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CN119411035A - 一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法 - Google Patents

一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法 Download PDF

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CN119411035A
CN119411035A CN202411566207.5A CN202411566207A CN119411035A CN 119411035 A CN119411035 A CN 119411035A CN 202411566207 A CN202411566207 A CN 202411566207A CN 119411035 A CN119411035 A CN 119411035A
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CN
China
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rolling
alloy
cocrfenimo
entropy alloy
heat preservation
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Application number
CN202411566207.5A
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彭鹏
马秀丽
徐远丽
张旭东
马智锟
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Lanzhou University
Original Assignee
Lanzhou University
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Publication date
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
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Abstract

本发明公开了一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，通过高温剧烈塑性变形，使得CoCrFeNiMo0.35高熵合金的组织发生细化，同时还可以消除气孔等铸态试样组织缺陷，促使合金组织致密化，而且随着轧制压下量的增加，有效促进了晶粒的进一步细化。这是导致合金力学性能提升的第一个主要因素。另外，在热轧变形过程中，合金晶粒沿轧制方向被拉伸成扁平形状，随着轧制压下量的增加，σ相的体积分数增加，而σ相是高熵合金中常见的硬质相，这也会促进合金强度的提升，本发明不同轧制压下量下所对应CoCrFeNiMo0.35高熵合金的室温拉伸工程应力应变曲线如图7所示。可以看出，随着轧制压下量由10％增加至50％时，合金的屈服强度和抗拉强度均明显增加。

