CN114480970B - 一种高强高韧钢及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种高强高韧钢及其制备方法和应用，属于工程机械与防护用钢技术领域。本发明提供的高强高韧钢，按质量百分比计，包括：C：0.12～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～3.00％；Mo：0.10～0.85％；V或Nb：0.01～0.35％；Ti：0.01～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.01～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。实施例的结果显示，本发明的高强高韧钢的屈服强度≥1100MPa；抗拉强度≥1250MPa；断后伸长率≥10％，‑40℃V型缺口夏比冲击功≥55J。

Description

一种高强高韧钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及工程机械与防护用钢技术领域，尤其涉及一种高强高韧钢及其制备方法和应用。
背景技术
防护性能是装甲车辆重要战斗力要素，提高装甲车辆战场生存能力也是各国陆军普遍关注的焦点问题，装甲车辆容易受到地雷及简体爆炸物袭击，因此提高装甲车辆战场抗爆轰能力成为各国新一代装甲战车研制重点内容。另一方面，伴随工程机械朝着产品大型化、轻量化和重载荷等趋势发展，作为整机基本的钢材需要重量更轻、周期更长，而对屈服强度1100MPa与1300MPa等级的高强钢需求越来越明显。如专利1(申请号201810184084.7)公布了一种屈服强度≥1100MPa，抗拉强度≥1250MPa，断后延伸率≥12％，-40℃夏比V型缺口试样冲击功≥120J，并且具有优异焊接性能的超细晶高强钢板，但是该专利对磷硫含量控制要求较高(P≤0.005％，S≤0.002％)，对原料、设备、操作、工艺提出了较高的要求，推广难度较大；专利2(申请号201610587785.6)公开了一种屈服强度为1100MPa的超高强钢，其抗拉强度≥1200MPa，-40℃低温夏比冲击功≥30J，且具有较好的冷弯性能的高强钢，但是此发明所制备的热轧板低温冲击韧性不高，不能满足抗爆轰的吸能需求；专利3(201110096170.0)提供了一种屈服强度1100～1200MP高强钢及其制造方法，其抗拉强度为1250～1340MPa，此专利虽然屈强达到了1100MPa级但是-40℃冲击功仅为21～34J，同样无法满足抗爆轰需求；专利4(202011490752.2)提供了一种高韧性1300MPa超高强度钢及其制造方法，其抗拉强度≥1450MPa，但其延伸率≥9％，-40℃低温夏比冲击功≥30J，吸能效果有限，且该发明在制造过程中采用了VD真空精炼过程，对炼钢装备要求严格且增加冶炼成本。综上所述，对于屈服强度级别1100MPa和1300MPa以上的钢材而言，要同时达到高强和高塑韧性的匹配，从合金设计到生产加工工艺都是较为困难的。
因此，如何提供一种杂质元素控制要求低、屈服强度高同时低温冲击韧性好的钢材，成为本领域亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强高韧钢及其制备方法和应用，本发明提供的高强高韧钢在屈服强度1100MPa级和屈服强度1300MPa级都具有很好的低温冲击韧性不高，能满足抗爆轰的吸能需求，可以作为装甲车辆和工程机械轻量化的原材料；同时钢材对P、S等元素的含量控制要求较低，降低了生产的难度，无需进行VD真空精炼。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种高强高韧钢，按质量百分比计，包括以下成分：
C：0.12～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～3.00％；Mo：0.10～0.85％；V或Nb：0.01～0.35％；Ti：0.01～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.01～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
优选地，按质量百分比计，所述高强高韧钢包括以下成分：C：0.12～0.25％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～3.00％；Mo：0.10～0.65％；V：0.06～0.35％；Ti：0.01～0.25％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.03～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
优选地，按质量百分比计，所述高强高韧钢包括以下成分：C：0.18～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～2.00％；Mo：0.10～0.85％；Nb：0.01～0.30％；Ti：0.01～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.010～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
本发明提供了上述技术方案所述高强高韧钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将原料依次进行冶炼和浇注，得到钢坯；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢。
