CN110607562B - 一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种Mo‑Nb‑W‑Zr合金单晶棒材的制备方法，该方法包括：一、将Mo‑Nb‑W‑Zr合金多晶坯料棒材和Mo‑Nb‑W‑Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在熔炼室中后抽真空，并进行熔接得Mo‑Nb‑W‑Zr合金棒料；二、对Mo‑Nb‑W‑Zr合金棒料加热熔炼，调节单晶生长加热功率、熔炼室的真空度、Mo‑Nb‑W‑Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶，得到Mo‑Nb‑W‑Zr合金单晶棒材。本发明通过控制单晶生长加热功率和熔炼室的真空度，以及V单晶，保证了熔区的充分熔化且熔区温度梯度稳定，使单晶生长的顺利连续进行，得到Mo‑Nb‑W‑Zr合金单晶棒材。

Description

一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法
技术领域
本发明属于棒材制备技术领域，具体涉及一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法。
背景技术
21世纪以来，先进航天装备系统、空间探索、武器系统等的发展对难熔金属单晶材料，尤其是多元合金体系的难熔金属单晶材料提出了强烈需求。虽然人们尝试各种新方法新工艺用于制备金属单晶材料，但真正适用于大尺寸难熔金属单晶材料制备的方法仅有电子束区域熔炼法和等离子弧熔炼法。
自上世纪50年代以来，人们就利用电子束区域熔炼技术开展了难熔金属单晶材料的研制工作，通过工艺探索制备出小尺寸的纯W单晶、纯Mo单晶和纯Nb单晶等。上世纪80年代末期以来，俄罗斯采用等离子弧熔炼法制备出直径Φ不小于20mm的大尺寸难熔金属单晶棒材。我国自上世纪60年代以来开始探索电子束区域熔炼制备难熔金属单晶材料的研究，并相继制备出纯W单晶、纯Mo单晶、纯Nb单晶和Mo-Nb合金单晶。区域熔炼法和等离子弧熔炼法的优点是所制备的难熔金属单晶材料尺寸规格大，尺寸一致性好，单晶纯度高。与等离子弧熔炼法相比，借助电子束区域熔炼法制备难熔金属单晶材料时，熔区体积小，单晶内应力小，加热方式(电子束)无污染，且高真空环境更能有效去除杂质元素，从而实现金属的深度提纯，但熔区表面张力对表面活性杂质和温度梯度的敏感性高，这对单晶生长不利。
目前，国际上仅有俄罗斯、中国和美国能制备出大尺寸难熔金属单晶材料，但仅限于纯难熔金属单晶和二元难熔金属合金单晶材料，对于三元及三元以上的难熔金属合金单晶材料的制备仍处于攻关阶段。这主要是由于随着金属中合金元素种类的增加，一方面各元素在合金体系中的分布极易形成偏析，由此产生的合金体系内部化学成分浓度梯度增大；另一方面，各合金元素的晶体结构不尽相同，其晶格参数的差异导致原子排列不同。这些都不利于单晶组织的形成。然而，由于这类单晶材料的应用领域重要且特殊，俄罗斯和美国均对我国实行技术封锁与产品禁运。因此，我国只能通过自主创新攻克单晶材料制备技术，制备出满足航天、核能、空间技术等的核心元、部件要求的多元难熔金属单晶材料。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法。本发明通过控制电子束悬浮区域熔炼过程中的单晶生长加热功率和熔炼室的真空度，以及Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶行进速度V单晶，保证了熔区的充分熔化且熔区温度梯度稳定，从而保证了单晶生长的顺利连续进行，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材，实现了四元难熔金属合金单晶材料的制备。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一、将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.0kW～8.0kW，熔炼室的真空度不大于1.0×10-3Pa，然后调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.20mm/min～1.00mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶的比值V多晶/V单晶，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材；
所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶体取向与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的晶体取向一致，均为<100>、<110>、<111>或<211>；所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的直径为20mm～40mm，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的单晶晶向偏离角度为0～5°；所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb的质量含量为0.1％～20％，W的质量含量为0.1％～1.0％，Zr的质量含量为0.01％～1.0％，其余为Mo和不可避免的杂质。
本发明通过控制电子束悬浮区域熔炼过程中的单晶生长加热功率和熔炼室的真空度，保证了单晶生长过程中熔区中心部位充分熔化，避免了熔区中心部位仍为固态或半凝固态使得生长的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材生成多晶组织，导致单晶生长失败，同时避免了单晶生长时熔区表面张力与重力的平衡被破坏、熔区温度梯度急剧增大，生长的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材演变为多晶组织，导致单晶生长失败；另外，通过控制熔炼室的真空度，保证了Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材生长过程中电子束悬浮区域熔炼的阴极灯丝发射的电子束流稳定，避免了Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材由单晶组织演变为多晶组织，同时避免了熔炼室气氛中的C、N、O因分压过大而重新迁移至熔区内，进而污染熔区，保证了Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材单晶生长的顺利进行；本发明通过控制Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的行进速度V单晶、Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶行进速度V单晶的比值V多晶/V单晶，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续稳定生长并对晶向偏离角进行有效控制，避免了V单晶过小导致熔区积聚热量，从而导致熔区的粘度急剧降低、熔区的温度梯度也随之快速增大、使得熔区的表面张力与重力的平衡被破坏，熔区断裂并将已形成的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的单晶组织演变为多晶组织，同时避免了V单晶过大导致熔区中心部位未来得及完全熔化就已凝固，熔区中心部位的多晶组织遗传至Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材，得到多晶组织的Mo-Nb-W-Zr合金棒材。
