CN104046891B - 纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法，按重量百分比计其组分如下：C为0～0.2%，Ni为2～15%，Mn为0～10%，Al为0.5～6%，Cu为0～4%，Cr为0～12%，Mo为0～3%，W为0～3%，V为0～0.5%，Ti为0～0.5%，Nb为0～0.5%，Si为0～1%，B为0.0005～0.05%，P不高于0.04%，S不高于0.04%，N不高于0.04%，O不高于0.05%，余量为Fe和不可避免的杂质，经熔炼、铸造和锻轧后进行固溶和时效处理，制成以纳米金属间化合物强化为主，结合纳米团簇和纳米碳化物复合强化的超高强度铁素体钢，获得优异的强韧性、焊接性、耐腐蚀性。

Description

纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种超高强度铁素体钢及其制造方法，具体涉及一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢及其制造方法。
背景技术
近年来，随着现代工业和国防的快速发展，超高强度钢在航空航天、国防、电站及其他高科技领域的应用正变得越来越重要。其中拉伸强度在1400～2000MPa的超高强度钢是应用范围很广的一类重要钢种，特别是大量应用于火箭发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等对性能有特殊要求的领域，而且其使用范围正在不断地扩大到建筑、机械制造、车辆和其它军用及民用装备上。
传统超高强度钢，如低温回火马氏体组织或下贝氏体组织强化低合金钢，高温回火合金碳化物析出物、二次硬化组织强化超高强度钢，金属间化合物析出强化马氏体时效钢等，一定程度上达到了超高强度的要求，但高碳、高合金及热处理转变要求快冷等特性使其仍存在焊接性能及塑韧性差、成本高、材料尺寸受限等问题。
随着纳米科技的发展，利用纳米析出相强化机制已成为开发新型超高强度钢的重要途径，纳米析出相颗粒与基体中的滑移位错交互作用，产生强烈的析出强化作用，此外还能控制基体晶粒尺寸，间接起到细晶强化作用，从而有效提高钢的强度。目前纳米析出相强化超高强度钢中发展比较成熟的是通过合金化形成纳米碳化物MC，产生析出强化和细晶强化作用提高钢的强度。例如，专利CN1514887公开了一种纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢，专利101671771B公开了一种高强度高塑性超细晶铁素体和纳米碳化物低碳钢制备方法，以及霍向东等人在“CSP生产Ti微合金化高强钢中纳米碳化物”，北京科技大学学报，2011年08期中对纳米碳化物强化进行了研究。然而，现代工业对超高强度钢的焊接性、韧性等综合性能的要求日益提高，较高的碳含量导致焊接性能差、断裂韧性不高，因而必须合理控制含碳量，利用新型纳米析出相替代碳化物强化相对超高强度钢进行强化，并在不破坏良好综合性能的前提下，有效发挥微量碳化物的积极强化作用。此外，铁素体钢韧性良好，克服了马氏体钢快冷要求对材料尺寸的限制，特别是可采用连铸连轧工艺生产，能够节约能源、简化工艺。因而与传统超高强度钢采用马氏体基体相比，在铁素体结构基础上利用新型纳米析出相强化机制开发新型超高强度钢具有极大的工艺和成本优势。
本发明的超高强度钢选用铁素体组织作为基体，通过添加适量的金属间化合物形成元素，在适当的热处理工艺下，在铁素体基体上析出大量纳米金属间化合物，发挥析出强化作用，明显提高钢的强度。另外本发明还添加了纳米团簇形成元素，碳化物形成元素和微量碳元素，形成一定量纳米团簇和少量纳米碳化物，从而以纳米金属间化合物强化为主，结合纳米团簇和纳米碳化物复合强化，三种纳米析出相共同作用产生最大限度的强化效果，制成低碳且综合性能优异的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢。
发明内容
本发明的一个目的是提供一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其中以大量分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物强化为主，同时结合纳米团簇和纳米碳化物实现复合强化，制成具有超高强韧性、优良焊接性能和耐腐蚀性能的新型超高强度铁素体钢。
本发明的另一目的是提供一种制造上述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的方法。