优选地，所述步骤(2)均匀化处理的保温温度≥1100℃，均匀化处理的保温时间≥40min。
优选地，所述步骤(3)中粗轧的开轧温度≥1050℃，粗轧的终轧温度≥1000℃。
优选地，所述步骤(3)中精轧的开轧温度≤1000℃，精轧的终轧温度≥750℃。
优选地，所述步骤(4)中淬火的保温温度为800～950℃，淬火的冷却方式为水淬或油淬。
优选地，所述步骤(4)中低温回火的保温温度为200～300℃。
本发明提供了上述技术方案所述高强高韧钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的高强高韧钢在装甲车辆和工程机械中的应用。
本发明提供了一种高强高韧钢，按质量百分比计，包括以下成分：C：0.12～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～3.00％；Mo：0.10～0.85％；V或Nb：0.01～0.35％；Ti：0.01～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.01～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。本发明提供的高强高韧钢以C作为体心立方结构相的强固溶强化元素，既提高了钢板的强度，同时降低了冶炼控制难度；Mn元素可以降低Ar3，可以抑制渗碳体等碳化物的粗化，此外可以与C元素起到协同作用，提高钢板低温韧性；Si元素既可以脱除钢板中的氧元素，还可以通过固溶强化显著提高体心立方结构相强度；Cr元素可以提高钢的淬透性、抗氢脆能力，又可以替代部分Mn和Mo，且偏析倾向小于Mn；Ni元素可以提高钢的淬透性和低温韧性；Mo元素可以细化组织，促进马氏体/贝氏体形成，提高钢屈服强度；V和Ti主要用以析出强化，还能够起到固定氮元素的作用；B元素可以提高钢板淬透性；Nb可以显著提高奥氏体未再结晶温度，有效地细化晶粒，有助于钢板强度与韧性的共同提升；同时通过控制各组分的用量，可以避免各组分用量过多或过少所导致的钢的韧性和强度等力学性能降低的问题。实施例的结果显示，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢的屈服强度Rp0.2≥1100MPa；抗拉强度Rm≥1250MPa；断后伸长率≥15％，具有优异的强塑性匹配，-40℃下V型缺口夏比冲击功KV2≥100J；屈服强度1300MPa级高强高韧钢的屈服强度Rp0.2≥1300MPa，抗拉强度Rm≥1500MPa，断后伸长率≥10％，具有优异的强塑性匹配，-40℃下V型缺口夏比冲击功KV2≥55J。
附图说明
图1为本发明实施例1制备得到的高强高韧钢的微观组织图；
图2为本发明实施例3制备得到的高强高韧钢的三级防护实爆试验实物图；
图3为本发明实施例4制备得到的高强高韧钢的微观组织图。
具体实施方式
本发明提供了一种高强高韧钢，按质量百分比计，包括以下成分：
C：0.12～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～3.00％；Mo：0.10～0.85％；V或Nb：0.01～0.35％；Ti：0.01～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.01～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
本发明提供的高强高韧钢优选包括屈服强度1100MPa级高强高韧钢和屈服强度1300MPa级高强高韧钢。
在本发明中，当所述高强高韧钢为屈服强度1100MPa级高强高韧钢时，按质量百分比计，所述高强高韧钢优选包括以下成分：C：0.12～0.25％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～3.00％；Mo：0.10～0.65％；V：0.06～0.35％；Ti：0.01～0.25％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.03～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括C：0.12～0.25％，更优选为0.15～0.20％。在本发明中，所述C作为体心立方结构相的强固溶强化元素，既提高了钢板的强度，同时降低了冶炼控制难度，同时将C的含量控制在上述范围内，降低了C元素对塑韧性的损害，从而能够使钢具有更高的韧性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Mn：0.50～2.00％，更优选为1.00～1.50％。在本发明中，Mn元素可以降低Ar3，可以抑制渗碳体等碳化物的粗化，此外还可以与C元素起到协同作用，提高钢板低温韧性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Si≤0.40％，更优选为0.20～0.40％。在本发明中，Si元素既可以脱除钢板中的氧元素，还可以通过固溶强化显著提高体心立方结构相强度，将Si元素的含量控制在上述范围内，可以防止Si元素含量过高造成钢板韧性下降，同时防止Si含量过高恶化钢板的表面质量。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Cr：0.50～2.00％，更优选为1.00～1.50％。在本发明中，Cr元素可以提高钢的淬透性、抗氢脆能力，又可以替代部分Mn和Mo，且偏析倾向小于Mn，将Cr元素的含量控制在上述范围内，可以防止Cr元素含量过高降低钢板冲击韧性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Ni：0.50～3.00％，更优选为0.50～1.00％。