本發(fā)明涉及金屬材料技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及馬氏體鋼及其制備方法。

背景技術(shù)：

核聚變能作為一種“清潔”能源，要求聚變堆使用的結(jié)構(gòu)材料為低活化材料，其目的是避免材料受長(zhǎng)時(shí)間中子輻照后產(chǎn)生長(zhǎng)壽命放射性核素，盡可能的降低由于結(jié)構(gòu)材料活化而引起的潛在放射性危害、減少放射性核廢物的后處理及其費(fèi)用。國(guó)內(nèi)外對(duì)聚變堆用的低活化鋼材料進(jìn)行了大量的研究，主要集中在低活化鐵素體/馬氏體(rafm)鋼，如歐洲的eurofer鋼、日本的f82h鋼以及中國(guó)的clam鋼等。但是低活化馬氏體鋼由于高溫軟化的限制，其上限使用溫度僅有約550℃，制約了該材料在聚變堆的使用溫度。提高低活化馬氏體鋼的使用溫度上限，進(jìn)而設(shè)計(jì)提高聚變堆包層的運(yùn)行溫度，可有效提高聚變堆的熱效率。

氧化物彌散強(qiáng)化(oxidedispersionstrengthening,ods)是目前普遍認(rèn)為可有效提高鋼使用溫度的技術(shù)。由于ods鋼中細(xì)小且分布均勻的氧化物彌散相，有效阻礙了鋼在變形過(guò)程中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)以及高溫蠕變過(guò)程中晶界的遷移，使材料具有較高的高溫性能。目前已報(bào)道的低活化馬氏體/鐵素體鋼ods(rafm-ods)絕大部分都是采用粉末冶金工藝制備，通過(guò)高能球磨實(shí)現(xiàn)鐵、鉻等預(yù)合金粉末與納米氧化物的機(jī)械合金化，并通過(guò)熱壓燒結(jié)或熱等靜壓處理得到ods鋼。然而，采用該方法制備的ods鋼，由于制備工藝與技術(shù)的限制，單批次產(chǎn)量小、批次間穩(wěn)定性差、尺寸小，無(wú)法較快的進(jìn)入工業(yè)化應(yīng)用階段。因此，目前亟待提供一種具有較高機(jī)械性能與高溫性能的低活化馬氏體鋼及其制備方法。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明解決的技術(shù)問題在于提供一種具有較高機(jī)械性能與高溫性能的低活化馬氏體鋼。

有鑒于此，本申請(qǐng)?zhí)峁┝艘环N馬氏體鋼，以質(zhì)量百分比計(jì)，包括：

si<0.01％，p≤0.005％，s≤0.005％，o≤0.005％，al≤0.01％，ni≤0.005％，nb≤0.001％，co≤0.005％，cu≤0.005％，mo≤0.005％；

其余為fe；

且，c元素、n元素、ta元素與v元素滿足式(ⅰ)關(guān)系：

其中，w(c)、w(n)、w(ta)和w(v)分別是c、n、ta和v的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；

a為6～8，b為5～7，c為4～6，d為17～19，e為0.07～0.1。

優(yōu)選的，所述cr的含量為8.2～8.7wt％。

優(yōu)選的，所述n的含量為0.03～0.05wt％。

優(yōu)選的，所述c的含量為0.08～0.10wt％。

優(yōu)選的，所述ta的含量為0.18～0.23wt％。

優(yōu)選的，所述mn的含量為0.45～0.65wt％。

本申請(qǐng)還提供了一種上述方案所述的馬氏體鋼的制備方法，包括以下步驟：

a)，將馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行鍛造，所述馬氏體鋼鑄錠的元素成分如權(quán)利要求1所示；

b)，將鍛造后的馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行軋制，將軋制后的馬氏體鋼淬火后進(jìn)行一次回火，將一次回火后的馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行二次回火。

優(yōu)選的，所述淬火的加熱溫度為1050～1150℃，保溫時(shí)間為20～40min，冷卻方式為水冷。

優(yōu)選的，所述一次回火的溫度為840～860℃，保溫時(shí)間為20～40min，冷卻方式為空冷。

優(yōu)選的，所述二次回火的溫度為720～760℃，保溫時(shí)間為50～80min，冷卻方式為空冷。

本申請(qǐng)?zhí)峁┝艘环N馬氏體鋼，其包括：8.0～8.8wt％的cr；1.3～1.7wt％的w；0.15～0.25wt％的v；0.15～0.25wt％的ta；0.30～0.70wt％的mn；0.06～0.10wt％的c；0.02～0.06wt％的n；0.005％～0.015wt％的zr；本發(fā)明的cr含量選為8.0～8.8wt％，適當(dāng)降低cr含量可減少低活化馬氏體鋼在加工過(guò)程中形成大尺寸的cr23c6相，同時(shí)保證輻照后材料具有較低的dbtt值；0.02～0.06wt％的n元素可部分替代c元素，進(jìn)一步降低大尺寸的cr23c6相形成；0.15～0.25wt％的v和0.15～0.25wt％的ta可形成彌散強(qiáng)化的mx相，提高材料的綜合力學(xué)性能以及高溫性能；同時(shí)本申請(qǐng)通過(guò)合理控制mx相各組成元素的成分配比，使ta和v最大限度的以細(xì)小的mx相形式析出；最終使得到的馬氏體鋼具有較好的機(jī)械性能與高溫性能。

進(jìn)一步的，在制備馬氏體鋼的過(guò)程中，本申請(qǐng)通過(guò)采用淬火工藝與兩次回火工藝，并通過(guò)控制上述過(guò)程中的參數(shù)，使馬氏體鋼中的mx細(xì)小彌散析出，減少了m23c6的粗化，進(jìn)一步提高了馬氏體鋼的機(jī)械性能與高溫性能。

附圖說(shuō)明

圖1為本發(fā)明實(shí)施例1制備的馬氏體鋼的tem照片；

圖2為本發(fā)明實(shí)施例2制備的馬氏體鋼的tem照片。

具體實(shí)施方式

為了進(jìn)一步理解本發(fā)明，下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明優(yōu)選實(shí)施方案進(jìn)行描述，但是應(yīng)當(dāng)理解，這些描述只是為進(jìn)一步說(shuō)明本發(fā)明的特征和優(yōu)點(diǎn)，而不是對(duì)本發(fā)明權(quán)利要求的限制。

本發(fā)明實(shí)施例公開了一種馬氏體鋼，以質(zhì)量百分比計(jì)，包括：

si<0.01％，p≤0.005％，s≤0.005％，o≤0.005％，al≤0.01％，ni≤0.005％，nb≤0.001％，co≤0.005％，cu≤0.005％，mo≤0.005％；

其余為fe；

且，c元素、n元素、ta元素與v元素滿足式(ⅰ)關(guān)系：

其中w(c)、w(n)、w(ta)和w(v)分別是c、n、ta和v的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；

a為6～8，b為5～7，c為4～6，d為17～19，e為0.07～0.1。

本申請(qǐng)?zhí)峁┝艘环N馬氏體鋼，其通過(guò)添加適當(dāng)n部分取代c元素，降低cr元素含量，并結(jié)合特定的熱處理工藝，可有效減少m23c6相的析出，最大限度的析出mx相，細(xì)小彌散的mx相相對(duì)于m23c6相較穩(wěn)定，高溫下的長(zhǎng)大速率較小，可有效釘扎晶界，提高材料的高溫蠕變性能。

在本申請(qǐng)的馬氏體鋼中，cr的含量為8.0～8.8wt％，在具體實(shí)施例中，所述cr的含量為8.2～8.7wt％，更具體的，所述cr的含量為8.2wt％、8.3wt％、8.4wt％、8.5wt％、8.6wt％或8.7wt％；適當(dāng)降低cr的含量可減少低活化馬氏體鋼在加工過(guò)程中形成大尺寸的cr23c6相，同時(shí)保證輻照后材料具有較低的dbtt值。

本申請(qǐng)中w的含量為1.3～1.7wt％，在具體實(shí)施例中，所述w的含量可為1.3wt％、1.4wt％、1.5wt％、1.6wt％或1.7wt％；所述mn的含量為0.30～0.70wt％，在具體實(shí)施例中，所述mn的含量為0.30wt％、0.40wt％、0.50wt％、0.60wt％或0.70wt％；所述zr的含量為0.005～0.015wt％，其可細(xì)化晶粒。

所述c的含量為0.06～0.10wt％，在具體實(shí)施例中，所述c的含量為0.06wt％、0.07wt％、0.08wt％、0.09wt％或0.10wt％；所述n的含量為0.02～0.06wt％，在具體實(shí)施例中，所述n的含量為0.03～0.05wt％，添加n元素部分替代c元素，可進(jìn)一步降低大尺寸的cr23c6相形成。

本申請(qǐng)中v的含量為0.15～0.25wt％、ta的含量為0.15～0.25wt％，在具體實(shí)施例中，所述ta的含量為0.18～0.23wt％，所述v的含量為0.16～0.23wt％。所述ta是為了形成彌散強(qiáng)化的mx相，提高材料的綜合力學(xué)性能及高溫性能。

在本申請(qǐng)中，所述si、p、s、o、al、ni、nb、co、cu與mo均是雜質(zhì)元素，在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)當(dāng)避免的元素，在本申請(qǐng)中，上述元素越少則性質(zhì)越好；通過(guò)嚴(yán)格控制成分配方中經(jīng)過(guò)中子輻射后可產(chǎn)生長(zhǎng)壽命放射性核素mo、ni、cu、nb等，以保證其具有一定的低活化特性。

在本申請(qǐng)的馬氏體鋼中，上述金屬元素的含量并不能足以保證馬氏體鋼具有較好的機(jī)械性能和高溫性能；還需使c、n、ta和v的含量滿足式(ⅰ)關(guān)系：

其中，w(c)、w(n)、w(ta)和w(v)分別是c、n、ta和v的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；

a為6～8，b為5～7，c為4～6，d為17～19，e為0.07～0.1。

在式(ⅰ)中，a、b、c、d和e為常數(shù)，根據(jù)上述關(guān)系式可進(jìn)行mx相各組成元素的成分配比計(jì)算，只有當(dāng)c、n、ta、v滿足此關(guān)系式時(shí)才能保證ta、v最大限度的以mx相形式析出，從而有效提高材料的高溫性能。

本申請(qǐng)還提供了上述馬氏體鋼的制備方法，包括以下步驟：

a)，將馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行鍛造，所述馬氏體鋼鑄錠的元素成分如上述方案所示；

b)，將鍛造后的馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行軋制處理，將軋制后的馬氏體鋼淬火后進(jìn)行一次回火，將一次回火后的馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行二次回火。

在制備馬氏體鋼的過(guò)程中，本申請(qǐng)首先制備了馬氏體鋼鑄錠；所述馬氏體鋼鑄錠的制備按照本領(lǐng)域技術(shù)人員熟知的技術(shù)手段進(jìn)行制備，對(duì)此本申請(qǐng)沒有特別的限制；示例的，所述馬氏體鋼鑄錠的制備可以按照先進(jìn)行真空感應(yīng)熔煉，再進(jìn)行真空自耗電弧熔煉；在真空感應(yīng)熔煉的過(guò)程中，易氧化合金元素脫氧充分后加入，易揮發(fā)合金元素在氣氛保護(hù)下或熔煉默契停止抽真空加入；所述真空自耗電弧熔煉用以進(jìn)一步提純材料。

按照本發(fā)明，將馬氏體鋼鑄錠依次進(jìn)行鍛造與軋制，所述鍛造與所述軋制為本領(lǐng)域技術(shù)人員熟知的技術(shù)手段，對(duì)此本申請(qǐng)沒有特別的限制。在鍛造的過(guò)程中，所述初始鍛造的溫度為1000～1300℃，保溫時(shí)間為40～60min，所述終鍛溫度為800～1000℃；所述軋制的溫度為1000～1200℃，保溫時(shí)間為50～70min，所述終軋的溫度為800～900℃，軋制后空冷，且軋制的變形量不低于80％。

本申請(qǐng)然后將軋制后的馬氏體鋼鑄錠進(jìn)行熱處理，所述熱處理制度為淬火工藝-一次回火工藝-二次回火工藝。具體的：

淬火工藝：將軋制后的馬氏體鋼加熱至1050～1150℃，保溫20～40min，出爐后水冷卻至室溫。此工藝階段將淬火保溫溫度的波動(dòng)范圍控制在±20℃以內(nèi)，提高爐內(nèi)溫度的均勻性，可有效改善組織均勻性差以及性能不均勻等問題。低活化馬氏體鋼鑄錠在1050～1150℃溫度下保溫，mx相未能充分固溶于奧氏體中，未固溶的mx相在保溫階段阻礙奧氏體晶粒粗化，使材料在充分奧氏體化的同時(shí)避免晶粒粗大，使淬火后得到較為細(xì)小的原奧氏體晶粒。

一次回火工藝：將淬火后的材料加熱至840～860℃，保溫20～40min后出爐空冷至室溫。上述回火溫度范圍內(nèi)只有mc的析出，而沒有m23c6析出，可使c較為充分的以細(xì)小mc的形式析出，彌散分布于基體之中，提高材料的機(jī)械性能以及高溫性能；材料中c以mc形式析出，降低了基體中c元素的含量，抑制了后續(xù)處理過(guò)程中m23c6析出。此工藝階段回火溫度不宜過(guò)高也不宜過(guò)低，如溫度較低，則會(huì)析出m23c6相，溫度較高，則會(huì)導(dǎo)致組織發(fā)生奧氏體相變。

二次回火工藝：將一次回火后的材料加熱至720～760℃，保溫50～80min后空冷回火。此工藝階段的回火是進(jìn)一步析出mx以及m23c6，降低材料的過(guò)飽和固溶度和晶格點(diǎn)陣畸變；由于一次回火階段消耗了一部分的c元素，降低了此回火階段m23c6的數(shù)量和大小，減緩了在高溫服役過(guò)程中m23c6的粗化。此階段的回火處理可繼續(xù)析出細(xì)小彌散的mx，強(qiáng)化基體，提高材料的高溫性能。

本發(fā)明提出一種新型彌散強(qiáng)化低活化耐輻照馬氏體鋼，該材料有別于采用粉末冶金工藝制備的氧化物彌散強(qiáng)化鋼，具有較好綜合力學(xué)性能、高溫性能以及低活化特性，可適當(dāng)提高低活化馬氏體鋼的使用溫度，能夠滿足聚變堆以及裂變堆結(jié)構(gòu)材料的使用要求。具體的，本申請(qǐng)通過(guò)添加適量n部分取代c元素，適當(dāng)降低cr含量，有效減少了m23c6的析出量；通過(guò)合理控制mx相各組成元素的成分配比，保證ta和v最大限度的以mx相形式析出，彌散分布于基體中強(qiáng)化基體；進(jìn)一步的，本申請(qǐng)通過(guò)調(diào)整熱處理工藝，增加840～860℃的超高溫回火，使mc相單獨(dú)彌散析出，降低二次回火溫度促使m23c6的析出，可有效提高耐輻照低活化鋼的高溫強(qiáng)度和高溫持久性能。本發(fā)明相比于rafm-ods鋼，方法簡(jiǎn)單，可重復(fù)性好，可實(shí)現(xiàn)大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)；適合于各種低活化馬氏體鋼型材的制備。本發(fā)明得到的低活化馬氏體鋼室溫抗拉強(qiáng)度超過(guò)790mpa；550℃抗拉強(qiáng)度接近610mpa；650℃抗拉強(qiáng)度超過(guò)400mpa；縱向和橫向樣品的室溫沖擊吸收功均超過(guò)200j；在600℃，190mpa應(yīng)力條件下蠕變的持久時(shí)間超過(guò)10000h；

為了進(jìn)一步理解本發(fā)明，下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明提供的馬氏體鋼的制備方法進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明，本發(fā)明的保護(hù)范圍不受以下實(shí)施例的限制。

實(shí)施例1

(1)以質(zhì)量百分比計(jì)，按照成分配比：cr8.5％，w1.5％，v0.16％，ta0.20％，mn0.45％，c0.08％，n0.02％，zr0.005％～0.015％，si<0.01％，p≤0.005％，s≤0.005％，o≤0.005％，al≤0.01％，ni≤0.005％，nb≤0.001％，co≤0.005％，cu≤0.005％，mo≤0.005％以及合金的燒損量配比原材料，其中c、n、ta和v滿足式(i)的關(guān)系式；

(2)在真空感應(yīng)爐中根據(jù)合金元素的燒損和揮發(fā)特性依次加入原材料，易氧化合金元素脫氧充分后加入，易揮發(fā)合金元素在氣氛保護(hù)下或者熔煉末期停止抽真空加入，上述原材料經(jīng)真空感應(yīng)熔煉后制備出成分合格的鑄錠；

(3)將制備好的鑄錠采用真空自耗電弧熔煉，進(jìn)一步提純材料；

(4)將步驟(3)得到的鑄錠進(jìn)行鍛造，初始鍛造溫度為1150℃，保溫50min，終鍛溫度900℃；

(5)將鍛造的材料進(jìn)行軋制處理，軋制溫度1100℃，保溫60min，終軋溫度850℃，軋制后空冷，總的變形量不低于80％；

(6)材料軋制后進(jìn)行熱處理，于1050～1150℃保溫20～40min后水冷至室溫，隨后840～860℃保溫20～40min后空冷至室溫，再在720～760℃保溫50～80min后空冷回火，回火后得到細(xì)小mx相彌散分布的回火馬氏體組織的馬氏體鋼，如圖1所示。

檢測(cè)本實(shí)施例制備的馬氏體鋼的性能，檢測(cè)結(jié)果為：本實(shí)施例制備的馬氏體鋼室溫抗拉強(qiáng)度平均810mpa；550℃抗拉強(qiáng)度平均為595mpa；650℃抗拉強(qiáng)度平均為407mpa；所有縱向和橫向樣品的室溫沖擊數(shù)值處于200-280j之間；在600℃，190mpa應(yīng)力條件下蠕變的持久時(shí)間超過(guò)10074h。

實(shí)施例2

(1)以質(zhì)量百分比計(jì)，按照成分配比：cr9.0％，w1.5％，v0.11％，ta0.25％，mn0.45％，c0.08％，n0.03％，zr0.005％～0.015％，si<0.01％，p≤0.005％，s≤0.005％，o≤0.005％，al≤0.01％，ni≤0.005％，nb≤0.001％，co≤0.005％，cu≤0.005％，mo≤0.005％以及合金的燒損量配比原材料，其中c、n、ta和v滿足式(i)的關(guān)系式；

(2)在真空感應(yīng)爐中根據(jù)合金元素的燒損和揮發(fā)特性依次加入上述原材料，易氧化合金元素脫氧充分后加入，易揮發(fā)合金元素在氣氛保護(hù)下或者熔煉末期停止抽真空加入，原材料經(jīng)真空感應(yīng)熔煉后制備出成分合格的鑄錠；

(3)將制備好的鑄錠采用真空自耗電弧熔煉，進(jìn)一步提純材料；

(4)將步驟(3)得到的鑄錠進(jìn)行鍛造，初始鍛造溫度為1150℃，保溫50min，終鍛溫度900℃；

(5)將鍛造的材料進(jìn)行軋制處理，軋制溫度1100℃，保溫60min，終軋溫度850℃，軋制后空冷，總的變形量不低于80％；

(6)材料軋制后進(jìn)行熱處理，于1050～1150℃保溫20～40min后水冷至室溫，隨后840～860℃保溫20～40min后空冷至室溫，再在720～760℃保溫50～80min后空冷回火，回火后得到細(xì)小mx相彌散分布的回火馬氏體組織的馬氏體鋼，如圖2所示。由于本實(shí)施例中ta含量較高，促進(jìn)了mx相析出長(zhǎng)大，因此本實(shí)施例中的mx尺寸相對(duì)較大。

檢測(cè)本實(shí)施例制備的馬氏體鋼的性能，檢測(cè)結(jié)果為：本實(shí)施例制備的馬氏體鋼室溫抗拉強(qiáng)度平均790mpa；550℃抗拉強(qiáng)度平均為585mpa；650℃抗拉強(qiáng)度平均為401mpa；所有縱向和橫向樣品的室溫沖擊數(shù)值處于200-280j之間；在600℃，190mpa應(yīng)力條件下蠕變的持久時(shí)間超過(guò)9137h。

以上實(shí)施例的說(shuō)明只是用于幫助理解本發(fā)明的方法及其核心思想。應(yīng)當(dāng)指出，對(duì)于本技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來(lái)說(shuō)，在不脫離本發(fā)明原理的前提下，還可以對(duì)本發(fā)明進(jìn)行若干改進(jìn)和修飾，這些改進(jìn)和修飾也落入本發(fā)明權(quán)利要求的保護(hù)范圍內(nèi)。

對(duì)所公開的實(shí)施例的上述說(shuō)明，使本領(lǐng)域?qū)I(yè)技術(shù)人員能夠?qū)崿F(xiàn)或使用本發(fā)明。對(duì)這些實(shí)施例的多種修改對(duì)本領(lǐng)域的專業(yè)技術(shù)人員來(lái)說(shuō)將是顯而易見的，本文中所定義的一般原理可以在不脫離本發(fā)明的精神或范圍的情況下，在其它實(shí)施例中實(shí)現(xiàn)。因此，本發(fā)明將不會(huì)被限制于本文所示的這些實(shí)施例，而是要符合與本文所公開的原理和新穎特點(diǎn)相一致的最寬的范圍。