一方面，本发明提供一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，按重量百分比计，其化学组分如下：C为0～0.2%，Ni为2～15%，Mn为0～10%，Al为0.5～6%，Cu为0～4%，Cr为0～12%，Mo为0～3%，W为0～3%，V为0～0.5%，Ti为0～0.5%，Nb为0～0.5%，Si为0～1%，B为0.0005～0.05%，P不高于0.04%，S不高于0.04%，N不高于0.04%，O不高于0.05%，余量为Fe和不可避免的杂质。
在本发明的一种实施方式中，所述纳米金属间化合物为NiAl。
在本发明的另一种实施方式中，所述纳米金属间化合物的平均尺寸为3nm，平均间距为2～20nm，每立方微米纳米金属间化合物数不少于10,000个。
在本发明的另一种实施方式中，所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢中还包含纳米团簇，所述纳米团簇的主要组成元素为Cu。
在本发明的另一种实施方式中，所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢中还包含纳米碳化物(Mo,W)2C。
在本发明的另一种实施方式中，所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的基体组织为铁素体，所述铁素体的平均晶粒尺寸为1～20μm。
在本发明的另一种实施方式中，所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的屈服强度为1200～1800MPa，拉伸强度为1400～2000MPa，断面收缩率为30～60%，伸长率为5～20%。
另一方面，本发明还提供一种制造所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的方法，其步骤如下：
(1)使所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的化学组分构成的原料组合物依次进行熔炼、铸造和锻轧；
(2)进行固溶处理，然后冷却至室温；
(3)进行时效处理，然后冷却至室温。
在本发明方法的一种实施方式中，所述固溶处理在800～1300℃范围内进行。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述固溶处理在900℃进行。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述固溶处理进行0.1～3小时。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述固溶处理进行0.5小时。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述时效处理在400～600℃范围内进行。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述时效处理在550℃进行。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述时效处理进行0.1～20小时。
在本发明方法的另一种实施方式中，所述时效处理进行2小时。
本发明通过合理调控合金元素种类和含量以及热处理工艺，得到大量分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物，有效发挥了纳米金属间化合物析出强化作用，并与纳米团簇和纳米碳化物相结合三种纳米析出相实现复合强化，获得优异的强韧性，屈服强度达1200～1800MPa，拉伸强度达1400～2000MPa，断面收缩率为30～60%，伸长率为5～20%。其中以纳米金属间化合物为主强化相，以其析出强化作用为最主要的强化方式，降低了钢中的碳含量，从而具有优良的焊接性能和塑韧性，此外添加了适量的Cr和Al元素，可形成稳定的氧化铬和氧化铝保护膜，Cu还起到提高钢在大气和海水中耐腐蚀性的作用，从而综合提高了钢的抗氧化和耐腐蚀性能。另外，与现有的超高强度马氏体钢相比，本发明的超高强度铁素体钢热处理后可不经淬火等快速冷却工艺，生产尺寸较大，并且适于连铸连轧生产，生产成本较低。
本发明的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，以大量分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物强化为主，并结合一定量纳米团簇和少量纳米碳化物实现复合强化，获得了极高的强度且强韧性匹配极佳，并具有优良的焊接性和耐腐蚀性，可应用于汽车、舰船、桥梁、管线、能源、电站、海洋工程、建筑结构、压力容器、工程机械、集装箱，特别是可应用于要求超高强度的火箭发动机、飞机起落架、防弹装甲车等国防装备领域的关键部件。
