CN111636036A

CN111636036A - 一种高锰铁合金及其调控亚稳相的强韧化方法

Info

Publication number: CN111636036A
Application number: CN202010536746.XA
Authority: CN
Inventors: 陶庆; 潘治州; 沈承金; 朱真才; 彭玉兴; 张天宇; 沈刚; 赖伟
Original assignee: China University of Mining and Technology CUMT
Current assignee: China University of Mining and Technology CUMT
Priority date: 2020-06-12
Filing date: 2020-06-12
Publication date: 2020-09-08
Anticipated expiration: 2040-06-12
Also published as: CN111636036B

Abstract

本发明涉及一种高锰铁合金及其调控亚稳相的强韧化方法，解决了现有高锰铁合金材料强韧性差的问题。高锰铁合金中各元素含量按原子百分比计为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～2.26％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，包括如下步骤：步骤1：将制备得到的高锰铁合金进行热锻，热锻后将高锰铁合金快速取出，进行形变处理，然后快速入水冷却；步骤2：高锰铁合金形变处理后退火，空冷至室温。本发明通过调控高锰铁合金中的碳含量以及调控亚稳相的强韧化方法，提升高锰铁合金材料强韧性。

Description

一种高锰铁合金及其调控亚稳相的强韧化方法

技术领域

本发明涉及先进金属材料制备与加工技术领域，尤其涉及一种高锰铁合金及其调控亚稳相的强韧化方法。

背景技术

随着科技的进步，传统工艺所制出的金属越来越无法满足人类的使用需要，因此人们开发出了各种类型的合金，应用于各行各业中，奠定了如今现代物质文明的基础。

然而传统合金的使用受到经济及生态环保方面的制约，且随着研究者对传统合金的深入开发，兼顾强度与塑性的强化方法的优化空间有限。同时，复杂的金属间化合物，导致合金脆性增加，无法满足现代越来越高的使用需要，且大多数增加强度的冶金机制，往往将导致其延展性的降低。因此，亟待进一步优化合金体系，提高强塑积，优化合金材料的强度与塑性的匹配。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种高锰铁合金及其调控亚稳相的强韧化方法，用以解决现有高锰铁合金材料强韧性差的问题。

本发明是通过以下技术方案实现：

一种高锰铁合金，高锰铁合金中各元素含量按原子百分比计为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～2.26％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。

进一步地，所述高锰铁合金中各元素含量按原子百分比计为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～0.92％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。

一种高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，包括如下步骤：

步骤1：将制备得到的高锰铁合金进行形变处理，行变处理后将高锰铁合金快速取出，然后快速入水冷却；

步骤2：高锰铁合金形变处理后退火，空冷至室温。

进一步地，步骤1中高锰铁合金形变处理的变形量为40％-65％。

进一步地，步骤1中形变处理采用热锻工艺。

进一步地，热锻温度为850-950℃，保温时间为10-15min。

进一步地，步骤2中退火温度为850-950℃，退火时间为1.5h-2.5h，退火后空冷至室温。

所述高锰铁合金的制备方法包括：

步骤11：根据高锰铁合金成分，配制原料并置于真空感应熔炼炉，在氩气氛围中，熔炼、浇铸并随炉冷却，制备铸锭；

步骤12：将铸锭置于氩气氛围中进行重熔、浮渣、炉冷，并切割除去上层含渣部分，制备得到高锰铁合金。

进一步地，步骤11中熔炼为将原料加热至完全熔化并保持60s-120s。

进一步地，步骤12中铸锭重熔的温度控制在1500℃-1600℃，保温时间控制在40h-50h之间；浮渣提纯保温温度为1500～1600℃，保温时间大于48h。

与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：

1、本发明通过调整高锰铁合金体系的碳含量实现对亚稳HCP相的组织占比进行调控，进一步通过形变热处理实现高锰铁合金体系的强韧化。该高锰铁合金具有FCC+HCP的双相结构并且通过TRIP与TWIP效应的耦合强韧化，并利用控制碳含量与形变热处理的方法，通过FCC相中亚稳不全位错与HCP相的逆转变，提高该合金的强韧性。

