專利名稱：制造高溫強(qiáng)度性質(zhì)優(yōu)良的ods的馬氏體鋼的方法
背景技術(shù)：
本發(fā)明涉及一種制造具有優(yōu)良高溫強(qiáng)度、用氧化物分散體強(qiáng)化(ODS)的馬氏體鋼的方法。
本發(fā)明的氧化物分散體強(qiáng)化馬氏體鋼可以有益地用作快速增殖反應(yīng)堆的燃料包層管材、核融合反應(yīng)器的第一層壁材、熱電站材料等，這些都需要優(yōu)良的高溫強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度。
雖然奧氏體不銹鋼迄今一直被用于核反應(yīng)器的部份構(gòu)件、特別是需要優(yōu)良的高溫強(qiáng)度和對(duì)中子照射的耐受力的快速反應(yīng)堆中，但它們對(duì)于輻射的耐受力、諸如耐溶脹性，卻是有限的。另一方面，馬氏體不銹鋼具有不良高溫強(qiáng)度的缺點(diǎn)，雖然它們對(duì)于輻射的耐受性是優(yōu)良的。
這樣，氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼就被開發(fā)作為能結(jié)合輻射耐受性和高溫強(qiáng)度的材料，并已提出通過往氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼中加入Ti，從而很好地分散氧化物顆粒，來改善其高溫強(qiáng)度的技術(shù)。
例如，日本專利公開No.5-18897/1993公開了一種回火的氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼，它包含，按重量％表示，0.05至0.25％C，不多于0.1％Si，不多于0.1％Mn，8至12％Cr(排除12％)，共計(jì)0.1至4.0％的Mo+W，不多于0.01％的O(排除Y2O3和TiO2中的O)，其余％為Fe和不可避免的雜質(zhì)。其中包含Y2O3和TiO2的復(fù)合氧化物顆粒具有不大于1,000埃的平均粒徑，在基質(zhì)中均勻分散的Y2O3+TiO2的總量為0.1至1.0％，分子比率TiO2/Y2O3值在0.5至2.0范圍內(nèi)。
然而，即使當(dāng)氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼，通過按日本專利公開No.5-18897/1993所公開的那樣調(diào)節(jié)Y2O3和TiO2的總量和這些氧化物的比率而生產(chǎn)出來，仍然會(huì)有這樣的情況，即氧化物顆粒不能很好地以均勻的方式被分散，并導(dǎo)致在這種情況下所期望的改善高溫強(qiáng)度的效果不能達(dá)到。
發(fā)明概述這樣，本發(fā)明的一個(gè)目的是，提供一種方法，它能可靠地提供晶粒，在其中氧化物顆粒能以高密度、很均勻地被分散，結(jié)果，就能制造出展現(xiàn)優(yōu)良高溫強(qiáng)度的氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼。
發(fā)明人已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼用下述方法制造時(shí)，高溫強(qiáng)度即能可靠地改善，這種方法包括把原料粉末置于機(jī)械合金化處理，固化得到的合金化粉末并實(shí)施熱擠出，并把得到的擠壓過的固化材料置于最終的熱處理，后者包括正火和回火熱處理；改善效果是通過在熱擠出過程中防止α至γ晶粒的轉(zhuǎn)化反應(yīng)發(fā)生并增加殘余α-晶粒的比例來達(dá)成的，在α-晶粒中氧化物顆粒是以高密度很好地被分散；進(jìn)一步，殘余α-晶粒的比例還可通過調(diào)節(jié)鋼中的過量氧含量(即鋼中氧含量減去Y2O3中的氧含量所得的值)到預(yù)定的范圍之內(nèi)來增加，從而完成本發(fā)明。