在本发明中，Ni元素可以提高钢的淬透性和低温韧性，将Ni元素的含量控制在上述范围内，既不会引起焊接热影响区韧性恶化，同时避免成本过高。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Mo：0.10～0.65％，更优选为0.30～0.50％。在本发明中，Mo元素可以细化组织，促进马氏体/贝氏体形成，提高钢屈服强度；又可以与B协同作用提高钢板淬透性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括V：0.06～0.35％，更优选为0.10～0.25％。在本发明中，V主要用以析出强化，还能够起到固定氮元素的作用。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Ti：0.01～0.25％，更优选为0.10～0.20％。在本发明中，Ti主要用以析出强化，还能够起到固定氮元素的作用。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括B：0.0010～0.0035％，更优选为0.0020～0.0030％。在本发明中，B元素可以提高钢板淬透性，将B元素的含量控制在上述范围内，避免了B含量较高后偏聚到晶界等缺陷处导致的材料韧性降低的问题。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括Al：0.03～0.045％，更优选为0.035～0.040％。本发明将Al元素的含量控制在上述范围内，可以进一步提高钢的强度。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括P≤0.025％。在本发明中，P易在晶界偏聚，在施加载荷时，容易发生沿晶的脆性断裂，显著恶化钢板的韧性，本发明将P元素的含量控制在上述范围内，可以降低P元素对钢板韧性的影响。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括S≤0.015％。在本发明中，S在钢液凝固过程中，会发生偏聚形成硫化物夹杂，会降低钢板的低温韧性，本发明将S元素的含量控制在上述范围内，可以降低S元素对钢板低温韧性的影响。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢优选包括余量的铁。在本发明中，所述铁作为钢的基体材料。
本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢的微观组织优选为以马氏体为主的马氏体、贝氏体复相组织。本发明通过控制高强高韧钢中各组分的用量，从而使钢在具有高强度的情况下具有很高的韧性，提高了钢的抗冲击性能。本发明提供的屈服强度1100MPa级高强高韧钢的屈服强度Rp0.2≥1100MPa；抗拉强度Rm≥1250MPa；断后伸长率≥15％，具有优异的强塑性匹配，并且-40℃KV2≥100J。
在本发明中，当所述高强高韧钢为屈服强度1300MPa级高强高韧钢时，按质量百分比计，所述高强高韧钢优选包括以下成分：C：0.18～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～2.00％；Mo：0.10～0.85％；Nb：0.01～0.30％；Ti：0.01～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.010～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括C：0.18～0.28％，更优选为0.20～0.25％。在本发明中，所述C作为钢中的基本元素，可显著提高钢板的淬透性且具有很高的固溶强化的作用，同时将C的含量控制在上述范围内，降低了C元素对塑韧性的损害，从而能够使钢具有更高的韧性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Mn：0.50～2.00％，更优选为1.00～1.50％。在本发明中，Mn作为强化元素可以提高钢的强度以及淬透性，同时通过Mn的添加，可以降低Ar3，抑制渗碳体等碳化物的粗化，将Mn元素的含量控制在上述范围内，避免了铸坯偏析的问题。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Si≤0.40％，更优选为0.20～0.40％。在本发明中，Si主要起到脱氧以及固溶强化的作用，可以显著提高体心立方结构相强度，将Si元素的含量控制在上述范围内，避免了由于Si含量过高恶化钢板表面质量的问题。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Cr：0.50～2.00％，更优选为1.00～1.50％。在本发明中，Cr既可以提高钢板的淬透性、钢材的强度和硬度，又可以防止回火脆性，将Cr元素的含量控制在上述范围内，可以防止Cr元素含量过高会导致相变温度过低，从而降低韧性和塑性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Ni：0.50～2.00％，更优选为0.50～1.00％。本发明将Ni元素的含量控制在上述范围内，可以提高钢的淬透性和低温韧性，且不会引起焊接热影响区韧性恶化，同时避免成本过高。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Mo：0.10～0.85％，更优选为0.30～0.60％。在本发明中，Mo可以与B协同作用提高钢板淬透性；同时Mo元素又可以减少钢的回火脆性，可以在回火时析出细小的碳化物，强化钢的基体。