2、高锰铁合金在形变处理中，高锰铁合金在热锻过程中因外加载荷的作用，发生应力诱发马氏体相变，使得高锰铁合金中的面心立方晶相(FCC)开始转变为六方密排晶相(HCP)，引发TRIP效应，高锰铁合金的强度和塑性得到提高。高锰铁合金在退火阶段，亚稳的堆垛层错会往能量较低的方向运动，形成亚稳的机械HCP相。同时，在退火过程中，亚稳的机械HCP相，会产生退火孪晶，高应变区孪晶的形成，孪晶晶界阻止了该区域滑移的进行，促使其他应变较低的区域通过滑移进行变形，由此造成高锰铁合金的均匀形变，显著推迟缩颈的产生，引发TWIP效应。在TRIP和TWIP效应的协同作用下，使得高锰铁合金塑性得到提高。此外，高锰铁合金中固溶碳原子对FCC相起到稳定作用，可更好的发挥TRIP和TWIP效应。经过碳原子调控与形变处理及退火过程后，高锰铁合金的延伸率由原始的9.3％提高了58％以上，抗拉强度由原始391.8MPa提高到810MPa以上，高锰铁合金的抗拉强度及延伸率均有明显的升高。

3、高锰铁合金中各个元素中碳原子半径比较小，铁锰钴铬四种元素的原子半径大于碳原子半径，碳原子往往会优先固溶。发明人经过大量的研究发现，碳的原子含量在0.92％以内，碳原子可以完全固溶，碳原子含量高于0.92％，开始析出碳化物。本发明中高锰铁合金中控制碳元素的原子含量在2.26％以内，通过调控碳原子含量，实现调控高锰合金组织，获得FCC与HCP双相结构。若高锰铁合金中，碳元素含量高于2.26％时，大量的碳原子会析出大量的碳化物，只能获得大量稳定的FCC相，无法通过形变生成亚稳的HCP相。同时，Mn元素可以调节HCP相的稳定性，并利用形变及退火过程中的温度变化实现回复和再结晶，晶粒再长大和再结晶后实现合金稳定的强韧化。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为高锰铁合金制备与强韧化工艺流程图；

图2为碳含量为0时高锰铁合金热锻退火后光学显微组织示意图；

图3为碳含量为0时高锰铁合金热锻退火后SEM图；

图4为碳含量为0时高锰铁合金经过两次热锻和两次退火前后的维氏硬度对比；

图5为碳含量为0时高锰铁合金热锻退火前后工程应力-应变曲线；

图6为碳含量为0.92％时高锰铁合金热锻退火后光学显微组织示意图；

图7为碳含量为0.92％时高锰铁合金热锻退火后SEM图；

图8为碳含量为0.92％时高锰铁合金经过热锻和两次退火前后的维氏硬度对比；

图9为碳含量为0.92％时高锰铁合金热锻退火前后工程应力-应变曲线；

图10为碳含量为2.26％时高锰铁合金热锻退火后光学显微组织示意图；

图11为碳含量为2.26％时高锰铁合金热锻退火后SEM图；

图12为碳含量为2.26％时高锰铁合金经过热锻和两次退火前后的维氏硬度对比；

图13为碳含量为2.26％时高锰铁合金热锻退火前后工程应力-应变曲线；

图14为碳含量为2.26％时高锰铁合金热锻和退火后的XRD图；

图15为高锰铁合金制备与另一种强韧化工艺流程图。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本发明一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

本发明针对高锰铁合金钢强韧化提供了合金设计与加工的新思路，设计了高锰铁合金体系，利用碳原子的固溶调控亚稳相，通过调整碳含量对亚稳HCP相的组织占比进行调控，并进一步配合形变热处理实现该材料的强韧化，对高锰合金体系增强增韧。

发明人经过大量的研究发现，碳的原子含量在0.92％以内，碳原子可以完全固溶，碳原子含量高于0.92％，会开始析出碳化物。本发明中高锰铁合金中控制碳元素的原子含量在2.26％以内，通过调控碳原子含量，实现调控高锰合金组织，获得FCC与HCP双相结构。同时，Mn元素可以调节HCP相的稳定性，并利用形变及退火过程中的温度变化实现回复和再结晶，晶粒再长大和再结晶后实现合金稳定的强韧化。高锰铁合金的铁锰钴铬四种元素的原子半径大于碳原子半径，碳原子比较小，碳原子往往会优先固溶。

如图1所示，本发明包括合金成分的设计和形变热处理工艺两部分：

第一部分：高锰铁合金体系的熔炼与制备，调整体系碳浓度，获得HCP+FCC双相基体组织，并随着碳浓度增加，体系中逐渐析出碳化物。

第二部分：高锰铁合金体系的形变热处理，将熔炼获得的合金通过热锻或轧制+退火的工艺，FCC+HCP的双相基体组织发生孪晶诱发塑性(TWIP)和相变诱发塑性(TRIP)效应，并同时伴随回复再结晶，从而实现合金的增强增韧。

一方面，本发明提供了一种高锰铁合金，合金中各元素含量按原子百分比计(at.％)为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～2.26％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。

在另外一种可能的设计中，高锰铁合金中各元素含量按原子百分比(at.％)％计为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～0.92％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。

另一方面，本发明提供了上述高锰铁合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤1：根据高锰铁合金的成分，配制原料并置于真空感应熔炼炉中，在氩气氛围中进行熔炼、浇铸并随炉冷却，形成铸锭。

为防止氧化，原料在氩气氛围中进行熔炼。原料在熔炼过程中，原料受热至完全熔化状态，保持1-2min，至原料混合均匀。判断原料混合均匀的标志为熔态金属液中形成涡流。

步骤2：将铸锭置于氩气氛围中进行重熔、浮渣、炉冷，并切割除去上层含渣部分，制备得到高锰铁合金。

具体的，铸锭进行重熔的温度控制在1500℃-1600℃，保温时间控制在40h-50h。铸锭重熔后进行浮渣提纯，浮渣提纯温度为1500～1600℃，保温时间大于48h，去除上层含渣部分，得到高锰铁合金。制备得到的高锰合金为热力学FCC相与热力学HCP相。

需要说明的是，本发明中高锰铁合金重熔、浮渣提纯的过程进行至少一次。高锰铁合金进行重熔与浮渣提纯的次数与钢锭熔炼效果有关。

本发明的一个具体实施例，高锰铁合金的制备方法如下：

步骤1：根据合金成分配比，配制原料置于球形底的石英坩埚内，放置在真空感应熔炼炉的感应线圈中，在氩气氛围中，加热熔炼保持1-2min，至原料受热完全熔化状态并混合均匀，随后浇铸至平底石英坩埚中并炉冷，形成铸锭。

步骤2：将铸锭置于氩气氛围中重熔，保温温度为1500-1600℃，保温40-50h，浮渣，炉冷，切割除去上层含渣部分。将一次除渣后的铸锭表面打磨，去除氧化皮，重复浮渣提纯操作。

另一方面，本发明提供上述高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，如图1所示，包括如下步骤：

步骤1：对高锰铁合金进行形变处理；

具体的，采用热锻工艺对高锰铁合金进行形变处理，将制备好的高锰铁合金进行热锻保温，热锻保温温度850-950℃，热锻保温时间10-15min，快速取出，水冷至室温。

