CN110306127A - 一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法 - Google Patents

一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种超高强度高韧性合金钢，涉及金属材料及加工技术领域，所述合金钢中各组分的质量百分比为：0.35～0.45％的C，0.60～1.00％的Mn，1.50～1.80％的Si，0.60～1.00％的Cr，1.60～2.00％的Ni，0.30～0.50％的Mo，0.025～0.045％的Nb，0.05‑0.10％的V，P≤0.010％，S≤0.005％，0.015～0.025％的La，余量为Fe和不可避免的杂质，且(Cr+Ni)/Mo的重量百分比在6.0～8.0之间。本发明还公开一种超高强度高韧性合金钢的制备方法。本发明生产工艺简单，生产设备要求低，生产效率高，便于工业化生产应用。

Description

一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料及加工技术领域，尤其涉及一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法。
背景技术
本发明提供的一种超高强度高韧性细晶合金钢的合金元素总含量在7％左右，是一种低合金钢。低合金超高强度钢的含碳量一般在0.30％-0.50％左右，其强度主要取决于马氏体中固溶的碳浓度，在回火马氏体中碳质量分数每增加0.01％，钢的抗拉强度提升约30MPa。随着碳含量的增加，钢的强度提升，延展性和韧性降低，导致冷加工和焊接性能恶化。镍和锰是扩大奥氏体区元素，使过冷奥氏体转变曲线的位置右移，镍的加入还可以改变钢中位错滑移的特点，提高层错能，提高钢的韧性；铬、钼是中强碳化物形成元素，铬、钼的加入能够推迟珠光体的形核和长大，提高钢的淬透性；钒是强碳化物形成元素，钒的加入能够增加碳化物的稳定性，阻碍奥氏体晶粒长大，细化马氏体组织；硅是非碳化物形成元素，在钢中对渗碳体的析出有强烈的延滞作用，能延缓马氏体的脱溶分解，提高钢的回火稳定性；铌能够阻碍奥氏体在高温保温过程中的再结晶动力学过程，细化奥氏体晶粒组织；稀土元素镧能够显著推迟钢的动态再结晶动力学过程，同时提高了奥氏体动态再结晶的激活能，提高温轧变形过程中过冷奥氏体的稳定性，细化亚稳奥氏体晶粒。
对金属结构材料而言，强度和韧性存在着难以调和的矛盾：材料强度的提升一般伴随着韧性的降低，提高材料的韧性往往会牺牲材料的强度，因此材料的强韧化一直是结构材料的一个永恒的课题。晶粒细化是提升材料强度和韧性最有效的方法，同时还可以改善材料的加工成型性能，因此如何在现有技术的基础上得到超细晶甚至纳米晶组织是提高材料综合力学性能的重要研究方向。剧烈塑性变形(Severe Plastic deformation,SPD)作为一种新兴的塑性变形方法，可以在变形过程中引入大的应变量，从而有效细化晶粒，且获得完整大尺寸块体试样，通过在变形过程中微观组织的控制，可以同时获得具有高强度与大塑性的块体超细晶/纳米晶材料。其最具代表性的工艺包括：高压扭转(High pressureand torsion，HPT)、等径角挤压变形(Equal channel angular pressing，ECAP)、累积叠轧(Accumulative Roll Bonding,ARB)等。大变形轧制作为SPD的代表工艺之一，有着多道次累积变形量大，操作简单，加工工件尺寸要求低等特点，是一种高效方便的晶粒细化方法。专利文献CN107338393A介绍了一种高强度钢板的生产方法，该钢板碳质量含量在0.22％-0.30％，是一种低碳低合金钢，该专利通过轧制结合低温回火的方法，生产出屈服强度大于1400MPa的钢板。专利文献CN105463329A介绍了一种全铁素体基超高强钢的生产方法，该方法通过控制钢材的成分含量和比例，通过热轧的方法制备了一种屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％的铁素体高强钢。
作为一种传统的材料加工工艺，热处理能够有效地调整材料的强度和塑性。钢的处理工艺包括正火、退火、淬火、回火，不同的热处理工艺能够对钢的综合力学性能进行不同维度和程度的优化。专利文献CN106755774A介绍了一种低碳低合金钢的热处理方法，通过采用高温淬火与两次临界热处理的热处理工艺方案，克服了传统高强钢制备技术的局限性，获得了理想的有“多相、亚稳、多尺度析出”的显微组织结构的高强钢。但是，单纯的热处理对晶粒的细化和材料性能的优化有一定极限，相关研究指出，循环热处理得到的最小晶粒尺寸在5μm左右，达到细晶级别，但是随着循环次数的进一步增加，晶粒难以进一步细化(参见文献：李晓林，循环热处理对CLAM钢晶粒细化的影响[A].中国核学会.中国核科学技术进展报告(第四卷)——中国核学会2015年学术年会论文集第5册(核材料分卷、辐射防护分卷)[C].中国核学会:中国核学会,2015:6.)。
