本發(fā)明屬于氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體鋼制備技術(shù)領(lǐng)域，涉及一種控制氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體鋼中殘余鐵素體含量和馬氏體板條寬度的制備及熱處理工藝。

背景技術(shù)：

核電站建設(shè)需要大量優(yōu)質(zhì)鋼材以及高端核級用鋼。低活化馬氏體/鐵素體鋼因其具有較低輻照腫脹和熱膨脹系數(shù)、高熱導(dǎo)率、較好耐液態(tài)金屬腐蝕能力已成為快中子堆和聚變堆的主要備選結(jié)構(gòu)材料，值得注意的是，該類材料仍存在高溫強(qiáng)度不足、服役溫度低(<600℃)、氦脆等問題。核反應(yīng)堆服役溫度和熱效率的進(jìn)一步提高，迫切需要發(fā)展氧化物彌散強(qiáng)化(Oxide Dispersion-Strengthened，ODS)馬氏體/鐵素體鋼。通過在馬氏體/鐵素體基體中引入彌散分布的高熱穩(wěn)定納米氧化物可實現(xiàn)對位錯和晶界的有效釘扎，大幅提高材料的高溫抗蠕變強(qiáng)度，確保其服役溫度提高至700℃以上。

ODS鋼制備主要包括機(jī)械合金化制粉、熱固結(jié)成型、熱變形加工以及后續(xù)熱處理等。將預(yù)合金化粉末或金屬混合粉末與具有高熱穩(wěn)定性和化學(xué)穩(wěn)定性的Y₂O₃粉末進(jìn)行機(jī)械合金化是最重要的工序之一。根據(jù)Cr含量的不同，ODS鋼的基體主要有9％Cr系馬氏體鋼和12～22％Cr系鐵素體鋼，其主要區(qū)別在于加熱過程中是否能夠發(fā)生(完全)奧氏體相變。對于氧化物彌散強(qiáng)化馬氏體鋼，在其制備過程中添加的Y₂O₃會對鐵素體向奧氏體相變過程中產(chǎn)生的奧氏體晶界起到釘扎作用，阻礙奧氏體晶界的移動，從而使得鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變受阻，形成一定量的殘余鐵素體。研究表明，馬氏體—殘余鐵素體相界面的位相差較大，這些大角度晶界能夠阻止裂紋擴(kuò)展。殘余鐵素體和馬氏體這種軟硬組織的搭配更能有效地緩解應(yīng)力集中和抑制應(yīng)變，從而提高鋼材的抗蠕變性能。隨著殘余鐵素體含量的增多，9Cr-ODS鋼在700℃的蠕變強(qiáng)度提高。目前，從合金成分設(shè)計的角度出發(fā)，控制9Cr-ODS鋼中C、W、Al、Ti、O等元素的含量可以實現(xiàn)對鋼中殘余鐵素體含量的控制。但是對于一定合金成分的9Cr-ODS鋼，如何通過簡單的熱處理工藝實現(xiàn)對9Cr-ODS鋼中殘余鐵素體的有效控制尚未見諸報道。本發(fā)明從殘余鐵素體的生成機(jī)制出發(fā)，利用一定的制備工藝和熱處理工藝，通過控制奧氏體相變驅(qū)動力的大小，實現(xiàn)了9Cr-ODS鋼殘余鐵素體含量的有效控制。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明通過應(yīng)用合適的粉末冶金和熱處理工藝參數(shù)，在一定合金成分的9Cr-ODS鋼中得到了體積分?jǐn)?shù)可控的殘余鐵素體，有利于提高9Cr-ODS鋼的蠕變壽命。

具體技術(shù)方案如下：

一種控制9Cr-ODS鋼中殘余鐵素體及馬氏體板條結(jié)構(gòu)的方法，其步驟如下：

1)將預(yù)合金化粉末與納米級Y₂O₃按99.65:0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，預(yù)合金化粉末質(zhì)量成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C；在球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，采用氬氣保護(hù)；利用放電等離子燒結(jié)將球磨粉末加熱至800℃，保溫5～10min，再繼續(xù)升溫至1100℃，保溫10～15min，燒結(jié)壓力為40～50MP，隨爐冷卻至室溫，得到成型致密度在99％以上的9Cr-ODS馬氏體鋼；

2)對燒結(jié)態(tài)的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行熱處理，以10℃/min～40℃/min加熱速率升溫至1100℃，保溫0～5min，隨后以30～1000℃/min的速率冷卻至室溫。

