CN1070007A - 耐热氮化物弥散强化合金 - Google Patents

Abstract

耐热氮化物弥散强化合金，具有铁基铁素体钢或 铁基奥氏体钢或镍基合金构成的基底金属，和增加基 底金属耐热性的，弥散在基底金属的基体中的AlN 颗粒和BN颗粒。这种耐热强化合金由于AlN颗粒 或BN颗粒在其中的弥散而改善了其高温强度。

Description

本发明涉及具有弥散的陶瓷颗粒的耐热强化合金，具体来说，涉及适用于快中子反应堆、燃气轮机等部件的耐热氮化物弥散强化合金，这种合金的制造方法，耐热强化零件及其制造方法，快堆燃料覆盖管，燃气轮机轮盘以及燃气轮机。

迄今为止为快堆燃料覆盖管或燃气轮机零件而研制和应用的现有技术中的耐热合金包括铁基耐热钢，镍基合金或钴基合金。迄今所知的上述耐热合金的主要强化方法是：（1）固溶休强化法，其中溶质原子溶解在基底金属中，使塑性变形滑移位错运动阻力增大而强化。（2）沉淀强化法，其中碳化物或第二相在合金中沉淀，因而产生位错阻力而增加;（3）单向再结晶法，其中晶界滑动在高温应力下被抑制或阻止，或完全的单向结晶;以及（4）弥散强化法，其中热稳定的陶瓷微观地，均匀地在合金基体中弥散通过对位错的阻碍来增强。制造合金的方法则包括熔化和从总体来说阻碍前述弥散强化法（4）的铸造。在弥散强化法中，在低温下在高能球磨机中用合金或金属粉末和陶瓷粉末做原料进行机械熔合，采用粉末冶金使其固化。采用机械制合金的方法的原因在于，用于弥散的陶瓷颗粒容易溶解在熔化的合金 中，因而在熔化过程中会消失。铁基铁素体钢（（2）和（4）），铁基奥氏体钢（（1）和（2）），镍基合金（（1）至（4））以及钴基合金（（1）至（4））是通过前述强化方法生产的。另外，这些耐热合金的组份的决定是以前述强化方法为基础的，但是同时也取决于对高温下的耐氧化性，耐腐蚀性和相稳定性的考虑。

按照一种反应堆，通过600°-700℃冷作获得的固溶体强化SUS316奥氏体钢，迄今以来一直用作快中子反应堆的燃料覆盖管材料。虽然，与铁素体钢相比，奥氏体钢的高温强度好，但是覆盖管在10²³n/cm²左右的中子照射条件下形成幅射诱导空穴的聚集，因而能产生幅射诱导的膨胀，称为“空穴膨胀（void swelling）”，这是使覆盖管很高的可靠性变劣的一种因素。特别是鉴于铁素体钢耐空穴膨胀的性质，在未审定的日本专利申请公开文件第1-287252号中公开了一种所谓氧化物弥散强化铁素体钢（ODS铁素体钢）的制造方法，这种ODS铁素体钢主要是在铁素体钢基底中弥散氧化物Y₂O₃以便强化。另外，ODS铁素体钢的研究报告也见之于“Kove Steel Technical Report”第40卷，第1号（1990），第58至61页，以及“Sumitomo Metal′s”第42卷，第5号（1990），第1至8页。

对于燃气轮机材料做过核查，做为燃气轮机叶轮材料的Cr-Mo-V钢工作温度达350℃，用做叶轮的包含2-3%Ni的铁素体类的12Cr钢最高温度达400℃，添加高Mo，低V和Nb的12Cr钢温度可超过400℃。由于燃气轮机燃烧器，喷嘴，叶片，围带等所要求 的耐热性要达到800℃左右，因此，已经采用了具有γ′〔Ni₃（Al，Ti）〕强化相的镍基合金或者由Ni，W等固溶体强化以及由碳化物沉淀强化的钴基合金。具体来说，叶片材料要求严格条件，如抗蠕变性，抗热疲劳特性以及耐腐蚀性，因此采用了前述强化方法（3）以提高高温强度，并实施了γ′相强化的镍基合金的柱状结晶和单结晶。另外，为了提高效率，燃气轮机进口温度将不断提高，因而现有的耐高温合金将不能符合要求。

引入注目的第二代材料是通过机械合金方法获得的陶瓷弥散和强化合金，在未审定的日本专利申请公开文件第63-50448号中公开了一种铁基合金的氧化物如Y₂O₃等，碳化物，氮化物和硼化物的弥散方法，在未审定的日本专利申请公开文件第63-53232号中公开了一种镍合金的氧化物弥散方法，在未审定的日本专利申请公开文件第230948号和第62-130257号中公开了一种氮化钛弥散方法，以及在未审定的日本专利申请公开文件第61-195945号中公开了一种钴基合金的氧化物弥散方法。Y₂O₃弥散并强化的镍基合的商业化开发研究已经完成，例如，INKO公司的一种市售商品（Ce：15%，W：4%，Mo：2%，Al：4.5%，Ti：2.5%，Ta：2.0%，C：0.05%，B：0.01%，Zr：0.15%，Y₂O₃：1.1%，其余为镍），这种研究也见之于日本国立金属，科学和技术研究所的报告9（1988），第1至9页。

在现有技术的强化方法中，通过前述方法（1）至（3）中的熔化和 铸造以及其后的加工，热处理等所获得的多晶合金都归结于固溶体强化和沉淀强化，但是问题在于，随着温度的升高，其强度在从500℃至1，000℃的高温区有所下降。由于温度而发生变形的机理与与上述因素有关。更具体来说，高温下强度的降低，即易发生塑性变形取决于关系到合金基体变形的位错运动的容易程度，也取决于在高温下有较高强度的基体的合金在高温下晶界滑动特性的出现。但是，晶界滑动的出现并不是必然的，它可以通过添加在晶界控制滑动的溶质和出现沉淀来抑制。在固溶体合金中，构成位错的原子包括溶质，因此增加了位错的应变能并阻碍了在应力下的位错运动。抵抗位错的位垒的高度本身取决于溶质的种类及溶质的扩散本领，但是随着温度升高，它会被热激发所抵销，耐位错性下降。因此，当温度很高使固溶体合金丧失了这种耐位错性时就不能使用这种合金了。沉淀强化型合金通过形成碳化物等的沉淀来防止位错运动，在这种合金中，沉淀位垒随着温度升高，达到沉淀的溶解温度区而被位错克服，因此，强度下降，工作温度受到局限。例如，碳化物沉淀强化铁素体钢在800℃时，由于碳化物的溶解和再溶解，强度迅速下降。有一种合金是同时采用固溶体强化和沉淀强化而提高强度的，但是，其具有很高强化机理是由于对变形的速率控制，因此，当温度超过失去强化作用的温度时就很难采用这种合金了。

