CN117646148A - 低活化钢及其制备方法和应用 - Google Patents

低活化钢及其制备方法和应用 Download PDF

Info

Publication number
CN117646148A
CN117646148A CN202311743843.6A CN202311743843A CN117646148A CN 117646148 A CN117646148 A CN 117646148A CN 202311743843 A CN202311743843 A CN 202311743843A CN 117646148 A CN117646148 A CN 117646148A
Authority
CN
China
Prior art keywords
low
activation steel
steel
phase
activation
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202311743843.6A
Other languages
English (en)
Inventor
张弛
霍晓杰
李志峰
贺帅
陈浩
李正操
杨志刚
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tsinghua University
Original Assignee
Tsinghua University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tsinghua University filed Critical Tsinghua University
Priority to CN202311743843.6A priority Critical patent/CN117646148A/zh
Publication of CN117646148A publication Critical patent/CN117646148A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B21J5/002—Hybrid process, e.g. forging following casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21F—PROTECTION AGAINST X-RADIATION, GAMMA RADIATION, CORPUSCULAR RADIATION OR PARTICLE BOMBARDMENT; TREATING RADIOACTIVELY CONTAMINATED MATERIAL; DECONTAMINATION ARRANGEMENTS THEREFOR
    • G21F1/00—Shielding characterised by the composition of the materials
    • G21F1/02—Selection of uniform shielding materials
    • G21F1/08—Metals; Alloys; Cermets, i.e. sintered mixtures of ceramics and metals
    • G21F1/085—Heavy metals or alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • High Energy & Nuclear Physics (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供了低活化钢及其制备方法和应用。该低活化钢包括：0.03wt％～0.12wt％的C；0.1wt％～2.5wt％的Si；0.2wt％～1.2wt％的Mn；0.5wt％～3.5wt％的W；8wt％～12wt％的Cr；0.05wt％～0.35wt％的V；0.02wt％～0.60wt％的强碳氮化物元素，强碳氮化物元素包括Ta、Ti和Zr中的至少之一；余量为Fe和不可避免的杂质；低活化钢析出相包括M23C6相和M’X相，M23C6相平均等效直径为50nm～90nm，M包括Cr、W、Mn或V，M’包括Ti、Ta、Zr或V，X包括C或N。在低活化钢的制备方法中使用上述化学成分配比，并配合采用多温‑多步回火工艺，可以将M23C6相平均等效直径调控为50nm～90nm。由此，本发明低活化钢具有优异的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能，制备方法与现有工艺相容性好、有利于在工业中推广应用。

Description

低活化钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体地，涉及一种低活化钢及其制备方法和应用。
背景技术
核电几乎不产生碳排放，而且相较于风能、太阳能等其他清洁能源具有发电稳定的优点，无需建设储能设备用于移峰填谷，因此发展核能是实现清洁发电的必由之路。核能发电包括可控核裂变和可控核聚变，目前裂变堆比较成熟，第四代反应堆正在发展中。第四代裂变堆和聚变示范堆都对结构材料的高温性能和抗辐照性能提出更高的要求，相关领域成为国内外的研究热点。低活化钢具有良好的抗辐照性能，包括辐照后较小的肿胀率，较高的热导率，，并且具有较好的科研、工业基础，被认为是聚变示范堆的首选结构材料和第四代裂变堆的重要结构材料。
低活化钢改进自传统耐热钢，具有相近的成分和生产工艺，生产流程一般包括冶炼、锻造、热加工和热处理。经典热处理为正火后高温回火，典型组织是回火马氏体。热处理过程中析出M’X和M23C6相，在长时间的高温服役过程中析出Laves(Fe2W)相。一般认为马氏体板条束界面处主要析出较为粗大的M23C6(M＝Cr、Fe、W、V)相，等效直径为100～500nm，其主要作用是阻碍马氏体板条束界迁移，稳定马氏体板条结构，从而获得较好的高温稳定性。M23C6在高温环境下粗化速度较快，而且M23C6中富集了大量W元素，是主要劣化相Laves(Fe2W)相的形核位置，Laves相依附较大的M23C6形核后快速长大到微米级，吸收基体中主要的固溶强化元素W，在马氏体板条束界上形成连续的析出，严重损害材料高温强度和韧性，造成材料的失效。
因此，本领域亟需提出新的合金设计和制备工艺以改善低活化钢的服役性能。
发明内容
本发明的一个目的在于提出一种低活化钢及其制备方法和应用，该低活化钢中M23C6相尺寸较小且分布均匀，有效提高了低活化钢的强度、韧性、高温蠕变寿命和抗辐照性能。
