实施例9中高熵合金9，如图1所示，经过90％轧制、退火和时效后，在扫描电子显微镜(SEM)图中观察到富(Ti，Nb)的相颗粒(由黄色箭头表示)沿轧制方向排列，周围未发现裂纹。

[0093] 经过退火时效处理后，剪切带发生再结晶，σ相以亚微米尺寸沉淀(由红色箭头指示)。在这种情况下，在SEM下仍然可以观察到剪切带。

[0094] 经过退火时效处理后，在EBSD‑IPF图(电子背散射‑反极图)可以很好地观察到再结晶晶粒。KAM图(Kernel Average Misorientation局部取向差)表明，再结晶区域的位错应变减小，再结晶面积较小。在SEM观察下，随着退火温度的升高，再结晶区域扩大，剪切带消失，同时亚微米σ相颗粒的数量在825℃下退火产生的数量最多，升至850℃后含量降低。在高温下退火，由于更充分的再结晶，EBSD图清楚地显示了具有非常高分度率的再结晶晶粒。KAM图显示位错应变进一步减小，这表明合金在更高的温度下退火后再结晶更充分。

[0095] 图2‑图4为各实施例1、实施例8、实施例9所制备的高熵合金的拉伸工程应力‑应变曲线，其中，纵坐标为应力，横坐标为应变，如图2‑图4所示，本申请实施例1、实施例8、实施例9中的高熵合金的屈服强度均达到1700MPa以上，抗拉强度达到了2.0GPa以上，强度较高。关于塑性，合金经过热机械处理后，仍保留一定的塑性可以满足一定的工程应用。

[0096] 对比三条应力应变曲线，可见经过800℃保温30分钟后水淬，再在500℃保温48小时后空冷时效处理的高熵合金1的强度最高，其抗拉强度为2606MPa，屈服强度为2486MPa，但塑性较低为3.5％。

[0097] 塑性最好的高熵合金是经过850℃保温30分钟后水淬的高熵合金9，其延伸率为17.9％，但屈服强度仅为1138MPa。强塑性结合较好的合金是经过825℃保温30分钟后水淬的高熵合金8，其屈服强度为2221MPa，并结合了11.2％的延伸率。

[0098] 以上对本申请的具体实施方式作了详细介绍，对于本技术领域的技术人员来说，在不脱离本申请原理的前提下，还可以对本申请进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也属于本申请权利要求的保护范围。