一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢及其制备方法和应用

摘要

本发明提供了一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢及其制备方法和应用，属于金属材料技术领域。本发明提供的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢，其制备原料包括14YWT氧化物弥散强化钢基底组分和过渡金属；所述14YWT氧化物弥散强化钢基底组分由如下质量百分含量的组分组成：Cr 14wt％，W 3wt％，Ti 0.4wt％，Y2O3 0.3wt％，余量为Fe；所述过渡金属的原子百分含量为0.3～2at％。本发明提供的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢在900℃退火1h的前后，晶粒尺寸变化不大，维持在50～86nm，且退火前后压缩屈服强度和拉伸屈服强度均在2000MPa以上。

权利要求

1.一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢，其特征在于，其制备原料为14YWT氧化物弥散强化钢基底组分和过渡金属；所述14YWT氧化物弥散强化钢基底组分由如下质量百分含量的组分组成：Cr 14wt％，W 3wt％，Ti 0.4wt％，Y2O30.3wt％，余量为Fe；所述过渡金属的原子百分含量为0.3～2at％；所述过渡金属为Zr或Hf；

所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的制备方法包括如下步骤：

将原料按比例混合后，进行机械合金化，得到亚稳态结构粉末；所述机械合金化的方式为球磨，所述球磨的球料比为5～10:1，转速为1200～1600r/min，时间为20～24h，所述球磨在保护氛围中进行；

将所述亚稳态结构粉末进行冷压成型，得到块体；所述冷压成型在真空条件进行，所述冷压成型的压力为3～5MPa，保压时间为1～2min；所述真空条件为-0.5～-1.0bar；

将所述块体进行热压烧结，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢；所述热压烧结的温度为800～1200℃，压力为3～5GPa，保温保压时间为0.5～1h。

2.根据权利要求1所述的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢，其特征在于，所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的晶粒尺寸为45～85nm。

3.权利要求1～2任一项所述的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：将原料按比例混合后，进行机械合金化，得到亚稳态结构粉末；所述机械合金化的方式为球磨，所述球磨的球料比为5～10:1，转速为1200～1600r/min，时间为20～24h，所述球磨在保护氛围中进行；

将所述亚稳态结构粉末进行冷压成型，得到块体；所述冷压成型在真空条件进行，所述冷压成型的压力为3～5MPa，保压时间为1～2min；所述真空条件为-0.5～-1.0bar；

将所述块体进行热压烧结，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢；所述热压烧结的温度为800～1200℃，压力为3～5GPa，保温保压时间为0.5～1h。

4.根据权利要求3所述的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的制备方法，其特征在于，所述热压烧结完成后，还包括水冷。

5.权利要求1～2任一项所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢或权利要求3～4任一项所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的制备方法得到的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢作为聚变堆包层结构材料的应用。

说明书

一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢及其制备方法和应用

技术领域

[0001] 本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢及其制备方法和应用。

背景技术

[0002] 根据世界银行、世界能源委员会和世界核能等机构预测，到2050年世界人口将增加到100亿，人口数量的快速增长带来的是能源的大量消耗。由于石油、天然气及煤炭等不可再生的化石燃料储量有限，使得各国不得不迫切寻找一种可替代的新型清洁能源，而核能作为一种清洁、安全、高效、环境污染小、CO2零排放的新能源受到了广泛的关注，成为开发新能源的首选。