在本发明的一个方面，本发明提供了一种低活化钢。根据本发明的实施例，该低活化钢包括：0.03wt％～0.12wt％的C；0.1wt％～2.5wt％的Si；0.2wt％～1.2wt％的Mn；0.5wt％～3.5wt％的W；8wt％～12wt％的Cr；0.05wt％～0.35wt％的V；0.02wt％～0.60wt％的强碳氮化物元素，所述强碳氮化物元素包括Ta、Ti和Zr中的至少之一；余量为Fe和不可避免的杂质；所述低活化钢析出相包括M23C6相和M’X相，所述M23C6相的平均等效直径为50nm～90nm，M包括Cr、W、Mn或V，M’包括Ti、Ta、Zr或V，X包括C或N。
由此，本发明的低活化钢包括上述含量的组分和上述析出相，一方面，在上述含量的组分中，C元素可以与强碳氮化物元素(即Ta、Ti、Zr)和V元素结合形成M’X析出相，并且C元素还可以与Mn元素、W元素、Cr元素、Fe元素、V元素结合形成M23C6析出相，起到析出强化的作用，提高低活化钢的强度和韧性；Si元素可以提高低活化钢的抗氧化和抗腐蚀能力，Mn元素可以与P、S等杂质元素结合降低其对低活化钢性能的损害，并且可以提高低活化钢的热加工性能、冲击性能和抗腐蚀性能，W元素可以起到固溶强化作用，Cr元素可以提高低活化钢的抗氧化和抗腐蚀能力；另一方面，本发明低活化钢中M23C6相的平均等效直径调控至50nm～90nm范围内，其尺寸相对更小，分布更加均匀，可以增强其析出强化作用。由此，上述组分和含量范围以及上述析出相尺寸范围的低活化钢，其析出相分布更加均匀，且M23C6相的尺寸较小，从而可以增强析出相稳定基体和钉扎位错的能力，从而有效提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
另外，根据本发明上述实施例的低活化钢还可以具有如下附加的技术特征：
根据本发明的实施例，所述强碳氮化物元素中Ta的含量不低于0.05wt％，Ti的含量不低于0.02wt％，Zr的含量不低于0.02wt％。由此，可以达到更佳的析出效果，从而可以提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
根据本发明的实施例，所述低活化钢还包括：0.02wt％～0.06wt％的N。由此，N元素可以与V元素结合形成有益析出相，从而提高低活化钢的强度和韧性。
根据本发明的实施例，所述低活化钢还包括，0.05wt％～0.3wt％的稀土元素，所述稀土元素包括Y、La和Ce中的至少之一。由此，可以避免引入高活化元素Al，并且可以进一步提高低活化钢的韧性和高温蠕变性能。
根据本发明的实施例，基于所述低活化钢的总体积，所述M23C6相的体积分数为0.5％～3％，所述M’X相的体积分数为0.02％～0.15％。由此，可以增强析出相稳定基体和钉扎位错的能力，从而可以提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
在本发明的另一个方面，本发明提供了一种制备前面所述低活化钢的方法，该方法包括：(1)将低活化钢原料进行熔炼、除杂和成型，以便得到钢锭；(2)将所述钢锭进行热加工，以便得到热加工件；(3)将所热加工件进行奥氏体化处理后冷却；(4)将步骤(3)得到的工件进行回火，所述回火包括将所述工件加热至600℃～700℃保温0.5h～3h，然后升温至720℃～800℃并保温0.5h～3h后冷却，或，将所述工件在720℃～800℃保温15min～45min后冷却且重复3～6次。
由此，本发明通过将低活化钢原料进行熔炼、除杂和成型，然后对所得钢锭进行热加工和奥氏体化处理，再对冷却后的工件进行上述回火，采用上述高低温配合回火工艺或多次短时高温回火工艺(即多温-多步回火工艺)，在回火过程中，M23C6相在较低温度下具有较高的析出驱动力，可以促使M23C6相在马氏体板条界析出，利用析出的细小M23C6相抑制马氏体板条合并和位错回复，提高马氏体基体的稳定性，提高基体的界面密度，为高温回火过程提供更多的M23C6形核位点。多温-多步回火工艺将界面密度提高20％以上，从(0.7～1.2)×106/m提高到(1.2～5)×106/m，较多的形核位置也造成M23C6的细化，平均等效直径降低20％以上，从80nm～150nm降低至50nm～90nm，从而实现M23C6相尺寸细化并提高析出相分布的均匀性。由此，采用该方法可以得到具有分布均匀、尺寸细化的M23C6相的低活化钢，分布均匀、尺寸细化的M23C6相具有增强的稳定基体和钉扎位错的能力，从而使所得低活化钢具有优异的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
另外，根据本发明上述实施例的制备所述低活化钢的方法还可以具有如下附加的技术特征：
根据本发明的实施例，在步骤(1)中，所述除杂工艺采用稀土元素进行除杂。由此，可以避免高活化元素Al的引入，有利于提高低活化钢的强度、韧性和高温蠕变寿命。
根据本发明的实施例，在步骤(2)中，将所述钢锭加热到1150℃～1250℃保温2h～6h后开始锻造，锻造比不低于3，终锻温度不小于850℃，优选终锻温度不小于1000℃。由此，可以提高低活化钢的强度和韧性。
根据本发明的实施例，在步骤(2)中，所述热加工件在锻造和轧制时的应变速率不高于0.08/s。由此，可以防止热加工过程中热加工件发生塑性失稳，从而提高低活化钢的强度和韧性。
根据本发明的实施例，在步骤(2)中，所述热加工件为板材，将所述热加工件进行热轧处理，开轧温度为1130℃～1180℃，终轧温度不小于850℃，优选终轧温度不小于1000℃。由此，可以提高低活化钢的强度和韧性。
根据本发明的实施例，在步骤(2)中，所述热加工件为板材，将所述热加工件进行热轧处理，总压下量不低于50％，低于1000℃轧制时单次压下量不高于20％。由此，可以获得晶粒均匀的奥氏体组织，避免塑性失稳和带状组织，防止热加工件开裂，从而提高低活化钢的强度和韧性。
根据本发明的实施例，在上述方法的步骤(3)中，将所述热加工件加热至980℃～1080℃保温0.5h～12h进行奥氏体化处理后冷却。由此，可以提高低活化钢的强度和韧性。
在本发明的又一个方面，本发明提供了前面所述的低活化钢或采用前面所述的方法得到的低活化钢在核能发电领域的应用。本发明的低活化钢具有较高的强度和韧性、较佳的高温蠕变性能和抗辐照性能，因此可以满足第四代裂变堆和聚变示范堆等相关核能发电领域对低活化钢材料的更高要求。
本发明的附加方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。
附图说明