现已研究出一种超过固溶体合金和沉淀强化合金的高级耐热合金，这是一种氧化物，特别是Y₂O₃弥散强化合金，已有市售，但是，其固有的问题是，温度超过1000℃时，强度即下降。这也许是下面的现象引起的：Y₂O₃弥散的颗粒在上述温度左右具有随时间变化的稳定性，因而在短时间内同合金基体发生反应而溶解，因此，在高温下Y₂O₃产生高强度的阻碍位错的机理不复存在，结果使强度下降。一般来说，包括Y₂O₃的金属氧化物易与金属反应，金属或合金和陶瓷件利用Y₂O₃的性质被氧化物焊料而接在一起。另外，通过粉末机械熔合而得到的弥散合金含有较多的来自原料粉末的氧，在机械熔合和烧结固化时会产生合金元素的氧化物。一般来说，Y₂O₃容易与其它金属氧化物反应，也和前述的氧化物反应而形成热不稳定氧化物，这就是问题所在。

本发明的目的在于提供一种耐热氮化物弥散强化合金，适用于快堆，燃气轮机等零件，克服了现有技术中耐热合金和氧化物弥散合金的固有问题，提供这种合金的制造方法，一种耐热强化零件及其制造方法，一种快堆燃料覆盖管，一种燃气轮机叶轮和燃气轮机。

为了实现上述目的，本发明涉及一种耐热氮化物弥散合金，其基底金属为铁基铁素体钢，铁基奥氏体钢或镍基合金，以及在基底金属的基体中弥散的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种以提高基底金属的耐热性。在这种合金中弥散的AlN颗粒和BN颗粒的粒度分布最好是0.001μm至5μm。另外，这种耐热氮化物弥散强化合金本身最好是粉末合金。

另外，本发明涉及氮化物弥散铁基奥氏体钢，它含有0.01至0. 15%重量的C;15至33%重量的Cr;12至30%重量的Ni;不超过1.0%重量的Si;不超过0.5%重量的Mn;以下成分的一种或多种：1.25至3.0%重量的Mo，0.1至0.2%重量的Al，0.5至2.0%重量的Ti，0.7至2.0%重量的Nb，0.005至3.0%重量的W;还含有0.25至0.5%重量的以颗粒状弥散的AlN和BN之中的一种或二种其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本是Fe。

本发明还涉及一种氮化物弥散铁基铁素体钢，它含有0.05至0.2%重量的C;9至20%重量的Cr;不超过0.9%重量的Si;不超过0.6%重量的Ni;不超过0.1%重量的Mn;0.5至10.%重量的Ti或0.7至2.0%重量的Nb;0.5至3.0%重量的Mo或0.5至3.0%重量的W或不超过4.0%重量Mo+W，还含有0.5至10.%重量的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本上是Fe。

本发明还涉及一种氮化物弥散铁基铁素体钢，它含有0.05至0.2%重量的C;9至20%重量的Cr;不超过0.9%重量的Si;不超过0.6%重量的Ni;不超过0.1%重量的Mn;2.0至5.0%重量的Al，0.5至1.0%重量的Ti或0.7至2.0%重量的Nb;0.5至3.0%重量的Mo或0.5至3.0%重量的W或不超过4.0%重量的Mo+W;还含有0.5至1.0%重量的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm;其余成分基本是Fe。

本发明还涉及一种氮化物弥散镍基合金，它含有不超过0.08% 重的C;不超过0.1%重量的Co;15至17%重量的Cr;7至8%重量的Fe;还含有0.5至1.0%重量的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或二种，其粒度分布为0.001μm至5μm;其余成分基本是Ni。

本发明还涉及一种氮化物弥散镍基合金，它含有0.01至0.15%重量的C;不超过0.1%重量的Co;10至23%重量的Cr;不超过7%重量的Fe;0.4至5.0%重量的To;不超过5%重量的W;不超过5%重量的Mo;0.5至6.0%重量的Al;0.1至2.0%重量的Nb;不超过1%重量的Si;不超过0.7%重量的Mn;不超过4.5%重量的Ta;还含有0.5至1.0%重量的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm;其余成分基本是Ni。

本发明还涉及一种氮化物弥散镍合金，它含有0.05至0.15%重量的C;0.01至10%重量的Co;20至25%重量的Cr;10至17%重量的W或10至17%重量的W+Mo;不超过3%重量的Ti，Nb，Ta，Zr中的一种或全部;还含有0.25至1.0%重量的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm;其余成分基本是Ni。

另外，本发明涉及一种制造氮化物铁基奥氏体钢粉末的方法，在高能球磨机中使铁基奥氏体钢粉末，和AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合物机械熔合，因而粒度分布为0.001μm至5μm的 AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种弥散入基本为奥氏体相的基体中。这里，在球磨机上进行的机械熔合中，粉末混合物，球磨机容器和钢球最好保持100℃至200℃的温度，容器内抽成10^-2至10^-3乇，再充入一个大气压的不小于99.9%的高纯度氩气，然后以每分200至400转的转速转动，熔合过程在室温左右持续进行20至50小时。另外，在机械熔合前AlN粉末和BN粉末的最初粒度分布最好为0.1μm或0.1μm以下，而且机械熔合前铁基奥氏体钢粉末的粒度最好为150μm或150μm以下。

本发明还涉及一种制造氮化物弥散铁基铁素体钢粉末的方法，其中，使铁基铁素体钢粉末，和AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合物在高能球磨机中机械熔合，因而使粒度分布为0.001μm至5μm的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种弥散入基本为铁素体相的基体中。这里，在球磨机上进行的机械熔合中，粉末混合物，球磨机的容器和钢球最好保持在100℃至200℃的温度，将容器内抽成10^-2至10^-3乇，然后充入一个大气压的不少于99.9%的高纯度氩气，然后以每分200至400转的转速，在室温左右持续进行机械熔合过程20至50小时。另外，在机械熔合前AlN粉末和BN粉末的最初粒度分布最好为0.1μm或0.1μm以下。而且铁基铁素体钢粉末在机械熔合前的粒度分布最好是150μm或150μm以下。