因此，有必要提出一种可得到超高强度高韧性细晶低合金钢的制备方法。
发明内容
有鉴于现有技术的上述缺陷，本发明所要解决的技术问题是通过SPD的材料变形引入高密度缺陷，同时结合热处理的方法，提供一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法。
为实现上述目的，本发明提供了一种超高强度高韧性合金钢，所述合金钢中各组分的质量百分比为：0.35～0.45％的C，0.60～1.00％的Mn，1.50～1.80％的Si，0.60～1.00％的Cr，1.60～2.00％的Ni，0.30～0.50％的Mo，0.025～0.045％的Nb，0.05-0.10％的V，P≤0.010％，S≤0.005％，0.015～0.025％的La，余量为Fe和不可避免的杂质，且(Cr+Ni)/Mo的重量百分比在6.0～8.0之间。
进一步地，所述合金钢中各组分的质量百分比为：0.38～0.42％的C，0.8％的Mn，1.65％的Si，0.8％的Cr，1.75％的Ni，0.4％的Mo，0.03～0.04％的Nb，0.06-0.08％的V，P≤0.010％，S≤0.005％，0.020％的La，余量为Fe和不可避免的杂质，同时在上述成分设计下，(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为7.0。
本发明还提供了一种超高强度高韧性合金钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤一、熔炼：根据所述合金钢中各组分的质量百分比配料，采用真空感应加电渣重熔或者真空自耗加电渣重熔进行所述熔炼，所述熔炼结束后浇铸成铸锭；
步骤二、高温轧制：将所述铸锭加热至1250℃，保温2h～6h后进行热轧，轧制水冷至室温；
步骤三、大变形中温轧制：将所述热轧后的样品加热保温一段时间，再进行所述大变形中温轧制，轧制后水冷至室温；
步骤四、热处理：中温轧制后的钢板进行短时热处理，循环1～6次，每次加热保温后油冷淬火至室温。
进一步地，步骤二中所述高温轧制的开轧温度在1150～1250℃之间，终轧温度在850～950℃之间。
进一步地，步骤三中所述大变形中温轧制的开轧温度在700～800℃之间，终轧温度在500～700℃之间。
进一步地，所述大变形中温轧制过程中采用2～4道次轧制，单道次压下量不低于25％，累计压下量80％以上。
进一步地，步骤四中所述短时热处理的加热温度在830～870℃之间，所述钢板的加热时间t满足：t＝1*D1/2+(0～30)，其中D为所述钢板的厚度，单位为mm，t为时间，单位为min。
进一步地，步骤四中循环热处理后加热至200℃保温1h，空冷至室温。
进一步地，步骤三中将所述热轧后的所述样品加热至870℃保温1～2h。
进一步地，步骤一中所述铸锭为20mm厚的长方形铸锭。
本发明在中碳低合金钢的成分基础上，通过大变形轧制和循环热处理实现晶粒细化。本发明利用大变形轧制中的机械外应力使原始组织中的等轴状晶粒破碎扁平化，形成条带状组织，同时引入大量位错和大角度晶界等缺陷，为随后的循环热处理第一次加热过程中奥氏体晶粒提供大量形核位置提高形核率；在完成大变形轧制后，通过短时热处理，使轧制后的条带状组织发生奥氏体相变，通过控制加热温度和保温时间，控制奥氏体晶粒长大，从而在淬火后得到细小的马氏体组织。最后通过低温回火进一步消除内应力，得到具有优良综合力学性能的超高强度高韧性合金钢材。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：具有优异的综合力学性能，细晶马氏体组织使合金钢具有超高的强度和优良的韧性；含有较低的合金成分，在一定程度上降低了材料的生产成本，同时防止材料在加工过程中发生成分偏析或生成金属间化合物或不必要的碳化物，材料组织均匀，有利于后续工艺优化；生产工艺简单，相比较于其他SPD方法，大变形轧制无需设计特殊模具，对材料尺寸要求低，采用常规的工业化生产设备，有利于工业化生产；相比较于一般的轧制工艺，本发明在温轧后采用短时热处理从而获得了均匀的等轴晶组织，一定程度上克服了轧制工艺导致的力学性能上的各向异性。
以下将结合附图对本发明的构思、具体结构及产生的技术效果作进一步说明，以充分地了解本发明的目的、特征和效果。
附图说明
图1是轧制和热处理工艺路线图；
图2是轧制后合金钢组织金相显微镜图；
图3是轧制后合金钢组织扫描电子显微镜图；
图4是860℃×2min一次短时热处理后经过200℃×1h回火后合金钢组织金相显微镜图；
图5是860℃×2min一次短时热处理后经过200℃×1h回火后合金钢组织扫描电子显微镜图；