一種制造含有殘余α-晶粒并具有優(yōu)良高溫強(qiáng)度的氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼的方法，它包括混合元素粉末式合金粉末以及Y2O3粉末，以形成一種混合的粉末；把混合的粉末置于機(jī)械合金化處理以形成一種合金化的粉末；通過熱擠出固化這種合金化的粉末以形成擠出的固化材料；把這種擠出的固化材料置于最終的熱處理，后者包括正火和回火熱處理，從而制造出氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼，其中包含，按重量％表示，0.05至0.25％C，8.0至12.0Cr，0.1至4.0％W，0.1至1.0％Ti，0.1至0.5％Y2O3，其余％為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中Y2O3顆粒被分散在鋼中，其特征為在熱擠出過程中不允許α至γ晶粒的轉(zhuǎn)化反應(yīng)發(fā)生，并且通過控制置于機(jī)械合金化處理的粉末中的混合物比率來增加殘余α-晶粒的比例，而氧化物顆粒是以高密度分散在殘余α-晶粒中的，控制粉末中的混合物比率應(yīng)使鋼中的過量氧含量滿足0.22×Ti＜ExO＜0.32-8C/3+2Ti/3其中ExO鋼中的過量氧含量，按重量計(jì)的％，Ti鋼中的Ti含量，按重量計(jì)的％，C鋼中的C含量，按重量計(jì)的％，其中過量氧含量ExO是把鋼中總的氧含量減去Y2O3中的氧含量所獲得的值，假定所有Y都是以Y2O3的形式存在，并按下列表達(dá)式進(jìn)行計(jì)算ExO＝O總含量-0.27Y其中O總含量鋼中總的氧含量，按重量計(jì)的％，Y鋼中Y的量，按重量計(jì)的％。
順便提及，在本說明書以下的描述中，除非另外說明，不然“％”均指“重量％”。
在本發(fā)明中，在熱擠出過程中產(chǎn)生的殘余α-晶粒的比例，可通過適當(dāng)調(diào)節(jié)進(jìn)行機(jī)械合金化處理的粉末混合物、使鋼中的過量氧含量在預(yù)定的范圍以內(nèi)而增加。分散在殘余α-晶粒中的氧化物顆粒，比熱擠出過程中由α至γ晶粒的轉(zhuǎn)化反應(yīng)所產(chǎn)生的轉(zhuǎn)化γ-晶粒中分散的氧化物顆粒更精細(xì)，并有更高的密度。結(jié)果，按照本發(fā)明，增加熱擠出過程中產(chǎn)生的殘余α-晶粒的比例，就可以獲得具有優(yōu)良高溫強(qiáng)度的氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼。
附圖簡(jiǎn)述

圖1顯示各試驗(yàn)材料的透視式電子顯微照片。
圖2顯示分散的氧化物顆粒平均粒徑的測(cè)定結(jié)果。
圖3顯示各試驗(yàn)材料金相結(jié)合的光學(xué)電子顯微照片。
圖4A和4B是顯示每種試驗(yàn)材料殘余α-晶粒的維克斯硬度和面積比率的圖形。圖4A顯示對(duì)TiOx的依賴性，圖4B顯示對(duì)評(píng)估的溶解C的數(shù)量的依賴性。
圖5A和5B是顯示每種試驗(yàn)材料高溫強(qiáng)度的圖形。圖5A顯示蠕變破裂強(qiáng)度的試驗(yàn)結(jié)果，圖5B顯示抗張強(qiáng)度的試驗(yàn)結(jié)果。
圖6A和6B是顯示為通過增加殘余α-晶粒的數(shù)量來改善高溫強(qiáng)度所需溶解C的數(shù)量范圍。圖6A顯示在700℃1000小時(shí)蠕變破裂強(qiáng)度對(duì)評(píng)估的溶解C(Cs)的依賴性，圖6B顯示抗張強(qiáng)度對(duì)評(píng)估的溶解C(Cs)的依賴性。
圖7A和7B是顯示為通過增加殘余α-晶粒的數(shù)量來改善高溫強(qiáng)度所需的TiOx范圍。圖7A顯示在700℃1000小時(shí)蠕變破裂強(qiáng)度對(duì)TiOx的依賴性，圖7B顯示抗張強(qiáng)度對(duì)TiOx的依賴性。