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Nb：0.01～0.30％，更优选为0.10～0.20％。在本发明中，Nb可以显著提高奥氏体的再结晶温度，有效地细化晶粒，有助于钢板强度与韧性的共同提升。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Ti：0.01～0.30％，更优选为0.10～0.20％。在本发明中，Ti可与N形成TiN，抑制奥氏体晶粒长大；同时Ti也会和C形成TiC，起到析出强化的作用。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括B：0.0010～0.0035％，更优选为0.0020～0.0030％。在本发明中，B可以提高钢板淬透性，将B的含量控制在上述范围内，可以防止B含量较高后容易偏聚到晶界等缺陷处，降低材料的韧性。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括Al：0.01～0.045％，更优选为0.02～0.03％。本发明将Al元素的含量控制在上述范围内，可以进一步提高钢的强度。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括P≤0.025％。在本发明中，P易在晶界偏聚，在施加载荷时，容易发生沿晶的脆性断裂，显著恶化钢板的韧性，本发明将P元素的含量控制在上述范围内，可以降低P元素对钢板韧性的影响。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括S≤0.015％。在本发明中，S在钢液凝固过程中，会发生偏聚形成硫化物夹杂，会降低钢板的低温韧性，本发明将S元素的含量控制在上述范围内，可以降低S元素对钢板低温韧性的影响。
按质量百分比计，本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢优选包括余量的铁。在本发明中，所述铁作为钢的基体材料。
在本发明中，所述屈服强度1300MPa级高强高韧钢的碳含量优选高于屈服强度1100MPa级高强高韧钢。本发明通过将V元素替换为Nb元素，同时提高钢中碳元素的含量，能够使屈服强度1100MPa级高强高韧钢转变为屈服强度1300MPa级高强高韧钢。
本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢的微观组织优选为以马氏体为主，且在马氏体基体中存在纳米尺寸的析出强化相。本发明通过控制高强高韧钢中各组分的用量，从而使钢在具有高强度的情况下具有很高的韧性，提高了钢的抗冲击性能。本发明提供的屈服强度1300MPa级高强高韧钢的屈服强度Rp0.2≥1300MPa，抗拉强度Rm≥1500MPa，断后伸长率≥10％，-40℃下V型缺口夏比冲击功KV2≥55J。
本发明提供了上述技术方案所述高强高韧钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将原料依次进行冶炼和浇注，得到钢坯；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢。
本发明将原料依次进行冶炼和浇注，得到钢坯。
本发明对所述原料的具体种类和来源没有特殊的限定，能够使高强高韧钢的成分满足要求即可。
在本发明中，所述冶炼优选为依次使用初炼炉和LF精炼炉进行冶炼。在本发明中，所述初炼炉的出钢温度优选为1620～1670℃；所述LF精炼炉的出钢温度优选为1570～1610℃。本发明通过使用初炼炉和LF精炼炉对原料进行冶炼，能够依次起到脱磷脱硫的作用，从而优化了合金的成分，降低了杂质的含量。
本发明对所述浇注的具体操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的浇注方式即可。
在本发明中，所述浇注的冷却方式优选为堆垛缓冷，所述堆垛缓冷的时间优选为≥24h，更优选为≥36h。本发明对所述堆垛缓冷的具体工艺和堆垛的量没有特殊的限定，根据本领域技术常识判断即可。本发明通过在浇注过程中采用堆垛缓冷的方式进行冷却，优化了冷却工艺，同时与初炼炉和LF精炼炉的冶炼起到了协同作用，在省略了真空处理工艺的情况下保证了合金的性能，对于设备的要求以及损耗降低。
得到钢坯后，本发明对所述钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯。
在本发明中，所述均匀化处理的保温温度优选≥1100℃；所述均匀化处理的保温时间优选≥40min。本发明通过均匀化处理，可以使钢坯中各组分更加均匀，同时使钢坯的温度达到粗轧温度，便于后续直接进行轧制。
得到均热钢坯后，本发明对所述均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯。
在本发明中，所述粗轧的开轧温度优选≥1050℃，更优选为1100～1150℃；所述粗轧的终轧温度优选≥1000℃，更优选为≥1030℃。在本发明中，所述精轧的开轧温度优选≤1000℃，更优选为850～970℃，进一步优选为850～950℃；所述精轧的终轧温度优选≥750℃，更优选为750～850℃，进一步优选为750～820℃。本发明对所述粗轧和精轧的道次和变形量没有特殊的限定，根据本领域技术人员的技术常识确定即可。本发明通过对钢坯依次进行粗轧和精轧，可以破碎钢坯的铸态组织，细化钢材的晶粒，并消除显微组织的缺陷，从而使钢材组织密实，力学性能得到改善。
精轧结束后，本发明优选将所述精轧的产物冷却至室温，得到轧制钢坯。本发明对所述冷却的方式没有特殊的限定，采用本领域常用的冷却方式即可。
在本发明中，所述轧制钢坯的厚度优选为10～30mm，更优选为10～20mm。本发明将轧制钢坯的厚度控制在上述范围内，可以使其在后续淬火时降低淬火的保温时间，加快生产效率。
