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。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)異的室溫和高溫強度以及良好的塑性，能夠作為下一代高燃耗條件下的結構材料。
【專利說明】
一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材及其制備方法
技術領域
[000?]本發(fā)明屬于合金材料技術領域，具體涉及一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材及其制備方法。
【背景技術】
[0002]鋯合金由于具有低的中子吸收截面，優(yōu)良的堆內腐蝕性能，良好的加工性能和機械性能等特點，在核反應堆得到了廣泛的應用。核燃料元件包殼鋯合金是核動力反應堆的關鍵核心材料之一，核動力的先進性、安全可靠性和經濟性與所用包殼材料的性能密切相關。在過去的幾十年里壓水堆燃料元件包殼用鋯合金在堆內的使用性能是令人滿意的。但是，隨著核動力反應堆技術朝著提高燃料燃耗和降低燃料循環(huán)成本，提高反應堆熱效率，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核動力反應堆的使用要求，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合金的標準成分范圍，只是進行了成分調整，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構，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年達到工業(yè)規(guī)模應用。采用低溫工藝隨后β淬火處理生產的包殼管，該合金顯微結構含有細小分布均勻的第二相粒子。在反應堆運行下，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55GWd/tU，與標準組件比較，燃料循環(huán)費用下降13?14 %。前蘇聯(lián)研制的Zr-Sn-Nb系E635合金(Zr-1.0Sn-1.0Nb-0.35Fe)。該合金的顯微結構主要由α晶粒和第二相組成。組成粒子有三種形式:主要是密排六方結構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元素也對材料的性能產生了不利影響。

【發(fā)明內容】

[0006]本發(fā)明所要解決的技術問題在于針對上述現(xiàn)有技術的不足，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度為617MPa?725MPa、室溫延伸率為25 %?37 %，在4500C的抗拉強度為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構材料。
[0007]為解決上述技術問題，本發(fā)明采用的技術方案是:一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質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。
[0008]上述的一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質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。
[0009]上述的一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質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。
[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，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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為617MPa?725MPa、室溫延伸率為25%?37%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[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，使晶界結合力增強，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生嚴重的塑性變形，有利于破碎和細化粗大的鑄態(tài)組織，同時在變形過程中微觀組織發(fā)生重排，使細小的HfO2和HfC強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度，同時消除了在合金制備過程中產生的孔洞等缺陷，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行，減少了變形抗力，降低了對模具和擠壓設備的要求。
[0024]下面結合附圖和實施例對本發(fā)明作進一步詳細說明。
【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。
[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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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合金棒材由于經過二次熱擠壓，Zr-Sn-Nb-Hf合金在較低的溫度下經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化，晶粒呈等軸狀，平均晶粒尺寸大約為9μπι，這種細小均勻的等軸晶組織顯著提高了Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材的強度和塑性。進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組成，結果表明O、C與Hf形成了 Hf O2和Hf C。由于O和C優(yōu)先與Hf反應形成化合物，避免了 O和C在晶界處的偏聚，使晶界結合力增強，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度為725MPa、室溫延伸率為37 %，在4500C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0037]實施例2
[0038]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為617MPa、室溫延伸率為37%，在450°C條件下的抗拉強度為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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2800°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為683MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0055]實施例4
[0056]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2700°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為725MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0064]實施例5
[0065]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2600°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為709MPa、室溫延伸率為31%，在450 °C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0073]實施例6
[0074]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2700°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為673MPa、室溫延伸率為29%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0082]實施例7
[0083]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2700°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為617MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0091 ] 實施例8
[0092]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2600°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為617MPa、室溫延伸率為37%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0100]實施例9
[0101]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2700°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為712MPa、室溫延伸率為37%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[0109]實施例10
[0110]本實施例Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材由以下質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，余量為Zr和不可避免的雜質。
[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，在氬氣保護下，在熔煉溫度為2600°C下反復熔煉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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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度為617MPa、室溫延伸率為25%，在450°C條件下的抗拉強度為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構材料。
[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。凡是根據發(fā)明技術實質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)明技術方案的保護范圍內。
【主權項】
1.一種Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材，其特征在于，由以下質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。2.根據權利要求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。3.根據權利要求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。4.一種制備如權利要求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，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中間合金進行機械破碎，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，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的條件下進行擠壓，自然冷卻后進行扒皮處理，得到Zr-Sn-Nb-Hf合金棒材。5.根據權利要求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的質量純度均不小于99%。6.根據權利要求4所述的方法，其特征在于，步驟二中所述海綿Zr的質量純度不小于99%。7.根據權利要求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.根據權利要求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