本发明的上述和/或附加的方面和优点从结合下面附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，其中：
图1是本发明一个实施例中制备低活化钢的流程示意图；
图2是对比例1和实施例1制备的低活化钢的SEM图，其中a为对比例1，b为实施例1；
图3是对比例1和实施例1制备的低活化钢在650℃、120MPa条件下的蠕变曲线；
图4是对比例2和实施例2制备的低活化钢的TEM图，其中a为对比例2，b为实施例2；
图5是对比例2中制备的低活化钢的界面密度的EBSD表征图；
图6是实施例2中制备的低活化钢的界面密度的EBSD表征图；
图7是实施例3中制备的低活化钢的TEM图。
具体实施方式
下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
在本发明的一个方面，本发明提供了一种低活化钢。根据本发明的实施例，该低活化钢包括：0.03wt％～0.12wt％的C；0.1wt％～2.5wt％的Si；0.2wt％～1.2wt％的Mn；0.5wt％～3.5wt％的W；8wt％～12wt％的Cr；0.05wt％～0.35wt％的V；0.02wt％～0.60wt％的强碳氮化物元素，所述强碳氮化物元素包括Ta、Ti和Zr中的至少之一；余量为Fe和不可避免的杂质；所述低活化钢析出相包括M23C6相和M’X相，所述M23C6相的平均等效直径为50nm～90nm，M包括Cr、W、Mn或V，M’包括Ti、Ta、Zr或V，X包括C或N。
由此，本发明的低活化钢包括上述含量的组分和上述析出相，一方面，在上述含量的组分中，C元素可以与强碳氮化物元素(即Ta、Ti、Zr)和V元素结合形成M’X析出相，并且C元素还可以与Mn元素、W元素、Cr元素结合形成M23C6析出相，起到析出强化的作用，提高低活化钢的强度和韧性；Si元素可以提高低活化钢的抗氧化和抗腐蚀能力，Mn元素可以与P、S等杂质元素结合降低其对低活化钢性能的损害，并且可以提高低活化钢的热加工性能、冲击性能和抗腐蚀性能，W元素可以起到固溶强化作用，Cr元素可以提高低活化钢的抗氧化和抗腐蚀能力；另一方面，本发明低活化钢中M23C6相的平均等效直径控制在50nm～90nm范围内(比如M23C6相的平均等效直径可以为50nm、55nm、60nm、65nm、70nm、75nm、80nm、85nm、90nm等)，其尺寸相对更小，分布更加均匀，可以增强其析出强化作用。由此，上述组分和含量范围以及上述析出相尺寸范围的低活化钢，其析出相分布更加均匀，且M23C6相的尺寸较小，从而可以增强析出相稳定基体和钉扎位错的能力，从而有效提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。根据本发明的实施例，本发明低活化钢的力学性能满足：室温力学性能：σ0.2≥550MPa，σb≥650MPa，A≥10％，Ψ≥65％，KV2≥150J；高温力学性能：试验温度为550℃时，σ0.2≥300MPa，σb≥350MPa；高温蠕变寿命：650℃120MPa条件下蠕变寿命≥120h。
根据本发明的实施例，下面针对本发明低活化钢中成分种类和含量的选取原理进行具体地说明：
第一，本发明低活化钢中的C元素的含量为0.03wt％～0.12wt％。C元素可以与Ti、Zr、Ta、Nb、V等强碳化物形成元素结合形成FCC(面心立方晶格)结构的M’X析出相，并且与Cr、W、Mn、Fe等弱碳化物形成元素结合形成碳化物析出相M23C6，这两种析出相是铁素体/马氏体低活化钢的主要析出相，起到析出强化的作用，是高温条件下的主要强化方式之一。C含量的选取应该保证其在充分参与形成M’X相后仍有一部分与Cr、W等结合形成M23C6相，但这部分C不应过多，否则会造成M23C6相尺寸过大且在晶界连续析出，消耗过量的Cr和W，分别造成低活化钢的抗腐蚀能力和抗蠕变性能的下降。另外考虑到过高的C含量会劣化焊接性能，因此本发明低活化钢的C含量范围控制在0.03wt％～0.12wt％范围内(比如C含量可以为0.03wt％、0.04wt％、0.05wt％、0.06wt％、0.07wt％、0.08wt％、0.09wt％、0.10wt％、0.11wt％、0.12wt％等)，如此，可以使得低活化钢析出的M23C6相和M’X相具有较小的尺寸和较均匀的分布，有效提高低活化钢的强度和韧性，同时也使得低活化钢具有较佳的抗腐蚀、抗蠕变和焊接性能。在本发明的一些具体实施例中，C的具体含量可以根据其他合金元素的含量在0.03wt％～0.12wt％范围进行动态调整，以便进一步提高本发明低活化钢的高温服役性能。
第二，本发明低活化钢中Si元素的含量为0.1wt％～2.5wt％。Si元素可以提高钢铁的淬透性，从而影响基体强度，并且可以提高钢铁的抗氧化和抗腐蚀能力。但是在高剂量中子辐照条件下，低活化钢中Ni元素、Si元素、P元素会在晶界处结合造成严重的辐照脆化。因此本发明将Si含量控制在0.1wt％～2.5wt％范围内(比如Si含量可以为0.1wt％、0.3wt％、0.5wt％、0.7wt％、0.9wt％、1.0wt％、1.2wt％、1.5wt％、1.7wt％、1.9wt％、2.0wt％、2.2wt％、2.5wt％等)。在实际应用中，可以根据低活化钢的具体用途在0.1wt％～2.5wt％范围内对Si的含量做出进一步地限制，当低活化钢应用于聚变堆时，低活化钢需要承受较高的中子辐照剂量，且服役环境中无氧气，因此硅的含量较低，含量限制在0.1wt％～0.5wt％范围内，当低活化钢应用于四代堆和ADS堆时，低活化钢直接与液态Pb-Bi、液态Na或者高温气体或水蒸气接触，因此为了提高低活化钢的抗氧化和抗腐蚀能力，可以适当提高低活化钢中Si的含量，Si含量可以提高到最多2.5wt％。
第三，本发明低活化钢中Mn元素的含量为0.2wt％～1.2wt％。Mn元素是低活化钢中的重要合金元素，可以与除杂后仍存在的P、S等元素结合降低其对低活化钢性能的损害，另外提高Mn含量可以改善低活化钢的热加工性能、冲击性能和抗腐蚀性能。但过高的Mn含量会造成低活化钢偏析，延长其均匀化时间，损害其经济性，并且会提高低活化钢中M23C6相粗化速率，损害低活化钢的蠕变性能，在中子辐照下形成团簇造成辐照硬化。因此本发明将Mn含量控制在0.2wt％～1.2wt％范围内(比如Mn含量可以为0.2wt％、0.4wt％、0.8wt％、1.0wt％、1.2wt％等)，如此可以提高低活化钢的热加工性能、冲击性能和抗腐蚀性能，且不会损害低活化钢的蠕变性能。在实际应用中，可以根据低活化钢的具体用途在0.2wt％～1.2wt％范围内对Mn含量做出进一步地限制，当低活化钢应用于聚变堆时，将低活化钢中Mn含量控制在0.2wt％～0.8wt％之间，当低活化钢应用于四代堆时，可以将Mn含量上限提高到1.2wt％，即Mn元素的含量控制在0.2wt％～1.2wt％范围内。