[0003] 目前，中国首批“人造太阳”——热核聚变实验堆取得新突破。但是聚变堆有许多高难技术问题需要解决，其中决定未来聚变堆安全可靠、高效发展的关键问题之一，是研发出能够在反应堆苛刻的环境中长期工作的新型抗辐照结构材料。因此，核聚变反应堆材料特别是第一壁材料的研究就显得尤为重要。氧化物弥散强化(ODS)钢成为近年来聚变堆结构材料的研究热点。其高密度的第二相颗粒可以俘获He，使得He以纳米尺寸的氦泡形式弥散在反应堆的第一壁/包层材料中，避免大尺寸氦泡的产生，降低了材料氦脆的可能，改善材料的抗肿胀性能及抗辐照能力，被公认为是最有希望的聚变堆第一壁候选结构材料。ODS钢基体晶粒尺寸约在200～1000nm之间，基体内部含有大量、高度弥散的细小纳米析出相，因而可以被看作一种具有超细晶结构的纳米析出相强化钢。纳米析出相具有很高的高温稳定性，可以有效提升其室温强度和高温蠕变强度。另外，ODS钢中大量的纳米析出/基体界面可以有效地捕获缺陷并提高空位和间隙的重组，导致其具有优良的抗中子辐照肿胀性能。

[0004] 但是，ODS钢中的纳米晶体中大量的晶界处于热力学亚稳态，在高温下将向较稳定的亚稳态或稳定态转化，一般表现为固溶脱溶，晶粒长大及相转变三种形式。纳米晶体一旦发生晶粒长大，即转变为普通粗晶材料，就会失去其优异的力学性能。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于提供一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢及其制备方法和应用，本发明提供的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢具有超高强度和高热稳定性的优势。

[0006] 为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

[0007] 本发明提供了一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢，其制备原料包括14YWT氧化物弥散强化钢基底组分和过渡金属；所述14YWT氧化物弥散强化钢基底组分由如下质量百分含量的组分组成：Cr14wt％，W3wt％，Ti0.4wt％，Y2O30.3 wt％，余量为Fe；所述过渡金属的原子百分含量为0.3～2at％。

[0008] 优选的，所述过渡金属为Zr或Hf。

[0009] 优选的，所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的晶粒尺寸为45～85nm。

[0010] 本发明还提供了上述技术方案所述的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的制备方法，包括如下步骤：

[0011] 将原料按比例混合后，进行机械合金化，得到亚稳态结构粉末；

[0012] 将所述亚稳态结构粉末进行冷压成型，得到块体；

[0013] 将所述块体进行热压烧结，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢。

[0014] 优选的，所述机械合金化的方式为球磨，所述球磨的球料比为5～10:1，转速为1420r/min，时间为20～24h，所述球磨在保护氛围进行。

[0015] 优选的，所述冷压成型在真空条件进行，所述冷压成型的压力为3～5MPa，保压时间为1～2min。

[0016] 优选的，所述真空条件为-0.5～-1.0bar。

[0017] 优选的，所述热压烧结的温度为800～1200℃，压力为3～5 GPa，保温保压时间为0.5～1h。

[0018] 优选的，所述热压烧结完成后，还包括水冷。

[0019] 本发明还提供了上述技术方案所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢或上述技术方案所述制备方法得到的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢作为聚变堆包层结构材料的应用。

[0020] 本发明提供了一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢，包括14YWT氧化物弥散强化钢基底组分和过渡金属；所述14YWT氧化物弥散强化钢基底组分由如下质量百分含量的组分组成：Cr14wt％，W3wt％，Ti0.4wt％，Y2O30.3 wt％，余量为Fe；所述过渡金属的原子百分含量为0.3～2at％。本发明在14YWT氧化物弥散强化钢成分的基础上，添加适当量的过渡金属，过渡金属元素的加入产生了强烈的晶界强化效应，提高了屈服强度；由于过渡金属的加入会产生第二相纳米团簇(如Y-Ti-Zr-O、Y-Ti-Hf-O)，对于烧结过程中晶界的迁移起到了钉扎作用，增加晶界迁移的阻力；且过渡金属作为溶质元素被吸附在纳米晶ODS钢中大量的晶粒边界上，产生溶质元素的偏聚现象从而降低晶界能，减小晶界迁移的驱动力，有效地抑制了晶粒长大；上述组分能够得到晶粒小于200nm的超细晶粒尺寸，且将超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢进行高温退火后晶粒尺寸变化不大，仍然具有优异的性能。实验结果表明，本发明提供的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢在900℃退火1h的前后，晶粒尺寸变化不大，维持在50～86nm，且退火前后压缩屈服强度和拉伸屈服强度均在2000MPa以上，有助于提高聚变堆包层结构材料的应力设计。