圖8是表示每種試驗(yàn)材料的Ti含量值和過量氧含量之間的關(guān)系圖形。
本發(fā)明優(yōu)選的實(shí)施方案下面將敘述本發(fā)明氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼的化學(xué)組成以及對(duì)其組成的限制的理由。
Cr(鉻)是一種為保證對(duì)腐蝕具有耐受性的元素，如果Cr含量小于8.0％，則腐蝕耐受性的惡化變得很明顯。但如果Cr含量超過12％，則擔(dān)心緊韌性和延展性會(huì)降低。因此，Cr含量應(yīng)在8.0至12.0％。
當(dāng)Cr含量在8.0至12.0％時(shí)，必須使C(碳)包含的量不低于0.05％，以使其結(jié)構(gòu)是穩(wěn)定的馬丁結(jié)構(gòu)。這種馬丁結(jié)構(gòu)是通過在1,000至1,150℃進(jìn)行正火熱處理并在700℃至800℃進(jìn)行回火熱處理而獲得的。C含量愈高，沉淀的碳化物(M23C6、M6C等)的量也愈多，同時(shí)高溫強(qiáng)度增加。然而，如果包含的碳數(shù)量超過0.25％，加工性能就會(huì)變壞。因此，C含量應(yīng)為0.05至0.25％％。
W(鎢)是一種重要的元素，它以固體溶液狀態(tài)溶解進(jìn)入合金以改善高溫強(qiáng)度，并且加入的量不低于0.1％。高的W含量將由于固體溶液強(qiáng)化作用、碳化物(M23C6、M6C等)沉淀的強(qiáng)化作用以及金屬間化合物沉淀的強(qiáng)化作用而改進(jìn)蠕變破裂強(qiáng)度。然而，如果W含量超過4.0％。則δ-鐵素體增加并反過來使強(qiáng)度降低。所以，W含量應(yīng)為0.1至4.0％。
Ti(鈦)在Y2O3的分散強(qiáng)化作用以及通過與Y2O3反應(yīng)形成復(fù)合氧化物Y2TiO7或Y2Ti2O5過程中起著重要的作用，從而具有很好地分散氧化物顆粒的功能。這一作用當(dāng)Ti含量超過1.0％時(shí)傾向于達(dá)到飽和水平，并且在Ti含量低于0.1％時(shí)很好地分散作用很小，因此，Ti含量應(yīng)為0.1至1.0％。
Y2O3是一種重要的添加物，它由于具有分散強(qiáng)化作用而改善高溫強(qiáng)度。當(dāng)Y2O3含量低于0.1％時(shí)，分散強(qiáng)化作用很小從而強(qiáng)度較低。相反，當(dāng)Y2O3包含的數(shù)量超過0.5％時(shí)，硬化作用會(huì)顯著地發(fā)生，從而使加工性成為問題。因此，Y2O3的含量應(yīng)為0.1至0.5％。
下面描述的方法可被用作本發(fā)明的氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼的一般制造方法。將上述以元素粉末或合金粉末形式的組份與Y2O3粉末混合，從而獲得目標(biāo)組合物。這種獲得的粉末混合物被置于機(jī)械合金化工藝，后者包括將粉末混合物裝入一臺(tái)高能超微磨碎機(jī)中，并在Ar氣體保護(hù)下攪拌這種混合物。然后，得到的合金粉末被填充到由低碳鋼制成的囊中供擠出操作之用。把鋼囊脫氣并密封，進(jìn)行熱擠出，例如，以7至8∶1的擠出比率在1,150℃至1,200℃實(shí)施擠出從而使合金化的粉末固化。固化后的材料被置于最終的熱處理，后者包括正火和回火熱處理，例如，正火熱處理(1,050℃×1小時(shí)，空氣冷卻)+回火熱處理(780℃×1小時(shí)，空氣冷卻)。
在氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼中，依賴于它的化學(xué)組成會(huì)出現(xiàn)兩種情況；即，一種情況是，在熱擠出過程中發(fā)生完全的α至γ晶粒的轉(zhuǎn)化反應(yīng)從而形成由轉(zhuǎn)化成的γ晶粒組成的單相結(jié)構(gòu)；另一種情況是α至γ晶粒的轉(zhuǎn)化反應(yīng)沒有完全地發(fā)生，但產(chǎn)生保留在α相的殘余α-晶粒，從而形成雙相結(jié)構(gòu)。轉(zhuǎn)化的γ晶粒是通過隨后的熱處理而轉(zhuǎn)化的，例如，轉(zhuǎn)化為馬丁晶粒是通過將該種晶粒置于正火熱處理并將該種晶粒置于爐冷卻熱處理而轉(zhuǎn)化為α-晶粒。(此后，在本說明書中，轉(zhuǎn)化的γ晶粒、轉(zhuǎn)化的馬丁晶粒和轉(zhuǎn)化的α-晶粒在一起共稱為“轉(zhuǎn)化的晶?！?。)另一方面，在熱擠出過程中，殘余的α-晶粒即使將它們置于隨后的熱處理也仍然保留在α-相中，而在α-晶粒中分散的氧化物顆粒比起在轉(zhuǎn)化的晶粒中分散的氧化物顆粒更精細(xì)，并具有更高的密度。
按此，一種氧化物顆粒能在其中以高密度很好地分散的結(jié)構(gòu)，可通過在熱擠出過程中，盡可能多地增加殘余的α-晶粒而獲得。在本發(fā)明中，在熱擠出過程中，殘余α-晶粒的比例是將鋼中的過量氧含量保持在預(yù)定范圍內(nèi)來增加的，過量氧含量可通過配制機(jī)械合金化處理一步原料中混合物比率來調(diào)節(jié)，特別是其中的Ti含量。表1集中地顯示出氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼的試驗(yàn)材料的目標(biāo)組成以及這種組成的特點(diǎn)。
表1
在每種試驗(yàn)材料中，或者是元素粉末、或者是合金粉末，和Y2O3粉末被摻合在一起而獲得目標(biāo)組成，將它投入高能超微磨碎機(jī)中，此后通過在Ar氛圍保護(hù)下進(jìn)行攪拌而置于機(jī)械合金化處理。超微磨碎機(jī)的轉(zhuǎn)數(shù)為大約每分鐘200轉(zhuǎn)(rpm)，攪拌時(shí)間為大約48小時(shí)。得到的合金化的粉末被填充到低碳鋼制成的囊中，在真空高溫下脫氣，然后以7至8∶1的擠出比率在大約1,150℃至1,200℃條件下進(jìn)行熱擠出操作，從而獲得熱擠出的棒型材料。
在表1中顯示的每種試驗(yàn)材料中，不僅加入了Y2O3粉末，也加入了Ti，以便通過形成Ti和Y的復(fù)合氧化物來試圖很好地、高密度地分散要分散的氧化物顆粒。Mm11、E5和E7是具有基本組成的標(biāo)準(zhǔn)材料，T14是一種具有稍為高一點(diǎn)過量氧含量的鋼。T3是這樣一種鋼，在其中往基本組成中加入了不穩(wěn)定的氧化物(Fe2O3)以便增加過量氧含量，T4是其中Ti含量相對(duì)于基本組成為高的鋼；T5是一種鋼，其中Ti含量已增加到約0.5％，并且加入了不穩(wěn)定氧化物(Fe2O3)來增加過量氧含量。
在Y1、Y2和Y3中，代替Y2O3粉末加入的是Y粉末。具體地說，通過加入金屬Y粉末并且不加入不穩(wěn)定的氧化物(Fe2O3)，使Y1的目標(biāo)過量氧含量為0％。Y2和Y3分別具有的目標(biāo)氧含量為0.04％和0.08％，是通過分別加入0.15％和0.29％Fe2O3粉末和金屬Y粉末而實(shí)施的。
表2集中顯示了按上述方法制備的每種試驗(yàn)材料的化學(xué)分析結(jié)果。
表2
(1)氧化物的分散狀態(tài)如上所述，在氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼中，依賴于其化學(xué)組成會(huì)有兩種情況，即，一種情況是在熱擠出過程中發(fā)生了α完全轉(zhuǎn)化為γ，形成轉(zhuǎn)化的γ晶粒的單相結(jié)構(gòu)，另一種情況是α轉(zhuǎn)化為γ晶粒沒有完全地發(fā)生，但產(chǎn)生殘留在α-相中的殘余α-晶粒，從而形成兩相結(jié)構(gòu)。