第四，本发明低活化钢中W元素的含量为0.5wt％～3.5wt％。W含量的高低对于低活化钢的高温强度和蠕变寿命具有决定性影响，W的固溶强化作用是低活化钢的主要高温强化方式之一，但过高的W含量会减小低活化钢的奥氏体相区，造成合金体系无完全奥氏体相区，在加工过程中不可避免生成δ-铁素体，损害低活化钢的加工性能和持久性能，另外，在长期高温服役过程中，低活化钢中的W元素会形成大尺寸的Laves相(Fe2W)，严重损害低活化钢的冲击韧性，并且大尺寸的Laves相会与基体界面脱粘形成微裂纹，从而造成低活化钢蠕变断裂。因此，本发明将W的含量控制在0.5wt％～3.5wt％范围内(比如W含量可以为0.5wt％、0.7wt％、1.0wt％、1.3wt％、1.5wt％、1.7wt％、2.0wt％、2.3wt％、2.5wt％、2.7wt％、3.0wt％、3.3wt％、3.5wt％等)，如此可以提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命。在实际应用中，可以根据低活化钢的服役温度和应力条件在0.5wt％～3.5wt％范围内对W含量的做出进一步的限制，比如，在较低温度和较低应力下使用的低活化钢可以使用较低的W含量，选取范围为0.5wt％～2.0wt％，而在较高温度和应力条件下使用的低活化钢则需要提高W含量，选取范围为2.0wt％～3.5wt％。此外，本申请中W含量控制在最高为3.5wt％，可以保证有足够温度窗口的完全奥氏体化相区。
第五，本发明低活化钢中Cr元素的含量为8wt％～12wt％。一方面，Cr可以提高低活化钢的电极电势，并且Cr在氧化后可以形成致密的氧化膜，因此提高低活化钢中的Cr含量可以提高钢的抗氧化和抗腐蚀能力；另一方面，Cr是M23C6相的主要形成元素，对稳定马氏体组织有重要意义；此外，当Cr含量为9wt％时，低活化钢在中子辐照下表现出最小的ΔDBTT(韧脆转变温度变化)。因此，当低活化钢应用于聚变堆时，低活化钢中的Cr含量范围限制在8wt％～10wt％范围，可以使低活化钢具有较好的抗氧化和抗腐蚀性能，同时具有较好的强度和韧性。进一步地，由于与液态金属接触的低活化钢需要更高的抗腐蚀性能，因此需要进一步提高Cr的含量，因此，综合上述原因，本发明中将Cr含量控制在8wt％～12wt％范围内(比如Cr含量可以为8wt％、8.5wt％、9wt％、9.5wt％、10wt％、10.5wt％、11wt％、11.5wt％、12wt％等)。如此可以使低活化钢同时具有较佳的抗氧化、抗腐蚀性能和较佳的强度和韧性。
第六，本发明活化钢中V元素的含量为0.05wt％～0.35wt％，强碳氮化物元素的含量为0.02wt％～0.60wt％，其中，强碳氮化物元素包括Ta、Ti和Zr中的至少之一。Ta、Ti、Zr和V这四种元素均为M’X相的形成元素，Ta、Ti、Zr三种元素与C、N结合能力强，而V与C结合能力相对较差，只添加V、C在热动力学上并不能形成M’X相，需要强化元素(即Ta、Ti、Zr)和N元素的共同作用才能形成V(C,N)，因此，Ta、Ti、Zr三种元素必须至少添加一种。强碳氮化物元素与C、N结合的M’X析出相的开始析出温度在1100℃～1250℃之间，Ti和Zr要达到比较良好的析出效果，最低添加量为0.02wt％，Ta由于原子质量大，要达到比较良好的析出效果，最低添加量为0.05wt％，即是说只要低活化钢中添加Ti时，则Ti的添加量不应低于0.02wt％，同理，只要低活化钢中添加Zr时，则Zr的添加量不应低于0.02wt％，只要低活化钢中含有Ta时，则Ta的含量不低于0.05wt％。但是，Ta、Ti、Zr的含量过高则会增加低活化钢的冶炼的难度。因此综合上述原因，在本发明中，强碳氮化物元素含量控制在0.02wt％～0.60wt％范围(比如强碳氮化物元素可以为0.02wt％、0.05wt％、0.10wt％、0.15wt％、0.20wt％、0.30wt％、0.40wt％、0.50wt％、0.55wt％、0.60wt％等)，其中，若含Ta则Ta的含量不低于0.05wt％，若含Ti则Ti的含量不低于0.02wt％，若含Zr则Zr的含量不低于0.02wt％。如此，可以提高析出强化作用，从而提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。进一步地，在上述的含量范围内，即0.02wt％～0.60wt％范围内，提高Ta、Ti、Zr的含量可以提高M’X相的体积分数，降低M23C6相体积分数和尺寸，从而可以增强析出相稳定基体和钉扎位错的能力，因此作为优选，Ta的含量不低于0.12wt％，Ti的含量不低于0.06wt％，Zr的含量不低于0.06wt％，如此可以更好地细化M23C6相的尺寸，提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
V(C,N)的开始析出温度在950℃～1050℃之间，在实际热处理工艺中，V在回火时与M23C6相共同在晶界和马氏体板条界面析出。V含量根据强碳氮化物元素的含量进行调整，当强碳氮化物元素含量较高(≥0.2wt％)时可以较少地添加V，V的含量调控在0.05wt％～0.15wt％之间，当强碳氮化物元素含量较低(＜0.2wt％)时可以较多地添加V，V含量在0.05wt％～0.35wt％之间(比如为0.05wt％、0.07wt％、0.10wt％、0.12wt％、0.15wt％、0.18wt％、0.20wt％、0.22wt％、0.25wt％、0.28wt％、0.30wt％、0.33wt％、0.35wt％等)。因为更高的V添加会在马氏体板条界面处形成尺寸接近M23C6相的V(C,N)，并且V也会参与M23C6相的形成，增大其平均尺寸，因此继续提高V含量对于M’X相析出强化并无实际意义，因此V的含量最高不超过0.35wt％。如此，可以达到较佳的析出效果，从而可以提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
综合上述原因，本发明设计得出低活化钢的最佳的化学成分，添加多种强碳化物形成元素，即强碳氮化物元素(Ta、Ti和Zr)和V，形成多种M’X相复合强化，并控制化学组分的含量使M23C6相的尺寸细化且均匀分布，提高M23C6相析出强化效果，从而有效提高了本发明低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