Description

一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，尤其是一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法。
背景技术
高熵合金作为一类新型材料，与传统合金相比，具有独特的高强度、高塑性、良好的抗辐射和抗腐蚀性、生物相容性以及耐磨性等物理和化学性能，在航空航天、核工业、生物医用等多个领域展现出巨大的应用潜力。
高熵合金的微观结构通常由固溶体相组成，根据晶体结构可分为体心立方(BCC)、面心立方(FCC)和六方紧密堆积(HCP)结构，其中，具有FCC晶体结构的CoCrFeNi高熵合金在室温和低温下均表现出优异的拉伸延展性和断裂韧性，但CoCrFeNi合金的强度相对较低，不足以满足工程应用的要求，目前已有多项研究报道来尝试解决其强度低的问题。研究发现，合金化是一种有效的强化方法，其中Mo元素由于原子尺寸较大，能与Co、Cr、Fe、Ni元素形成硬金属间相，还会引起严重的晶格畸变，使得具有FCC结构的CoCrFeNi合金强度得以明显提高，由此发展出了CoCrFeNiMo系高熵合金。CoCrFeNiMo系高熵合金尽管具备良好的高温强度，但其合金铸件往往存在许多缺陷，如气孔和夹杂物，严重影响其机械性能和工业应用。目前对高熵合金的研究过程中遇到上述类问题，许多学者利用轧制工艺来细化合金晶粒、消除结构缺陷等，从而提高铸件的综合性能。
与其他轧制工艺相比，热轧具有变形抗力低、消除气孔等缺陷、促使组织致密的特点，它可以将铸态组织转变为变形组织，极大地提高合金的综合性能。例如，Wu等人使用热轧工艺研究了FeNiMnAlCr合金，发现热轧可以显著提高FeNiMnAlCr合金的力学性能(Wu M，Yang C,Kuijer M,Baker I.Enhanced mechanical properties of carbon-dopedFeNiMnAlCr high entropy alloy via hot-rolling.Mater Char 2019；158:109983)。Saha等人报道了严重热轧对CoCrFeMnNi HEA微观结构和性能的影响，在750℃下热轧后，该合金的组织充分再结晶，晶粒细化，合金表现出优异的强度和塑性(Saha J,Ummethala G,Malladi SRK,Bhattacharjee PP.Severe warm-rolling mediated microstructure andtexture of equiatomic CoCrFeMnNi high entropy alloy:A comparison with cold-rolling.Intermetallics2021；129:107029)。此外，Wang等人在700～1100℃温度范围内对CoCrFeNiMo0.2 HEA进行热压缩实验，研究了此合金的变形行为，阐明了Mo元素导致σ相析出促进晶粒细化的组织变化规律(Wang JW,Liu Y,Liu B,Wang Y,Cao YK,Li TC,et al.Flowbehavior and microstructures of powder metallurgical CrFeCoNiMo0.2 highentropy alloy during high temperature deformation.Mater Sci Eng 2017；689:233-42)，但上述研究没有明确Mo含量在0.3～0.4之间铸态合金组织与性能的关系，也没有研究不同压下量的热轧工艺对其组织和性能的影响。对于CoCrFeNiMo0.35高熵合金的热轧过程及其对变形结构和机械性能的影响，目前还未见尝试和报道。
综上所述，本发明提出了一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法。
发明内容
本发明的目的在于提出一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，通过精确控制轧制前的保温温度和轧制过程中的轧制速度和轧制压下量，成功提升了CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能。与轧制变形处理前相比，本发明技术所得到的合金表现出更高的抗拉强度。
为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
本发明所提出的一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，包括以下步骤：
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理。
(4)将步骤(3)所处保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中每轧制完一道次后合金都要放回热处理炉重新进行保温处理，保温处理完成后再进行下一道次的轧制。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制变形后的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
优选的，步骤(3)中所述保温温度为900℃，保温时间为30min。
优选的，步骤(4)中轧制变形工艺所用的轧制速度为轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。
优选的，步骤(4)中所述保温处理的保温温度为900℃，保温时间为10min。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
本发明所提出的热轧变形技术，可以通过高温剧烈塑性变形，使得CoCrFeNiMo0.35高熵合金的组织发生细化，同时还可以消除气孔等铸态试样组织缺陷，促使合金组织致密化，而且随着轧制压下量的增加，有效促进了晶粒的进一步细化。这是导致合金力学性能提升的第一个主要因素。另外，在热轧变形过程中，合金晶粒沿轧制方向被拉伸成扁平形状，随着轧制压下量的增加，σ相的体积分数增加，而σ相是高熵合金中常见的硬质相，这也会促进合金强度的提升。
最终，CoCrFeNiMo0.35高熵合金的屈服强度和抗拉强度得到了明显提升，屈服强度最高可达817.8MPa，抗拉强度达到891.7MPa，与铸态合金相比，屈服强度和抗拉强度分别提高了125％和43.7％。
综上，本发明通过精确控制热轧工艺，使得CoCrFeNiMo0.35高熵合金的组织得以细化和致密，铸态组织缺陷得以消除和合金中σ相的体积分数增加，最终提高了CoCrFeNiMo0.35高熵合金的屈服强度和抗拉强度。该合金力学性能的显著提升对于克服该合金力学性能的不足、拓宽其工程应用潜力和需求具有重要意义。
附图说明
图1是铸态CoCrFeNiMo0.35高熵合金的XRD图谱；
图2是铸态CoCrFeNiMo0.35高熵合金的表面SEM照片和元素分布图：(a)典型的显微结构；(b)(a)图中黄框区域中的元素分布；
图3是热轧变形后CoCrFeNiMo0.35高熵合金的XRD图谱；
图4是不同热轧压下量下CoCrFeNiMo0.35高熵合金RD-TD(RD表示轧向，TD表示横向)表面的SEM照片：(a,a-1)10％压下量；(b,b-1)20％压下量；(c,c-1)30％压下量；(d,d-1)40％压下量；(e,e-1)50％压下量；
图5是不同热轧压下量下CoCrFeNiMo0.35高熵合金RD-ND(RD表示轧向，ND表示法向)表面的SEM图：(a,a-1)10％压下量；(b,b-1)20％压下量；(c,c-1)30％压下量；(d,d-1)40％压下量；(e,e-1)50％压下量；
图6是铸态和热轧变形后CoCrFeNiMo0.35高熵合金的相分布图：(a)铸态；(b)10％压下量；(c)30％压下量；(d)50％压下量；
图7是铸态和热轧变形后CoCrFeNiMo0.35高熵合金的拉伸应力-应变曲线。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，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。
本发明提出了一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，包括以下步骤：
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得尺寸为60mm×30mm×15mm长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理，保温温度为900℃，保温时间为30min。
(4)将步骤(3)所处保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中每轧制完一道次后合金都要放回热处理炉重新进行保温处理，保温处理完成后再进行下一道次的轧制。
该步骤中，所述轧制变形工艺优选的轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。
该步骤中，所述保温处理的保温温度为900℃，保温时间为10min。
该步骤中，优选的轧制压下量为10％、20％、30％、40％、50％。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制变形后的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
对于本发明上述方法得到的铸态和热轧变形后的CoCrFeNiMo0.35高熵合金，进行力学性能测试，测试方法如下：
将铸态和热轧态合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