本发明还涉及一种制造氮化物弥散镍基合金粉末的方法，其 中，使镍基合金粉末，和AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合物在高能球磨机中进行机械熔合，因而使粒度分布为0.001μm至5μm的AlN粉末和BN粉末中的一种或两种弥散入固溶体γ相或固溶体γ和γ′相的基体中。这里，在球磨机中进行的机械熔合中，粉末混合物，球磨机的容器和钢球最好保持在100℃至200℃的温度，将容器内抽成10^-2至10^-3乇，然后充入一个大气压的不少于99.9%的高纯度氩气，然后以每分200至400转的转速，在室温左右持续进行20至50小时的机械熔合过程。另外，在机械熔合前AlN粉末和BN粉末的最初粒度分布最好为0.1μm或0.1μm以下。而且在机械熔合前镍基合金的粒度分布最好是150μm或150μm以下。

另外，本发明涉及一种耐热强化固体，该固体是通过烧结一种氮化物弥散强化合金粉末而得到的，这种氮化物弥散强化合金具有铁基铁素体钢，铁基奥氏体钢或镍基合金构成的基底金属，以及弥散在基底金属的基体中的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种以增加对预定固体的耐热性。这里，弥散的AlN颗粒和BN颗粒的粒度分布最好是0.001μm至5μm。

本发明还涉及一种制造耐热强化固体的方法，该方法包括以下步骤：在一个软钢容器中填入机械熔合的合金粉末，该合金粉末是使铁基铁素体钢，铁基奥氏体钢或镍基合金构成的基底金属的粉末，和AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合物在高能球磨机中 机械熔合而制得的;抽真空后密封该容器;然后通过热各向同压处理或热挤压烧结成预定的固体件。

另外，在快中子反应堆中的燃料覆盖管中放置燃料，在燃料覆盖管的开口部分有一个塞。本发明涉及用一种氮化物弥散强化合金制造这种燃料覆盖管，上述氮化物弥散强化合金具有铁基铁素体钢或铁基奥氏体钢构成的基底金属，以及弥散在基底金属的基体中的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种以增加基底金属的耐热性。

另外，本发明还涉及种氮化物弥散强化合金成形的燃气轮机叶轮，上述氮化物弥散强化合金具有铁基铁素体钢或铁基奥氏体钢构成的基底金属，以及弥散在基底金属的基体中增加基底金属耐热性的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

另外，本发明还涉及用氮化物弥散强化合金制造的燃气轮机，其燃气轮机叶轮是用氮化物弥散强化合金制成的，这种合金具有铁基铁素体钢或铁基奥氏体钢构成的基底金属，以及弥散在基底金属的基体中增加基底金属耐热性的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

另外，本发明还涉及用氮化物弥散强化合金制造的燃气轮机，其中燃气轮机燃烧器，喷嘴，叶片和围带中的至少一件是用氮化物弥散强化合金制成的，这种合金具有镍基合金构成的基底金属，以及弥散在基底金属的基体中以增加基底金属的耐热性的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

这种耐热合金具有基底金属的合金元素以及根据需要和经济效益而决定的添加剂。例如，快中子反应堆燃料覆盖管要承受600℃至700℃高温下的体积膨胀及裂变中子幅照损伤，裂变产生的气体在燃料覆盖管内产生的压力以及中子的照射损伤，因此燃料覆盖管要求采用Na作为冷却材料。做为燃气轮机用的合金，燃气轮叶轮要有400℃至500℃的高温强度，而燃烧器，喷嘴，叶片和围带等零件要有800℃至1000℃的高温耐腐蚀性。

在任何情况下，耐热合金所最需要的是高温强度，按照本发明用AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种进行弥散强化即可增加高温强度。AlN和BN在金属中是最不令人满意的陶瓷，也是最难与金属反应的陶瓷，因而使金属和陶瓷相结合是最不受欢迎的。在高纯度时这些氮化物的上述性质更为突出。AlN的纯度最好为99.9%或更高，BN的纯度最好为98%或更高。另一方面这些氮化物的上述性质对于弥散颗粒的强化机理却是很重要的。这种陶瓷在高温下不易与基底合金反应，难于溶解在基底合金中，甚至在更高的温度下都可保持其强化机理。特别是镍基合金抗氮化，因此在AlN，BN和镍基合金之间的反应性低。另外，特别是在高温和氧化气氛中AlN更为稳定，如Material    Letters第8卷（1989）第265至266页中所阐述，AlN与其它氮化物相比具有在1200℃的气氛中完全不受磨损的优越性质。另外，微观弥散的AlN和BN作为中子照射诱导空位的合点是有效的。空穴的形成和聚集得到控制，因而可以抑制由于空穴 膨胀而引起的材料的体膨胀。

当粒度细小且颗粒间距很小时，弥散颗粒的强化作用，即颗粒的阻止引起变形的位错运动的效果有所增加。但是，如果粒度更细，弥散颗业间距更小且对位错运动的抵抗剧增，那么变形就变得困难了。为了能顺利处理弥散强化合金且使其有较好的坚硬性，特别考虑到制造时产生的颗粒的粘合性，弥散颗粒的粒度分布最好为0.001μm至5μm，因此，所使用的AlN和BN粉末的最初粒度分布最好为0.1μm或0.1μm以下，在提到Y₂O₃弥散强化合金时，在快堆燃料覆盖管用铁基合金的情况中，AlN和BN的用量最好是0.25至0.5%，而对要求更高强度的燃气轮机，则最好为0.5至1.0%。同样，对于在800℃或更高温度下必须保证强度的燃气轮机，镍基合的AlN和BN的用量最好为0.5至1.0%。由于必须提高机械熔合和固化的烧结效率，合金和金属粉末的粒度分布之上限规定为150μm。

通过压缩碾碎和剪切碾碎的方式作用在钢球之间，钢球和容器之间的在高能球磨机中运动的钢球的冲击能或机械能在粉末之间累积，从而实现机械熔合。在这种情况下，通过混合粉末相互反复挤压结合和折叠在室温左右的低温下的扩散会引起原子级上的熔合。为了更好的熔合，要有很高的冲击能，也必须提高熔合效率。但是，在碾磨机的情况下，混合粉末重量和钢球重量之比最好为 1/10 至 1/20 ，而在周转球磨机的情况下，上述比值最好为 1/5 至 1/10 ，球磨机的转数最 好为每分200至400转。熔合过程最好持续进行20小时或更长时间，使粉末被处理成平薄片结构。作为熔合的预处理，最好抽真空至10^-2至10^-3乇持续30分钟至60分钟以便除去球磨机容器中，内壁上，球面上以及混合粉末中存在的水分和氧气，以免熔合时氧气的侵入。