上述的一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤一中所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的直径为20mm～40mm，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的直径比为0.70～0.90。当制备得到的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的直径与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的直径相同时，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的性能最优，且目前国际上Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的工程应用最佳直径为20mm～40mm。而上述优选的直径比有利于保证加热熔炼过程中Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的行进速度，保证Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材直径的均匀性。
上述的一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法，其特征在于，步骤二中Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶的比值V多晶/V单晶为1.4～2.2。加热熔炼过程中当Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度一定时，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度不仅取决于Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度、Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的直径、Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的直径，还要同时考虑熔区的蒸发速率及温度梯度，因此优选V多晶/V单晶为1.4～2.2，以进一步确保Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材直径的均匀性，避免其因速度不均导致Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材表面呈现“糖葫芦状”缺陷、导致其力学性能不稳。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1、本发明通过控制电子束悬浮区域熔炼过程中的单晶生长加热功率和熔炼室的真空度，以及Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶行进速度V单晶，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶行进速度V单晶的比值V多晶/V单晶，保证了熔区的充分熔化且熔区温度梯度稳定，从而保证了单晶生长的顺利连续进行，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材，实现了四元难熔金属合金单晶材料的制备。
2、本发明通过预先选择和控制Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的晶体取向和品质来控制Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶体取向和品质，制备得到的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的晶体取向一致，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的单晶晶向偏离角度为0～5°，直径为20mm～40mm，长度可达50mm～725mm，且Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中各合金元素分布均匀，其元素偏析度均不大于±5％，说明该Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材内部组织均匀，单晶品质优异，结构性能稳定，应用前景广阔。
3、本发明的工艺简单，容易推广，突破了四元体系的难熔金属单晶棒材制备瓶颈，得到大尺寸的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材，填补了技术空白，同时为其他复杂体系难熔金属单晶材料的制备提供了技术借鉴。
下面通过实施例对本发明的技术方案作进一步的详细描述。
具体实施方式
实施例1
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为17mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为20mm、晶向为<100>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为1.0×10-3Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为3％，W的质量含量为0.4％，Zr的质量含量为0.05％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.0kW～7.2kW，熔炼室的真空度不大于1.0×10-3Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.50mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为0.72mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为20mm×325mm(直径×长度)，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb元素偏析度为(-3.08～+4.66)％，W元素偏析度为(-4.22～+3.31)％，Zr元素偏析度为(-4.86～+4.91)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<100>，单晶晶向偏离角度为1.20°。
对比例1
本对比例与实施例1的不同之处在于：加热熔炼过程中单晶生长加热功率为6.7kW～6.9kW。
本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材的规格为20mm×235mm(直径×长度)，熔区多次出现未熔透的现象，且Mo-Nb-W-Zr合金棒材外观呈S形。经XRD测试，本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材为多晶组织。
对比例2
本对比例与实施例1的不同之处在于：加热熔炼过程中单晶生长加热功率为8.1kW～8.2kW。
本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材的规格为24mm×168mm(直径×长度)，熔区发生多次溢流导致Mo-Nb-W-Zr合金棒材直径不均匀。经XRD测试，生长初期制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材为单晶组织，但溢流发生后制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材组织为多晶组织。
对比例3
本对比例与实施例1的不同之处在于：加热熔炼过程中熔炼室的真空度大于1.0×10-3Pa。
本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材的规格为19mm×95mm(直径×长度)，熔炼过程中电子束流不稳定，熔区温度变化大。经XRD测试，本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材为多晶组织；经化学成分分析测试，本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材中C、N、O等杂质元素浓度显著高于熔炼室真空(气体残余压力值)不大于1.0×10-3Pa时所制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材杂质元素浓度。