图6是860℃×2min一次短时热处理后经过200℃×1h回火后合金钢工程应力应变曲线图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明做进一步的说明。需要指出的是，本发明设计出的合金钢，其成分可在一定范围内浮动，在可选范围内每种成分的作用机理基本相同，除碳外每种成分的浮动对合金钢的组织结构及力学性能没有显著的影响。对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干改进和调整，这些都属于本发明的保护范围。
实施例1
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为1.80％，Mo为0.40％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为7:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，部分工艺如图1所示，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)短时热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，根据：t＝1*D1/2+(0～30)确定保温时间为2min，随后立即油冷至室温。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
以上步骤(2)将铸态合金钢加热至奥氏体再结晶区进行高温的目的在于，消除铸造过程中产生的成分偏析，使铸态的柱状晶组织转化为等轴晶组织，并通过轧制细化晶粒，提升合金钢的轧制性能。
步骤(2)中开轧温度在1150～1250℃之间，终轧温度在850～950℃之间，可抑制再结晶晶粒的长大。
步骤(3)将铸态合金钢加热到870℃保温的目的在于，防止保温温度过高，在保温过程中发生脱碳，导致合金钢铸锭成分不均匀，最终产品中马氏体过饱和碳浓度降低强度下降。
步骤(3)多道次大变形中温轧制总计轧制道次为2～4次，每道次压下量为25～40％，累积压下量为80-90％。
步骤(3)多道次大变形中温轧制开轧温度在700～800℃之间，终轧温度在500～700℃之间，可抑制晶粒的动态再结晶和长大。
步骤(3)多道次大变形中温轧制结束后立即将材料置入水中淬火，获得片层状单一马氏体组织，同一片层内马氏体板条长轴方向相同。
步骤(4)循环热处理加热至完全奥氏体化温度(Ac3)以上50℃左右，保温时间t满足t＝1*D1/2+(0～30)，其中D为板材厚度，单位为mm，t单位为min，保温时间浮动随板材厚度增加而增大，最高不超过30min。通过短时保温而使材料充分加热全部转化为奥氏体组织，同时抑制奥氏体晶粒长大，随后油冷至室温。采用油冷的方式是因为钼元素的添加使得该合金钢的淬透性较好，油冷可以再保证淬火后能够获得单一均匀马氏体组织的同时，防止材料因冷却速度过快产生较大的热应力，减少开裂倾向，同时也避免了水冷淬火过程中产生的蒸汽膜导致的硬度不均匀问题。
步骤(4)循环热处理之后进行低温回火，回火温度200℃，保温时间1h，空冷至室温，回火的目的是降低淬火残留应力和脆性。
步骤(4)所得到的超高强度高韧性细晶合金钢组织为细小的等轴状马氏体晶粒。
经过大变形中温轧制之后的样品经光学显微镜和扫描电子显微镜分析所得的典型组织图见图2和图3。合金钢组织内部没有明显的晶粒轮廓，整体呈现出一种“条带状”的拉长组织，在扫描电子显微镜下可以看到被拉长的“条带状”晶粒和晶内的马氏体板条，条带宽度小于1μm，材料硬度为664HV，经力学拉伸测试所得抗拉强度为2710MPa，延伸率为4.46％。经过2min短时热处理后的合金钢的组织在光学显微镜和扫面电子显微镜下观察结果如图4和图5所示，“条带状”组织经过短时热处理转化为细小的等轴晶马氏体组织，晶粒尺寸小于5μm，在光学显微镜下条带状组织小时，材料的硬度为625HV，短时热处理加回火后材料经力学拉伸测试所得的工程应力应变曲线如图6所示，材料的抗拉强度为2217MPa，延伸率为8.08％。
实施例2
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为2.00％，Mo为0.50％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，)(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为6:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)短时热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，根据：t＝1*D1/2+(0～30)确定保温时间为2min，随后立即油冷至室温。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
实施例3