弥散合金粉末的烧结固化是将粉末装入钢容器中，按照粉末冶金工艺，使其经过热挤压或热各向同压工艺。考虑到粉末间的扩散熔化，填充，合金原子的更多溶解，以及AlN和BN高温稳定性的极限，铁基合金和镍基合金的温度范围最好为1000℃至1300℃，以便烧结。这里，作为预处理的容器抽真空类似于以前的处理，但是，其目的是除去容器内空间中，内壁上，球面上以及粉末表面存在的水分，氧气和其它杂质，以防在弥散合金中含有氧，最好进行分步处理，抽成10^-2至10^-3乇在100℃持续10至30分钟，在200℃持续10至30分钟，在400℃持续30分钟。

当用于快堆燃料覆盖管时，在按照本发明的AlN和BN弥散强化铁基奥氏体钢的成分中，为了奥氏体相的稳定，也为了控制空穴膨胀，最好用316L不锈钢做基底金属，最好含较多的Ni，因此合金的组成最好是：Ni：12至30%，Cr：16至18%，Mo：2.0至3.0%。在由高碳强化的钢中，由于C躲入Na中，可能引起强度下降，因此，C作为一组分最好含量低。具体来说，C的含量最好为0.001至0.03%。

鉴于O的固化，C成分引起变脆，TiO或TiO₂，TiC，NbO，NbC的形成使强度增加，其余成分被溶解而使燃料覆盖管中子照射损伤引起的空穴膨胀得以防止。Ti和Nb最好分别为0.5%或0.5%以上和0.7%或0.7%以上，具体来说最好分别为0.5至1.0%和0.7至2.0%。

当用做燃气轮机材料时，组分中C的含量最好高一些，以期实现碳沉淀硬化，但是最佳含量为0.15%。为提高在高温时的耐腐蚀性，Cr含量为15%或15%以上，相应于Ni增加，Cr含量最多为33%。

Cr含量增加时为阻止三价铁的形成，Ni含量必须增多些，为20%至30%。

加入W和Mo是为了固溶体强化，也是为了其碳化物引起的强化。Mo的增加会产生σ相，Mo最好为1.25至3.0%，而W最好为0.005至3.0%这两种元素的添加要一起考虑。

加入Al是为提高耐热性，加入Ti是为使O和Al一起固定，因生成TiC而强化。这些元素的添加量最好为：A：0.1至0.2%，Ti：1.75至2.0%。

在不包含Al的AlN或BN弥散强化铁基铁素体钢的成分中，对于前述快堆燃料覆盖管的材料来说，C含量应尽可能低，因此，考虑要形成TiC而提高强度，所以C含量的上限最好为0.05%，具体来说，C含量最好为0.01至0.05%。对于燃气轮机材料，C含量则越 高越好，以便由碳沉淀而提高强度，此时C含量最好为0.08至0.20%。

对于燃气轮机材料，为提高耐腐蚀性，特别是高温抗氧化性，Cr含量要不少于9%。Cr含量高能使σ相通过长期老化效应而沉淀，因此Cr含量最好为9至20%。

加入Mo和W是为了固溶体强化，也是为了提高抗蠕变特性，这是由于碳化物的稳定作用，尤其是当C含量很高时。另外，Mo是提高在高温下耐腐蚀性所必需的。Mo和W两种元素添加量最好都不少于0.5%。具体来说，各加0.5至3.0%，或者两者添加总量最好最多为4.0%。

Ti和Nb是碳化物的稳定作用和提高强度所必需的，也是为了固定杂质O。另外，加入Ti和Nb的一种独立的作用是阻止中子照射引起的空穴膨胀。虽然要取决于C和O的含量，但是出于过量的考虑，Ti最好加入0.5至1.0%，Nb最好加入0.7至2.0%。

在按照本发明用作燃气轮机材料的一种含Al的AlN或BN弥散强化铁基铁素体钢的成分中，C含量最好较高以便通过碳化物强化，因此取决于碳化物中的金属Ti，Nb，Mo和W的添加量，碳含量最好为0.05至0.2%。Cr，Ti，NB，Mo和W的推荐含量范围的原因与前述不含Al铁素体钢的情况相同。

与Cr情况相同，Al比Fe较易氧化而形成氧化物薄膜，所以加入Al是为了提高材料的抗氧化性，包括同Cr共同的作用。因此，Al 是高温下工作的燃气轮机材料不可缺少的。铝的含量不得少于2%以提高耐氧化性，具体来说Al和含量最好为2至5%。

按照本发明的AlN或BN弥散强化镍基合金，提高了耐热性。在含Al的AlN或BN弥散强化镍基合金的成分中，如前所述当想用碳化物强化时，推荐的C含量最多为0.15%，但是当需要延展性时，C含量则最好较低，视具体情况而定，推荐的范围是0.01至0.15%。Cr能提高在高温下的抗氧化性，考虑到σ相的形成，其含量的推荐范围是10至23%。加入Ti是必须的，以便与Al共存而固定O，实现碳化物强化和形成γ′，虽然取决于C和Al的含量，Ti的含量范围推荐为0.4至5.0%。加入Al是为了通过γ′强化以及提高抗氧化性。虽然Al的加入量要相应于Ti量以及与抗氧化性有关的工作温度来调节，但是大致的推荐范围是0.5至6.0%。加入Nb是为了固定O和实现碳化物强化。Nb的添加量的推荐范围是0.1至2.0%。加入Ta与加入Nb的理由相同，但是，相应于C，Al和Nb的含量，Ta的推荐加入量为最多4.5%。Mo和W的作用是实现固溶体强化，以及当C含量高时实现碳化物的稳定作用，加入Mo和W也是为了改善抗蠕变特性。Mo也是提高在高温下的耐腐蚀性所必需的。Mo和W两者的推荐添加量是最多为5%。

