本發(fā)明涉及高溫涂層超導(dǎo)體用織構(gòu)金屬基帶制備方法，尤其涉及一種Ni-12at.％W合金基帶的制備方法。

背景技術(shù)：

在高溫涂層超導(dǎo)材料的制備路線中，作為涂層超導(dǎo)體多層結(jié)構(gòu)中重要組成部分的織構(gòu)合金基帶，起著支撐、外延生長過渡層和超導(dǎo)薄膜的重要作用。對于織構(gòu)金屬基帶而言，具有強(qiáng)立方織構(gòu)、液氮溫區(qū)無鐵磁性以及高力學(xué)性能是制備高性能涂層超導(dǎo)帶材的關(guān)鍵，并且良好的力學(xué)性能可以有效避免涂層超導(dǎo)生產(chǎn)過程中由于拉應(yīng)力造成的斷帶。

目前，涂層超導(dǎo)帶材用的織構(gòu)Ni-5at.％W合金基帶已經(jīng)大規(guī)模生產(chǎn)，但是由于其在液氮溫區(qū)具有鐵磁性(Tc＝335K)，在交流電的應(yīng)用中會造成交流損耗，并且其屈服強(qiáng)度較低，使得其性能有待于進(jìn)一步提高。由于當(dāng)鎢的原子百分含量達(dá)到9％以上時(shí)，鎳鎢合金基帶在液氮溫區(qū)表現(xiàn)為無鐵磁性，且力學(xué)性能也隨著W原子的含量增高而增加，但是難以通過傳統(tǒng)的合金基帶制備技術(shù)獲得強(qiáng)立方織構(gòu)。

強(qiáng)立方織構(gòu)、力學(xué)性能和鐵磁性三者難以兼得，W原子在金屬鎳中的固溶度極限是12％，目前有部分專利報(bào)道了Ni-9at.％W合金基帶的制備方法，然而對于織構(gòu)鎳鎢合金而言，Ni-12at.％W合金的力學(xué)性能更優(yōu)越，還未見關(guān)于Ni-12at.％W基帶的相關(guān)報(bào)道，因此，如何制備強(qiáng)立方織構(gòu)、無鐵磁性、高強(qiáng)度的Ni-12at.％W合金基帶是涂層超導(dǎo)研究領(lǐng)域里的難點(diǎn)，并且對高溫涂層超導(dǎo)材料的發(fā)展具有重要的實(shí)用價(jià)值。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明之目的是提供一種高性能立方織構(gòu)Ni-12at.％W合金基帶的制備方法。

由此，本發(fā)明提供一種高性能立方織構(gòu)Ni-12at.％W合金基帶的制備方法，其包括以下步驟：

步驟1：初始鑄錠的制備：

采用定向凝固技術(shù)制備具有柱狀晶的Ni-12at.％W合金方形鑄坯，所述方形鑄坯厚度為6.8～7.5mm，所述柱狀晶的長軸平行于鑄坯的厚度方向；

步驟2：對前述方形鑄坯的冷軋：

將所述方形鑄坯去掉氧化皮，然后直接冷軋至1.2～1.7mm厚，得到Ni-12at.％W合金冷軋板；

步驟3：Ni-12at.％W合金冷軋板的回復(fù)熱處理：

將所述Ni-12at.％W合金冷軋板進(jìn)行回復(fù)熱處理，熱處理工藝為：加熱至600℃～680℃保溫，保溫25～50秒，升溫速率為500～600℃/s，保溫后快速冷卻至室溫，冷卻速度為300～500℃/min；

步驟4：Ni-12at.％W合金冷軋板的二次冷軋：

將步驟三中回復(fù)熱處理后得到的所述Ni-12at.％W合金冷軋板進(jìn)行二次冷軋，變形量為72％～80％，得到Ni-12at.％W合金二次冷軋板；

步驟5：Ni-12at.％W合金二次冷軋板的再結(jié)晶退火：

將所述Ni-12at.％W合金二次冷軋板進(jìn)行最終的再結(jié)晶退火，退火工藝為：以10℃/min～20℃/min的升溫速率加熱至1280℃～1370℃并保溫，獲得強(qiáng)立方織構(gòu)的Ni-12at.％W合金基帶。