附图说明

[0021] 图1是本发明实施例1制备的纳米晶氧化物弥散强化钢的明场透射图；

[0022] 图2是本发明实施例1制备的纳米晶氧化物弥散强化钢900℃退火1小时后的明场透射图；

[0023] 图3是本发明实施例1制备的纳米晶氧化物弥散强化钢900℃退火1小时后的HAADF-STEM透射图；

[0024] 图4是本发明实施例2制备的纳米晶氧化物弥散强化钢的暗场透射图；

[0025] 图5是本发明实施例2制备的纳米晶氧化物弥散强化钢900℃退火1小时后的明场透射图；

[0026] 图6是本发明实施例3制备的纳米晶氧化物弥散强化钢的明场透射图；

[0027] 图7是本发明实施例3制备的纳米晶氧化物弥散强化钢900℃退火1小时后的明场透射图；

[0028] 图8是本发明对比例1制备的氧化物弥散强化钢的明场透射图；

[0029] 图9是本发明对比例1制备的氧化物弥散强化钢900℃退火1小时后的暗场透射图；

[0030] 图10是本发明实施例1、2、3和对比例1所测压缩应力应变曲线；

[0031] 图11是本发明实施例1、2、3和对比例1所测室温拉伸应力应变曲线。

具体实施方式

[0032] 本发明提供了一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢，其制备原料包括14YWT氧化物弥散强化钢基底组分和过渡金属；所述14YWT氧化物弥散强化钢基底组分由如下质量百分含量的组分组成：Cr14wt％，W3wt％，Ti0.4wt％，Y2O30.3 wt％，余量为Fe；所述过渡金属的原子百分含量(即在制备原料中过渡金属的原子百分含量)为0.3～2at％。

[0033] 在本发明中，所述过渡金属优选为Zr或Hf。

[0034] 在本发明中，所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的晶粒尺寸优选为45～85nm。

[0035] 本发明还提供了上述技术方案所述的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的制备方法，包括如下步骤：

[0036] 将原料按比例混合后，进行机械合金化，得到亚稳态结构粉末；

[0037] 将所述亚稳态结构粉末进行冷压成型，得到块体；

[0038] 将所述块体进行热压烧结，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢。

[0039] 本发明将原料按比例混合后，进行机械合金化，得到亚稳态结构粉末。

[0040] 在本发明中，所述原料优选为粉末状态，具体的原料包括Fe粉、Cr粉、W粉、Ti粉、Y2O3粉、过渡金属粉；所述Fe粉的纯度优选≥99.9％，粒径优选≥100目；所述Cr粉的纯度优选≥99.95％，粒径优选≥200目；所述W粉的纯度优选≥99.9％，粒径优选≥300目；所述Ti粉的纯度优选≥99.9％，粒径优选≥200目；所述Y2O3粉的纯度优选≥99.5％，粒径优选≤100nm；所述过渡金属粉优选为Zr粉或Hf粉，所述过渡金属粉的纯度优选≥99.5％，粒径优选≥200目。

[0041] 在本发明中，所述机械合金化的方式优选为球磨，所述球磨的球料比优选为5～10:1，转速优选为1200～1600r/min，时间优选为20～24h，所述球磨的研磨球直径优选为5～8mm；所述球磨优选在保护氛围进行；所述保护氛围优选为氮气或惰性气体氛围。在本发明中，机械合金化过程使Cr、Ti、W、Y2O3与过渡金属(Zr或Hf)强制固溶到铁基体中并达到过饱和状态，形成均匀的亚稳态结构。