在按照本发明的含W量高的AlN或BN弥散强化镍基合金的成分中，由于C是用来强化，所以含C量高，具体来说，推荐的范围是0.05至0.15%。为了提高在高温下的抗氧化性，考虑到形成σ相 的极限，Cr的最多加入量推荐为25%，为取得更好的效果，具体的加入量为20至25%。为增加固溶体强度和改善可焊性，相应于W含量Co的推荐添加范围是0.01至10%（重量）。为了增加高温蠕变强度，添加较多的W，但是，W的加入量过多会引起在机械熔合中难于溶解的问题，因此，推荐的W的添加量为10至17%。当Mo作为高温强化元素共存时，W和Mo总量推荐为相同的范围，即10至17%。为了固定O和C必须添加Ti，Nb，Ta和Zr，相应于含C量推荐的添加量最多为3%。

附图的简单描述：

图1所示剖面图，表示一碾磨机的结构，它是与本发明有关的机械熔合装置;

图2所示剖面图表示用于与本发明有关的机械熔合合金粉末热各向同压烧结的软钢容器和盖;

图3是烧结材料热轧后的强度试件的工作图;

图4表示A-1钢的屈服和抗拉强度与温度的关系;

图5表示A-1钢在650℃时的蠕变断裂强度特性;

图6所示剖面图表示周转球磨机的结构，它是与本发明有关的机械熔合装置;

图7表示F-1钢和F-2钢的屈服和抗拉强度与温度的关系;

图8表示F-1钢和F-2钢在650℃时的蠕变断裂强度特性;

图9表示F-3钢和F-4钢的屈服和抗拉强度与温度的关系;

图10表示F-3钢和F-4钢在650℃时的蠕变断裂强度特性;

图11表示F-4钢，F-5钢，F-6钢和F-7钢在650℃时的蠕变断裂强度特性;

图12表示Ni-1合金的Ni-2合金在1093℃时的蠕变裂断强度特性;

图13表示Ni-3合金，Ni-4合金和Ni-5合金的屈服强度与温度的关系;

图14表示F-9钢在650℃时的蠕变断裂强度特性;

图15是与本发明有关的快堆燃料覆盖管的剖面图;

图16是与本发明有关的燃气轮机的剖面图。

现在详细描述本发明的推荐实施例。

例1

现对照图1描述按照本发明的AlN弥散铁基奥氏体钢粉末的制造方法的一个实施例。如图1所示，碾磨机用做球磨机、碾磨机的结构具有真空阀1，氩气置换阀2，盖4（其上有测温用的小孔3），能够装备水冷套5和电阻加热器6，装有混合粉末8和直径为10mm的钢球9的容器7，从外动力源输送转动的回转轴10以及5对搅拌器11。动能通过转动的搅拌器11和钢球9之间的碰撞提供给钢球9，在钢球之间以及钢球9和容器7的内壁之间碰撞时，其间存在的混合粉末8被机械能熔合。为了制造含有C：不超过0.01重量%，Cr：17重量%，Ni：12重量%，Ti：0.5重量%，AlN：0.25重量%， 其余为Fe的AlN弥散奥氏体钢粉末，先制备表1中的标出的316L钢粉末，Ti粉末和AlN粉末，使其具有前述的组分。表1中给出了各标本粉末的主要化学成分（主成分除外）和平均粒度以及适用的合金种类。表2则给出了合金各种化学成分的最后含量。计算混合粉末的重量，使钢球9的总重（15公斤）与混合粉末重量之比为15/1，这样得出混合粉末约重1公斤。在机械熔合前为清洗容器7内部和钢球9，首先倒入普通水在每分400转的转速下处理30分钟，这样进行二次，然后在相同的条件下用蒸馏水处理一次，最后用酒精处理一次。封闭容器，在加热器上加热至50℃后在容器7内抽真空使其干燥，将混合粉末8放入容器7，当真空度抽成10^-2至10^-3乇的时刻，其后加热至约120℃，用一个大气压的99.99%的高纯度氩气充入容器7，然后密封起来。由于水冷却套5中的水在加热前由N₂气体排出，水的倾注与在每分280转的转速下的机械熔合同时开始。熔合过程持续30分钟。得到的机械熔合合金粉末储入在一个真空容器中，观察可看出，颗粒大，呈团状，锻压性能好。

现在描述上述制得的AlN弥散铁基奥氏体钢粉末的烧结固化。图2所示软钢容器直径为50mm，高30mm，致密地装有AlN弥散铁基奥氏体钢粉末12，盖有200目或200目以下的不锈钢14，容器13用钨极惰性气体保护焊固定有抽气管15的盖16。分步抽成真空10^-2至10^-3乇，在100℃时20分钟，在200℃时20分钟，然后在400℃时30分钟。抽真空完成后，在抽气管压缩两点进行钨极惰性气 体保护焊。端部在热各向同压处理装置上处理进行烧结，工艺条件是：温度从室温在1小时内升至1200℃，在1200℃保温1小时，在30分钟内使温度从1200℃降至室温。

下面描述对AlN弥散强化铁基奥氏体钢进行的高温强度试验。在1050℃下轧成10mm厚的板以后，有些收缩的烧结的软钢容器13进一步在1050℃退火1小时。抗拉试件的有效表测直径为182mm，长10mm，蠕变试件直径194mm，长20mm，均由图3所示板17加工而成。耐热强化件的AlN弥散强化奥氏体钢A-1的化学分析结果示于表2。观察A-1钢表面金属结构，可见白亮细颗粒，Al和N从化学分析颗粒可检测到。图4和图5中示出了A-1钢在650℃时的屈服强度，抗拉强度和蠕变断裂强度。其屈服强度和抗拉强度要优于普通钢。蠕变断裂寿命比冷加工316钢长20%。