在本发明的一些实施例中，本发明的低活化钢还包括0.02wt％～0.06wt％的N。N与C共同参与M’X型析出相的形成。TiN通常在冶炼过程中形成，尺寸较大且难以溶解，因此在Ti添加的情况下应该避免N添加，即不加入N元素，VN的析出温度较低，是有益的析出相。因此，根据Ti、Zr、Ta、V元素的含量，当在活化钢中添加N元素时，将N含量范围控制在0.02wt％～0.06wt％范围内(比如N的含量可以为0.02wt％、0.03wt％、0.04wt％、0.05wt％、0.06wt％等)，可以实现较佳的析出效果。进一步地，过高的间隙型合金元素会损害低活化钢的焊接性能，因此，在本发明的一些具体实施例中，当C、N共同添加时，为了保证其焊接性能，其质量百分数控制在(C+N)≤0.15wt％范围内。
在本发明的一些实施例中，基于低活化钢的总体积，M23C6相的体积分数为0.5％～3％(比如M23C6相的体积分数可以为0.5％、0.8％、1％、1.2％、1.4％、1.8％、2.2％、2.5％、2.7％、3％等)，M’X相的体积分数为0.02％～0.15％(比如M’X相的体积分数可以为0.02％、0.04％、0.06％、0.08％、0.1％、0.12％、0.14％、0.15％等)。具体的，在本发明的一些实施例中，本发明低活化钢中M23C6相分布在界面处，马氏体板条界处M23C6呈棒状或椭球状，长宽比在2～10之间，尺寸在30nm～120nm之间，原始奥氏体晶界处M23C6呈棒状或多边形状，尺寸在50nm～200nm之间，M23C6相中，M包括Cr、W、Mn或V；本发明低活化钢中M’X相分布在基体内部和界面处，大部分呈球状或椭球状，等效直径在5nm～50nm之间，M’X相中，M包括Ti、Ta、Zr或V，X为C或N。由此，本发明通过优化M23C6相和M’X相的析出含量占比，从而可以在一定程度上优化M23C6相的分布和尺寸大小，即细化M23C6相且析出相在基体中分布均匀，有效增强了析出相稳定基体和钉扎位错的能力，从而提高了低活化钢的强度和抗蠕变性能，提高了低活化钢的高温服役性能。
在本发明的一些实施例中，低活化钢还包括，0.05wt％～0.3wt％的稀土元素，所述稀土元素包括Y、La和Ce中的至少之一。Y、La、Ce等稀土元素一方面作为代替Al的最后一步除杂渣料避免高活化元素Al的引入，且具有更加优异的去Sn、Pb、Sb、As等杂质元素的能力，另一方面Y、La、Ce可作为合金元素加入低活化钢中，与除杂和重熔后仍然难以完全去除干净的S、O等元素结合，形成强度与低活化钢基体匹配的小尺寸球状稀土硫氧化物，提高低活化钢的热加工性能，同时也可以在低活化钢的高温蠕变过程中减少夹杂物界面脱粘，从而延长低活化钢的蠕变寿命，另外，偏聚到晶界的稀土元素还具有抑制P、S在晶界偏聚的作用，从而可以提高低活化钢的断裂韧性。尽管稀土元素在钢液中具有很大的溶解度，但其在冶炼过程中添加难度较大，较高的稀土元素含量会造成大量难以上浮的稀土化合物，影响钢铁的浇铸并造成性能的剧烈波动，因此本发明中稀土元素的添加量最高不超过0.3wt％，本发明中将稀土元素的含量控制在0.05wt％～0.3wt％范围内，比如稀土元素的含量可以为0.05wt％、0.06wt％、0.08wt％、0.1wt％、0.14wt％、0.18wt％、0.2wt％、0.24wt％、0.28wt％、0.3wt％等，优选为0.05wt％～0.1wt％，如此，可以有效降低低活化钢中杂质元素对低活化钢性能的影响，并进一步提高低活化钢的断裂韧性和高温蠕变性能。
在本发明的一些实施例中，本发明低活化钢中的不可避免的杂质主要为O、P和S元素中的至少之一，另外还包括Co、Ni、Cu、Al、Nb、B等杂质元素中的至少之一。在制备低活化钢的过程中，需要通过除杂等手段将杂质的含量降到最低，在本发明的低活化钢中，O的含量不高于0.002wt％，P的含量不高于0.005wt％，S的含量不高于0.003wt％，如此，可以将杂质对低活化钢性能的影响降到最低。对于Co、Ni、Cu、Al、Nb、B等杂质元素，因为它们是聚变中子辐照下的高活化元素，因此应该限制其在低活化钢中的含量，在本发明活化钢中，Co的含量不高于0.01wt％，Ni的含量不高于0.01wt％，Cu的含量不高于0.01wt％，Al的含量不高于0.01wt％，Nb的含量不高于0.01wt％，B的含量不高于0.001wt％。如此，可以最大程度的保证低活化钢的抗辐照性能。此外，低活化钢中常见的其他有害元素如As、Pb、Sn、Sb、Bi等也需要控制到尽可能低的水平，防止其对低活化钢的高温持久性能造成损害。
根据本发明的实施例，需要说明的是，本发明中所说的质量百分数指的是低活化钢中钢种元素的化学成分质量百分数。
在本发明的另一个方面，本发明提供了一种制备前面所述低活化钢的方法，参照图1，该方法包括：
S100：将低活化钢原料进行熔炼、除杂和成型
在该步骤中，基于最终低活化钢中的组成成分投入低活化钢原料，熔炼方法可以采用电弧炉熔炼法或真空感应熔炼法等工艺方法，其中电弧炉熔炼法可以采用AOD(氩氧脱碳法)、LF(钢包精炼法)、VD(真空脱气法)等方法，除杂方法可以选用气氛保护电渣重熔或真空自耗等工艺方法。
在本发明的一些实施例中，低活化钢原料可以采用合金元素与铁的中间合金(母合金)，如此可以减少合金元素的烧损和氧化物、氮化物夹杂的生成。
在本发明的一些实施例中，在除杂工艺中，采用稀土元素(Y、La、Ce中的至少之一)替代Al进行除氧，如此可以避免高活化元素Al的引入，并且稀土元素Y、La、Ce具有更加优异的去Sn、Pb、Sb、As等杂质元素的能力；另一方面稀土元素Y、La、Ce，作为合金元素加入低活化钢中，可以与除杂和重熔后仍然难以完全去除干净的S、O等元素结合，形成强度与低活化钢基体匹配的小尺寸球状稀土硫氧化物，从而提高低活化钢的热加工性能；此外，在低活化钢高温蠕变过程中稀土元素的加入还可以减少夹杂物界面脱粘，从而延长低活化钢的蠕变寿命，偏聚到晶界的稀土元素还具有抑制P、S在晶界偏聚的作用，从而提高低活化钢的断裂韧性。稀土元素的添加量可以基于低活化钢原料中杂质的含量以及最终低活化钢组成成分中稀土元素的含量进行添加。
需要说明的是，若使用Al进行除氧和除夹杂，最终Al含量应该低于0.01wt％。
经过上述熔炼、除杂和成型工艺后即可得到钢锭，需要说明的是，本领域技术人员可以根据实际需要对成型的方式进行选择。
S200：将步骤S100得到的钢锭加热后进行锻造
在该步骤中，钢锭的加热温度为1150℃～1250℃(比如可以为1150℃、1170℃、1190℃、1200℃、1230℃、1250℃等)；钢锭加热后进行均匀化保温，保温时间可以根据合金元素含量和工件大小的差异来确定，在本发明的一些实施例中，均匀化保温时间为2h～6h(比如保温时间可以为2h、3h、4h、5h、6h等)，保温后进行锻造。在本发明的一些实施例中，在锻造过程中，锻造比不低于3，如此钢锭的锻造效果较佳，可以获得较高质量的热加工件；进一步地，锻造过程中热变形速率不高于0.08/s，以防止锻造过程中发生塑性失稳；更进一步地，锻造工艺的终锻温度不小于850℃，优选终锻温度不小于1000℃(尤其当低活化钢中W含量在1.5wt％～3.5wt％之间时，终锻温造度应该高于1000℃)，如此可以防止锻造过程中钢锭发生开裂。如此，可以达到较佳的锻造效果，获得较好的热加工件。