圖1顯示在每種試驗(yàn)材料Mm11、T5和T3中殘余的α-晶粒和轉(zhuǎn)化的α-晶粒的薄膜透射式電子顯微照片。順便提及，圖1中的電子顯微照片是相應(yīng)于這樣的結(jié)構(gòu)，后者是把每種試驗(yàn)材料置于熱擠出操作條件下，然后把得到的材料置于爐中作冷卻熱處理，其中以低的冷卻速率完成緩慢冷卻而獲得的，以便讓人容易觀察到氧化物顆粒。當(dāng)轉(zhuǎn)化的γ-晶粒，它是通過在熱擠出操作過程中α至γ的轉(zhuǎn)化反應(yīng)轉(zhuǎn)化形成的γ晶粒，被置于爐中進(jìn)行冷卻熱處理時(shí)，γ至α的轉(zhuǎn)化就會(huì)發(fā)生從而形成轉(zhuǎn)化的α-晶粒。相反，在熱擠出操作過程中沒有經(jīng)受α至γ轉(zhuǎn)化的殘余α-晶粒即使把它置于爐中進(jìn)行冷卻熱處理，也仍然保留為精細(xì)的α-晶粒。Mm11(一種等價(jià)于E7的材料)具有低的過量氧含量，T5具有高的Ti含量，它們形成雙相結(jié)構(gòu)，后者是由爐中冷卻熱處理產(chǎn)生的轉(zhuǎn)化的α-晶粒(粗晶粒)和即使置于爐中冷卻熱處理也不會(huì)遭受轉(zhuǎn)化的殘余α-晶粒(精細(xì)晶粒)所組成的。另一方面，T3具有高的過量氧含量，它形成由轉(zhuǎn)化的α-晶粒(粗晶粒)所組成的單相結(jié)構(gòu)。換言之，在T3的熱擠出操作過程中已經(jīng)發(fā)生了完全的α至γ的轉(zhuǎn)化反應(yīng)，而在Mm11和T5的熱擠出操作過程中已經(jīng)產(chǎn)生殘余的α-晶粒，它沒有遭受α至γ的轉(zhuǎn)化反應(yīng)。
圖2顯示通過圖1中透射式電子顯微照片的圖像分析所測(cè)定的分散氧化物顆粒平均粒徑的結(jié)果。如從圖2中了解到的那樣，在殘余的α-晶粒中分散的氧化物顆粒大小被細(xì)分成顆粒大小約為在轉(zhuǎn)化的α-晶粒中的氧化物分散體顆粒大小的一半。從這些結(jié)果可以清楚看出，為獲得對(duì)改進(jìn)高溫強(qiáng)度具有重要性的精細(xì)分散和高密度的氧化物顆粒結(jié)構(gòu)，引入殘余的α-晶粒是有效的。
(2)殘余α-晶粒數(shù)量的控制殘余α-晶粒形成的比例依賴于C的數(shù)量，后者是強(qiáng)的γ-模型元素。具體地說，當(dāng)基質(zhì)中C的數(shù)量被抑制得低時(shí)，在熱擠壓和最終在1050℃進(jìn)行的熱處理期間α向γ的轉(zhuǎn)化反應(yīng)即降低，從而增加了殘余α-晶粒的比例。
雖然為了精細(xì)地分散氧化物顆粒，而把Ti加入氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼中，但因?yàn)門i具有強(qiáng)的碳化物形成的親合力，因此過量加入Ti將由于形成Ti的碳化物而減少基質(zhì)中溶解的C的數(shù)量，并增加殘余的α-晶粒。不過，因?yàn)檫^量氧含量的過度減少降低了分散的氧化物顆粒的數(shù)量密度，殘余α-晶粒將由于分散的氧化物顆粒產(chǎn)生的對(duì)轉(zhuǎn)化反應(yīng)抑制效應(yīng)的減低而減少。另一方面，因?yàn)門i氧化物比Ti碳化物更穩(wěn)定，過量氧含量的增加由于形成Ti氧化物而抑制了Ti碳化物的形成，于是增加了基質(zhì)中溶解的C的數(shù)量，并因此在熱擠出過程和最終在1050℃的熱處理過程中產(chǎn)生合適的α至γ轉(zhuǎn)化反誣蔑尖并減少了殘余的α-晶粒。由于上述理由，就可以理解只要控制過量氧含量和Ti含量就可以使殘余α-晶粒的比例受到控制。例如，當(dāng)把TiOx(ExO/Ti的原子百分?jǐn)?shù)比率)用作控制參數(shù)時(shí)，TiOx降低使Ti碳化物的形成變得容易，降低了基質(zhì)中溶解C的數(shù)量，從而增加了殘余α-晶粒的數(shù)量。