例2

按照本发明的AlN弥散铁基铁素体钢粉末的一实施例和由这种粉末制造耐热强化件的方法将对照图6描述。在本例中使用图6所示的周围球磨机进行机械熔合。该球磨机具有真空阀20，设有氩气置换阀21和小孔22的盖23，设有电阻加热器24，容器25中放置的直径10mm的钢球26，混合粉末27，转板28以及盖23的止动器29。转动从一外传动系统传递到转板28，在板28上十字形放置的四个容器25上产生箭头30所示的离心力，每个容器25也绕其轴线转动。钢球26沿容器25内壁转动，且钢球26相互碰撞。为了制造 两种（加Ti或加Nb）含有C：0.01重量%或0.01重量%以下，Cr：17重量%，Mo：2.0重量%，Ti：0.5重量%，AlN：0.25重量%，或含有C：0.01重量%或0.01重量%以下，Cr：17重量%，Mo：2.0重量%，Nb：0.7重量%，AlN：0.25重量%的低碳AlN弥散铁素体钢粉末，在表1所示的粉末中分别选取430L钢，Mo，AlN，Ti粉末或者430L钢，Mo，Nb，AlN粉末并按所需组分制备。混合粉末27约重150g，相当于钢球26总重的 1/7 。机械熔合前的处理与例1相同。这种球磨机没有水冷系统。机械熔合过程是在每分330转的转速下进行的，共进行48小时。在此期间每8至10小时停止操作一次。操作开始后8小时中容器25的温升平均为60℃左右。同样，机械熔合进行两次，含Ti或Nb的AlN弥散铁基铁素体钢粉末制成后重150克。与例1奥氏体钢粉末比较，观察加Ti的合金粉末，呈扁平米粒状，尺寸要小些。

1200℃时停止加热，当降至1，100℃时保温，根据热各向同压条件进行与例1相应的烧结固化。在1050℃时热轧成10mm厚之后，同样在1050℃温度下退火1小时。表2给出了两种耐热强化件F-1和F-2的AlN弥散强化合金的化学成分分析结果。图7和图8中表示对与例1相同尺寸试件进行强度试验所得到的结果。与ODS钢（低C12Cr-0.46Y₂O₃）比较，本发明的F-1和F-2钢的屈服和抗拉强度与其相当，蠕变强度则更优，蠕变断裂寿命更长。

例3

现在描述一种低碳AlN弥散强化铁基铁素体钢制造方法的实施例，这种钢中添加了W和Ti但AlN含量有所不同。在制造分别含有C：0.01重量%或0.01重量%以下，Cr：17重量%，W：2.0重量%，Ti：0.5重量%，AlN：0.25重量%和C：0.01重量%或0.01重量%以下，Cr：17重量%，W：2.0重量%，Ti：0.5重量%，AlN：0.5重量%的两种弥散强化钢时，从表1选取430L钢，W，Ti和AlN粉末，按照前述组分制备两种混合粉末，用例如碾磨机进行机械熔合。所使用的机械熔合条件相应于例1，所使用的烧结条件和热处理条件相应于例2。表2中给出了这两种AlN弥散铁基铁素体钢F-3和F-4的替代成分分析结果。在图9和图10中给出了对形状与例1相同的试件进行的强度试验结果。在屈服强度，抗拉强度和蠕变强度方面，这两种钢F-3和F-4都优于普通ODS钢。

例4

现在描述添加Al和Mo但AlN含量不同的两种高碳AlN弥散强化铁基铁素体钢的制造。这两种钢的组分分别为C：0.10重量%，Cr：17重量%，Mo：2.5重量%，Al：4.0重量%，AlN：0.55重量%和C：0.1重量%或0.1重量%以下，Cr：17重量%，Mo：2.5重量%，Al：4.0重量%，AlN：1.0重量%。在表1中选取430L钢，Mo，Al和AlN粉末，按前述组分，分别为这两种钢制备混合粉末。在碾磨机中的机械熔合，固化烧结条件，其后的热加工和热处理条件都相应于例3。表2中给出了这两种钢F-5和F-6的化学成 分分析结果。图11给出了强度试验结果。虽然比高碳ODS钢（0.12C-11Cr-0.5Ti-3W-0.5Y₂O₃）蠕变强度差，但F-6钢的蠕变断裂寿命方面的强度却并未下降。

例5

现在描述分别含有高碳，低Cr，W，Ti以及含有Mo，W，Ti的两种AlN弥散强化铁基铁素体钢的制造，以本发明的一个实施例方式介绍。这两种钢的估计组成分别是C：0.10重量%，Cr：12重量%，W：2.0重量%，Ti：0.5重量%，AlN：0.7重量%，和C：0.10重量%，Cr：12重量%，Mo：2.0重量%，W：2.0重量%，Ti：0.5重量%，AlN：0.7重量%，在表1中分别选取410L钢，C，Mo，W，Ti和AlN粉末，按重量组分分别为两种钢制备混合粉末。机械熔合和固化烧结按例2进行，但是在1，100℃温度下热轧后的热处理是，在1050℃正火1小时，进行空气冷却后，在780℃温度下为高碳回火2小时。观察机械熔合后的添加Mo，W和Ti的AlN弥散强化铁基铁素体钢，可以看出其颗粒要比低碳钢小，且粒度分布广。表2中F-7和F-8给出了这两种耐热强化钢的实际化学成分分析结果。图11中给出了对按例1形状试件进行强度试验所得出的结果。按照本发明的F-7和F-8钢有相同的蠕变性质，但在蠕变强度方面似乎要优于F-5和F-6钢。这两种钢的蠕变强度相应于普通ODS钢的特性。

例6

下面描述本发明有关的AlN弥散强化镍基合金的一个实施例。描述将涉及INCONEL600（商标）用作基体的情况，也将涉及在这种基体中形成γ′的情况，从表1中选取430L钢，Ti，Al，Nb和AlN粉末，分别按以下两种组分制备混合粉末，Cr：16重量%，Fe：7重量%，AlN：0.5重量%和Cr：16重量%，Fe：7重量%，Ti：2.5重量%，Al：1重量%，Nb：1重量%，AlN：0.5重量%。在每分270转的转速下进行机械熔合40小时，实施过程相应于例1。观察添加Ti，Al和Nb的机械熔合粉末，可以看出有广泛的粒度分布。实施的固化烧结相应于例1。在1050℃的温度下进行热轧，然后在1200℃的温度下进行热处理1小时。表2中给出了这两种耐热强化合金Ni-1和Ni-2的化学分析结果。图12中给出了在1093℃的温度下对与实例1中试件相同形状的试件进行蠕变断裂强度试验所取得的结果。INCONEL基AlN弥散强化Ni-1合金耐热强度比普通INCONEL600合金有所改善。另一方面，γ′沉淀Ni-2合金的强度要比普通MA754ODS合金差一些。