下面通过具体的实施例对本发明进行说明，本领域技术人员能够理解的是，下面的具体实施例仅仅是为了说明的目的，而不以任何方式限制本发明的范围。另外，在下面的实施例中，除非特别说明，所使用的试剂和设备均是市售可得的。如果在后面的实施例中，未对具体的处理条件和处理方法进行明确描述，则可以采用本领域中公知的条件和方法进行处理。
对比例1
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将铸态合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
实施例1
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得尺寸为60mm×30mm×15mm长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理，保温温度为900℃，保温时间为30min。
(4)将步骤(3)所述保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中选用的轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。同时，该过程中每轧完一个道次后合金都要放回热处理炉在900℃温度下进行10min的保温处理，而后重新进行轧制。最后一道次轧制完成后合金的轧制压下量为10％。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制压下量为10％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
(6)将步骤(5)所述轧制压下量为10％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
实施例2
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得尺寸为60mm×30mm×15mm长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理，保温温度为900℃，保温时间为30min。
(4)将步骤(3)所述保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中选用的轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。同时，该过程中每轧完一个道次后合金都要放回热处理炉在900℃温度下进行10min的保温处理，而后重新进行轧制。最后一道次轧制完成后合金的轧制压下量为20％。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制压下量为20％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
(6)将步骤(5)所述轧制压下量为20％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
实施例3
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得尺寸为60mm×30mm×15mm长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理，保温温度为900℃，保温时间为30min。
(4)将步骤(3)所述保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中选用的轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。同时，该过程中每轧完一个道次后合金都要放回热处理炉在900℃温度下进行10min的保温处理，而后重新进行轧制。最后一道次轧制完成后合金的轧制压下量为30％。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制压下量为30％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
(6)将步骤(5)所述轧制压下量为30％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
实施例4
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得尺寸为60mm×30mm×15mm长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理，保温温度为900℃，保温时间为30min。
(4)将步骤(3)所述保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中选用的轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。同时，该过程中每轧完一个道次后合金都要放回热处理炉在900℃温度下进行10min的保温处理，而后重新进行轧制。最后一道次轧制完成后合金的轧制压下量为40％。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制压下量为40％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
(6)将步骤(5)所述轧制压下量为40％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
实施例5
(1)选用纯度为99.95-99.99％的Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭。
(2)将步骤(1)所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得尺寸为60mm×30mm×15mm长方体状样品。
(3)将步骤(2)所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理，保温温度为900℃，保温时间为30min。
(4)将步骤(3)所述保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中选用的轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。同时，该过程中每轧完一个道次后合金都要放回热处理炉在900℃温度下进行10min的保温处理，而后重新进行轧制。最后一道次轧制完成后合金的轧制压下量为50％。
(5)将步骤(4)所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制压下量为50％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
(6)将步骤(5)所述轧制压下量为50％的CoCrFeNiMo0.35高熵合金进行电火花切割，得到拉伸试样，通过万能力学试验机对试样进行拉伸测试，所有拉伸测试过程中，均采用标距10mm的引伸计(Epsilon 3442)，实验最大载荷为100kN，拉伸速率为0.5mm/min。
本发明不同轧制压下量下所对应CoCrFeNiMo0.35高熵合金的室温拉伸工程应力应变曲线如图7所示。可以看出，随着轧制压下量由10％增加至50％时，合金的屈服强度和抗拉强度均明显增加，当轧制压下量为50％时所得轧制CoCrFeNiMo0.35高熵合金的强度最高。
力学性能变化的原因通过图4和图5所示合金组织随轧制压下量的变化进行说明。由图4和图5可以看出，在热轧过程中随着压下量的增加，合金的组织由典型的枝晶组织转变为沿轧制方向大致分布的枝晶组织，图5纵截面的变化趋势更加明显，并且组织明显细化，合金中的晶界数量会增加，晶界对位错运动的阻碍作用增强，有利于合金强度的提升；枝晶间的σ是一种高温条件下常见的硬脆相，不易发生变形，从右上角放大图可以看到，随着压下量的不断增大，σ相在应力的作用下，会发生破碎，使得σ相体积分数变大，从而让合金的强度提升。图3是轧制态合金的XRD图，结果表明，经过轧制之后相组成未发生变化，与图1铸态结果保持一致，都是FCC相与σ相组成。经过图2面扫结果可知，Co、Cr、Fe、Ni四种元素均匀分布在枝晶和枝晶间，而分布在枝晶间的σ相富集Cr、Mo元素。从图6合金的相分布图可以看出，900℃热轧后，合金的相含量随压下量的变化而变化，但相组成不变。合金仍由FCC相和σ相组成。在900℃的热轧条件下，高温加速了合金元素的扩散速度，随着轧制压下量的增加σ相的比例从2.5％逐渐增加到10.9％，轧制促进了σ相的形成。通过轧制这种变形方法压扁细化组织，σ相的体积分数增加，从而使合金的力学性能变好。
实施例5中，当轧制压下量为50％时，所得热轧CoCrFeNiMo0.35高熵合金的室温拉伸性能最佳。屈服强度达到817.8MPa，抗拉强度达到891.7MPa。这些数据表明，轧制变形可以很好的提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金的强度。
对于本领域技术人员而言，显然本发明不限于上述示范性实施例的细节，而且在不背离本发明的精神或基本特征的情况下，能够以其他的具体形式实现本发明。因此，无论从哪一点来看，均应将实施例看作是示范性的，而且是非限制性的，本发明的范围由所附权利要求而不是上述说明限定，因此旨在将落在权利要求的等同要件的含义和范围内的所有变化囊括在本发明内。不应将权利要求中的任何附图标记视为限制所涉及的权利要求。
此外，应当理解，虽然本说明书按照实施方式加以描述，但并非每个实施方式仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施例中的技术方案也可以经适当组合，形成本领域技术人员可以理解的其他实施方式。