殘余的α-晶粒在熱擠壓過程中，被拉伸而形成伸長(zhǎng)的晶粒，它即使被置于隨后的正火和回火熱處理以后也仍然保持原狀。另一方面，在熱擠壓過程中經(jīng)受α至γ轉(zhuǎn)化反應(yīng)而轉(zhuǎn)化形成的γ-晶粒也被拉伸而形成伸長(zhǎng)的晶粒，但這些晶粒在隨后的正火和回火熱處理時(shí)，被分裂為等軸的馬丁晶粒。這樣，就可能在正火和回火熱處理以后，通過金相結(jié)構(gòu)來測(cè)定，即拉長(zhǎng)的晶粒是殘余的α-晶粒，精細(xì)的等軸晶粒是轉(zhuǎn)化的晶粒(馬丁晶粒)。
圖3顯示Ti含量和過量氧含量不同的各別試驗(yàn)材料，在經(jīng)過正火和回火熱處理后，其金相結(jié)構(gòu)的光學(xué)顯微照片。對(duì)于以下幾種材料，即其中加入0.2％Ti的試驗(yàn)材料、T3材料、其中過量氧含量增加、以及Y1和Y2材料，其中過量氧含量通過加入金屬Y而降低，都具有精細(xì)和等軸的轉(zhuǎn)化晶粒(馬丁晶粒)，而標(biāo)準(zhǔn)材料E7(一種等價(jià)于Mm11的材料)，它的過量氧含量在0.08％左右，則具有這樣一種結(jié)構(gòu)，其中拉長(zhǎng)的殘余α-晶粒和精細(xì)的等軸轉(zhuǎn)化晶粒(馬丁晶粒)被混合在一起。此外，T5，其中過量氧含量增加，也具有雙相結(jié)構(gòu)，其中拉長(zhǎng)的殘余α-晶粒和精細(xì)的等軸轉(zhuǎn)化晶粒(馬丁晶粒)被混合在一起，因?yàn)門i含量值高達(dá)0.46％。這些結(jié)果顯示過量氧含量的降低和Ti含量的增加對(duì)于形成殘余α-晶粒是有效的，但過度降低過量氧含量則將減少殘余α-晶粒?？梢哉J(rèn)為由于過度降低過量氧含量，殘余α-晶粒的減少已經(jīng)發(fā)生，因?yàn)橛裳趸锏姆稚Ⅲw造成的轉(zhuǎn)化反應(yīng)抑制效應(yīng)已經(jīng)通過氧化物顆粒的數(shù)量密度的降低而降低。
殘余α-晶粒的比例愈高，鋼的硬度也愈高，因?yàn)檠趸镱w粒是精細(xì)地以高密度分散在殘余α-晶粒中。圖4A顯示的是每種試驗(yàn)材料的維克斯硬度對(duì)TiOx的依賴性。此外，圖4A也顯示出殘余α-晶粒的面積率(％)作為參考，該值是通過把每種試驗(yàn)材料的金相結(jié)構(gòu)分類成兩種色澤來計(jì)算的，即，白色拉長(zhǎng)的晶粒區(qū)域指示殘余的α-晶粒，而黑色區(qū)域指示轉(zhuǎn)化的晶粒(馬丁晶粒)。從圖4A可以看出，在TiOx值在1左右時(shí)維克斯硬度達(dá)到它的峰值。因?yàn)榫S克斯硬度反映了殘余α-晶粒的比例，可以認(rèn)為在TiOx值在1左右時(shí)殘余α-晶粒也達(dá)到它的峰值。在TiOx值＞1.0范圍內(nèi)殘余α-晶粒隨TiOx值的增加而減少是由于基質(zhì)中的溶解C的數(shù)量通過形成Ti碳化物而減少的原故。順便提及，可以認(rèn)為在TiOx＜1的范圍內(nèi)殘余α-晶粒的減少是源于分散的氧化物顆粒的數(shù)值密度的減小，從而降低了由分散的顆粒造成的對(duì)轉(zhuǎn)化反應(yīng)的抑制效應(yīng)。
圖4B是顯示每種試驗(yàn)材料在圖4A中TiOx＞1.0的情況下，維克斯硬度和殘余α-晶粒的面積率(％)對(duì)估計(jì)的溶解C數(shù)量依賴性的定量評(píng)估結(jié)果。這里，在基質(zhì)中溶解的C的評(píng)估數(shù)量是按照下面的表達(dá)式來計(jì)算的，該表達(dá)式基于這樣的假定，即Ti優(yōu)選與過量氧反應(yīng)而形成TiO2，并且其余的Ti與C一起形成TiC從而減少了基質(zhì)中溶解C的數(shù)量Cs＝C-CTiC...(1)CTiC＝{(Ti/48)-(ExO/16×2)}×12 ...(2)其中Cs溶解C的評(píng)估量(按重量計(jì)的％)，C加入C的數(shù)量(按重量計(jì)的％)，CTiC形成TiC消耗的C的量，Ti加入的Ti量(按重量計(jì)的％)，
ExO過量的氧含量(按重量計(jì)的％)。
由圖4B可以看出，Ti含量的增加或過量氧含量的降低減少了基質(zhì)中溶解C的數(shù)量，從而增大了維克斯硬度，即增加了殘余α-晶粒的比例。