附图说明
结合附图参照下述详细说明本领域技术人员将更好地理解本发明的上述及诸多其他特征和优点，其中：
图1是根据本发明实施例1制造的超高强度铁素体钢NIS103的基体中纳米金属间化合物的透射电镜暗场像；
图2是根据本发明实施例1制造的超高强度铁素体钢NIS103的基体中纳米碳化物的透射电镜照片；
图3是根据本发明实施例1制造的超高强度铁素体钢NIS102的显微组织形貌扫描电镜照片；
图4是根据本发明实施例1制造的超高强度铁素体钢NIS103、NIS107和对比钢CS1的室温拉伸应力应变曲线。
具体实施方式
下面根据具体实施例对本发明的技术方案做进一步说明。本发明的保护范围不限于以下实施例，列举这些实施例仅出于示例性目的而不以任何方式限制本发明。
本发明提供一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，按重量百分比计，其化学组分如下：C为0～0.2%，Ni为2～15%，Mn为0～10%，Al为0.5～6%，Cu为0～4%，Cr为0～12%，Mo为0～3%，W为0～3%，V为0～0.5%，Ti为0～0.5%，Nb为0～0.5%，Si为0～1%，B为0.0005～0.05%，P不高于0.04%，S不高于0.04%，N不高于0.04%，O不高于0.05%，余量为Fe和不可避免的杂质。
以下对所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢中各化学组分含量范围的限定理由进行说明：
C：与Mo和W形成稳定的纳米碳化物，既能产生析出强化作用，还能有效细化铁素体晶粒，产生细晶强化作用，从而提高钢的强度。在本发明中为了保证钢的优良焊接性能和韧性，仅使用低的碳含量。因此本发明将C的含量限定在0～0.2%。
Ni和Al：金属间化合物形成元素，Ni与Al形成纳米金属间化合物NiAl，产生析出强化作用，为本发明的主要强化相。当Ni和Al的含量达到NiAl在铁素体基体中的固溶度时可从基体中析出金属间化合物NiAl，金属间化合物NiAl具有高的强度和硬度，可有效钉扎位错，从而明显提高钢的强度。此外，Ni还有助于改善钢的韧性，然而Ni为奥氏体形成元素，其含过高时，钢中会残留奥氏体，造成组织不均匀，且会增加生产成本。Al也是纳米金属间化合物组成元素之一，参与纳米金属间化合物析出强化作用，Al还是炼钢过程中的脱氧剂，有净化钢液的作用，然而Al含量过高时，会带来冶炼浇铸的困难。因此本发明将Ni含量限定在2～15%，将Al含量限定在0.5～6%。
Cu：纳米团簇主要组成元素，利用成本较低的Cu形成纳米团簇析出相，辅助纳米金属间化合物析出相共同发挥析出强化作用，进一步强化铁素体钢。此外Cu还具有提高钢在大气和海水中耐腐蚀性的作用，但当Cu含量过高时，会产生热脆性，对加工性能不利。因此本发明将Cu含量限定在0～4%。
Mn：以置换原子形式进入纳米金属间化合物，参与纳米金属间化合物析出强化作用，Mn为奥氏体形成元素，具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，有利于细化铁素体晶粒，提高强度和韧性。然而Mn含量过高时，钢中会残留奥氏体，造成组织不均匀，并且高的Mn含量会导致钢坯偏析、韧性变差及可焊性降低。因此本发明将Mn含量限定在0～10%。
Cr：抗氧化和抗腐蚀元素，可提高钢的抗氧化和耐腐蚀性能，同时还是铁素体形成元素，可增加和稳定钢的铁素体组织，然而Cr含量过高会降低钢的韧性，且会增加生产成本，因此本发明将Cr含量限定在0～12%。
Mo和W：纳米碳化物形成元素，与C形成面心立方结构的碳化物，具有尺寸小、热稳定性高的特点，可有效阻碍晶粒长大，发挥细晶强化和析出强化的作用。此外，还能够稳定钢的铁素体组织，还能起到固溶强化作用。然而在本发明中为了保证钢的优良焊接性能和韧性，仅使用低的碳含量，添加少量Mo和W即可使固碳效果达到饱和，并且Mo和W添加过多，基体会析出Fe2Mo和Fe2W脆性相，使钢的韧性降低，因此本发明将Mo和W的含量均限定在0～3%。
V、Ti和Nb：碳化物形成元素，与C形成面心立方结构的碳化物，可有效阻碍晶粒长大，发挥细晶强化和析出强化的作用。由于为了保证钢的优良焊接性能和韧性，仅使用低的碳含量，因此本发明将V、Ti和Nb的含量均限定在0～0.5%。
Si：提高碳分配，防止渗碳体的形成，还能稳定钢的铁素体组织，起到固溶强化作用，然而Si添加过多时，会降低钢的韧性，因此本发明将Si含量限定在0～1%。
B：可显著净化晶界，改善钢的强度和韧性，然而B含量过高时，晶界会析出过多硼化物，降低钢的韧性，因此本发明将B含量限定在0.0005～0.05%。