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为1.80％，Mo为0.35％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为8:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)短时热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，根据：t＝1*D1/2+(0～30)确定保温时间为2min，随后立即油冷至室温。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
实施例4
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为2.00％，Mo为0.50％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，)(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为6:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)短时热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，保温1min，随后立即油冷至室温。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
热处理后的样品经光学显微镜和扫描电子显微镜分析，可以发现组织为等轴状体心立方结构马氏体晶粒，晶粒尺寸小于5μm，在光学显微镜下条带状组织消失，材料硬度为622HV。
实施例5
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为2.00％，Mo为0.50％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，)(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为6:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反腐熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)短时热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，保温20min，随后立即油冷至室温。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
热处理后的样品经光学显微镜和扫描电子显微镜分析，可以发现组织为等轴状体心立方结构马氏体晶粒，晶粒尺寸大于5μm，在光学显微镜下条带状组织消失，材料硬度为603HV，材料的抗拉强度为1970MPa，延伸率9.3％。
实施例6
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为2.00％，Mo为0.50％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，)(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为6:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)循环热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，保温2min，随后立即油冷至室温，循环2次。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
热处理后的样品经光学显微镜和扫描电子显微镜分析，可以发现组织为等轴状体心立方结构马氏体晶粒，晶粒尺寸在5μm左右，在光学显微镜下无法观察到条带状组织的痕迹，材料硬度为640HV。
实施例7
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为2.00％，Mo为0.50％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，)(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为6:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)循环热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，保温2min，随后立即油冷至室温，循环3次。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
热处理后的样品经光学显微镜和扫描电子显微镜分析，可以发现组织为等轴状体心立方结构马氏体晶粒，晶粒尺寸在5μm左右，在光学显微镜下无法观察到条带状组织的痕迹，材料硬度为643HV。
实施例8
本实施例提供的超高强度高韧性合金钢，合金钢中各组分的质量百分比为：C为0.40％，Mn为0.80％，Si为1.70％，Cr为1.00％，Ni为2.00％，Mo为0.50％，Nb为0.030％，V为0.08％，P≤0.010％，S≤0.005％，La为0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质，在上述成分设计下，)(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为6:1。
上述成分下的超高强度高韧性细晶合金钢的制备方法，其制备工艺包括熔炼、热轧、大变形中温轧制、短时热处理、低温回火，具体步骤如下：
(1)熔炼：根据合金钢成分配比称取纯度大于99％的Cr、Ni、Mn、Si等合金元素和碳钢，将原料放入真空电弧炉中，抽真空至1×10-3MPa以下，每个铸锭块反复熔炼5至7遍，结合腔内的电磁搅拌，保证铸锭块内各组分均匀分布，熔炼完成后浇筑成20mm厚的长方体铸锭。
(2)热轧：将铸锭在高温箱式电阻炉中加热到1250℃，保温2h，将铸锭从炉中取出后立即开始轧制，经过2道次轧制，终轧温度在900℃，随后水冷，最终厚度为9.86mm。
(3)大变形中温轧制：将热轧后的铸锭在高温箱式电阻炉中加热到870℃，保温2h。将铸锭从炉中取出后，在空气中待温10s至750℃开始轧制，经过三道次轧制，终轧温度在650℃，累积变形量在80％以上，随后水冷，最终厚度为1.88mm。
(4)循环热处理：将大变形中温轧制后的合金钢快速加热至860℃，保温2min，随后立即油冷至室温，循环6次。
(5)低温回火：将短时热处理后的合金钢加热至200℃，保温2h，随后空冷至室温。
热处理后的样品经光学显微镜和扫描电子显微镜分析，可以发现组织为等轴状体心立方结构马氏体晶粒，晶粒尺寸大于5μm，在光学显微镜无法观察到条带状组织痕迹，材料硬度为640HV。
另外，本发明中的合金钢中各组分作用如下：
C：0.35～0.45％(wt)
碳是奥氏体稳定化元素，同时也是对钢的组织结构和力学性能影响最大的元素，在回火马氏体中碳质量分数每增加0.01％，钢的抗拉强度提升约30MPa。随着碳含量的升高，淬火后钢中马氏体固溶的碳浓度升高，钢的强度提高，延展性和韧性降低，冷加工性能和焊接性能恶化。
Cr：0.60～1.00％(wt)
铬是中强碳化物形成元素，在钢奥氏体化后淬火冷却的过程中，能够阻碍奥氏体转变，推迟珠光体的形核和长大，提高钢的淬透性和过冷奥氏体的稳定性。铬还可以提高钢的抗腐蚀性能，拓宽钢的应用范围条件。
Ni：1.60～2.00％(wt)
镍是强碳化物形成元素，在钢奥氏体化后淬火冷却的过程中，能够强烈推迟奥氏体向珠光体和贝氏体转变。镍还可以改变钢中位错滑移的特点，使位错绕过某些障碍避免应力集中。镍还能提高钢的基体的层错能，从而提高钢的韧性。
Mn：0.60～1.00％(wt)
锰是扩大奥氏体区的元素，在钢奥氏体化后淬火冷却的过程中，能够强烈推迟奥氏体向珠光体和贝氏体转变，使过冷奥氏体转变曲线右移。
Si：1.50～1.80％(wt)
硅是非碳化物形成元素，在钢中对渗碳体的析出和长大有着强烈的延滞作用，能延缓马氏体的脱溶分解，从而提高碳在马氏体中的浓度，提高钢的回火稳定性。
Mo：0.30～0.45％(wt)
钼是中强碳化物形成元素，在钢奥氏体化后淬火冷却的过程中，能够阻碍奥氏体转变，推迟珠光体的形核和长大，提高钢的淬透性。在回火过程中，钼向渗碳体富集，形成碳化物，能够提高其回火稳定性。
V：0.05～0.10％(wt)
钒是强碳化物形成元素，与碳的亲和力强，增加碳化物的稳定性，当加热到较高温度时，任由细小的合金碳化物质点保留在钢中，具有较强的阻滞奥氏体晶粒长大的作用，因此可以细化马氏体组织。
Nb：0.025～0.045％(wt)
铌属于强碳化物形成元素，添加适量的铌可以推迟珠光体转变中渗碳体的形核和长大，从而提高过冷奥氏体的稳定性；同时铌会阻碍高温奥氏体的再结晶动力学过程，在奥氏体化过程中抑制再结晶奥氏体的长大。
La：0.015～0.025％(wt)
镧属于稀土元素，和硫与氧具有较强的结合力，能够降低钢中S和O的夹杂。同时镧可以推迟过冷奥氏体的动态再结晶动力学过程，同时提高动态再结晶激活能，提高过冷奥氏体在大变形中温轧制过程中的稳定性，细化过冷奥氏体组织。稀土元素对先共析铁素体转变由强烈的抑制作用，可以减少温轧组织中的铁素体析出。
P≤0.010％(wt)，S≤0.005％(wt)
提高硫的含量，可以改善钢的被切屑性。但其在钢中偏析重，恶化钢的质量。如以熔点较低的FeS的形式存在时，将导致钢的热脆现象发生。磷适量有助于提高加工切削性能，提高钢的冷加工性能。
铬、镍在提升过冷奥氏体稳定性方面具有相似的作用，因此在一定成分范围内可以互相替代，钢中同时存在铬、镍、锰时，钢的回火脆性会增加，添加一定量的钼可以降低钢的回火脆性，提升钢的热处理性能，经研究发现，当(Cr+Ni)/Mo重量百分比满足6.0～8.0时，可在获得较高的中温轧制性能的同时，降低钢的回火脆性。
钢的奥氏体化温度和马氏体相变点受合金成分影响，根据大量实验和实际生产经验，存在经验公式：
AC3(℃)＝910-203C1/2-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+120As+400Ti
MS(℃)＝539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17Ni-10Mo
式中元素符号代表其含量(质量分数，wt.％)，该公式适用于碳含量分数不大于0.4％的中低碳共析/亚共析钢，同时合金元素含量不超过20％。根据经验公式，通过控制合金元素含量控制钢的相变点，扩大奥氏体区，拓宽大变形中温轧制工艺窗口，在保证钢力学性能的基础上提高钢的热处理和机械加工性能。
以上详细描述了本发明的较佳具体实施例。应当理解，本领域的普通技术无需创造性劳动就可以根据本发明的构思作出诸多修改和变化。因此，凡本技术领域中技术人员依本发明的构思在现有技术的基础上通过逻辑分析、推理或者有限的实验可以得到的技术方案，皆应在由权利要求书所确定的保护范围内。

Claims (10)

1.一种超高强度高韧性合金钢，其特征在于，所述合金钢中各组分的质量百分比为：0.35～0.45％的C，0.60～1.00％的Mn，1.50～1.80％的Si，0.60～1.00％的Cr，1.60～2.00％的Ni，0.30～0.50％的Mo，0.025～0.045％的Nb，0.05-0.10％的V，P≤0.010％，S≤0.005％，0.015～0.025％的La，余量为Fe和不可避免的杂质，且(Cr+Ni)/Mo的重量百分比在6.0～8.0之间。
2.如权利要求1所述的超高强度高韧性合金钢，其特征在于，所述合金钢中各组分的质量百分比为：0.38～0.42％的C，0.8％的Mn，1.65％的Si，0.8％的Cr，1.75％的Ni，0.4％的Mo，0.03～0.04％的Nb，0.06-0.08％的V，P≤0.010％，S≤0.005％，0.020％的La，余量为Fe和不可避免的杂质，同时在上述成分设计下，(Cr+Ni)/Mo的重量百分比为7.0。
3.如权利要求1或2所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤一、熔炼：根据所述合金钢中各组分的质量百分比配料，采用真空感应加电渣重熔或者真空自耗加电渣重熔进行所述熔炼，所述熔炼结束后浇铸成铸锭；
步骤二、高温轧制：将所述铸锭加热至1250℃，保温2h～6h后进行热轧，轧制水冷至室温；
步骤三、大变形中温轧制：将所述热轧后的样品加热保温一段时间，再进行所述大变形中温轧制，轧制后水冷至室温；
步骤四、热处理：中温轧制后的钢板进行短时热处理，循环1～6次，每次加热保温后油冷淬火至室温。
4.如权利要求3所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，步骤二中所述高温轧制的开轧温度在1150～1250℃之间，终轧温度在850～950℃之间。
5.如权利要求3所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，步骤三中所述大变形中温轧制的开轧温度在700～800℃之间，终轧温度在500～700℃之间。
6.如权利要求5所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，所述大变形中温轧制过程中采用2～4道次轧制，单道次压下量不低于25％，累计压下量80％以上。
7.如权利要求3所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，步骤四中所述短时热处理的加热温度在830～870℃之间，所述钢板的加热时间t满足：t＝1*D1/2+(0～30)，其中D为所述钢板的厚度，单位为mm，t为时间，单位为min。
8.如权利要求3所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，步骤四中循环热处理后加热至200℃保温1h，空冷至室温。
9.如权利要求3所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，步骤三中将所述热轧后的所述样品加热至870℃保温1～2h。
10.如权利要求3所述的超高强度高韧性合金钢的制备方法，其特征在于，步骤一中所述铸锭为20mm厚的长方形铸锭。
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