優(yōu)選在球磨機(jī)中球料比為15:1。

優(yōu)選在球磨機(jī)中球磨轉(zhuǎn)速為400r/min。

優(yōu)選在球磨機(jī)中球磨時間為45h。

殘余鐵素體的生成與奧氏體相變驅(qū)動力和氧化物對奧氏體晶界釘扎阻力之間的競爭有關(guān)。奧氏體相變驅(qū)動力越大，殘余鐵素體含量越少；奧氏體相變驅(qū)動力越小，殘余鐵素體含量越多。而合金成分一定，奧氏體相變驅(qū)動力一定。若在9Cr-ODS馬氏體鋼中引入一定量的應(yīng)變能，應(yīng)變能將促進(jìn)奧氏體相變，控制應(yīng)變能的釋放將影響奧氏體相變驅(qū)動力的大小，從而影響殘余鐵素體含量?？v觀9Cr-ODS的制備工藝流程，在粉末冶金階段，由于機(jī)械球磨，合金粉末中將引入大量的位錯和應(yīng)變能。傳統(tǒng)的熱軋或熱等靜壓燒結(jié)工藝，由于保溫時間長，保溫溫度高，燒結(jié)過程中球磨粉末中存儲的應(yīng)變能將釋放，對成型9Cr-ODS鋼的奧氏體相變無明顯促進(jìn)作用。若能將9Cr-ODS粉末快速成型，則成型9Cr-ODS鋼中將存儲一定量的應(yīng)變能，在后續(xù)熱處理工藝中，控制應(yīng)變能的釋放則可以控制奧氏體相變驅(qū)動力的相對大小，從而影響殘余鐵素體含量。

本發(fā)明的關(guān)鍵在于預(yù)合金化粉末的成分設(shè)計、機(jī)械球磨工藝參數(shù)、采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)進(jìn)行快速成型、燒結(jié)工藝參數(shù)、后續(xù)熱處理中加熱速率的選定。預(yù)合金化粉末的合金成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)，決定了9Cr-ODS馬氏體鋼奧氏體相變的本征驅(qū)動力；球磨過程中，粉末中產(chǎn)生大量位錯，存儲一定的應(yīng)變能；為了保留球磨過程中產(chǎn)生的高位錯密度和應(yīng)變能，采用放電等離子燒結(jié)工藝進(jìn)行快速成型，而不是常規(guī)的熱等靜壓或熱擠壓工藝；在燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼中，Y₂O₃的分布一定，對后續(xù)熱處理工藝中奧氏體晶界的釘扎作用一定；但是通過控制加熱速率(10℃/min～40℃/min)，可以控制加熱過程中燒結(jié)態(tài)馬氏體鋼中殘留應(yīng)變能的釋放，進(jìn)而影響應(yīng)變能對奧氏體相變的促進(jìn)作用，從而實現(xiàn)對9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體含量的控制；在慢加熱速率下可得到大量的殘余鐵素體，而在快加熱速率下得到少量的殘余鐵素體；在奧氏體化過程中，位錯并未完全回復(fù)，高密度位錯區(qū)域?qū)⒋龠M(jìn)馬氏體相變過程中馬氏體的形核，導(dǎo)致納米級馬氏體板條的生成，改善9Cr-ODS馬氏體鋼的晶界結(jié)構(gòu)。

本發(fā)明優(yōu)點：

通過前期對9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行一定的成分設(shè)計和制備工藝調(diào)整，在后續(xù)熱處理過程中只需簡單地控制加熱速率即可對9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體的含量進(jìn)行有效控制，同時還可在冷卻過程中得到超細(xì)納米級馬氏體板條，納米馬氏體板條尺寸約為15nm左右，工藝簡單，目的性強(qiáng)，對提高ODS-馬氏體鋼的高溫強(qiáng)度具有重要意義。

附圖說明

圖1(a)是實施例1中燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼的掃描電鏡(SEM)照片；

圖1(b)是實施例1中燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼的透射電鏡(TEM)照片；

圖2(a)是實施例1中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以10℃/min加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的掃描電鏡(SEM)照片；

圖2(b)是實施例1中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以10℃/min加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的透射電鏡(TEM)照片；

圖3是實施例2中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以20℃/min加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的掃描電鏡(SEM)照片；

圖4是實施例3中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以30℃/min加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的掃描電鏡(SEM)照片；

圖5(a)是實施例4中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的光鏡掃描電鏡(SEM)照片；

圖5(b)是實施例4中將燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫的透射電鏡(TEM)照片；

圖6是實施例中燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體含量隨加熱速率變化的曲線圖。

具體實施方式

下面結(jié)合具體實施方式對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)地描述。

本發(fā)明涉及的預(yù)合金化粉末，按照質(zhì)量百分比具有以下組分組成：C＝0.1％，Cr＝9％，W＝1.5％，V＝0.2％，Ta＝0.07％，其余為Fe。本發(fā)明涉及的Y₂O₃粉末尺寸分布為30～50nm。