P和S：钢中不可避免的杂质元素，含量高时会与Cu形成脆性化合物，危害钢的韧性和焊接性能，因此P和S的含量均控制在0.04%以下。
N和O：钢中不可避免的杂质元素，危害钢的韧性和焊接性能，因此N和O的含量分别控制在0.04%和0.05%以下。
上述以外的成分为Fe及其他不可避免的杂质，在不损害本发明效果的范围内，不排除还含有上述以外的成分。
本发明还提供一种制造所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的方法，其步骤如下：
(1)使所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的化学组分构成的原料组合物依次进行熔炼、铸造和锻轧；
(2)进行固溶处理，然后冷却至室温；
(3)进行时效处理，然后冷却至室温。
根据本发明的方法，可于电弧炉、转炉、感应炉中进行冶炼，然后可采用连铸方式生产铸坯或采用模铸方式生产铸锭，所述铸坯或铸锭具有良好的冷、热加工性能，接着可进行冷轧、温轧或者在800～1300℃范围内进行锻造或热轧，经轧制或锻造后将板材在800～1300℃范围内进行固溶处理，处理时间为0.1～3小时，随后冷却，冷却方式可为空冷、风冷、油淬或水淬，可冷却至室温或直接冷却至时效温度进行时效处理，时效处理在400～600℃范围内进行，处理时间为0.1～20小时，随后冷却，冷却方式同样可为空冷、风冷、油淬或水淬，最终得到本发明的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢。
本发明通过锻轧等冷热变形工艺，可细化晶粒，还可引入大量位错和空位等缺陷，为高浓度纳米金属间化合物以及一定量纳米团簇和纳米碳化物成核提供良好条件，还可实现位错强化。随后根据本发明进行热处理，即在特定温度下先后进行一定时长的固溶处理和时效处理，经过固溶处理得到铁素体过饱和固溶体，通过合理控制时效温度和时效时间有效控制主强化相纳米金属间化合物以及辅助强化相纳米团簇和纳米碳化物的析出和长大。就固溶处理而言，纳米金属间形成元素Ni、Al在面心立方结构的奥氏体中具有很大固溶度，根据本发明在800～1300℃进行固溶处理，可保证所添加的纳米金属间形成元素能够完全固溶于基体之中，而温度过高晶粒则会严重粗化，钢的强度和韧性均会下降。就时效处理而言，纳米金属间化合物NiAl在铁素体中的固溶度很低，而且固溶度会随温度的下降而下降，若采用过高的时效温度，纳米金属间化合物将会粗化，若采用过低的时效温度，纳米金属间化合物则析出不足。根据本发明经过上述固溶处理后再于400～600℃进行时效处理之后，经透射电镜照片证实，铁素体基体中析出了大量分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物。根据纳米析出相强化机制，位错与析出相交互作用，析出相有效阻碍位错移动，从而实现强化，在析出相数量多、尺寸小、分布均匀的情况下可获得最大的强化效果。本发明通过合理调控合金化元素和热处理工艺获得浓度高、分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物，最大限度的发挥了纳米金属间化合物的强化作用。此外经透射电镜照片证实，通过添加适量纳米团簇和纳米碳化物形成元素，在铁素体基体中还形成了一定量的纳米团簇和少量纳米碳化物，辅助纳米金属间化合物主强化相起到复合强化作用。
除非另作限定，本发明所用术语均为本领域技术人员通常理解的含义。
以下结合附图，通过实施例对本发明作进一步地详细说明。
实施例1
根据本发明纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的组成范围，冶炼了发明钢NIS101～108，同时冶炼了对比钢CS1和CS2作为比较。按照表1所示的发明钢NIS101～108和对比钢CS1、CS2合金成分组成，在电弧熔炼炉中进行冶炼和浇铸，将制得的铸锭以每次5～10%的压下量进行轧制处理，得到总变形量为70%左右的板材。将轧制后的板材在900℃下进行0.5小时固溶处理，随后以氩气淬冷方式冷却至室温，然后在550℃下进行2小时时效处理，随后同样以氩气淬冷方式冷却至室温，从而制得发明钢NIS101～108和对比钢CS1、CS2。
表1.发明钢NIS101～108和对比钢CS1、CS2的合金成分组成
实施例2
按照表1中NIS103的合金成分组成，在电弧熔炼炉中进行冶炼和浇铸，将制得的铸锭以每次5～10%的压下量进行轧制处理，得到总变形量为70%左右的板材。将轧制后的板材在1200℃下进行0.2小时固溶处理，随后以水淬方式冷却至室温，然后在550℃下进行2小时时效处理，随后以空冷方式冷却至室温。从而制得发明钢NIS103′。
试验例1
