一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明提供了一種Zr?Sn?Nb?Hf合金棒材，由以下質(zhì)量百分比的成分組成：Sn 0.8％～1.2％，Nb 0.2％～0.4％，Hf 0.8％～1.6％，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明還提供了一種制備該合金棒材的方法，包括以下步驟：一、真空非自耗電弧熔煉制備Sn?Nb?Hf中間合金；二、破碎Sn?Nb?Hf中間合金，并與海綿Zr混合均勻，壓制成電極；三、真空自耗電弧熔煉，得到鑄錠；四、熱擠壓，得到半成品棒坯；五、熱擠壓，得到Zr?Sn?Nb?Hf合金棒材。本發(fā)明Zr?Sn?Nb?Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
【專利說明】
一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域
[000?]本發(fā)明屬于合金材料技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材及其制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002]鋯合金由于具有低的中子吸收截面，優(yōu)良的堆內(nèi)腐蝕性能，良好的加工性能和機(jī)械性能等特點，在核反應(yīng)堆得到了廣泛的應(yīng)用。核燃料元件包殼鋯合金是核動力反應(yīng)堆的關(guān)鍵核心材料之一，核動力的先進(jìn)性、安全可靠性和經(jīng)濟(jì)性與所用包殼材料的性能密切相關(guān)。在過去的幾十年里壓水堆燃料元件包殼用鋯合金在堆內(nèi)的使用性能是令人滿意的。但是，隨著核動力反應(yīng)堆技術(shù)朝著提高燃料燃耗和降低燃料循環(huán)成本，提高反應(yīng)堆熱效率，提高安全可靠性的方向發(fā)展，這就要求包殼材料承受更高的溫度和輻照計量并保持高的穩(wěn)定性。目前，傳統(tǒng)的鋯合金不能滿足先進(jìn)核動力反應(yīng)堆的使用要求，必須研制新型的鋯合金。
[0003]在改善鋯合金的性能研究方面，最突出的研究成果是研制出了低錫Zr-4合金，低錫Zr-4由于沒有超出Zr-4合金的標(biāo)準(zhǔn)成分范圍，只是進(jìn)行了成分調(diào)整，此外，加工工藝采用低溫加工，保證合金具有理想的顯微組織結(jié)構(gòu)，因此，使其綜合性能顯著提高，因而被迅速用于核工程。低錫Zr-4合金被看作鋯合金的第二代先進(jìn)新材料。在對材料的高燃耗要求面前，Zr-Sn系合金的性能已到了極限，因此，發(fā)達(dá)國家都在積極地開展深燃耗下第三代鋯合金的研究工作，其特點是在錯合金中都加入一定量Nb元素以提高合金的綜合性能。
[0004]美國研制的Zr-Sn-Nb系Zirlo合金(Zr-1.0Sn-1.0Nb-1.0Fe)，1995年達(dá)到工業(yè)規(guī)模應(yīng)用。采用低溫工藝隨后β淬火處理生產(chǎn)的包殼管，該合金顯微結(jié)構(gòu)含有細(xì)小分布均勻的第二相粒子。在反應(yīng)堆運(yùn)行下，該合金的拉伸性能、耐腐蝕性能、燃料棒輻照增長和抗蠕變性能均較常規(guī)Zr-4和低錫Zr-4合金優(yōu)越，用Zirlo合金制造的組件達(dá)55GWd/tU，與標(biāo)準(zhǔn)組件比較，燃料循環(huán)費(fèi)用下降13?14 %。前蘇聯(lián)研制的Zr-Sn-Nb系E635合金(Zr-1.0Sn-1.0Nb-0.35Fe)。該合金的顯微結(jié)構(gòu)主要由α晶粒和第二相組成。組成粒子有三種形式:主要是密排六方結(jié)構(gòu)Zr (Nb，F(xiàn)e) 2相，還有四方晶格的(Zr，Nb) 2Fe相和正交晶系的(Zr，Nb) 3Fe相。綜合性能明顯優(yōu)于Zr-4合金，也優(yōu)于Zr-1.0 % Nb合金。
[0005]然而，由于這些Zr-Sn-Nb系合金中添加了過渡金屬Fe、Cr和Ni等，形成了 Zr2(Fe，Ni )Zintl相、Zr(Cr，F(xiàn)e)2Laves相，以及含Nb的(ZrNb)3、Fe(ZrNb)2、FeZr(FeNb)2、(ZrNb)3Fe等脆性相，這些金屬間化合物第二相降低了材料的塑性，同時含有過渡金屬的第二相粒子經(jīng)中子輻照后會溶入基體中，從而使第二相的密度和尺寸發(fā)生變化，降低了合金的耐蝕性能。此外，在制備鋯合金過程中引入的氧和碳等雜質(zhì)元素也對材料的性能產(chǎn)生了不利影響。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006]本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題在于針對上述現(xiàn)有技術(shù)的不足，提供一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，該Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的室溫抗拉強(qiáng)度為617MPa?725MPa、室溫延伸率為25 %?37 %，在4500C的抗拉強(qiáng)度為433MPa?515MPa、延伸率為39%?53 %，由此證明該Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0007]為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明采用的技術(shù)方案是:一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 0.8%?1.2%，Nb 0.2%?0.4%，Hf 0.8%?1.6%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0008]上述的一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 0.9%?l.l%，Nb 0.25%?0.35%，Hf I.0%?I.4%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0009]上述的一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 1.0%,Nb 0.3%,Hf 1.2%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[00?O]另外，本發(fā)明還提供了一種制備上述Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的方法，其特征在于，該方法包括以下步驟:
[0011 ]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf置于非自耗真空電弧爐中，在氬氣保護(hù)，熔煉溫度為2600?2800°C的條件下熔煉I?3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金；
[0012]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極；
[0013]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空電弧熔煉I?3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7kA?9kA，所述真空電弧熔煉的電壓為30V?40V ；
[0014]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為600°C?800°C，擠壓比為7?9的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0015]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為500°C?700°C，擠壓比為4?6的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0016]上述的方法，其特征在于，步驟一中所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 %。
[0017]上述的方法，其特征在于，步驟二中所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99%。
[0018]上述的方法，其特征在于，步驟四中所述擠壓溫度為650°(:?750°(:，擠壓比為7.5
?8.5o
[0019]上述的方法，其特征在于，步驟五中所述擠壓溫度為550°C?650°C，擠壓比為4.5
?5.5o
[0020]本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比具有以下優(yōu)點:
[0021]1、本發(fā)明采用真空自耗電弧熔煉+二次擠壓工藝過程制備Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，所制合金棒材的室溫抗拉強(qiáng)度為617MPa?725MPa、室溫延伸率為25%?37%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為433MPa?515MPa、延伸率為39%?53%，該Zr-Sn-Nb-Hf?合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0022]2、由于Hf元素與氧和碳元素有較高的親和力，將Hf元素添加到Zr-Sn-Nb系合金中，一方面降低了氧和碳元素在基體中的含量，減少了氧在晶界處的偏聚，使晶界結(jié)合力增強(qiáng)，改善了合金的塑性；另一方面，Hf元素與氧、碳形成HfO2和HfC顆粒，HfO2和HfC顆粒均勻分布基體中，極大提高了合金的室溫和高溫強(qiáng)度。