對本發(fā)明中控制9Cr-ODS馬氏體鋼中殘余鐵素體含量并獲得超細(xì)納米級馬氏體板條的制備及熱處理工藝，其步驟是：

1.通過霧化制粉工藝得到合金成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)的預(yù)合金化粉末，將預(yù)合金化粉末與納米級Y₂O₃按99.65:0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；利用放電等離子燒結(jié)工藝將球磨粉末加熱至800℃，保溫5～10min，再繼續(xù)升溫至1100℃，保溫10～15min，燒結(jié)壓力為40～50MP，隨爐冷卻至室溫，得到成型致密度在99％以上的9Cr-ODS馬氏體鋼。

2.對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以10℃/min～40℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫0～5min，隨后以30～1000℃/min的速率冷卻至室溫。

以下是本發(fā)明的具體實施例，但本發(fā)明不限于下述實施例。

實施例1：

實施例1預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以10℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

圖1(a)為實施例1中燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼的掃描電鏡(SEM)照片，從圖中可以看出經(jīng)放電等離子燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼的微觀組織組織均勻，主要由馬氏體和少量的殘余鐵素體組成。圖1(b)為實施例1中燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼的TEM照片，經(jīng)燒結(jié)后，組織中仍含有高密度的位錯，球磨過程中引入的應(yīng)變能并未完全消除。燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以10℃/min加熱至1100℃時，加熱速率較慢，加熱過程中應(yīng)變能釋放較多，應(yīng)變能對奧氏體相變的促進(jìn)作用減弱，奧氏體相變驅(qū)動力降低，殘余鐵素體含量增多，殘余鐵素體含量為13.05％，如圖2(a)所示。圖2(b)為經(jīng)后續(xù)熱處理后，9Cr-ODS馬氏體鋼的TEM照片，可以看出上述后續(xù)熱處理可以在殘余鐵素體含量的同時得到超細(xì)的納米級馬氏體板條。

實施例2：

實施例2預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以20℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

圖3為燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼后續(xù)熱處理工藝的加熱速率為20℃/min時，9Cr-ODS馬氏體鋼的掃描電鏡(SEM)照片，殘余鐵素體含量為11.48％。

實施例3：

實施例3預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以30℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

圖4為燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼后續(xù)熱處理工藝的加熱速率為30℃/min時，9Cr-ODS馬氏體鋼的掃描電鏡(SEM)照片，殘余鐵素體含量為7.08％。

實施例4：

實施例2預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為40MP，隨爐冷卻至室溫。

對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以40℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫5min，隨后以30℃/min的速率冷卻至室溫。

燒結(jié)態(tài)9Cr-ODS馬氏體鋼以40℃/min加熱至1100℃時，加熱速率較快，加熱過程中應(yīng)變能釋放較少，應(yīng)變能對奧氏體相變的促進(jìn)作用明顯，殘余鐵素體含量降低，殘余鐵素體含量為4.12％，如圖5(a)所示。圖5(b)為經(jīng)后續(xù)熱處理后，9Cr-ODS馬氏體鋼的TEM照片，可以看出上述后續(xù)熱處理也可以在殘余鐵素體含量的同時得到超細(xì)的納米級馬氏體板條。

圖6為不同加熱速率下9Cr-ODS鋼中的殘余鐵素體含量，可以看出，隨著加熱速率的提高，殘余鐵素體的含量逐漸降低，當(dāng)加熱速率由10℃/min提高至40℃/min時，殘余鐵素體含量由13.05％降至4.12％。

實施例5：

實施例5預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫10min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫15min，燒結(jié)壓力為50MP，隨爐冷卻至室溫。

對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以10℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫5min，隨后以400℃/min的速率冷卻至室溫。

實施例6：

實施例6預(yù)合金化粉末的成分見表為成分為Fe-9Cr-1.5W-0.2V-0.07Ta-0.1C(wt.％)。將預(yù)合金化粉末與Y₂O₃粉末按99.65：0.35的質(zhì)量比進(jìn)行混合，在QM-3SP4行星式球磨機(jī)中進(jìn)行機(jī)械球磨，球料比為15:1，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球磨時間為45h，采用氬氣保護(hù)；在石墨模具中裝入適量的球磨粉末后，放入放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行固化成型，以100℃/min的加熱速率升溫至800℃，保溫5min，再以同樣的速率升溫至1100℃，保溫10min，燒結(jié)壓力為45MP，隨爐冷卻至室溫。

對燒結(jié)得到的9Cr-ODS馬氏體鋼進(jìn)行后續(xù)熱處理，以10℃/min的加熱速率升溫至1100℃，保溫3min，隨后以1000℃/min的速率冷卻至室溫。

盡管上面結(jié)合圖對本發(fā)明進(jìn)行了描述，但是本發(fā)明并不局限于上述的具體實施方式，上述的具體實施方式僅僅是示意性的，而不是限制性的，本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員在本發(fā)明的啟示下，在不脫離本發(fā)明宗旨的情況下，還可以作出很多變形，這些均屬于本發(fā)明的保護(hù)之內(nèi)。