[0042] 得到亚稳态结构粉末后，本发明将所述亚稳态结构粉末进行冷压成型，得到块体。在本发明中，所述冷压成型能够排除粉末颗粒间的气体，可使粉末颗粒在热压烧结过程中结合的更加致密，减少一些缺陷比如微裂纹的产生，提高产品的塑性。

[0043] 在本发明中，所述冷压成型优选在真空条件进行，所述真空条件优选为-0.5～-1.0bar；所述冷压成型的压力优选为3～5MPa，更优选为3.5～4.5MPa；保压时间优选为1～
2min；所述冷压成型的温度优选为室温；所述冷压成型具体为：将亚稳态结构粉末装入压片磨具中，然后抽真空，在一定压力下进行保压。

[0044] 得到块体后，本发明将所述块体进行热压烧结，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢。在本发明中，热压烧结有利于使纳米颗粒紧密接触，加快致密化扩散，从而进一步有效地抑制烧结过程中晶粒长大。

[0045] 在本发明中，所述热压烧结的温度优选为800～1200℃，更优选为900～1100℃；压力优选为3～5 GPa，更优选为3.5～4.5GPa；保温保压时间优选为0.5～1h。

[0046] 本发明对所述热压烧结的设备没有特殊限定，能够实施热压烧结即可，在本发明实施例中，所述热压烧结的设备优选为六面顶液压机。

[0047] 热压烧结完成后，本发明优选还包括水冷；所述水冷所用水优选为自来水；本发明对所述水冷的时间没有特殊限定，能够达到室温即可。

[0048] 本发明还提供了一种上述技术方案所述超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢或上述技术方案所述制备方法得到的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢作为聚变堆包层结构材料的应用。本发明所提供的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的屈服强度高，有助于提高聚变堆包层结构材料的应力设计，且本发明所提供的超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢经900℃退火后，维氏硬度有所提高，从而大幅度提升苛刻环境下服役的安全性。

[0049] 下面结合实施例对本发明提供的一种超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢及其制备方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。

[0050] 实施例1

[0051] 按照如下配比进行配料得到14YWT氧化物弥散强化钢基体成分：200目的Cr粉14wt％，300目的W粉3wt％，200目的Ti粉0.4wt％，100nm的Y2O3粉0.3wt％，余量为100目的Fe粉，得到14YWT氧化物弥散强化钢基体成分；添加原子百分含量为0.5at％的Zr粉(200目)，得到原料混合物；

[0052] 将原料混合物与球径为8mm的硬质钢球按照球料比10:1密封于硬质钢球磨罐中，使用高能球磨机在充满氩气的手套箱内以1420r/min的转速进行机械合金化24h；将机械合金化后的粉末装入压片磨具中，用机械泵抽真空，抽气时间为15min，然后在3 MPa的压力下保压2min；将冷压成型得到的块体装入氮化硼模具中，用六面顶液压机对其进行热压烧结，热压烧结的压力为4GPa，温度为900℃，保温保压30min；然后水冷10min，将所得产品温度降至室温，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢。

[0053] 测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的明场透射图，如图1所示，由图1可知晶粒尺寸为50±2nm。

[0054] 将本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢在900℃退火处理1h，然后测试其明场透射图(如图2所示)和HAADF-STEM透射图(如图3所示)，由图2可知退火处理后的晶粒尺寸为52±2nm，由图3可以看出退火后晶粒边界为白色，表明有原子序数大于Fe的晶界元素偏聚，说明该纳米晶氧化物弥散强化钢拥有超高的热稳定性。

[0055] 测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢退火前后的压缩应力应变曲线，具体为按照国家标准：GB/T7314～2005加工，每一个圆柱切割2个样品测试，确保实验结果的准确性，压缩实验采用INSTRON 5982型压缩实验机，采用速率为0.18mm/min进行压缩实验，结果如图10所示，其中曲线1是室温下压缩应力应变曲线，屈服强度为2604MPa，压缩断裂应变为40.5％，曲线2是将本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢经过900℃退火5小时后测试的压缩应力应变曲线，由于纳米析出物的增多，压缩屈服强度为2700MPa，压缩延伸率为43％。