根据本发明的实施例，热加工件的形状没有特殊限制，本领域技术人员根据实际生产需要进行选择即可。在本发明的一些实施例中，热加工件可以为板材或棒材(比如可以为厚度为12mm～20mm的板材或直径为12mm～20mm的棒材)。
在本发明的一些具体实施例中，热加工件为板材，将钢锭加热锻造后进行热轧处理，开轧温度为1130℃～1180℃(比如为1130℃、1140℃、1150℃、1160℃、1170℃、1180℃等)，终轧温度不小于850℃，优选终轧温度不小于1000℃(尤其当低活化钢中W含量在1.5wt％～3.5wt％之间时，终轧温度应该高于1000℃)，防止热轧处理过程中钢锭发生开裂。进一步地，采用热轧工艺时总压下量不低于50％，以便充分粉碎铸态组织，细化奥氏体晶粒尺寸，另外，在热轧处理过程中，当温度低于1000℃时单次轧制压下量不高于20％，以防止板材开裂。
S300：将步骤S200得到的热加工件进行奥氏体化处理后冷却
在该步骤中，先将热加工件加热至980℃～1080℃(比如加热至980℃、1000℃、1020℃、1040℃、1060℃、1080℃等)使其发生奥氏体化，然后进行保温，保温时间可以根据需要的原始奥氏体晶粒尺寸来选择，在本发明的一些实施例中，需要的原始奥氏体晶粒尺寸为10μm～200μm，因此选择保温时间为0.5h～12h(比如保温0.5h、2h、4h、6h、8h、10h、12h等)，保温达到完全奥氏体化后进行冷却。其中，冷却可以采用水冷或空冷至室温，若采用水冷，则需要在12h内进行下一步热处理，防止工件因应力释放而开裂，若采用空冷无时间限制。
S400：将步骤S300得到的工件进行回火
在该步骤中，回火工艺可以采用高低温配合回火或多次短时高温回火两种工艺方式，具体的，高低温配合回火工艺包括将工件加热至600℃～700℃(比如加热至600℃、610℃、620℃、630℃、640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃等)保温0.5h～3h(比如保温0.5h、0.6h、0.8h、1h、1.2h、1.6h、1.9h、2.1h、2.3h、2.5h、2.7h、2.9h、3h等)，然后升温至720℃～800℃(比如升温至720℃、730℃、740℃、750℃、760℃、770℃、780℃、790℃、800℃等)并保温0.5h～3h(比如保温0.5h、0.6h、0.8h、1h、1.2h、1.6h、1.9h、2.1h、2.3h、2.5h、2.7h、2.9h、3h等)后冷却，多次短时高温回火工艺包括将工件在720℃～800℃(比如温度可以为720℃、730℃、740℃、750℃、760℃、770℃、780℃、790℃、800℃等)保温15min～45min(比如保温15min、17min、20min、25min、27min、30min、35min、37min、40min、42min、45min等)后冷却且重复3～6次。
根据本发明的实施例，采用高低温配合回火工艺或多次短时高温回火工艺对工件进行回火，由于M23C6相在较低温度时析出驱动力大，因此在低温回火或者多次回火的升温过程中M23C6相可以在马氏体板条界析出，从而可以稳定马氏体板条组织，抑制位错的回复和马氏体板条合并，将基体的晶界密度提高20％以上，从(0.7～1.2)×106/m提高到(1.2～5)×106/m，另外，M23C6相的形核位置因此显著提高，较多的形核位置也实现了M23C6相的细化，M23C6相的平均等效直径降低20％以上，从80nm～150nm降低至50nm～90nm。由此，可以增强析出相稳定基体和钉扎位错的能力，从而有效提高低活化钢的强度、韧性以及高温蠕变寿命和抗辐照性能。
根据本发明的实施例，上述两种回火工艺均可以达到本发明的技术效果，其中，高低温配合回火工艺的适用范围更广，工业上应用更为简单，在高碳含量和低碳含量的低活化钢中均可实现较好的M23C6相细化效果，而在(C+N)含量较低的体系也可以采用多次短时高温回火工艺。
根据本发明的实施例，本发明采用上述制备工艺将低活化钢原料进行熔炼、除杂和成型，然后对所得钢锭进行热加工和奥氏体化处理，再对冷却后的工件进行上述回火，在回火过程中，采用高低温配合回火工艺或多次短时高温回火工艺，可以使M23C6相在较低温度下具有较高的析出驱动力，促使M23C6相在马氏体板条界析出，利用析出的细小M23C6相抑制低活化钢中位错和马氏体板条的回复，提高马氏体基体的稳定性，提高低活化钢中界面密度(界面密度提高20％以上，从(0.7～1.2)×106/m提高到(1.2～5)×106/m)，为高温回火过程提供更多的M23C6形核位点，较多的形核位置也造成M23C6的细化，使其平均等效直径降低20％以上，从80nm～150nm降低至50nm～90nm，尺寸的细化也使其分布更加均匀。由此，采用该方法可以得到M23C6相尺寸细化和分布均匀的低活化钢，尺寸细化和分布均匀的M23C6相具有增强的稳定基体和钉扎位错的能力，从而使得所得低活化钢具有优异的强度、韧性、高温蠕变寿命和抗辐照性能。并且本发明低活化钢的制备方法与现有工艺相容性好、可大批量生产，适合在工业生产中推广应用。
在本发明的又一个方面，本发明提供了前面所述的低活化钢或采用前面所述的方法得到的低活化钢在核能发电领域的应用。本发明的低活化钢相较于传统低活化钢，其强度、韧性、高温蠕变性能和抗辐照性能均有所提高，可以满足核能发电领域对低活化钢材料的更高要求。
下面参考具体实施例，对本发明进行描述，需要说明的是，这些实施例仅仅是描述性的，而不以任何方式限制本发明。
实施例1
实施例1中低活化钢成分见表1的1#，低活化钢的制备工艺如下：
(1)按照化学成分配比投入低活化钢原料，将低活化钢原料进行真空感应熔炼，使用气氛保护电渣重熔的方法进行精炼除杂，然后浇铸成型得到钢锭；
(2)将钢锭加热到1200℃，均匀化保温4h后进行锻造，锻造比＞3，终锻温度为1000℃，制备为直径为20mm的棒材；
(3)将步骤(2)中得到的棒材加热至1030℃进行奥氏体化，保温0.5h后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中得到的工件加热至650℃保温1.5h，然后随炉升温至760℃并保温1.5h，空冷至室温，得到本发明的低活化钢，所得低活化钢中包括M23C6相和M’X相，其中M23C6相的平均等效直径为89nm。