对比例4
本对比例与实施例1的不同之处在于：加热熔炼过程中Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.10mm/min。
本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材的规格为26mm×206mm(直径×长度)，熔区发生多次溢流导致Mo-Nb-W-Zr合金棒材直径不均匀，Mo-Nb-W-Zr合金棒材外表面呈“糖葫芦”状。经XRD测试，生长初期的Mo-Nb-W-Zr合金棒材为单晶组织，但溢流发生后的Mo-Nb-W-Zr合金棒材组织合金棒材为多晶组织。
对比例5
本对比例与实施例1的不同之处在于：加热熔炼过程中Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为1.10mm/min。
本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材的规格为20mm×310mm(直径×长度)，熔区多次出现未熔透的现象。经XRD测试，本对比例制备的Mo-Nb-W-Zr合金棒材为多晶组织。
综上所述，对比例1～对比例5均无法生长得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
将实施例1与对比例1～对比例5比较可知，本发明通过控制电子束悬浮区域熔炼过程中的单晶生长加热功率和熔炼室的真空度，使单晶生长过程中熔区中心部位充分熔化，避免了单晶生长时熔区表面张力与重力的平衡被破坏，保证了单晶生长的顺利进行，通过控制Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的行进速度V单晶，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续稳定生长并对晶向偏离角有效控制，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
实施例2
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为18mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为22mm、晶向为<110>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为8.6×10-4Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为4％，W的质量含量为0.1％，Zr的质量含量为0.38％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.0kW～7.3kW，熔炼室的真空度不大于8.8×10-4Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.80mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为1.22mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为22mm×50mm(直径×长度)，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb元素偏析度为(-4.98～+4.86)％，W元素偏析度为(-2.63～+3.52)％，Zr元素偏析度为(-2.26～+1.93)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<110>，单晶晶向偏离角度为1.41°。
实施例3
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为21mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为26mm、晶向为<211>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为1.0×10-3Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为6.5％，W的质量含量为0.7％，Zr的质量含量为0.86％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.1kW～7.4kW，熔炼室的真空度不大于7.2×10-4Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.60mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为0.95mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为26mm×515mm(直径×长度)，Nb元素偏析度为(-2.63～+3.89)％，W元素偏析度为(-3.83～+3.66)％，Zr元素偏析度为(-3.27～+4.81)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<211>，单晶晶向偏离角度为0°。
实施例4
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为21mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为30mm、晶向为<110>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为9.2×10-4Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为8.1％，W的质量含量为0.6％，Zr的质量含量为0.01％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.2kW～7.5kW，熔炼室的真空度不大于9.0×10-4Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.30mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为0.66mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为30mm×185mm(直径×长度)，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb元素偏析度为(-2.01～+3.09)％，W元素偏析度为(-4.93～+4.76)％，Zr元素偏析度为(-4.59～+4.03)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<110>，单晶晶向偏离角度为2.55°。
实施例5