[0056] 将本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢进行在800℃进行轧制，以用于测试拉伸应力应变曲线，具体轧制过程为采用多道次变形轧制，每次轧制压下量为2mm，每次轧制前要在高温马弗炉中保温5分钟，最终轧制厚度为1.5mm，变形量为83％；最后一道轧制完成后空冷至室温。拉伸式样按照国家标准：GBT 228～2002加工，每个钢片切割2个样品测试，确保实验结果的准确性。设备仪器型号为Instron 5948，在室温下进行拉伸试验，拉伸速率为5×10-4S-1。测试结果如图11所示，曲线8是拉伸应力应变曲线，拉伸屈服强度为2621MPa，拉伸断裂应变为4.9％，压缩与拉伸屈服强度的一致性说明屈服强度的测试结果具有可信度。

[0057] 采用FM-ARS 9000型全自动维氏显微硬度计测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的维氏硬度为720HV，在900℃退火处理1h后的维氏硬度为750HV，在1100℃退火1小时后，维氏硬度为668 HV，在1200℃退火处理1h后的维氏硬度为467HV，说明纳米晶ODS钢力学性能能够稳定在1100℃。

[0058] 实施例2

[0059] 按照如下配比进行配料得到14YWT氧化物弥散强化钢基体成分：200目的Cr粉14wt％，300目的W粉3wt％，200目的Ti粉0.4wt％，100nm的Y2O3粉0.3wt％，余量为100目的Fe粉，得到14YWT氧化物弥散强化钢基体成分；添加原子百分含量为0.5at％的Zr粉(200目)，得到原料混合物；

[0060] 将原料混合物与球径为8mm的硬质钢球按照球料比10:1密封于硬质钢球磨罐中，使用高能球磨机在充满氩气的手套箱内以1420r/min的转速进行机械合金化24h；将机械合金化后的粉末装入压片磨具中，用机械泵抽真空，抽气时间为15min，然后在3 MPa的压力下保压2min；将冷压成型得到的块体装入氮化硼模具中，用六面顶液压机对其进行热压烧结，热压烧结的压力为4GPa，温度为1000℃，保温保压30min；然后水冷10min，将所得产品温度降至室温，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢。

[0061] 测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的暗场透射图，如图4所示，由图4可知晶粒尺寸为79±2nm。

[0062] 将本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢在900℃退火处理1h，然后测试其明场透射图，如图5所示，可以看出在经过900℃退火1h后，晶粒尺寸为84±2nm，说明该氧化物弥散强化钢拥有超高的热稳定性。

[0063] 按照实施例1的方式测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢退火前后的压缩应力应变曲线，如图10所示，曲线3是室温下压缩应力应变曲线，屈服强度为2250MPa，压缩断裂应变为57.5％。曲线4是经过900℃退火1小时之后压缩应力应变曲线，压缩屈服强度为2050MPa，压缩断裂应变为60.5％。

[0064] 按照实施例1的方式测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的拉伸应力应变曲线，如图11所示，曲线9是室温下拉伸应力应变曲线，拉伸屈服强度为2300MPa，拉伸断裂应变为3.7％，压缩与拉伸屈服强度的一致性说明屈服强度的测试结果具有可信度。

[0065] 按照实施例1的方法测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的维氏硬度为650HV，在900℃退火处理1h后的维氏硬度为670HV，在1100℃退火处理1小时后硬度为600 HV，在1200℃退火处理1h后的维氏硬度为437HV，说明纳米晶ODS钢力学性能能够稳定在1100℃。

[0066] 实施例3

[0067] 按照如下配比进行配料得到14YWT氧化物弥散强化钢基体成分：200目的Cr粉14wt％，300目的W粉3wt％，200目的Ti粉0.4wt％，100nm的Y2O3粉0.3wt％，余量为100目的Fe粉，得到14YWT氧化物弥散强化钢基体成分；添加原子百分含量为0.3at％的Hf粉(200目)，得到原料混合物；