实施例2
实施例2中低活化钢成分见表1的2#，低活化钢的制备工艺如下：
(1)采用中间合金配料投入低活化钢原料，将低活化钢原料进行真空感应熔炼，使用气氛保护电渣重熔的方法进行精炼除杂，然后浇铸成型得到钢锭；
(2)将钢锭加热到1200℃，均匀化保温2h后进行锻造，锻造比＞3，终锻温度为1000℃，制备为直径20mm的棒材；
(3)将步骤(2)中得到的棒材加热至1030℃进行奥氏体化，保温0.5h后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中得到的工件升温到760℃保温0.5h后空冷至室温，然后重复三次，得到本发明的低活化钢，所得低活化钢中包括M23C6相和M’X相，其中M23C6相的平均等效直径为70nm。
实施例3
实施例3中低活化钢成分见表1的3#，低活化钢的制备工艺如下：
(1)采用中间合金配料投入低活化钢原料，将低活化钢原料进行真空感应熔炼，使用气氛保护电渣重熔的方法进行精炼除杂，然后浇铸成型得到钢锭；
(2)将钢锭加热到1200℃，均匀化保温2h后进行锻造，锻造比＞3，终锻温度为1000℃，制备为直径20mm的棒材；
(3)将步骤(2)中得到的棒材加热至1030℃进行奥氏体化，保温0.5h后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中得到的工件升温到760℃保温0.5h后空冷至室温，然后重复三次，得到本发明的低活化钢，所得低活化钢中包括M23C6相和M’X相，其中M23C6相的平均等效直径为65nm。
对比例1
对比例1中低活化钢成分见表1的1#，低活化钢的制备工艺如下：
(1)采用中间合金配料投入低活化钢原料，将低活化钢原料进行真空感应熔炼，使用气氛保护电渣重熔的方法进行精炼除杂，然后浇铸成型得到钢锭；
(2)将钢锭加热到1200℃，均匀化保温2h后进行锻造，锻造比＞3，终锻温度为1000℃，制备为直径为20mm的棒材；
(3)将步骤(2)中得到的棒材加热至1030℃进行奥氏体化，保温0.5h后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中得到的工件加热至760℃保温1.5h，空冷至室温，得到低活化钢，所得低活化钢中包括M23C6相和M’X相，其中M23C6相的平均等效直径为103nm。
对比例2
对比例2中低活化钢成分见表1的2#，低活化钢的制备工艺如下：
(1)采用中间合金配料投入低活化钢原料，将低活化钢原料进行真空感应熔炼，使用气氛保护电渣重熔的方法进行精炼除杂，然后浇铸成型得到钢锭；
(2)将钢锭加热到1200℃，均匀化保温2h后进行锻造，锻造比＞3，终锻温度为1000℃，制备为直径20mm的棒材；
(3)将步骤(2)中得到的棒材加热至1030℃进行奥氏体化，保温0.5h后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中得到的工件升温到760℃保温1.5h后空冷至室温，得到低活化钢，所得低活化钢中包括M23C6相和M’X相，其中M23C6相的平均等效直径为106nm。
表2列出了实施例1～3和对比例1～2中制得的低活化钢中晶界的密度、M23C6相的平均尺寸和低活化钢的性能测试数据，其中，σ0.2(屈服强度)、σb(抗拉应力)和KV2(冲击功)分别为低活化钢在常温下的力学性能测试结果，拉伸测试标准为GB/T288，冲击测试采用标准试样、V型缺口，蠕变测试条件为650℃、120MPa，蠕变测试标准为GB/T2039。根据表2中数据可以看出，实施例1～3中低活化钢的性能均得到了有效的改善。
对比例1与实施例1的区别在于对比例1采用一步高温长时间回火工艺，实施例1采用高低温配合回火工艺。图2为对比例1和实施例1的低活化钢的SEM(扫描电子显微镜)图(a为对比例1，b为实施例1)，图3为对比例1和实施例1的低活化钢在650℃、120MPa条件下的蠕变曲线，由图2、图3和表2中数据可以看出实施例1通过高低温配合回火工艺，马氏体板条结构大部分得到保留，M23C6相在板条界的析出更充分，M23C6相的密度提高、尺寸降低，而板条块界和晶界上的M23C6相也相应得到细化，由此使得实施例1中低活化钢的强度、韧性、高温蠕变性能和抗辐照性能均得到有效提高。
对比例2与实施例2的区别在于对比例2采用一步高温长时间回火工艺，实施例2采用多次短时高温回火工艺。图4为对比例2和实施例2的低活化钢的TEM(透射电子显微镜)图(a为对比例2，b为实施例2)，图5和图6分别为对比例2和实施例2的低活化钢的界面密度的EBSD(电子背散射衍射)表征图，由表3中数据和图4、图5和图6可以看出，实施例2的低活化钢中，晶界密度更大，M23C6相的密度更高、尺寸更小，由此使得实施例2的低活化钢的强度、韧性、高温蠕变性能和抗辐照性能均得到有效提高。
图7是实施例3中得到的低活化钢的TEM图，从图中可以看出低活化钢中晶界密度较大，析出相尺寸较小且分布均匀。
表1
表2
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在不脱离本发明的原理和宗旨的情况下在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (10)

1.一种低活化钢，其特征在于，包括：
0.03wt％～0.12wt％的C；
0.1wt％～2.5wt％的Si；
0.2wt％～1.2wt％的Mn；
0.5wt％～3.5wt％的W；
8wt％～12wt％的Cr；
0.05wt％～0.35wt％的V；
0.02wt％～0.60wt％的强碳氮化物元素，所述强碳氮化物元素包括Ta、Ti和Zr中的至少之一；
余量为Fe和不可避免的杂质；
所述低活化钢析出相包括M23C6相和M’X相，所述M23C6相的平均等效直径为50nm～90nm，M包括Cr、W、Mn或V，M’包括Ti、Ta、Zr或V，X包括C或N。
2.根据权利要求1所述的低活化钢，其特征在于，所述强碳氮化物元素中Ta的含量不低于0.05wt％，Ti的含量不低于0.02wt％，Zr的含量不低于0.02wt％。
3.根据权利要求1或2所述低活化钢，其特征在于，还包括：0.02wt％～0.06wt％的N。
4.根据权利要求3所述低活化钢，其特征在于，还包括，0.05wt％～0.3wt％的稀土元素，所述稀土元素包括Y、La和Ce中的至少之一。
5.根据权利要求1所述的低活化钢，其特征在于，基于所述低活化钢的总体积，所述M23C6相的体积分数为0.5％～3％，所述M’X相的体积分数为0.02％～0.15％。