例7

现在描述按照本发明的高钨AlN弥散强化镍基合金的两个实施例。这两种合金的估计组成分别是C：0.12重量%，Co：10重量%，Cr：23重量%，W：15重量%，Ti：1.0重量%，Zr：0.5重量%，AlN：0.5重量%和C：0.12重量%，Cr：23重量%，W：10重量%，Mo：5.0重量%，Ti：1.0重量%，Nb：2.0重量%，AlN：0.5重量% ，按需要组分选取表1所示的Ni，Cr，Co，Mo，W，Ti，Nb，C，Zr和AlN粉末制备混合粉末。以每分270转的转速进行机械熔合40小时，实施机械熔合的过程相应于例1。在1050℃的温度下热轧，然后在1100℃温度下进行热处理1小时。表2中给出了两种合金Ni-3和Ni-4的化学分析结果。图13给出了对形状与例1试件相同的试件进行强度试验所得结果。由于W和Mo总量增加，固溶体强化叠加进来，所以两种合金的屈服强度直到1000℃时都是令人满意的。

例8

现在描述按照本发明的高碳在的且添加Al和W的BN弥散强化铁基铁素体钢的制造实例。这种钢的估计组成是C：0.10重量%，Cr：20重量%，W：2.5重量%，Al：3.0重量%和BN：0.6重量%。按照前述组分用表1中的430L钢，Cr，W，Al，C和BN粉末制备混合粉末。用碾磨机进行机械熔合，固化烧结条件，以及其后的热加工和热处理都相应于例3。表2给出了此种F-9钢的化学分析结果。图14给出了在650℃时蠕变断裂强度试验结果。图14给出了在650℃时蠕变断裂强度试验结果。这种钢的蠕变强度要优于普通高碳ODS钢（0.12C-11Cr-0.5Ti-3W-0.5Y₂O₃）。

例9

现在描述按照本发明的高钨BN弥散强化镍基合金制造实例。这种合金的估计组成是，C：0.12重量%，Cr：23重量%，W：15重量%，Ti：1.0重量%，Zr：0.5重量%和BN：0.6重量%。按照需要 组成选取表1所示Ni，W，Ti，C，Zr和BN粉末制备混合粉末。机械熔合，固化烧结条件，热轧和热处理都相应于AlN弥散强化镍基合金。表2给出了这种Ni-5合金的化学分析结果。图13中与Ni-3，Ni-4一道给出了强度试验的结果。这种合金的屈服强度比AlN弥散合金差一些，但是有满意的高温强度。

例10

现在对照图15描述与本发明有关的快堆燃料覆盖管的实施例。许多燃料32装在一条燃料覆盖管31中。燃料覆盖管31的上、下端开口分别焊有上端塞33和下端塞34。标号35表示焊接区。在本发明中，燃料覆盖管31是由前述AlN或BN颗粒弥散铁基铁素体钢或奥氏体钢（耐热强化合金）制成的。甚至在高达800℃的高温环境下工作，这种快堆燃料覆盖管都具有满意的高温强度。另外，它还可以避免在600℃至800℃温度下在电子模拟照射中引起空穴。

例11

现在对照附图6描述与本发明有关的燃气轮机的一个实施例。火焰管36，燃烧室的过渡件37，叶片38，叶片39和围带40中的至少一件是由前述的AlN或BN颗粒弥散强化镍基合金制成的。另外，叶轮42是由前述AlN或BN颗粒弥散铁基铁素体钢或奥氏体钢（耐热强化合金）制成的。因此，前述燃气轮机零件可以具有令人满意的高温强度。图中标号43表示隔离子，44表示远端零件。

按照本发明，暴露于高温和快堆燃料裂变中子照射的材料或燃 气轮机的要求长寿命和高温强度的材料，由于采用本发明的机械熔合工艺制造的耐热氮化物弥散强化合金作为耐高温材料将得到提高安全度和可靠性的显著效果。

Claims (28)

1、一种以铁基铁素体不锈钢，或铁基奥氏体不锈钢，或镍基合金为基底金属的耐高温氮化物弥散强化合金，其特征在于：AlN颗粒和BN颗粒中的至少一种弥散到上述基底金属的基体中，以便增加基底金属的耐热性。

2、按照权利要求1所述的耐热氮化物弥散强化合金，其特征在于：弥散的AlN颗粒和BN颗粒的粒度分布为0.001μm至5μm。

3、按照权利要求1所述的耐热氮化物弥散强化合金，其特征是由粉末构成的。

4、一种氮化物弥散铁基奥氏体不锈钢含有C：0.01至0.15重量%，Cr：15至33重量%，Ni：12至30重量%，Si：1.0重量%或1.0重量%以下，Mn：0.5重量%或0.5重量%以下，以及Mo：1.25至3.0重量%，Al：0.1至0.2重量%，Ti：0.5至2.0重量%，Nb：0.7至2.0重量%和W：0.005至3.0重量%中的至少一种，并且还含有0.25至0.5重量%的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本为Fe。

5、一种氮化物弥散铁基铁素体不锈钢含有C：0.01至0.20重量%，Cr：9至20重量%，Si：0.9重量%或0.9重量%以下，Ni：0.6重量%或0.6重量%以下，Mn：0.1重量%或0.1重量%以下，Ti：0.5至1.0重量%或Nb：0.7至2.0重量%，以及Mo：0.5至3.0重量%或W：0.5至3.0重量%或Mo+W≤4.0重量%，还含有0.5至1.0重量%的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或二种，其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本为Fe。

6、一种氮化物弥散铁基铁素体不锈钢含有C：0.05至2.0重量%，Cr：9至20重量%，Si：0.9重量%或0.9重量%以下;Ni：0.6重量%或0.6重量%以下，Mn：0.1重量%或0.1重量%以下，Al：2.0至5.0重量%，Ti：0.5至1.0重量%或Nb：0.7至2.0重量%，Mo：0.5至1.0重量%或W：0.5至3.0重量%或Mo+W≤4.0重量%，还含有0.5至1.0重量%的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度为0.001μm至5μm，其余成分基本为Fe。

7、一种氮化物弥散镍基合金含有C：0.08重量%或0.08重量%以下，Co：0.1重量%或0.1重量%以下，Cr：15至17重量%，Fe：7至8重量%，并含有0.5至1.0重量%的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本为镍。

8、一种氮化物弥散镍基合金含有C：0.01至0.15重量%，Co：0.1重量%或0.1重量%以下，Cr：10至23重量%，Fe：7重量%或7重量%以下，Ti：0.4至5.0重量%，W：5重量%或5重量%以下，Mo：5重量%或5重量%以下，Al：0.5至6.0重量%，Nb：0.1至2.0重量%，Si：1重量%或1重量%以下，Mn：0.7重量%或0.7重量%以下，Ta：4.5重量%或4.5重量%以下，并含有0.5至1.0重量%的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或二种，其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本为镍。