由于上述理由可以認(rèn)為，殘余的α-晶粒的比例可通過把TiOx含量調(diào)節(jié)在合適的范圍內(nèi)而被控制。
順便提及，在氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼中，在滾壓方向很好拉伸的晶粒，是利用α至γ的轉(zhuǎn)化反應(yīng)變成同軸的，而由單相α-晶粒組成的氧化物分散體強(qiáng)化的鐵素體鋼，則不能利用這樣的轉(zhuǎn)化控制。
(3)高溫強(qiáng)度圖5顯示每種試驗(yàn)材料置于最終熱處理?xiàng)l件下，在700℃時(shí)蠕變破裂強(qiáng)度的試驗(yàn)結(jié)果，最終熱處理包括正火和回火熱處理[正火熱處理(1050℃×1小時(shí)，空氣冷卻)+回火熱處理(780℃×1小時(shí)，空氣冷卻)]。與含有較小量殘余α-晶粒的Y1和T14試樣或不含殘余α-晶粒的T3試樣相比較，含有較大量殘余α-晶粒(通過圖像分析的面積來約為10％)的E5、E7和T5試樣具有明顯改善的蠕變破裂強(qiáng)度。這是因?yàn)樵跉堄唳?晶粒中的氧化物顆粒是以高密度精細(xì)分散的。
圖5B顯示的是，試驗(yàn)材料Y1、E5和T3被置于類似于用于蠕變破裂強(qiáng)度試驗(yàn)中的最終熱處理?xiàng)l件下時(shí)，在700℃和800℃時(shí)抗張強(qiáng)度試驗(yàn)的結(jié)果?？箯垙?qiáng)度類似于蠕變破裂強(qiáng)度，在E5中是最高的，其中殘余α-晶粒的量在TiOx值為1左右時(shí)到達(dá)它的峰值。此外，相應(yīng)于在破裂時(shí)的張力，甚至是具有1左右的TiOx值的E5仍保持足夠的延性。
從以上的研究，可以認(rèn)為高溫蠕就破裂強(qiáng)度和高溫抗張強(qiáng)度可以通過增加殘余的α-晶粒數(shù)量而被改善，在α-晶粒中氧化物顆粒是很好地被分散的。
(4)通過增加殘余α-晶粒的數(shù)量，來改善高溫強(qiáng)度的化學(xué)組成范圍(4-1)Ti含量的數(shù)量如上所述，Ti通過與Y2O3形成復(fù)合的氧化物而作用于精細(xì)分散的氧化物顆粒。當(dāng)Ti含量超過1％時(shí)這種作用傾向于飽和，而當(dāng)含量低于0.1％時(shí)則作用很小。這樣，Ti含量的值應(yīng)被調(diào)節(jié)在0.1％至1.0％范圍內(nèi)。
(4-2)在高TiOx值一邊(TiOx＞1.0)的條件表達(dá)式圖6顯示的是，在TiOx＞1.0范圍內(nèi)，通過增加殘余α-晶粒的數(shù)量改進(jìn)高溫強(qiáng)度所需的溶解C的數(shù)量范圍。圖6A顯示，蠕變破裂強(qiáng)度在700℃加熱1,000小時(shí)，對(duì)于評(píng)估的溶解C(Cs)的依賴性，圖6B相應(yīng)地顯示，抗張強(qiáng)度對(duì)于評(píng)估的溶解C(Cs)的依賴性。可以看出，在這一范圍內(nèi)，隨著Cs降低、殘余α-晶粒增加，同時(shí)改善了蠕變破裂強(qiáng)度和抗張強(qiáng)度兩者。從圖6可以肯定，當(dāng)Cs＜0.12％時(shí)即可保證具有高的蠕變破裂強(qiáng)度和抗張強(qiáng)度兩項(xiàng)性質(zhì)。
這樣，通過引入殘余的α-晶粒改善高溫強(qiáng)度的條件表達(dá)式即可用前面的表達(dá)式(1)和(2)來獲得，如下所述Cs＝C-CTiC＝C-{(Ti/48)-(ExO/16×2)}×12＜0.12...(3)表達(dá)式(3)可修飾為以下表述ExO＜0.32-8C/3+2Ti/3(4-3)在低TiOx值一邊(TiOx＜1.0)的條件表達(dá)式圖7顯示的是，通過增加殘余α-晶粒的數(shù)量，來改善高溫強(qiáng)度所需的TiOx范圍。圖7A顯示，在700℃加熱1000小時(shí)，蠕變破裂強(qiáng)度對(duì)TiOx值的依賴性，相應(yīng)地，圖7B顯示抗張強(qiáng)度對(duì)TiOx值的依賴性。當(dāng)TiOx值低于1時(shí)，蠕變破裂強(qiáng)度和抗張強(qiáng)度兩者都降低。這是因?yàn)?，如果TiOx值太低，殘余α-晶粒會(huì)由于氧化物顆粒的數(shù)值密度的降低而減少。由圖7可以得出結(jié)論，通過使TiOx值＞0.65，殘余α-晶粒的數(shù)量仍能維持，并使產(chǎn)品具有足夠的高溫強(qiáng)度。