[0023 ] 3、本發(fā)明采用二次擠壓工藝擠壓Zr-Sn-Nb-Hf合金，使Zr-Sn-Nb-Hf合金在較低的溫度下產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形，有利于破碎和細(xì)化粗大的鑄態(tài)組織，同時在變形過程中微觀組織發(fā)生重排，使細(xì)小的HfO2和HfC強(qiáng)化相均勻分布在延性鋯基體中，這種理想的微觀組織使Zr-Sn-Nb-Hf合金具有良好的室溫塑性和很高的高溫強(qiáng)度，同時消除了在合金制備過程中產(chǎn)生的孔洞等缺陷，提高了材料使用的可靠性。另外，采用二次擠壓工藝使Zr-Sn-Nb-Hf合金在較低的溫度和擠壓比條件下進(jìn)行，減少了變形抗力，降低了對模具和擠壓設(shè)備的要求。
[0024]下面結(jié)合附圖和實施例對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)說明。
【附圖說明】
[0025]圖1(a)為本發(fā)明實施例1制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的顯微組織SEM照片。
[0026]圖1(b)為本發(fā)明實施例1制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的顯微組織TEM照片。
【具體實施方式】
[0027]實施例1
[0028]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 1.0% ,Nb0.3%,Hf 1.2%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0029]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0030]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa，然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2700 V下熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0031]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0032]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為8kA，所述真空電弧熔煉的電壓為35V;
[0033]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為700°C，擠壓比為8的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0034]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為600°C，擠壓比為5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0035]本發(fā)明實施例1制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的顯微組織如圖1(a)和圖1 (b)所示，其中圖1(a)和圖1(b)分別是其掃描電鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)照片。從圖1(a)中可以看出，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由于經(jīng)過二次熱擠壓，Zr-Sn-Nb-Hf合金在較低的溫度下經(jīng)受了劇烈的塑性變形，使粗大的鑄態(tài)組織完全被破碎和細(xì)化，晶粒呈等軸狀，平均晶粒尺寸大約為9μπι，這種細(xì)小均勻的等軸晶組織顯著提高了Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的強(qiáng)度和塑性。進(jìn)一步分析本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材中第二相的化學(xué)組成，結(jié)果表明O、C與Hf形成了 Hf O2和Hf C。由于O和C優(yōu)先與Hf反應(yīng)形成化合物，避免了 O和C在晶界處的偏聚，使晶界結(jié)合力增強(qiáng)，減少了O和C元素對Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材性能的不利影響，改善了合金的塑性。同時，納米HfO2和HfC顆粒在劇烈塑性變形過程中發(fā)生重排，均勻分布在基體中，如圖1 (b)所示，均勻分布的HfO2和HfC顆粒大大提高了Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的室溫及高溫力學(xué)性能和耐蝕性能。
[0036]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為725MPa、室溫延伸率為37 %，在4500C條件下的抗拉強(qiáng)度為515MPa、延伸率為53%，該Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0037]實施例2
[0038]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 1.0% ,Nb
0.3%,Hf 1.2%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0039]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0040]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa，然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2600 °C下熔煉I次，得到Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0041 ]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0042]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉I次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7kA，所述真空電弧熔煉的電壓為30V;
[0043]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為600°C，擠壓比為7的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0044]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為500°C，擠壓比為4的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0045]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為617MPa、室溫延伸率為37%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為433MPa、延伸率為39%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的包殼材料。
[0046]實施例3
[0047]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 1.0% ,Nb
0.3%,Hf 1.2%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0048]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0049]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2800°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0050]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0051]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為9kA，所述真空電弧熔煉的電壓為40V;
