本发明专利技术属于马氏体钢，具体涉及一种聚变堆用低活性铁素体/马氏体钢。一种低活性铁素体/马氏体钢，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下：铬：8.3％～8.7％；钨：1.45％～1.6％；锰：0.35％～0.60％；钽：0.09％～0.11％；钒：0.24％～0.28％；碳：0.10％～0.12％；氮：0.025％～0.051％；余量：金属铁。本发明专利技术的优点是：用本申请所列组份含量所制造的低活性铁素体/马氏体钢在抗拉强度、屈服强度、延伸率方面完全满足要求，同时满足聚变堆的低活性要求。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术属于马氏体钢，具体涉及一种聚变堆用低活性铁素体/马氏体钢。
技术介绍
产氚实验包层模块(TBM)是国际热核试验反应堆(ITER)国际合作组织各成员国自行研究的主要内容，计划要在ITER运行后期放入，放在装置中中子流强最高、热流密度最大的赤道面位置，来模拟和测试与未来聚变发电堆相关的材料和技术。作为包层第一壁的结构材料必须满足在聚变堆中恶劣的环境下对中子辐照破坏具有足够的抵抗能力，能承受高温及温度变化带来的热应力，与其它模块和等离子体材料以及冷却剂、增殖剂等具有相容性，并能保持整体机械力学性能和尺寸的稳定性，还要考虑到原材料充足性、技术成熟性及经济性等诸多问题。现有技术中有部分特殊钢种用于裂变反应堆，如P/T91钢等，这些钢种的主要合金元素有Nb、Mo、Co、Ni等，虽然现有技术中的钢种在热物理性能、机械性能等方面基本能满足要求，但是会生成长久放射性产物。对聚变堆结构材料而言，在聚变反应产生的高能中子的辐照下不生成长久放射性产物是对其最基本的要求。低活性材料的含义就是经过若干年辐照后其放射性主要来自于短寿命或中等寿命放射性核素，这样，材料自停堆起放置100 年后其放射性水平能降低80%以上使之满足手工处置的条件。因此现有技术中的合金材料无法同时满足聚变堆材料的低活性特性要求。
技术实现思路
本专利技术的目的是针对现有技术的缺陷，提供一种满足聚变堆材料的低活性特性要求的低活性铁素体/马氏体钢。本专利技术是这样实现的一种低活性铁素体/马氏体钢，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下铬8. 3% 8. 7% ；钨1. 45% 1.6% ；锰0. ；35 % 0. 60 % ； 钽0. 08% 0. 12% ；0. 09% 0. 11% ；钒0. 24% 0. 28% ；碳0. 10% 0. 12% ；氮 0. 025% 0. 050% ；余量金属铁。如上所述的一种低活性铁素体/马氏体钢，其中，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下铬8. 3% 8. 7% ；钨1. 45% 1. 6% ；锰0. 35% 0. 60% ；钽0. 09% 0. 11% ；钒0. 24% 0. 28% ；碳0. 10% 0. 12% ；氮0. 03% 0. 045% ；余量金属铁。如上所述的一种低活性铁素体/马氏体钢，其中，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下铬8. 5% ；钨1. 55% ；锰0. 50% ；钽0. 10% ；钒0. 24% ；碳0. 10% ；氮 0. 03% ；余量金属铁。如上所述的一种低活性铁素体/马氏体钢，其中，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下铬8. 3% ；钨1. 6% ；锰0. 45% ；钽0. 09% ；钒0. 27% ；碳0. 11% ；氮 0. 035% ；余量金属铁。如上所述的一种低活性铁素体/马氏体钢，其中，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下铬8. 7% ；钨1. 45% M 0. 60% ；钽0. 11% ；钒0. 25% ；碳0. 11% ；氮: 0. 045% ；余量金属铁。本专利技术的优点是用本申请所列组份含量所制造的低活性铁素体/马氏体钢在抗拉强度、屈服强度、延伸率方面完全满足要求，同时满足聚变堆的低活性要求。