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为25mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为32mm、晶向为<100>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为6.0×10-4Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为12.5％，W的质量含量为0.5％，Zr的质量含量为0.66％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.3kW～7.6kW，熔炼室的真空度不大于6.9×10-4Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为1.00mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为1.70mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为32mm×435mm(直径×长度)，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb元素偏析度为(-1.52～+2.85)％，W元素偏析度为(-2.31～+1.09)％，Zr元素偏析度为(-3.93～+2.79)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<100>，单晶晶向偏离角度为3.30°。
实施例6
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为31mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为35mm、晶向为<111>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为1.0×10-3Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为16.1％，W的质量含量为1.0％，Zr的质量含量为1.00％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.5kW～7.8kW，熔炼室的真空度不大于5.0×10-4Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.20mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为0.30mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为35mm×725mm(直径×长度)，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb元素偏析度为(-2.26～+1.31)％，W元素偏析度为(-4.36～+3.98)％，Zr元素偏析度为(-3.82～+3.61)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<111>，单晶晶向偏离角度为0.87°。
实施例7
本实施例包括以下步骤：
步骤一、将直径为36mm的Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和直径为40mm、晶向为<110>的Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理至真空度为8.1×10-4Pa，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材中Nb的质量含量均为20％，W的质量含量为0.8％，Zr的质量含量为0.29％；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.6kW～8.0kW，熔炼室的真空度不大于3.1×10-4Pa，然后将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材以同一方向相对于电子枪竖直向下移动，调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.90mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶为1.28mm/min，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材。
本实施例制备的Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的规格为35mm×680mm(直径×长度)，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb元素偏析度为(-0.69～+1.02)％，W元素偏析度为(-2.58～+3.07)％，Zr元素偏析度为(-4.06～+3.59)％，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶向为<110>，单晶晶向偏离角度为4.17°。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制。凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。

Claims (1)

1.一种Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：
步骤一、将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材和Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材同轴固定在电子束悬浮区域熔炼设备的熔炼室中，其中，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材上端面的距离为Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材直径的一半，然后对熔炼室进行抽真空处理，再采用电子束加热将Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材的下端面熔接在Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶的上端面上，得到Mo-Nb-W-Zr合金棒料；所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的直径为20mm~40mm，Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的直径比为0.70~0.90；
步骤二、采用电子束从Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材开始对步骤一中得到的Mo-Nb-W-Zr合金棒料进行加热熔炼，调节加热熔炼过程中单晶生长加热功率为7.0kW~8.0kW，熔炼室的真空度不大于1.0×10-3Pa，然后调节Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶为0.20mm/min~1.00mm/min，并控制Mo-Nb-W-Zr合金多晶坯料棒材行进速度V多晶与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材行进速度V单晶的比值V多晶/V单晶为1.4~2.2，使Mo-Nb-W-Zr合金单晶持续生长，得到Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材；
所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的晶体取向与Mo-Nb-W-Zr合金单晶籽晶棒材的晶体取向一致，均为<100>、<110>、<111>或<211>；所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的直径为20mm~40mm，Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材的单晶晶向偏离角度为0~5°；所述Mo-Nb-W-Zr合金单晶棒材中Nb的质量含量为0.1%~20%，W的质量含量为0.1%~1.0%，Zr的质量含量为0.01%~1.0%，其余为Mo和不可避免的杂质。
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