6.一种制备权利要求1～5中任一项所述低活化钢的方法，其特征在于，包括：
(1)将低活化钢原料进行熔炼、除杂和成型，以便得到钢锭；
(2)将所述钢锭进行热加工，以便得到热加工件；
(3)将所述热加工件进行奥氏体化处理后冷却；
(4)将步骤(3)得到的工件进行回火，所述回火包括将所述工件加热至600℃～700℃保温0.5h～3h，然后升温至720℃～800℃并保温0.5h～3h后冷却，或，将所述工件在720℃～800℃保温15min～45min后冷却且重复3～6次。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，在步骤(1)中，所述除杂工艺采用稀土元素进行除杂。
8.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，在步骤(2)中，将所述钢锭加热到1150℃～1250℃保温2h～6h后开始锻造，锻造比不低于3，终锻温度不小于850℃，优选终锻温度不小于1000℃；
任选地，在步骤(2)中，所述热加工的应变速率不高于0.08/s；
任选地，在步骤(2)中，所述热加工件为板材，将所述热加工件进行热轧处理，开轧温度为1130℃～1180℃，终轧温度不小于850℃，优选终轧温度不小于1000℃；
任选地，在步骤(2)中，所述热加工件为板材，将所述热加工件进行热轧处理，总压下量不低于50％，1000℃以下轧制时单次压下量不高于20％。
9.根据权利要求6所述方法，其特征在于，在步骤(3)中，将所述热加工件加热至980℃～1080℃保温0.5h～12h进行奥氏体化处理后冷却。
10.权利要求1～5中任一项所述的低活化钢或采用权利要求6～9中任一项所述的方法得到的低活化钢在核能发电领域的应用。
CN202311743843.6A 2023-12-18 2023-12-18 低活化钢及其制备方法和应用 Pending CN117646148A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311743843.6A CN117646148A (zh) 2023-12-18 2023-12-18 低活化钢及其制备方法和应用

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311743843.6A CN117646148A (zh) 2023-12-18 2023-12-18 低活化钢及其制备方法和应用

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117646148A true CN117646148A (zh) 2024-03-05

Family

ID=90047691

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202311743843.6A Pending CN117646148A (zh) 2023-12-18 2023-12-18 低活化钢及其制备方法和应用

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN117646148A (zh)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109628836B (zh) 一种高强度建筑结构用抗震耐火钢及其制备方法
JP4022958B2 (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
CN109136653B (zh) 用于核电设备的镍基合金及其热轧板的制造方法
CN109136652B (zh) 核电关键设备用镍基合金大截面棒材及其制造方法
CN114921732B (zh) 一种多相强化超高强马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114517273B (zh) 一种2400MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114717487B (zh) 一种2700MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114717488A (zh) 一种1800MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114717486B (zh) 一种超高强高性能马氏体时效不锈钢及其温轧制备方法
CN109763066B (zh) 一种超高参数汽轮机关键热端部件用耐热钢
CN113774281A (zh) 一种2000MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法
JP2010180459A (ja) ２相ステンレス鋼およびその製造方法
CN117210771B (zh) 核电用厚规格高性能含氮奥氏体不锈钢及其制造方法
CN114807772A (zh) 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法
CN114921730B (zh) 一种超高强高性能薄板马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114517276A (zh) 一种超低碳高性能马氏体时效不锈钢及其制备方法
CN114921731A (zh) 一种超高强高性能中厚板马氏体时效不锈钢及其制备方法
JP3842836B2 (ja) 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法
CN105603303B (zh) 一种高强度超厚钢板
CN111254264A (zh) 一种沉淀硬化耐微生物腐蚀马氏体不锈钢及其制备方法
CN117646148A (zh) 低活化钢及其制备方法和应用
CN114875318A (zh) 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法
JPH05195156A (ja) 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法
CN117646149A (zh) 低活化钢及其制备方法和应用
CN116288064B (zh) 一种超高强耐腐蚀低温海工钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination