专利名称：制造高温强度性质优良的ods的马氏体钢的方法
背景技术：
本发明涉及一种制造具有优良高温强度、用氧化物分散体强化(ODS)的马氏体钢的方法。
本发明的氧化物分散体强化马氏体钢可以有益地用作快速增殖反应堆的燃料包层管材、核融合反应器的第一层壁材、热电站材料等，这些都需要优良的高温强度和蠕变强度。
虽然奥氏体不锈钢迄今一直被用于核反应器的部份构件、特别是需要优良的高温强度和对中子照射的耐受力的快速反应堆中，但它们对于辐射的耐受力、诸如耐溶胀性，却是有限的。另一方面，马氏体不锈钢具有不良高温强度的缺点，虽然它们对于辐射的耐受性是优良的。
这样，氧化物分散体强化的马氏体钢就被开发作为能结合辐射耐受性和高温强度的材料，并已提出通过往氧化物分散体强化的马氏体钢中加入Ti，从而很好地分散氧化物颗粒，来改善其高温强度的技术。
例如，日本专利公开No.5-18897/1993公开了一种回火的氧化物分散体强化的马氏体钢，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％)，共计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％为Fe和不可避免的杂质。其中包含Y2O3和TiO2的复合氧化物颗粒具有不大于1,000埃的平均粒径，在基质中均匀分散的Y2O3+TiO2的总量为0.1至1.0％，分子比率TiO2/Y2O3值在0.5至2.0范围内。
然而，即使当氧化物分散体强化的马氏体钢，通过按日本专利公开No.5-18897/1993所公开的那样调节Y2O3和TiO2的总量和这些氧化物的比率而生产出来，仍然会有这样的情况，即氧化物颗粒不能很好地以均匀的方式被分散，并导致在这种情况下所期望的改善高温强度的效果不能达到。
发明概述这样，本发明的一个目的是，提供一种方法，它能可靠地提供晶粒，在其中氧化物颗粒能以高密度、很均匀地被分散，结果，就能制造出展现优良高温强度的氧化物分散体强化的马氏体钢。
发明人已经发现，当氧化物分散体强化的马氏体钢用下述方法制造时，高温强度即能可靠地改善，这种方法包括把原料粉末置于机械合金化处理，固化得到的合金化粉末并实施热挤出，并把得到的挤压过的固化材料置于最终的热处理，后者包括正火和回火热处理；改善效果是通过在热挤出过程中防止α至γ晶粒的转化反应发生并增加残余α-晶粒的比例来达成的，在α-晶粒中氧化物颗粒是以高密度很好地被分散；进一步，残余α-晶粒的比例还可通过调节钢中的过量氧含量(即钢中氧含量减去Y2O3中的氧含量所得的值)到预定的范围之内来增加，从而完成本发明。
一种制造含有残余α-晶粒并具有优良高温强度的氧化物分散体强化的马氏体钢的方法，它包括混合元素粉末式合金粉末以及Y2O3粉末，以形成一种混合的粉末；把混合的粉末置于机械合金化处理以形成一种合金化的粉末；通过热挤出固化这种合金化的粉末以形成挤出的固化材料；把这种挤出的固化材料置于最终的热处理，后者包括正火和回火热处理，从而制造出氧化物分散体强化的马氏体钢，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％为Fe和不可避免的杂质，其中Y2O3颗粒被分散在钢中，其特征为在热挤出过程中不允许α至γ晶粒的转化反应发生，并且通过控制置于机械合金化处理的粉末中的混合物比率来增加残余α-晶粒的比例，而氧化物颗粒是以高密度分散在残余α-晶粒中的，控制粉末中的混合物比率应使钢中的过量氧含量满足0.22×Ti＜ExO＜0.32-8C/3+2Ti/3其中ExO钢中的过量氧含量，按重量计的％，Ti钢中的Ti含量，按重量计的％，C钢中的C含量，按重量计的％，其中过量氧含量ExO是把钢中总的氧含量减去Y2O3中的氧含量所获得的值，假定所有Y都是以Y2O3的形式存在，并按下列表达式进行计算ExO＝O总含量-0.27Y其中O总含量钢中总的氧含量，按重量计的％，Y钢中Y的量，按重量计的％。