作為優(yōu)選方式，步驟1中所述Ni-12at.％W合金方形鑄坯的厚度為6.8mm。

作為優(yōu)選方式，步驟1中所述Ni-12at.％W合金方形鑄坯的柱狀晶組織含量為100％。

作為優(yōu)選方式，步驟2中得到Ni-12at.％W合金冷軋板的厚度為1.2mm。

作為優(yōu)選方式，所述步驟3中保溫時(shí)間為25秒，升溫速率為500℃/s；冷卻至室溫的冷卻速度為500℃/min。

作為優(yōu)選方式，步驟4中對所述Ni-12at.％W合金冷軋板二次冷軋的變形量為80％。

作為優(yōu)選方式，步驟5中的升溫速率為10℃/min，保溫時(shí)間為70分鐘。

在本申請中，“原子百分含量”是指物質(zhì)的量的比(即摩爾比)的百分含量，并且用“at.％”表示“原子百分含量”，例如，12at.％是指原子百分含量為12％，而12at.％W是指在合金中W的原子百分含量為12％。

傳統(tǒng)的織構(gòu)金屬基帶制備技術(shù)均有鍛造及熱軋，這種方法獲得的初始組織為等軸晶組織，取向較為隨機(jī)。

本發(fā)明的特點(diǎn)是采用定向凝固技術(shù)制備初始鑄錠，這樣得到的初始鑄錠由長軸平行于厚度方向的柱狀晶組成，而柱狀晶由大量的立方織構(gòu)組成，從而得到具有大量立方織構(gòu)的初始鑄錠。然后對初始鑄錠進(jìn)行中等變形量冷軋，進(jìn)行回復(fù)熱處理后可以保留一部分立方織構(gòu)，進(jìn)而在后續(xù)冷軋過程中保留下來；最終再結(jié)晶退火利用立方織構(gòu)的形核優(yōu)勢長大吞并非立方晶粒的特點(diǎn)，以及立方織構(gòu)的遺傳效應(yīng)獲得強(qiáng)立方織構(gòu)。這樣得到的合金基帶具有強(qiáng)立方織構(gòu)、無鐵磁性、而且高強(qiáng)度。

另外，本發(fā)明中沒有采用鍛造和熱軋工藝，節(jié)省了大量的生產(chǎn)成本，適合工業(yè)化生產(chǎn)高性能的Ni-12at.％W合金基帶。

附圖說明

下面將簡要說明本申請所使用的附圖，顯而易見地，這些附圖僅用于解釋本發(fā)明的構(gòu)思。

圖1是本發(fā)明實(shí)施例的鑄錠截面的組織結(jié)構(gòu)示意圖。

圖2是利用本發(fā)明實(shí)施例1的制備方法得到的合金基帶表面φ2＝0的ODF圖。

圖3是利用本發(fā)明實(shí)施例2的制備方法得到的合金基帶表面φ2＝0的ODF圖。

具體實(shí)施方式

在下文中，將參照附圖描述本發(fā)明的一種高性能立方織構(gòu)Ni-12at.％W合金基帶的制備方法的實(shí)施例。

在此記載的實(shí)施例為本發(fā)明的特定的具體實(shí)施方式，用于說明本發(fā)明的構(gòu)思，均是解釋性和示例性的，不應(yīng)解釋為對本發(fā)明實(shí)施方式及本發(fā)明范圍的限制。除在此記載的實(shí)施例外，本領(lǐng)域技術(shù)人員還能夠基于本申請權(quán)利要求書和說明書所公開的內(nèi)容采用顯而易見的其它技術(shù)方案，這些技術(shù)方案包括對在此記載的實(shí)施例做出任何顯而易見的替換和修改的技術(shù)方案。

實(shí)施例1

本發(fā)明實(shí)施例1的制備方法的步驟如下：

采用定向凝固技術(shù)制備具有100％柱狀晶組織的Ni-12at.％W合金方形鑄坯，該Ni-12at.％W合金方形鑄坯厚度為6.8mm，其中柱狀晶的長軸平行于鑄坯的厚度方向，其截面的組織結(jié)構(gòu)如圖1所示；

將上述得到的Ni-12at.％W合金方形鑄坯去掉氧化皮，然后直接冷軋至1.2mm厚，得到Ni-12at.％W合金冷軋板；

將上述得到的Ni-12at.％W合金冷軋板進(jìn)行回復(fù)熱處理，熱處理工藝為：600℃保溫25秒，升溫速率為500℃/s，保溫后快速冷卻至室溫，冷卻速度為500℃/min；

將上述回復(fù)熱處理后的Ni-12at.％W合金冷軋板進(jìn)行二次冷軋，變形量為80％；

將上述步驟得到的Ni-12at.％W二次合金冷軋板進(jìn)行最終的再結(jié)晶退火，退火工藝為：以10℃/min的升溫速率加熱1280℃保溫70min，保護(hù)氣體為氬氣，獲得強(qiáng)立方織構(gòu)的Ni-12at.％W合金基帶。