进一步的，当氮的含量控制在0. 03% 0. 045%范围内时，各项参数更好。附图说明图1是用传统技术制造钢材进行室温拉伸的断口照片；图2是放射性活度随停堆时间的变化的示意图；图3是衰变余热随停堆时间的变化的示意图；图4是用本申请技术制造钢材进行室温拉伸的断口照片；图5是本申请钢材经不同温度长时间时效处理后的力学性能变化的示意图；图6是现有技术的钢在经热处理后的用透射电镜拍摄的微观组织照片；图7是现有技术的钢在经热处理后的碳化物类型分析(χ射线衍射)；图8是本专利技术的钢在经热处理后的用透射电镜拍摄的微观组织照片；图9是本专利技术的钢在经热处理后的碳化物类型分析(χ射线衍射)。具体实施例方式下面结合具体实施例对本专利技术做进一步的说明一种低活性铁素体/马氏体钢，按照质量百分比计算其各个成分及含量如下铬 8. 3% 8. 7% ；鹤1. 45% 1. 6% ；猛0. 35% 0. 60% ；钽0. 08% 0. 12% ；0. 09% 0.11% ；钒0. 24% 0. 28% ；碳0. 10% 0. 12% ；氮0. 025% 0. 050% ；余量金属铁。上述低活性铁素体/马氏体钢，按照质量百分比计算其各个成分及含量的优选范围为铬8. 3% 8. 7% ；钨1. 45% 1. 6% ；锰0. 35% 0. 60% ；钽0. 09% 0. 11% ； 钒0. 24% 0. 28% ；碳0. 10% 0. 12% ；氮0. 03% 0. 045% ；余量金属铁。为保证该钢的低活性特性，合金中活性杂质含量需控制在较低的水平，其中比较主要的杂质包括铌、钼、镍、铜、铝和钴，这些杂质的含量均应小于质量百分比0.01%。本专利技术添加的各个有效成分的含量虽然很小，但是每种有效成分均有各自的作用，具体为铬Cr含量为7% 9%时低活性铁素体/马氏体钢具有最低的DBTT (韧脆转变温度)，还可以显著提高钢的再结晶温度。但另一方面，该钢中还含有其它铁素体形成元素如W、V等，Cr含量过高则容易形成δ相(含δ相会影响钢材的塑性和韧性)，Cr含量过低会导致钢材的强度低同时影响DBTT参数(值)。为了保证得到完全马氏体组织，本申请中Cr的质量份数选择8. 3% 8. 7%。钨合金的高温强度随着W含量的增加而提高，但是W含量过高将会在晶界形成 Laves相(Cr，Fe)2W，从而在缺口冲击试验时成为裂纹源。本申请选取的W含量为1.45% 1.6%，既保证了合金具有较好的高温强度，又不形成易引起脆性断裂的Laves相。钽、钒Ta与C、N等形成碳氮化物，在固溶处理时钉扎奥氏体晶界，从而起到细化晶粒的效果，但是过高的Ta含量一方面会形成太多的碳化物引起脆性断裂，另一方面会因为吸收了太多的C而不能保证合金在形成马氏体时所需的C含量。因此本申请选取Ta的含量为0.08% 0. 12%, Ta的优选范围为0.09% 0. 11%。同时为了更好的细化晶粒， 加入了 0. M% 0.沘％的V。氮现有技术的钢种在经高温长时热时效后性能即发生较大的恶化，从而影响材料的安全使用，其原因为长时间运行后材料的微观组织发生了变化，出现了马氏体板条的粗化以及碳化物的长大等。现有技术的钢种在经合适的热处理(固溶处理+回火处理)后微观组织为板条状马氏体，其微观组织及碳化物类型分析结果见图6和图7。图6为不含氮的低活性铁素体/马氏体钢的透射电镜观察图片，其中上面的箭头所指位置表示M23C6(M 表示i^e，Cr，W)型碳化物，下面的箭头所指表示MC型碳化物(M表示Ta，V)。图7为对该钢中的碳化物进行萃取后进行的χ射线衍射分析。由图可以得出在晶界和板条界析出M23C6(M 表示Fe，Cr，W)型碳化物，在板条内主要细小弥散分布的MC型碳化物(M表示Ta，V)。本申请的钢种含有一定质量分数的氮，氮原子以间隙原子形式处于晶格中，氮含量的增加导致间隙原子的增多，相变过程中位错钉扎作用越大，造成大量的位错。在热处理条件下，当氮含量超过0本文档来自技高网...
【技术保护点】
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：王平怀，谌继明，许增裕，
申请(专利权)人：核工业西南物理研究院，
类型：发明
国别省市：
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