示例性地，热锻工艺可采用空气锤锻打，空气锤锻打至变形量为45％-65％，快速入水冷却。当变形量低于45％，影响对高锰铁合金后期的强韧化效果，变形量太高，会发生碳化物析出，脆性增加，造成在热处理过程中合金表面开裂。

需要进行说明的是，高锰铁合金在热锻过程因外加载荷的作用，发生应力诱发马氏体相变，使得高锰铁合金中的面心立方(FCC)开始转变为六方密排(HCP)，引发TRIP效应，高锰铁合金的强度和塑性得到提高。

步骤2：高锰铁合金形变处理后水冷，然后进行退火热处理；

高锰铁合金在热锻形变处理后进行退火热处理，退火温度控制在850-950℃，退火时间为1.5-2.5h；退火后空冷至室温。在退火阶段，亚稳的堆垛层错会往能量较低的方向运动，形成亚稳的机械HCP相。同时，在退火过程中，亚稳的机械HCP相，会产生退火孪晶，高应变区孪晶的形成，孪晶晶界阻止了该区域滑移的进行，促使其他应变较低的区域通过滑移进行变形，由此造成高锰铁合金的均匀形变，推迟缩颈的产生，引发TWIP效应。

本发明通过形变处理和退火热处理结合的强韧化过程，高锰铁合金获得FCC和亚稳HCP双相结构，在TRIP和TWIP效应的协同作用下，使得高锰铁合金塑性得到提高。同时，高锰铁合金中的固溶的碳原子对FCC相起到稳定作用，可更好的发挥高锰铁合金中的TRIP和TWIP效应，高锰铁合金的抗拉强度及延伸率均有明显的升高。

本发明中高锰铁合金进行形变处理时，热锻进行至少一次；退火工艺进行至少一次。根据高锰合金材料对性能的需求，可设置多次的热锻与退火热处理操作。

本发明的一个具体实施例中，如图15所示，高锰合金进行形变处理时，采用两次热锻与两次退火的热处理工艺，两次热锻与两次退火交替进行。具体地：

第一次热锻：温度控制在850-950℃，保温时间保持在10-15min，水冷至室温。第一次热锻后，高锰铁合金的变形量为55％-65％。

第一次退火：高锰铁合金第一次热锻后水冷进行第一次退火；退火温度控制在850-950℃，保温时间在2h以上，优选地，2-2.5h；第一次退火后水冷至室温。

第二次热锻：温度控制在850-950℃，保温时间10-15min，水冷至室温。第二次热锻后变形量为40％-50％。第二次热锻后水冷至室温。

第二次退火；第二次退火温度控制在850-950℃，保温时间1h-1.5h，第二次退火后空冷至室温。

本发明中将高锰铁合金中含碳量控制为0-2.26％时，高锰铁合金通过固溶的碳原子调控组织，利用热锻和退火热处理，获得FCC和亚稳的机械HCP双相结构，同时通过固溶的碳原子稳定FCC相，更好的发挥TRIP和TWIP效应。若高锰铁合金中，碳的原子含量高于2.26％时，大量的碳稳定FCC相，使其无法通过切变生成HCP相，通过控制碳含量来保证亚稳的HCP相的存在以提供强度，同时Mn元素可以调节HCP相的相稳定性，并利用形变及退火过程中的回复再结晶，可以实现合金稳定的强韧化。

本发明将高锰TRIP钢与合金的设计思想相结合，控制碳的含量，配合通过形变处理和退火热处理的强韧化操作，获得FCC基体组织和亚稳的HCP相的双相结构，探索基于双相结构+TRIP+TWIP联合强韧化的新思路。本发明能促进碳元素在高锰铁合金体系中合金化原理的探索和应用的拓展，并能够从调控相结构的成分出发，充分发挥TRIP和TWIP效应，对提高钢的强塑积，优化强塑性匹配具有积极的意义。

实施例1

实施例1提供了一种高锰铁合金，各元素的原子百分比(at.％)为：Fe：50％，Mn：28％，Co与Cr为等原子比，均为11％，C：0％。

该高锰铁合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤1：根据合金成分配比，配制原料置于球形底的石英坩埚内，放置在真空感应熔炼炉的感应线圈中，在氩气氛围中，加热熔炼保持90s，至原料受热完全熔化状态并混合均匀，随后浇铸至平底石英坩埚中并炉冷，形成铸锭；

步骤2：将铸锭置于氩气氛围中高温重熔，保温温度为1550℃，保温50h，浮渣，炉冷，切割除去上层含渣部分；

步骤3：将步骤2中的铸锭一次除渣后的铸锭表面打磨，去除氧化皮，重复步骤2进行第二次重熔与浮渣提纯，得到高锰铁合金。

将制备得到的高锰铁合金进行调控亚稳相的强韧化方法，包括如下步骤：

步骤1：将制备得到的高锰铁合金进行热锻，热锻温度为900℃，保温时间为15min，热锻后将高锰铁合金快速取出，采用空气锤锻打至变形量为50％，快速入水冷却。

步骤2：高锰铁合金在氩气氛围中进行退火，退火温度为950℃，退火保温时间2h，空冷至室温。

高锰铁合金经强韧化后，延伸率由铸态的9.3％提高到了38.3％，抗拉强度由铸态391.8MPa提高到786.2MPa。采用光学显微镜观察经过形变处理和退火后的光学显微组织，如图2，可以看出，实施例1中高锰铁合金的晶粒因热锻而破碎，变得更为细小，且具有取向性。

采用扫描电子显微镜(SEM)对合金的表面形貌及微观组织形貌进行分析，如图3，结合图2可以看到，实施例1中高锰铁合金表面产生了明显的浮凸现象，即热锻过程中发生了应力诱发马氏体相变，FCC相转变为HCP相。

图4为实施例1高锰铁合金经过热锻和退火前后的维氏硬度对比，可以看出经过热锻和退火后，高锰铁合金维氏硬度值比铸态下有所提升。

利用拉伸机测量实施例1中高锰铁合金热锻退火前后工程应力-应变曲线，如图5。从图中可以看出原始状态下碳含量为0时，高锰铁合金屈服强度、抗拉强度，延伸率性能很差。强韧化处理后，经过热锻和退火后，其屈服强度、抗拉强度，延伸率均有大幅提高。

实施例2

实施例2提供了一种高锰铁合金，各元素的原子百分比(at.％)为：Fe：49.53％，Mn：29.75％，Co与Cr为等原子比，均为9.9％，C：0.92％。

本实施例中高锰铁合金的制备方法与和强韧化方法与实施例1中相同。

本实施例还提供了上述高锰铁合金的调控亚稳相的强韧化方法，包括如下步骤，与实施例1中不同的是，采用空气锤锻打至变形量为55％。

通过热锻和退火后，延伸率为58.08％，抗拉强度达到809.5MPa，与铸态相比，在几乎不损失塑性的前提下，抗拉强度为1.6倍，强塑积由原来的29.8GPa·％，提高到47.2GPa·％。

采用光学显微镜观察经过热锻和退火后的光学显微组织，如图6，可以看出，实施例2中高锰铁合金的晶粒因热锻而破碎，变得更为细小，且具有取向性。

采用扫描电子显微镜(SEM)对合金的表面形貌及微观组织形貌进行分析，如图7，结合图6可以看到，实施例2中高锰铁合金表面产生了明显的浮凸现象，即热锻过程中同样发生了应力诱发马氏体相变，FCC相转变为HCP相。

图8为实施例2高锰铁合金经过热锻和退火前后的维氏硬度对比，可以看出经过热锻和退火后，高锰铁合金维氏硬度值比铸态下略有提升。

利用拉伸机测量实施例2中高锰铁合金热锻退火前后工程应力-应变曲线，如图9。从图中可以看出含碳量为0.92％高锰铁合金经过热锻与退火后的延伸率几乎没有改变，但屈服强度以及抗拉强度均有大幅提高，使得材料在保证塑性的前提下，强度得到了大幅提高。