[0052]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為800°C，擠壓比為9的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0053]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為700°C，擠壓比為6的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0054]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為683MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為495MPa、延伸率為42%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0055]實施例4
[0056]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 1.2% ,Nb
0.4%,Hf 1.6%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0057]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0058]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2700°C下反復(fù)熔煉2次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0059]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0060]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉2次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為8kA，所述真空電弧熔煉的電壓為35V;
[0061]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為700°C，擠壓比為8的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0062]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為600°C，擠壓比為5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0063]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為725MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為515MPa、延伸率為39%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0064]實施例5
[0065]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 0.8% ,Nb
0.2%,Hf 0.8%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0066]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0067]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2600°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0068]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0069]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為8kA，所述真空電弧熔煉的電壓為35V;
[0070]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為800°C，擠壓比為9的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0071]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為700°C，擠壓比為7的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0072]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為709MPa、室溫延伸率為31%，在450 °C條件下的抗拉強(qiáng)度為485MPa、延伸率為41%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0073]實施例6
[0074]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 1.0% ,Nb
0.3%,Hf 1.2%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0075]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0076]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2700°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0077]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0078]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7kA，所述真空電弧熔煉的電壓為30V;
[0079]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為650°C，擠壓比為7.5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0080]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為550°C，擠壓比為4.5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0081 ] 本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為673MPa、室溫延伸率為29%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為463MPa、延伸率為45%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0082]實施例7
[0083]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 0.9% ,Nb
0.25%,Hf 1.0%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0084]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0085]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2700°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0086]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0087]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7kA，所述真空電弧熔煉的電壓為30V;
[0088]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為750°C，擠壓比為8.5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0089]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為650°C，擠壓比為5.5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0090]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為617MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為433MPa、延伸率為39%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0091 ] 實施例8
[0092]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 1.1%,Nb
0.35%,Hf 1.4%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0093]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0094]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2600°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0095]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0096]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7.5kA，所述真空電弧熔煉的電壓為35V;