這樣，下面的關(guān)系式可以得到，用作低TiOx一邊的條件表達(dá)式ExO′(原子％)＞0.65Ti′(原子％)其中ExO′過量氧含量(原子％)Ti′Ti含量值(原子％)上述表達(dá)式可被轉(zhuǎn)化為按重量計(jì)％的單位，如下ExO(按重量計(jì)的％)＞0.22Ti(按重量計(jì)的％)...(4)
由以上的解釋可以理解，通過維持殘余α-晶粒來改善高溫強(qiáng)度，可以通過將過量氧含量調(diào)節(jié)在
范圍內(nèi)，并把Ti含量值調(diào)節(jié)在
范圍內(nèi)而成為可能。
圖8是描繪出每種試驗(yàn)材料的Ti含量值和過量氧含量之間關(guān)系的圖形，其中為通過增加殘余α-晶粒來改善高溫強(qiáng)度所需的上述化學(xué)組成范圍被圖中的斜線部份表示出來。這樣，可以看出，具有殘余α-晶粒和高溫強(qiáng)度的試驗(yàn)材料是那些在上述化學(xué)組成范圍(圖中的斜線所示范圍)以內(nèi)的材料，并且在上述章節(jié)(4)中所定義的化學(xué)組成范圍是合適的。
權(quán)利要求
1.一種制造氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼的方法，后者的高溫強(qiáng)度性能優(yōu)良并有殘余的α-晶粒，所說方法包括把元素粉末或合金粉末和Y2O3粉進(jìn)行混合以形成混合的粉末；把混合的粉末置于機(jī)械合金化處理?xiàng)l件下以形成合金化的粉末；通過熱擠出固化這種合金化的粉末以形成擠出的固化材料；并將擠出的固化材料置于最終的熱處理，所述處理包括正火和回火熱處理，從而制造出一種氧化物分散體強(qiáng)化的馬氏體鋼，它包含，按重量％表示，0.05至0.25％的C，8.0至12.0％的Cr，0.1至4.0％的W，0.1至1.0％的Ti，0.1至0.5％的Y2O3，其余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中Y2O3顆粒被分散在鋼中，其特征為在所說的熱擠出操作中不允許發(fā)生α至γ的轉(zhuǎn)變，并且通過控制用于所說機(jī)械合金化處理中粉末的混合物比例，使鋼中的過量氧含量滿足
0.22×Ti＜ExO＜0.32-8C/3+2Ti/3其中ExO按重量％計(jì)算的鋼中過量氧含量，Ti按重量％計(jì)算的Ti含量，C按重量％計(jì)算的C含量，從而使殘余α-晶粒的比例增加，在α-晶粒中氧化物顆粒以高密度精細(xì)地被分散；其中上述過量的氧含量ExO是從鋼中總的氧含量減去Y2O3中的氧含量所獲得的值，假定所有Y均以Y2O3形式存在，并按以下表達(dá)式計(jì)算ExO＝O總含量-0.27Y其中O總含量按重量％計(jì)算的鋼中氧的總含量，Y按重量％計(jì)算的鋼中Y的數(shù)量。
全文摘要
一種用氧化物分散體強(qiáng)化、高溫強(qiáng)度性能優(yōu)良并具有殘余α－晶粒的馬氏體鋼，其制造方法包括混合元素或合金粉末和Y
文檔編號(hào)C22C38/00GK1616699SQ20041007495
公開日2005年5月18日 申請(qǐng)日期2004年9月1日 優(yōu)先權(quán)日2003年9月1日
發(fā)明者大塚智史, 鵜飼重治, 皆藤威二, 成田健, 藤原優(yōu)行 申請(qǐng)人:日本核燃料循環(huán)開發(fā)機(jī)構(gòu)