实施例3

实施例3提供了一种高锰铁合金，各元素的原子百分比(at.％)为：Fe：48.88％，Mn：29.3％，Co与Cr为等原子比，均为9.78％，C：2.26％。

本实施例中高锰铁合金的制备方法和强韧化的方法与实施例1中相同。与实施例1中不同的是，热锻后的高锰铁合金变形量为52％。

在热锻及锻后退火中，因碳原子扩散导致的大量碳化物析出，使得其虽然抗拉强度由687.1MPa提高至919.7MPa，但延伸率却由137.1％大幅度下降至34.8％。

采用光学显微镜观察经过热锻和退火后的光学显微组织，如图10，可以看出，实施例3中高锰铁合金的晶粒因热锻而破碎，变得更为细小，且具有取向性。

采用扫描电子显微镜(SEM)对合金的表面形貌及微观组织形貌进行分析，如图11，结合图10可以看到，实施例3中高锰铁合金热锻后，碳化物大量析出，且沿同一方向呈条带状分布。

图12为实施例3高锰铁合金经过热锻和退火前后的维氏硬度对比，可以看出经过热锻和退火后，含碳量为2.26％高锰铁合金维氏硬度值比铸态下有大幅提高，且经过热锻后合金维氏硬度值有大幅提高，退火后硬度值略有降低。

利用拉伸机测量实施例3中高锰铁合金热锻退火前后工程应力-应变曲线，如图13。从图中可以看出高锰铁合金屈服强度、抗拉强度均有提高，但延伸率降低。

综合实施例1、2、3可以看出热锻退火后，本发明通过调控碳元素的含量，使其在高锰铁合金体系中达到有效固溶，发挥FCC和HCP的双相优势与TWIP、TWIP效应的耦合强韧化，同时，在形变处理与热处理工艺中，还可以合理调节变形量，利用FCC相的亚稳不全位错，与HCP相逆转变的关系，继续提高该合金的强韧性。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种高锰铁合金，其特征在于，所述高锰铁合金中各元素含量按原子百分比计为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～2.26％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。

2.根据权利要求1所述的高锰铁合金，其特征在于，所述高锰铁合金中各元素含量按原子百分比计为：Fe：40％～60％，Mn：25％～32％，Co：8％～12％，Cr：8％～12％，C：0～0.92％，其中Co与Cr为等原子比，各元素原子百分比之和为100％。

3.一种高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，用于权利要求1～2所述的高锰铁合金的强韧化，其特征在于，包括如下步骤：

步骤1：将制备得到的高锰铁合金进行形变处理，形变处理后将高锰铁合金快速取出，然后快速入水冷却；

步骤2：高锰铁合金形变处理后退火，空冷至室温。

4.根据权利要求3中所述高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，所述步骤1中高锰铁合金形变处理的变形量为40％-65％。

5.根据权利要求3中所述高锰铁合金的调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，所述步骤1中形变处理采用热锻工艺。

6.根据权利要求5中所述高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，所述热锻温度为850-950℃，热锻保温时间为10-15min。

7.根据权利要求3中所述高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，所述步骤2中退火温度为850-950℃，退火时间为1.5h-2.5h，退火后空冷至室温。

8.根据权利要求3-7所述的高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，步骤1中所述的高锰铁合金的制备方法包括：

9.根据权利要求8所述的高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，所述步骤11中熔炼为将原料加热至完全熔化并保持60s-120s。

10.根据权利要求8所述的高锰铁合金调控亚稳相的强韧化方法，其特征在于，所述步骤12中铸锭重熔的温度控制在1500℃-1600℃，保温时间控制在40h-50h之间；浮渣提纯保温温度为1500～1600℃，保温时间大于48h。