14Cr氧化物弥散强化（Oxide Dispersion Strengthened,ODS）铁素体钢因其优异的高温性能和抗辐照性能,成为先进裂变堆和未来聚变堆的备选结构材料。为进一步提高14Cr ODS钢的服役温度,本文通过微合金化、热处理及热变形等方法对ODS钢组织中的纳米氧化物和其他类型第二相进行调控,以期实现对其性能的优化。在阐明Y2O3在本文实验条件下的演化行为的基础上,添加Al、Ti对14Cr ODS钢进行微合金化调控。选取具有更优强化效果的Ti元素,制备Ti微合金化的14Cr ODS钢,并探究Ti组元对14Cr ODS钢中马氏体板条的抑制机制。通过热处理对Ti微合金化的14Cr ODS钢进行第二相及微观组织的调控,实现拉伸性能的优化,并据此探究热变形对优化后的14Cr ODS钢微观组织的影响及其在超临界水（Supercritical Water,SCW）中的腐蚀行为。首先对Y2O3在球磨和退火过程中的演化行为进行分析。结果表明,Y2O3在短时间球磨过程中,完整的晶体结构被破坏,晶体结构内部有非晶区域产生,由初始状态的近球状转变为规则片状及破碎的小尺寸片状。棒状形貌可能生成于球磨过程或透射样品制备过程。退火时被破坏的晶体结构重新结晶,并形成球状形貌,退火温度的提高促进其结晶化过程。选取Al、Ti作为微合金化元素,确定14Cr ODS钢的最佳球磨参数为400 rpm、30 h。不同成分的14Cr ODS钢组织均呈现双峰分布的特征,这主要是原始预合金粉末晶粒大小不均一造成的。组元Ti的添加有效细化纳米颗粒的尺寸以及晶粒尺寸,因此14YTi ODS钢（Ti微合金化的14Cr ODS钢）的显微硬度值要高于14Y（仅添加Y2O3的14Cr ODS钢）和14YAl ODS钢（Al微合金化的14Cr ODS钢）。14Y和14YTi中的纳米颗粒主要为Y2O3和Y2Ti2O7,在单一体系中结构稳定,热处理前后晶体结构不发生变化。烧结态14YAl中有γ-Al2O3和α-Al2O3两种类型的Al2O3颗粒,热处理后的14YAl中Al2O3颗粒则以大尺寸的α-Al2O3为主。热处理过程中部分γ-Al2O3与Y2O3发生反应生成Y-Al-O纳米颗粒,部分γ-Al2O3发生相变转变为α-Al2O3。不同结构Y-Al-O的形成主要取决于γ-Al2O3和Y2O3的固态反应以及Y-Al-O颗粒稳定性。通过对比实验探究了Ti组元对14Cr ODS钢中马氏体板条的抑制机理。MP（预合金粉末球磨后得到的粉末）、MX（MP粉末与ODS粉末等质量比混合得到的粉末）和ODS粉末的内部结构均包含层片状组织和孔洞,ODS粉末由于硬质粒子Ti和Y2O3的引入使其球磨后的颗粒尺寸明显减小。在烧结过程中,MP钢有马氏体相变发生,而MX和ODS钢组织中均没有马氏体板条生成。MP钢组织中的M23C6在晶界上呈链状分布。MX和ODS钢中,通过Ti的加入形成TiC,抑制了部分M23C6相析出,消除了M23C6相的链状分布形态,削弱了贫Cr现象,抑制马氏体板条的生成。Y原子在ODS钢中均匀分布,但在MX钢中分布不均匀。Ti原子则以TiC或Y2Ti2O7纳米颗粒的形式均匀分布在MX和ODS钢中。因此Ti对14Cr ODS钢中马氏体板条的形成起到主要抑制作用。实现了热处理对14Cr ODS钢组织性能的优化。800?C及1000?C退火处理后,ODS钢中的再结晶晶粒增多,未发生完全再结晶。1200?C退火后,ODS钢发生完全再结晶,且沿晶界有大量孔洞生成,导致材料密度明显降低。烧结态ODS钢组织中M23C6相尺寸大、含量较高,TiC相和Y2Ti2O7相的含量相对较低。退火处理促进M23C6的溶解以及TiC和Y2Ti2O7的析出。随着退火温度的提高,M23C6的尺寸及含量逐渐减少,TiC和Y2Ti2O7的含量逐渐增多。1200?C退火处理后,M23C6完全溶解,基体中只含有TiC和Y2Ti2O7两种类型第二相。1000?C退火态ODS钢因在不影响致密度的前提下优化了第二相的尺寸和含量,具有最优的拉伸性能。通过热处理对烧结态ODS钢进行性能优化时,应充分考虑组织和致密度的双重影响。研究了14Cr ODS钢在10501200?C、10.001 s-1变形条件下的热变形行为,得到了14Cr ODS钢的变形激活能及本构方程,并对组织演变进行分析。温度的提高和应变速率的降低均能促进14Cr ODS钢的再结晶行为,ODS钢在1200?C、0.001 s-1及1200?C、0.01 s-1变形后发生完全再结晶。变形后组织中有位错缠结、弓出晶界、亚晶粒等亚结构存在,多种再结晶机制共同影响ODS钢的再结晶行为。热变形对ODS钢中纳米氧化物尺寸的影响较小,且并不改变纳米颗粒与基体的共格界面关系。热变形能够在保证纳米颗粒强化作用的同时实现对ODS钢组织的调控。探究了14Cr ODS钢在SCW中的腐蚀行为,并阐明不同腐蚀形貌的产生机理。ODS钢的腐蚀层由过渡层、内层氧化物及外层氧化物共同构成。内层氧化物为FeCr2O4,氧化物类型在腐蚀过程中保持不变。外层氧化物在腐蚀时间小于400 h时为Fe3O4,当腐蚀时间大于600 h为Fe2O3,该现象和腐蚀表层与SCW界面处不断变化的O2浓度有关。ODS钢腐蚀表层由均匀腐蚀区域和部分疖状腐蚀区域构成。均匀腐蚀区域的形成由不同的反应过程控制,根据外层氧化物的不同将其分为两个阶段。疖状腐蚀区域的形成主要归因于Cr的气化急剧促进原子扩散,其腐蚀层的构成及各层氧化物的演变规律与均匀腐蚀区域一致。