顺便提及，在本说明书以下的描述中，除非另外说明，不然“％”均指“重量％”。
在本发明中，在热挤出过程中产生的残余α-晶粒的比例，可通过适当调节进行机械合金化处理的粉末混合物、使钢中的过量氧含量在预定的范围以内而增加。分散在残余α-晶粒中的氧化物颗粒，比热挤出过程中由α至γ晶粒的转化反应所产生的转化γ-晶粒中分散的氧化物颗粒更精细，并有更高的密度。结果，按照本发明，增加热挤出过程中产生的残余α-晶粒的比例，就可以获得具有优良高温强度的氧化物分散体强化的马氏体钢。
附图简述
图1显示各试验材料的透视式电子显微照片。
图2显示分散的氧化物颗粒平均粒径的测定结果。
图3显示各试验材料金相结合的光学电子显微照片。
图4A和4B是显示每种试验材料残余α-晶粒的维克斯硬度和面积比率的图形。图4A显示对TiOx的依赖性，图4B显示对评估的溶解C的数量的依赖性。
图5A和5B是显示每种试验材料高温强度的图形。图5A显示蠕变破裂强度的试验结果，图5B显示抗张强度的试验结果。
图6A和6B是显示为通过增加残余α-晶粒的数量来改善高温强度所需溶解C的数量范围。图6A显示在700℃1000小时蠕变破裂强度对评估的溶解C(Cs)的依赖性，图6B显示抗张强度对评估的溶解C(Cs)的依赖性。
图7A和7B是显示为通过增加残余α-晶粒的数量来改善高温强度所需的TiOx范围。图7A显示在700℃1000小时蠕变破裂强度对TiOx的依赖性，图7B显示抗张强度对TiOx的依赖性。
图8是表示每种试验材料的Ti含量值和过量氧含量之间的关系图形。
本发明优选的实施方案下面将叙述本发明氧化物分散体强化的马氏体钢的化学组成以及对其组成的限制的理由。
Cr(铬)是一种为保证对腐蚀具有耐受性的元素，如果Cr含量小于8.0％，则腐蚀耐受性的恶化变得很明显。但如果Cr含量超过12％，则担心紧韧性和延展性会降低。因此，Cr含量应在8.0至12.0％。
当Cr含量在8.0至12.0％时，必须使C(碳)包含的量不低于0.05％，以使其结构是稳定的马丁结构。这种马丁结构是通过在1,000至1,150℃进行正火热处理并在700℃至800℃进行回火热处理而获得的。C含量愈高，沉淀的碳化物(M23C6、M6C等)的量也愈多，同时高温强度增加。然而，如果包含的碳数量超过0.25％，加工性能就会变坏。因此，C含量应为0.05至0.25％％。
W(钨)是一种重要的元素，它以固体溶液状态溶解进入合金以改善高温强度，并且加入的量不低于0.1％。高的W含量将由于固体溶液强化作用、碳化物(M23C6、M6C等)沉淀的强化作用以及金属间化合物沉淀的强化作用而改进蠕变破裂强度。然而，如果W含量超过4.0％。则δ-铁素体增加并反过来使强度降低。所以，W含量应为0.1至4.0％。
Ti(钛)在Y2O3的分散强化作用以及通过与Y2O3反应形成复合氧化物Y2TiO7或Y2Ti2O5过程中起着重要的作用，从而具有很好地分散氧化物颗粒的功能。这一作用当Ti含量超过1.0％时倾向于达到饱和水平，并且在Ti含量低于0.1％时很好地分散作用很小，因此，Ti含量应为0.1至1.0％。
Y2O3是一种重要的添加物，它由于具有分散强化作用而改善高温强度。当Y2O3含量低于0.1％时，分散强化作用很小从而强度较低。相反，当Y2O3包含的数量超过0.5％时，硬化作用会显著地发生，从而使加工性成为问题。因此，Y2O3的含量应为0.1至0.5％。