[0068] 将原料混合物与球径为8mm的硬质钢球按照球料比10:1密封于硬质钢球磨罐中，使用高能球磨机在充满氩气的手套箱内以1420r/min的转速进行机械合金化24h；将机械合金化后的粉末装入压片磨具中，用机械泵抽真空，抽气时间为15min，然后在3 MPa的压力下保压2min；将冷压成型得到的块体装入氮化硼模具中，用六面顶液压机对其进行热压烧结，热压烧结的压力为4GPa，温度为1000℃，保温保压30min；然后水冷10min，将所得产品温度降至室温，得到超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢。

[0069] 测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的明场透射图，如图6所示，由图6可知晶粒尺寸为68±2nm。

[0070] 将本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢在900℃退火处理1h，然后测试其明场透射图，如图7所示，可以看出在经过900℃退火1h后，晶粒尺寸为75±2nm，说明该氧化物弥散强化钢拥有超高的热稳定性。

[0071] 按照实施例1的方式测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的压缩应力应变曲线，如图10所示，曲线5是室温下压缩应力应变曲线，屈服强度为2200MPa，压缩断裂应变为56.2％；经过900℃退火1小时之后压缩应力应变曲线为图10中曲线6所示，压缩屈服强度为2130MPa，压缩断裂应变为53％。

[0072] 按照实施例1的方式测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的拉伸应力应变曲线，在室温下测试拉伸应力应变曲线，如图11所示，曲线10拉伸屈服强度为2170MPa，拉伸断裂应变为2.4％，压缩与拉伸屈服强度的一致性说明屈服强度的测试结果具有可信度。

[0073] 按照实施例1的方法测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的维氏硬度为675HV，在900℃退火处理1h后的维氏硬度为700 HV，在1100℃退火处理1小时后硬度为631 HV，在1200℃退火处理1h后的维氏硬度为488 HV，说明纳米晶ODS钢力学性能能够稳定在1100℃。

[0074] 对比例1

[0075] 按照实施例1的方法制备ODS钢，区别在于，省略了Zr粉的添加。测试本对比例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢未退火明场透射图，结果如图8所示，晶粒尺寸为237±2nm，在900℃退火处理1h，然后测试其暗场透射图，如图9所示，可以看出本对比例所得ODS钢在经过900℃退火1h后，晶粒尺寸为283±2nm，晶粒尺寸与文献专利1(申请号
201010594163.9)中提及的超细晶氧化物弥散强化相似，说明热稳定性较差，退火后存在晶粒长大现象。

[0076] 按照实施例1的方式测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的压缩应力应变曲线(如图10所示)和拉伸应力应变曲线(如图11所示)，如图10所示，曲线7是室温下压缩应力应变曲线，压缩屈服强度为1100MPa，压缩断裂应变67％；如图11所示，曲线11是室温下拉伸应力应变曲线，拉伸屈服强度约为1300 MPa，拉伸延伸率为6.3％，优于文献专利2(申请号201810690047.3)中提及的拉伸性能。

[0077] 按照实施例1的方法测试本实施例所得超高强度高热稳定性纳米晶ODS钢的维氏硬度为377HV，在900℃退火处理1h后的维氏硬度为343HV，在1200℃退火处理1h后的维氏硬度为286HV。

[0078] 由以上实施例和对比例可知，过渡金属的加入显著降低了晶粒尺寸，其压缩屈服强度、拉伸屈服强度和硬度均较高，经900℃高温退火后，晶粒尺寸基本不发生变化，力学性能未受到明显影响；而使用本发明提供的制备方法制备的不添加过渡金属的ODS钢，其晶粒尺寸虽然相对于实施例1～3有所下降，但是与现有技术相当，且力学性能有所提高，说明对比例1的制备方法得到的产品性能相对于现有技术也有一定的提高。

[0079] 以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。