9、一种氮化物弥散镍基合金含有C：0.05至0.15重量%，Co：0.01至10重量%，Cr：20至25重量%，W：10至17重量%或W+Mo：10至17重量%，以及3重量%或3重量%以下的Ti，Nb，Ta，Zr中的任一种或全部，并含有0.25至1.0重量%的以颗粒状弥散的AlN和BN中的一种或两种，其粒度分布为0.001μm至5μm，其余成分基本为镍。

10、一种制造氮化物弥散铁基奥氏体不锈钢粉末的方法，其特征在于：

使铁基奥氏体不锈钢粉末，和AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合粉末在高能球磨机中进行机械熔合，以便使粒度分布为0.001μm至5μm的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种弥散在基本为奥氏体相组成的基体中。

11、按照权利要求10所述的制造氮化物弥散铁基奥氏体不锈钢粉末的方法，其特征在于：所述在球磨机中的机械熔合包括以下步骤：使混合粉末，球磨机的容器及钢球保持100℃至200℃的温度，使所述容器内抽真空至10^-2至10^-3乇，然后充入一个大气压的99.9%的高纯度氩气，然后在室温左右，以每分200至400转的转速进行机械熔合处理20至50小时。

12、按照权利要求10所述的制造氮化物弥散铁基奥氏体不锈钢粉末的方法，其特征在于：在机械熔合前，AlN粉末和BN粉末的最初粒度分布为不超过0.1μm。

13、按照权利要求10所述的制造氮化物弥散铁基奥氏体不锈钢粉末的方法，其特征在于：在机械熔合前，所述铁基奥氏体不锈钢粉末的最初粒度分布为不超过150μm。

14、制造氮化物弥散铁基铁素体不锈钢粉末的方法，其特征在于：将铁基铁素体不锈钢粉末，以及AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合粉末在高能球磨机中进行机械熔合，使粒度分布为0.001μm至5μm的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种弥散入基本由铁素体相构成的基体中。

15、按照权利要求14所述的制造氮化物弥散铁基铁素体不锈钢粉末的方法，其特征在于：所述在球磨机中进行的机械熔合包括以下步骤：使所述混合粉末，球磨机的容器和钢球保持在100℃至200℃的温度，将所述容器内抽真空成10^-2至10^-3乇，接着充入一个大气压的99.9重量%的高纯度氩气，然后在室温左右以每分200至400转的转速进行机械熔合处理20至50小时。

16、按照权利要求14所述的制造氮化物弥散铁基铁素体不锈钢粉末的方法，其特征在于：在机械熔合前，AlN粉末和BN粉末最初的粒度分布为不超过0.1μm。

17、按照权利要求14所述的制造氮化物弥散铁基铁素体不锈钢粉末的方法，其特征在于：在机械熔合前，铁基铁素体不锈钢粉末的最初粒度分布为不超过150μm。

18、制造氮化物弥散镍基合金粉末的方法，其特征在于：将镍基合金粉末以及AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合粉末在高能球磨机中进行机械熔合，以便使粒度分布为0.001μm至5μm的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种弥散入固溶体的γ相或γ和γ′相的基体中。

19、按照权利要求18所述的制造氮化物弥散镍基合金粉末的方法，其特征在于：所述在球磨机中进行的机械熔合包括以下步骤：使所述混合粉末，球磨机的容器和钢球保持在100℃至200℃的温度，在所述容器内抽真空至10^-2至10^-3乇，接着在一个大气压下充入99.9重量%的高纯度氩气，然后在室温左右以每分200至400转的转速进行机械熔合处理20至50小时。

20、按照权利要求18所述的制造氮化物弥散镍基合金粉末的方法，其特征在于：在机械熔合前，AlN粉末和BN粉末中的平均粒度分布为不超过0.1μm。

21、按照权利要求18所述的制造氮化物弥散镍基合金粉末的方法，其特征在于：在机械熔合前镍基合金粉末的粒度分布为不超过150μm。

22、一种以铁基铁素体不锈钢或铁基奥氏体不锈钢或镍基合金为基底金属的耐热强化固体，其特征在于：具有提高基底金属耐热性的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种的氮化物弥散强化合金粉末经过烧结而形成一定的固体。

23、按照权利要求22所述的耐热强化固体，其特征在于：弥散的AlN颗粒和BN颗粒的粒度分布为0.001μm至5μm。

24、制造以铁基铁素体不锈钢或铁基奥氏体不锈钢或镍基合金为基底金属的耐热强化固体的方法，其特征在于该方法具有以下步骤：

使所述基底金属粉末以及AlN粉末和BN粉末中的一种或两种的混合粉末进行机械混合和机械熔合;

将机械熔合的粉末装入一金属容器;

将容器内抽真空后进行真空密封;

在实行热各向同压或热挤压预定加工后烧结密封的容器。

25、快中子反应堆的燃料覆盖管，具有：

装纳燃料用的一根燃料覆盖管;

所述覆盖管两开口端上设有塞;

其特征在于：所述覆盖管是由氮化物弥散强化合金制成的，这种合金具有：

由铁基铁素体不锈钢或铁基奥氏体不锈钢构成的基底金属;

增加所述基底金属耐热性的，弥散在基底金属的基体内的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

26、一种燃气轮机叶轮，其特征在于：它是由氮化物弥散强化合金制成的，这种合金具有：

由铁基铁素体不锈钢或铁基奥氏体不锈钢构成的基底金属;

增加所述基底金属的耐热性的，弥散在基底金属的基体内的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

27、一种燃气轮机，其特征在于：

燃气轮机叶轮是由氮化物弥散强化合金制成的，这种合金具有：由铁基铁素体不锈钢或铁基奥氏体不锈钢构成的基底金属，以及增加所述基底金属的耐热性的，弥散在所述基底金属的基体中的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

28、一种燃气轮机，其特征在于：燃气轮机的燃烧器，喷嘴，叶片和围带中的至少一件是由氮化物弥散强化合金制成的，这种合金具有：由镍基合金构成的基底金属，以及增加所述基底金属耐热性的，弥散在所述基底金属的基体内的AlN颗粒和BN颗粒中的一种或两种。

Images