下面描述的方法可被用作本发明的氧化物分散体强化的马氏体钢的一般制造方法。将上述以元素粉末或合金粉末形式的组份与Y2O3粉末混合，从而获得目标组合物。这种获得的粉末混合物被置于机械合金化工艺，后者包括将粉末混合物装入一台高能超微磨碎机中，并在Ar气体保护下搅拌这种混合物。然后，得到的合金粉末被填充到由低碳钢制成的囊中供挤出操作之用。把钢囊脱气并密封，进行热挤出，例如，以7至8∶1的挤出比率在1,150℃至1,200℃实施挤出从而使合金化的粉末固化。固化后的材料被置于最终的热处理，后者包括正火和回火热处理，例如，正火热处理(1,050℃×1小时，空气冷却)+回火热处理(780℃×1小时，空气冷却)。
在氧化物分散体强化的马氏体钢中，依赖于它的化学组成会出现两种情况；即，一种情况是，在热挤出过程中发生完全的α至γ晶粒的转化反应从而形成由转化成的γ晶粒组成的单相结构；另一种情况是α至γ晶粒的转化反应没有完全地发生，但产生保留在α相的残余α-晶粒，从而形成双相结构。转化的γ晶粒是通过随后的热处理而转化的，例如，转化为马丁晶粒是通过将该种晶粒置于正火热处理并将该种晶粒置于炉冷却热处理而转化为α-晶粒。(此后，在本说明书中，转化的γ晶粒、转化的马丁晶粒和转化的α-晶粒在一起共称为“转化的晶粒”。)另一方面，在热挤出过程中，残余的α-晶粒即使将它们置于随后的热处理也仍然保留在α-相中，而在α-晶粒中分散的氧化物颗粒比起在转化的晶粒中分散的氧化物颗粒更精细，并具有更高的密度。
按此，一种氧化物颗粒能在其中以高密度很好地分散的结构，可通过在热挤出过程中，尽可能多地增加残余的α-晶粒而获得。在本发明中，在热挤出过程中，残余α-晶粒的比例是将钢中的过量氧含量保持在预定范围内来增加的，过量氧含量可通过配制机械合金化处理一步原料中混合物比率来调节，特别是其中的Ti含量。表1集中地显示出氧化物分散体强化的马氏体钢的试验材料的目标组成以及这种组成的特点。
表1
在每种试验材料中，或者是元素粉末、或者是合金粉末，和Y2O3粉末被掺合在一起而获得目标组成，将它投入高能超微磨碎机中，此后通过在Ar氛围保护下进行搅拌而置于机械合金化处理。超微磨碎机的转数为大约每分钟200转(rpm)，搅拌时间为大约48小时。得到的合金化的粉末被填充到低碳钢制成的囊中，在真空高温下脱气，然后以7至8∶1的挤出比率在大约1,150℃至1,200℃条件下进行热挤出操作，从而获得热挤出的棒型材料。
在表1中显示的每种试验材料中，不仅加入了Y2O3粉末，也加入了Ti，以便通过形成Ti和Y的复合氧化物来试图很好地、高密度地分散要分散的氧化物颗粒。Mm11、E5和E7是具有基本组成的标准材料，T14是一种具有稍为高一点过量氧含量的钢。T3是这样一种钢，在其中往基本组成中加入了不稳定的氧化物(Fe2O3)以便增加过量氧含量，T4是其中Ti含量相对于基本组成为高的钢；T5是一种钢，其中Ti含量已增加到约0.5％，并且加入了不稳定氧化物(Fe2O3)来增加过量氧含量。
在Y1、Y2和Y3中，代替Y2O3粉末加入的是Y粉末。具体地说，通过加入金属Y粉末并且不加入不稳定的氧化物(Fe2O3)，使Y1的目标过量氧含量为0％。Y2和Y3分别具有的目标氧含量为0.04％和0.08％，是通过分别加入0.15％和0.29％Fe2O3粉末和金属Y粉末而实施的。
表2集中显示了按上述方法制备的每种试验材料的化学分析结果。
表2
(1)氧化物的分散状态如上所述，在氧化物分散体强化的马氏体钢中，依赖于其化学组成会有两种情况，即，一种情况是在热挤出过程中发生了α完全转化为γ，形成转化的γ晶粒的单相结构，另一种情况是α转化为γ晶粒没有完全地发生，但产生残留在α-相中的残余α-晶粒，从而形成两相结构。
图1显示在每种试验材料Mm11、T5和T3中残余的α-晶粒和转化的α-晶粒的薄膜透射式电子显微照片。顺便提及，图1中的电子显微照片是相应于这样的结构，后者是把每种试验材料置于热挤出操作条件下，然后把得到的材料置于炉中作冷却热处理，其中以低的冷却速率完成缓慢冷却而获得的，以便让人容易观察到氧化物颗粒。当转化的γ-晶粒，它是通过在热挤出操作过程中α至γ的转化反应转化形成的γ晶粒，被置于炉中进行冷却热处理时，γ至α的转化就会发生从而形成转化的α-晶粒。相反，在热挤出操作过程中没有经受α至γ转化的残余α-晶粒即使把它置于炉中进行冷却热处理，也仍然保留为精细的α-晶粒。Mm11(一种等价于E7的材料)具有低的过量氧含量，T5具有高的Ti含量，它们形成双相结构，后者是由炉中冷却热处理产生的转化的α-晶粒(粗晶粒)和即使置于炉中冷却热处理也不会遭受转化的残余α-晶粒(精细晶粒)所组成的。另一方面，T3具有高的过量氧含量，它形成由转化的α-晶粒(粗晶粒)所组成的单相结构。换言之，在T3的热挤出操作过程中已经发生了完全的α至γ的转化反应，而在Mm11和T5的热挤出操作过程中已经产生残余的α-晶粒，它没有遭受α至γ的转化反应。
图2显示通过图1中透射式电子显微照片的图像分析所测定的分散氧化物颗粒平均粒径的结果。如从图2中了解到的那样，在残余的α-晶粒中分散的氧化物颗粒大小被细分成颗粒大小约为在转化的α-晶粒中的氧化物分散体颗粒大小的一半。从这些结果可以清楚看出，为获得对改进高温强度具有重要性的精细分散和高密度的氧化物颗粒结构，引入残余的α-晶粒是有效的。
(2)残余α-晶粒数量的控制残余α-晶粒形成的比例依赖于C的数量，后者是强的γ-模型元素。具体地说，当基质中C的数量被抑制得低时，在热挤压和最终在1050℃进行的热处理期间α向γ的转化反应即降低，从而增加了残余α-晶粒的比例。
虽然为了精细地分散氧化物颗粒，而把Ti加入氧化物分散体强化的马氏体钢中，但因为Ti具有强的碳化物形成的亲合力，因此过量加入Ti将由于形成Ti的碳化物而减少基质中溶解的C的数量，并增加残余的α-晶粒。不过，因为过量氧含量的过度减少降低了分散的氧化物颗粒的数量密度，残余α-晶粒将由于分散的氧化物颗粒产生的对转化反应抑制效应的减低而减少。另一方面，因为Ti氧化物比Ti碳化物更稳定，过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，于是增加了基质中溶解的C的数量，并因此在热挤出过程和最终在1050℃的热处理过程中产生合适的α至γ转化反诬蔑尖并减少了残余的α-晶粒。由于上述理由，就可以理解只要控制过量氧含量和Ti含量就可以使残余α-晶粒的比例受到控制。例如，当把TiOx(ExO/Ti的原子百分数比率)用作控制参数时，TiOx降低使Ti碳化物的形成变得容易，降低了基质中溶解C的数量，从而增加了残余α-晶粒的数量。
残余的α-晶粒在热挤压过程中，被拉伸而形成伸长的晶粒，它即使被置于随后的正火和回火热处理以后也仍然保持原状。另一方面，在热挤压过程中经受α至γ转化反应而转化形成的γ-晶粒也被拉伸而形成伸长的晶粒，但这些晶粒在随后的正火和回火热处理时，被分裂为等轴的马丁晶粒。这样，就可能在正火和回火热处理以后，通过金相结构来测定，即拉长的晶粒是残余的α-晶粒，精细的等轴晶粒是转化的晶粒(马丁晶粒)。
图3显示Ti含量和过量氧含量不同的各别试验材料，在经过正火和回火热处理后，其金相结构的光学显微照片。对于以下几种材料，即其中加入0.2％Ti的试验材料、T3材料、其中过量氧含量增加、以及Y1和Y2材料，其中过量氧含量通过加入金属Y而降低，都具有精细和等轴的转化晶粒(马丁晶粒)，而标准材料E7(一种等价于Mm11的材料)，它的过量氧含量在0.08％左右，则具有这样一种结构，其中拉长的残余α-晶粒和精细的等轴转化晶粒(马丁晶粒)被混合在一起。此外，T5，其中过量氧含量增加，也具有双相结构，其中拉长的残余α-晶粒和精细的等轴转化晶粒(马丁晶粒)被混合在一起，因为Ti含量值高达0.46％。这些结果显示过量氧含量的降低和Ti含量的增加对于形成残余α-晶粒是有效的，但过度降低过量氧含量则将减少残余α-晶粒。可以认为由于过度降低过量氧含量，残余α-晶粒的减少已经发生，因为由氧化物的分散体造成的转化反应抑制效应已经通过氧化物颗粒的数量密度的降低而降低。
残余α-晶粒的比例愈高，钢的硬度也愈高，因为氧化物颗粒是精细地以高密度分散在残余α-晶粒中。图4A显示的是每种试验材料的维克斯硬度对TiOx的依赖性。此外，图4A也显示出残余α-晶粒的面积率(％)作为参考，该值是通过把每种试验材料的金相结构分类成两种色泽来计算的，即，白色拉长的晶粒区域指示残余的α-晶粒，而黑色区域指示转化的晶粒(马丁晶粒)。从图4A可以看出，在TiOx值在1左右时维克斯硬度达到它的峰值。因为维克斯硬度反映了残余α-晶粒的比例，可以认为在TiOx值在1左右时残余α-晶粒也达到它的峰值。在TiOx值＞1.0范围内残余α-晶粒随TiOx值的增加而减少是由于基质中的溶解C的数量通过形成Ti碳化物而减少的原故。顺便提及，可以认为在TiOx＜1的范围内残余α-晶粒的减少是源于分散的氧化物颗粒的数值密度的减小，从而降低了由分散的颗粒造成的对转化反应的抑制效应。
图4B是显示每种试验材料在图4A中TiOx＞1.0的情况下，维克斯硬度和残余α-晶粒的面积率(％)对估计的溶解C数量依赖性的定量评估结果。这里，在基质中溶解的C的评估数量是按照下面的表达式来计算的，该表达式基于这样的假定，即Ti优选与过量氧反应而形成TiO2，并且其余的Ti与C一起形成TiC从而减少了基质中溶解C的数量Cs＝C-CTiC...(1)CTiC＝{(Ti/48)-(ExO/16×2)}×12 ...(2)其中Cs溶解C的评估量(按重量计的％)，C加入C的数量(按重量计的％)，CTiC形成TiC消耗的C的量，Ti加入的Ti量(按重量计的％)，
ExO过量的氧含量(按重量计的％)。
由图4B可以看出，Ti含量的增加或过量氧含量的降低减少了基质中溶解C的数量，从而增大了维克斯硬度，即增加了残余α-晶粒的比例。
由于上述理由可以认为，残余的α-晶粒的比例可通过把TiOx含量调节在合适的范围内而被控制。
顺便提及，在氧化物分散体强化的马氏体钢中，在滚压方向很好拉伸的晶粒，是利用α至γ的转化反应变成同轴的，而由单相α-晶粒组成的氧化物分散体强化的铁素体钢，则不能利用这样的转化控制。
(3)高温强度图5显示每种试验材料置于最终热处理条件下，在700℃时蠕变破裂强度的试验结果，最终热处理包括正火和回火热处理[正火热处理(1050℃×1小时，空气冷却)+回火热处理(780℃×1小时，空气冷却)]。与含有较小量残余α-晶粒的Y1和T14试样或不含残余α-晶粒的T3试样相比较，含有较大量残余α-晶粒(通过图像分析的面积来约为10％)的E5、E7和T5试样具有明显改善的蠕变破裂强度。这是因为在残余α-晶粒中的氧化物颗粒是以高密度精细分散的。
图5B显示的是，试验材料Y1、E5和T3被置于类似于用于蠕变破裂强度试验中的最终热处理条件下时，在700℃和800℃时抗张强度试验的结果。抗张强度类似于蠕变破裂强度，在E5中是最高的，其中残余α-晶粒的量在TiOx值为1左右时到达它的峰值。此外，相应于在破裂时的张力，甚至是具有1左右的TiOx值的E5仍保持足够的延性。
从以上的研究，可以认为高温蠕就破裂强度和高温抗张强度可以通过增加残余的α-晶粒数量而被改善，在α-晶粒中氧化物颗粒是很好地被分散的。
(4)通过增加残余α-晶粒的数量，来改善高温强度的化学组成范围(4-1)Ti含量的数量如上所述，Ti通过与Y2O3形成复合的氧化物而作用于精细分散的氧化物颗粒。当Ti含量超过1％时这种作用倾向于饱和，而当含量低于0.1％时则作用很小。这样，Ti含量的值应被调节在0.1％至1.0％范围内。
(4-2)在高TiOx值一边(TiOx＞1.0)的条件表达式图6显示的是，在TiOx＞1.0范围内，通过增加残余α-晶粒的数量改进高温强度所需的溶解C的数量范围。图6A显示，蠕变破裂强度在700℃加热1,000小时，对于评估的溶解C(Cs)的依赖性，图6B相应地显示，抗张强度对于评估的溶解C(Cs)的依赖性。可以看出，在这一范围内，随着Cs降低、残余α-晶粒增加，同时改善了蠕变破裂强度和抗张强度两者。从图6可以肯定，当Cs＜0.12％时即可保证具有高的蠕变破裂强度和抗张强度两项性质。
这样，通过引入残余的α-晶粒改善高温强度的条件表达式即可用前面的表达式(1)和(2)来获得，如下所述Cs＝C-CTiC＝C-{(Ti/48)-(ExO/16×2)}×12＜0.12...(3)表达式(3)可修饰为以下表述ExO＜0.32-8C/3+2Ti/3(4-3)在低TiOx值一边(TiOx＜1.0)的条件表达式图7显示的是，通过增加残余α-晶粒的数量，来改善高温强度所需的TiOx范围。图7A显示，在700℃加热1000小时，蠕变破裂强度对TiOx值的依赖性，相应地，图7B显示抗张强度对TiOx值的依赖性。当TiOx值低于1时，蠕变破裂强度和抗张强度两者都降低。这是因为，如果TiOx值太低，残余α-晶粒会由于氧化物颗粒的数值密度的降低而减少。由图7可以得出结论，通过使TiOx值＞0.65，残余α-晶粒的数量仍能维持，并使产品具有足够的高温强度。
这样，下面的关系式可以得到，用作低TiOx一边的条件表达式ExO′(原子％)＞0.65Ti′(原子％)其中ExO′过量氧含量(原子％)Ti′Ti含量值(原子％)上述表达式可被转化为按重量计％的单位，如下ExO(按重量计的％)＞0.22Ti(按重量计的％)...(4)
由以上的解释可以理解，通过维持残余α-晶粒来改善高温强度，可以通过将过量氧含量调节在
范围内，并把Ti含量值调节在
范围内而成为可能。
图8是描绘出每种试验材料的Ti含量值和过量氧含量之间关系的图形，其中为通过增加残余α-晶粒来改善高温强度所需的上述化学组成范围被图中的斜线部份表示出来。这样，可以看出，具有残余α-晶粒和高温强度的试验材料是那些在上述化学组成范围(图中的斜线所示范围)以内的材料，并且在上述章节(4)中所定义的化学组成范围是合适的。
权利要求
1.一种制造氧化物分散体强化的马氏体钢的方法，后者的高温强度性能优良并有残余的α-晶粒，所说方法包括把元素粉末或合金粉末和Y2O3粉进行混合以形成混合的粉末；把混合的粉末置于机械合金化处理条件下以形成合金化的粉末；通过热挤出固化这种合金化的粉末以形成挤出的固化材料；并将挤出的固化材料置于最终的热处理，所述处理包括正火和回火热处理，从而制造出一种氧化物分散体强化的马氏体钢，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，其余量为Fe和不可避免的杂质，其中Y2O3颗粒被分散在钢中，其特征为在所说的热挤出操作中不允许发生α至γ的转变，并且通过控制用于所说机械合金化处理中粉末的混合物比例，使钢中的过量氧含量满足
0.22×Ti＜ExO＜0.32-8C/3+2Ti/3其中ExO按重量％计算的钢中过量氧含量，Ti按重量％计算的Ti含量，C按重量％计算的C含量，从而使残余α-晶粒的比例增加，在α-晶粒中氧化物颗粒以高密度精细地被分散；其中上述过量的氧含量ExO是从钢中总的氧含量减去Y2O3中的氧含量所获得的值，假定所有Y均以Y2O3形式存在，并按以下表达式计算ExO＝O总含量-0.27Y其中O总含量按重量％计算的钢中氧的总含量，Y按重量％计算的钢中Y的数量。
全文摘要
一种用氧化物分散体强化、高温强度性能优良并具有残余α－晶粒的马氏体钢，其制造方法包括混合元素或合金粉末和Y
文档编号C22C38/00GK1616699SQ20041007495
公开日2005年5月18日 申请日期2004年9月1日 优先权日2003年9月1日
发明者大塚智史, 鹈饲重治, 皆藤威二, 成田健, 藤原优行 申请人:日本核燃料循环开发机构