Claims (6)

1.一种提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，其特征在于：包括以下步骤：
S1、Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质为原料，进行称量配比，置入电弧熔炼炉中熔炼，为保证成分的均匀性熔炼过程重复不少于5次，自然冷却至凝固，得CoCrFeNiMo0.35合金铸锭；
S2、步骤S1所述CoCrFeNiMo0.35合金铸锭进行线切割，获得长方体状样品；
S3、将步骤S2所述长方体状样品放在热处理炉中进行保温处理；
S4、将步骤S3所处保温处理后的合金样品进行多道次轧制，轧制方向为沿合金样品长度方向。该过程中每轧制完一道次后合金都要放回热处理炉重新进行保温处理，保温处理完成后再进行下一道次的轧制；
S5、将步骤S4所述轧制完成后的合金样品立即进行水淬处理，得到轧制变形后的CoCrFeNiMo0.35高熵合金。
2.根据权利要求1所述的提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，其特征在于：所述步骤S1中，Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质纯度为99.95-99.99％。
3.根据权利要求1或2任意一项所述的提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，其特征在于：所述步骤S1中，Co、Cr、Fe、Ni、Mo金属单质按照摩尔比为1:1:1:1:0.35进行称量配比。
4.根据权利要求1所述的提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，其特征在于：所述步骤S3中，所述保温温度为900℃，保温时间为30min。
5.根据权利要求1所述的提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变形方法，其特征在于：所述步骤S4中，轧制变形工艺所用的轧制速度为轧制速度为0.1m/s，每道次轧制压下量为5％。
6.根据权利要求1所述的提升CoCrFeNiMo0.35高熵合金力学性能的轧制变
形方法，其特征在于：所述步骤S4中，所述保温处理的保温温度为900℃，
保温时间为10min。
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