利用實(shí)施例1的方法得到的合金基帶整體無鐵磁性，室溫下的屈服強(qiáng)度為580Mpa，表面的φ2＝0的ODF圖如圖2所示，該圖表明該合金基帶表面具有強(qiáng)立方織構(gòu)。

實(shí)施例2

本發(fā)明實(shí)施例2的制備方法的步驟如下：

采用定向凝固技術(shù)制備具有99％柱狀晶組織的Ni-12at.％W合金方形鑄坯，該Ni-12at.％W合金方形鑄坯厚度為7.0mm，其中柱狀晶的長軸平行于鑄坯的厚度方向；

將上述得到的Ni-12at.％W合金方形鑄坯去掉氧化皮，然后直接冷軋至1.7mm厚，得到Ni-12at.％W合金冷軋板；

將上述得到的Ni-12at.％W合金冷軋板進(jìn)行回復(fù)熱處理，熱處理工藝為：600℃保溫50秒，升溫速率為500℃/s，保溫后快速冷卻至室溫，冷卻速度為500℃/min；

將上述回復(fù)熱處理后的Ni-12at.％W合金冷軋板進(jìn)行二次冷軋，變形量為72％；

將上述二次冷軋后的Ni-12at.％W合金板進(jìn)行最終的再結(jié)晶退火，退火工藝為：以10℃/min的升溫速率加熱1370℃保溫70min，保護(hù)氣體為氬氣，獲得強(qiáng)立方織構(gòu)的Ni-12at.％W合金基帶。

利用實(shí)施例2的方法得到的合金基帶整體無鐵磁性，室溫下的屈服強(qiáng)度為560Mpa，表面φ2＝0的ODF圖如圖3所示，該圖表明該合金基帶表面具有強(qiáng)立方織構(gòu)。

以上的實(shí)施例僅是為了說明本發(fā)明的構(gòu)思而選用的特定的具體實(shí)施方式，在這些實(shí)施例中，具體的工藝參數(shù)并不一定構(gòu)成為本發(fā)明范圍的限制。例如，具有柱狀晶組織的Ni-12at.％W合金方形鑄坯，柱狀晶組織的含量并不要求僅為100％，接近100％即可。

在現(xiàn)有技術(shù)中，織構(gòu)金屬基帶制備技術(shù)均有鍛造及熱軋，這種方法獲得的初始組織為等軸晶組織，取向較為隨機(jī)。

本發(fā)明采用定向凝固技術(shù)制備初始鑄錠，這樣得到的初始鑄錠由長軸平行于厚度方向的柱狀晶組成，而柱狀晶由大量的立方織構(gòu)組成，從而得到具有大量立方織構(gòu)的初始鑄錠。然后對初始鑄錠進(jìn)行中等變形量的冷軋，再進(jìn)行回復(fù)熱處理后可以保留一部分立方織構(gòu)，進(jìn)而在后續(xù)冷軋過程中保留下來。最終，再結(jié)晶退火利用立方織構(gòu)的形核優(yōu)勢長大吞并非立方晶粒的特點(diǎn)，以及立方織構(gòu)的遺傳效應(yīng)獲得強(qiáng)立方織構(gòu)。這樣得到的合金基帶具有強(qiáng)立方織構(gòu)、無鐵磁性、而且強(qiáng)度高。

另外，本發(fā)明中沒有采用鍛造和熱軋工藝，節(jié)省了大量的生產(chǎn)成本，適合工業(yè)化生產(chǎn)高性能的Ni-12at.％W合金基帶。

以上對本發(fā)明的一種高性能立方織構(gòu)Ni-12at.％W合金基帶的制備方法的實(shí)施方式進(jìn)行了說明。對于本發(fā)明的高性能立方織構(gòu)Ni-12at.％W合金基帶的制備方法的具體特征如具體的工藝參數(shù)可以根據(jù)上述披露的特征的作用進(jìn)行具體設(shè)計(jì)，這些設(shè)計(jì)均是本領(lǐng)域技術(shù)人員能夠?qū)崿F(xiàn)的。而且，上述披露的各技術(shù)特征并不限于已披露的與其它特征的組合，本領(lǐng)域技術(shù)人員還可根據(jù)發(fā)明之目的進(jìn)行各技術(shù)特征之間的其它組合，以實(shí)現(xiàn)本發(fā)明之目的為準(zhǔn)。