[0097]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為650°C，擠壓比為7.5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0098]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為550°C，擠壓比為4.5的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0099]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為617MPa、室溫延伸率為37%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為515MPa、延伸率為39%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0100]實施例9
[0101]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 0.9% ,Nb
0.35%,Hf 1.4%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0102]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0103]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2700°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0104]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極;所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0105]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為8.5kA，所述真空電弧熔煉的電壓為35V;
[0106]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為600°C，擠壓比為9的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0107]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為500°C，擠壓比為6的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0108]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為712MPa、室溫延伸率為37%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為501MPa、延伸率為53%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0109]實施例10
[0110]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質(zhì)量百分比的原料制成:Sn 1.1%,Nb
0.35%,Hf 1.0%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。
[0111]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的制備方法包括以下步驟:
[0112]步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf放入非自耗真空電弧爐里；先抽真空至小于IX 10—2Pa,然后充入氬氣，在氬氣保護(hù)下，在熔煉溫度為2600°C下反復(fù)熔煉3次，得到成分均勻的Sn-Nb-Hf中間合金;所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99 % ;
[0113]步驟二、將步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極；所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99% ；
[0114]步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X 10—2Pa的條件下真空自耗電弧熔煉3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7.5kA，所述真空電弧熔煉的電壓為40V;
[0115]步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為800°C，擠壓比為7的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯；
[0116]步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為700°C，擠壓比為6的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。
[0117]本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材室溫抗拉強(qiáng)度為617MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強(qiáng)度為433MPa、延伸率為39%，本實施例制備的Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材具有優(yōu)異的室溫和高溫強(qiáng)度以及良好的塑性等特點，能夠作為下一代高燃耗條件下的結(jié)構(gòu)材料。
[0118]以上所述，僅是本發(fā)明的較佳實施例，并非對本發(fā)明作任何限制。凡是根據(jù)發(fā)明技術(shù)實質(zhì)對以上實施例所作的任何簡單修改、變更以及等效變化，均仍屬于本發(fā)明技術(shù)方案的保護(hù)范圍內(nèi)。
【主權(quán)項】
1.一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn0.8%?1.2%，Nb 0.2%?0.4%，Hf 0.8%?1.6%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 0.9%?l.l%，Nb 0.25%?0.35%，ΗΠ.0%?1.4%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質(zhì)量百分比的成分組成:Sn 1.0%,Nb 0.3%,Hf 1.2%，余量為Zr和不可避免的雜質(zhì)。4.一種制備如權(quán)利要求1、2或3所述Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的方法，其特征在于，該方法包括以下步驟: 步驟一、將高純Sn、高純Nb和高純Hf置于非自耗真空電弧爐中，在氬氣保護(hù)，溫度為2600 0C?2800°C的條件下熔煉I?3次，得到Sn-Nb-Hf中間合金； 步驟二、對步驟一中所述Sn-Nb-Hf中間合金進(jìn)行機(jī)械破碎，然后將破碎后的Sn-Nb-Hf中間合金與海綿Zr混合均勻后壓制成型，得到電極； 步驟三、將步驟二中所述電極置于真空自耗電弧爐中，在真空度不大于3X10—2Pa的條件下真空電弧熔煉I?3次，隨爐冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到鑄錠;所述真空電弧熔煉的電流為7kA?9kA，所述真空電弧熔煉的電壓為30V?40V ； 步驟四、將步驟三中所述鑄錠在擠壓溫度為600°C?800°C，擠壓比為7?9的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到半成品棒坯； 步驟五、將步驟四中所述半成品棒坯在擠壓溫度為500°C?700°C，擠壓比為4?6的條件下進(jìn)行擠壓，自然冷卻后進(jìn)行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，步驟一中所述高純Sn、高純Nb和高純Hf的質(zhì)量純度均不小于99%。6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，步驟二中所述海綿Zr的質(zhì)量純度不小于99%。7.根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，步驟四中所述擠壓溫度為650°C?750°C，擠壓比為7.5?8.5。8.根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，步驟五中所述擠壓溫度為550°C?650°C，擠壓比為4.5?5.5。
【文檔編號】C22C1/03GK105925846SQ201610470779
【公開日】2016年9月7日
【申請日】2016年6月24日
【發(fā)明人】張建軍, 李中奎, 文惠民, 周軍, 石明華, 田鋒, 李新意
【申請人】西部新鋯核材料科技有限公司