利用透射电镜对上述热处理后的对比钢CS1、CS2和发明钢NIS101～108进行了分析。由表1可知，对比钢CS1中不存在金属间化合物形成元素Al，对比钢CS2中金属间化合物形成元素Ni和Al的含量较少，透射电镜结果显示在对比钢CS1和CS2中没有形成金属间化合物，而在发明钢NIS101～108中发现了大量分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物。图1为发明钢NIS103基体中纳米金属间化合物的透射电镜照片，其中纳米金属间化合物的平均尺寸约为3nm，分布均匀，平均间距为2～20nm，每立方微米纳米金属间化合物颗粒数不少于10,000个，通过透射电镜能谱分析确定，纳米金属间化合物主要包括Ni和Al元素。由此可见，本发明的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢中形成了浓度高、分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物，根据纳米析出相强化机制，这些浓度高、尺寸小的纳米金属间化合物有效阻碍位错运动，显著增强铁素体钢的强度。
此外，利用透射电镜在本发明的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢中还观察到少量纳米碳化物。图2为发明钢NIS103基体中纳米碳化物的透射电镜照片，通过透射电镜能谱分析确定，所述纳米碳化物为(Mo,W)2C，平均尺寸为20nm。所述纳米碳化物作为纳米析出相，同样发挥析出强化作用，此外由于尺寸小、热稳定性高，还有效阻碍了晶粒长大，起到细晶强化作用。图3为发明钢NIS103显微组织形貌的扫描电镜照片，如图所示其中基体组织为细晶铁素体，晶粒尺寸均匀、细小，平均晶粒尺寸为2μm，可见基体中析出的上述纳米析出相有效起到了细化晶粒的作用，根据Hall-Petch关系式可知，通过细化晶粒尺寸，可提高材料强度，同时晶粒尺寸越小，塑性越好，韧性指数越高。
试验例2
通过线切割将对比钢CS1、CS2和发明钢NIS101～108加工成拉伸试样，在MTS试验机上进行室温拉伸试验，屈服强度、拉伸强度、断面收缩率和伸长率结果列于表2。图4是根据本发明制造的发明钢NIS103、NIS107和对比钢CS1的拉伸应力应变曲线。由表2及图4可见，对比钢CS1和CS2经相同的冶炼和热处理工艺后，屈服强度分别为534MPa和466MPa，拉伸强度分别为651MPa和663MPA，与已发表的文献相符，而根据本发明制造的发明钢NIS101～108，屈服强度为1200～1800MPa，拉伸强度为1400～2000MPa，与对比钢CS1和CS2相比，屈服强度和拉伸强度均明显提高，并且断面收缩率保持在30～60%，伸长率保持在5～20%，强韧性匹配优良。由此可见，本发明通过调整纳米金属间化合物、纳米团簇和纳米碳化物强化元素，并采取适当的热处理工艺，大幅提高了钢的强度。
表2.发明钢NIS101～108和对比钢CS1、CS2的室温拉伸力学性能
编号 屈服强度(MPa) 拉伸强度(MPa) 断面收缩率(%) 伸长率(%)
NIS101 1226 1532 41 11.8
NIS102 1209 1592 46 9.0
NIS103 1454 1765 49 11.8
NIS104 1236 1421 51 12.1
NIS105 1449 1770 39 10.7
NIS106 1484 1820 32 7.4
NIS107 1531 1965 40 8.7
NIS108 1218 1528 43 9.4
CS1 534 651 61 21.0
CS2 466 663 69 23.7
试验例3
通过线切割将实施例2中制得的发明钢NIS103′加工成拉伸试样，在MTS试验机上进行室温拉伸试验，测得屈服强度为1403MPa，拉伸强度为1722MPa，断面收缩率为42%，伸长率为9.1%。
如实施例2所述，发明钢NIS103′与NIS103的合金成分组成及热处理工艺相同，不同之处在于，发明钢NIS103′在1200℃下进行固溶处理。通过提高固溶处理温度，使合金元素充分固溶，冷却后合金元素在铁素体基体中将具有更大的过饱和度，从而增加纳米析出相的形核率，进而在时效处理时能够产生更多的纳米强化相。因而，由上述室温拉伸实验测得的力学性能可知，在所述温度下进行固溶处理制得的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢同样具有超高的强度和良好的塑韧性。
综上所述，本发明一方面从热力学角度优化设计合金成分，合理调整纳米金属间化合物形成元素、纳米团簇形成元素、纳米碳化物形成元素和C元素的配比，最大程度的增加纳米析出相的体积分数，并同时控制析出温度和析出时间，造就大量形核位置，使固溶合金元素最大程度的均匀析出，并在原位析出时控制纳米析出相的长大，获得浓度高、分布均匀、尺寸细小的纳米金属间化合物，对实现新型超高强度钢的超高强度起到最关键的作用，此外，结合一定量纳米团簇析出相和少量纳米碳化物析出相实现复合强化，共同发挥析出强化和细晶强化作用。因此，本发明的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢是以纳米金属间化合物强化为主，结合纳米团簇和纳米碳化物复合强化的超高强度钢，具有超高强度以及优良的焊接性能、塑韧性、耐腐蚀性，综合性能优异，可应用于汽车、舰船、桥梁、管线、能源、电站、海洋工程、建筑结构、压力容器、工程机械、集装箱，特别是可应用于要求超高强度的火箭发动机、飞机起落架、防弹装甲车等国防装备领域的关键部件。
本领域技术人员应当注意的是，本发明所描述的实施方式仅仅是示范性的，可在本发明的范围内作出各种其他替换、改变和改进。因而，本发明不限于上述实施方式，而仅由权利要求限定。

Claims (19)

1.一种纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，按重量百分比计，其化学组分如下：
C为大于0且小于等于0.2％，Ni为2～15％，Mn为3～10％，Al为1～6％，Cu为0～4％，Cr为0～12％，Mo为大于0且小于等于3％，W为大于0且小于等于3％，V为0～0.5％，Ti为0～0.5％，Nb为0～0.5％，Si为0～1％，B为0.0005～0.05％，P不高于0.04％，S不高于0.04％，N不高于0.04％，O不高于0.05％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，所述纳米金属间化合物为NiAl。
3.根据权利要求2的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，所述纳米金属间化合物的平均尺寸为3nm，平均间距为2～20nm，每立方微米纳米金属间化合物数不少于10,000个。
4.根据权利要求1的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其中还包含纳米团簇，所述纳米团簇的主要组成元素为Cu。
5.根据权利要求1的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其中还包含纳米碳化物(Mo,W)2C。
6.根据权利要求1的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其基体组织为铁素体，所述铁素体的平均晶粒尺寸为1～20μm。
7.根据权利要求1至6中任一项的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其屈服强度为1200～1800MPa。
8.根据权利要求1至6中任一项的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其拉伸强度为1400～2000MPa。
9.根据权利要求1至6中任一项的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其断面收缩率为30～60％。
10.根据权利要求1至6中任一项的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢，其伸长率为5～20％。
11.一种制造前述任一项权利要求的纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的方法，其步骤如下：
(1)使所述纳米金属间化合物强化的超高强度铁素体钢的化学组分构成的原料组合物依次进行熔炼、铸造和锻轧；
(2)进行固溶处理，然后冷却至室温；
(3)进行时效处理，然后冷却至室温。
12.根据权利要求11的方法，其中所述固溶处理在800～1300℃范围内进行。
13.根据权利要求12的方法，其中所述固溶处理在900℃进行。
14.根据权利要求12或13的方法，其中所述固溶处理进行0.1～3小时。
15.根据权利要求14的方法，其中所述固溶处理进行0.5小时。
16.根据权利要求11的方法，其中所述时效处理在400～600℃范围内进行。
17.根据权利要求16的方法，其中所述时效处理在550℃进行。
18.根据权利要求16或17的方法，其中所述时效处理进行0.1～20小时。
19.根据权利要求18的方法，其中所述时效处理进行2小时。
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