得到轧制钢坯后，本发明对所述轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢。
在本发明中，所述淬火的保温温度优选为800～950℃，更优选为850～900℃；所述淬火的保温时间优选为轧制钢坯的厚度*(1.5～2.5)+25min；所述淬火的冷却方式优选为水淬或油淬，更优选为水淬。在本发明中，当所述淬火的冷却方式为水淬时，所述水淬的水温优选为≤50℃。本发明对升温至所述淬火保温温度的速率没有特殊的限定，根据本领域技术人员的技术常识确定即可。本发明对钢坯进行淬火处理，可以提高钢板的强度和硬度。
在本发明中，所述低温回火的保温温度优选为200～300℃，更优选为200～250℃；所述低温回火的冷却方式优选为空冷。本发明对所述低温回火的保温时间没有特殊的限定，根据轧制钢坯的厚度和本领域技术人员的技术常识确定即可。本发明通过低温回火可以保证钢板的强度，空冷可以减小钢坯中的内应力，提高钢坯的延性和韧性。
本发明提供的制备方法简单，合金原料仅通过初炼炉和LF精炼炉冶炼即可用于浇注钢坯，无需VD真空精炼过程，对炼钢装备要求较低且冶炼成本低；通过对钢坯进行粗轧和精轧，并在轧制后进行淬火和低温回火处理，进一步提高了钢的强度和韧性；制备工艺简单，对设备要求低，得到的钢材的强度和韧性高，适用于工业大规模生产。
本发明还提供了上述技术方案所述高强高韧钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的高强高韧钢在装甲车辆和工程机械中的应用。
本发明对所述应用的具体方式没有特殊的限定，根据本领域技术人员的技术常识确定即可。
采用本发明提供的高强高韧钢制备的装甲车辆和工程机械具有很高的抗拉强度和屈服强度，同时低温夏比冲击功较高，能够满足抗爆轰需求和更严苛的使用要求。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
一种屈服强度1100MPa级高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：
C：0.16％；Mn：0.61％；Si：0.27％；Cr：0.75％；Ni：0.95％；Mo：0.23％；V：0.107％；Ti：0.020％；B：0.0015％；Al：0.031％；P≤0.020％；S≤0.005％和余量的铁；
所述高强高韧钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)使用初炼炉和LF精炼炉对原料依次进行冶炼，然后浇注，得到钢坯；所述浇注的冷却方式为堆垛缓冷；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；所述均匀化处理的保温温度为1220℃，所述均匀化处理的保温时间为3h；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；述粗轧的开轧温度为1160℃，粗轧的终轧温度为1020℃；所述精轧的开轧温度为927℃，精轧的终轧温度为818℃；所述轧制钢坯的厚度为15mm；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢；所述淬火的保温温度为890℃，淬火的保温时间为55min，淬火的冷却方式为水淬；所述低温回火的保温温度为220℃，低温回火的冷却方式为空冷。
实施例1制备的高强高韧钢的微观组织图如图1所述，从图1可以看出，实施例1制备的高强高韧钢中的原奥晶粒尺寸较小，微观组织主要由马氏体与贝氏体组成，并且马氏体与贝氏体中包含大量大角度晶界，为提高钢材强韧性起到重要作用。
实施例2
一种屈服强度1100MPa级高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：
C：0.20％；Mn：0.55％；Si：0.30％；Cr：0.85％；Ni：0.57％；Mo：0.26％；V：0.10％；Ti：0.023％；B：0.0023％；Al：0.039％；P≤0.020％；S≤0.01％和余量的铁；
所述高强高韧钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)使用初炼炉和LF精炼炉对原料依次进行冶炼，然后浇注，得到钢坯；所述浇注的冷却方式为堆垛缓冷；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；所述均匀化处理的保温温度为1220℃，所述均匀化处理的保温时间为3h；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；述粗轧的开轧温度为1114℃，粗轧的终轧温度为1044℃；所述精轧的开轧温度为900℃，精轧的终轧温度为843℃；所述轧制钢坯的厚度为15mm；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢；所述淬火的保温温度为921℃，淬火的保温时间为55min，淬火的冷却方式为水淬；所述低温回火的保温温度为235℃，低温回火的冷却方式为空冷。
实施例3
一种屈服强度1100MPa级高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：
C：0.17％；Mn：0.59％；Si：0.24％；Cr：0.76％；Ni：0.92％；Mo：0.23％；V：0.11％；Ti：0.019％；B：0.0012％；Al：0.028％；P≤0.020％；S≤0.005％和余量的铁；
所述高强高韧钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)使用初炼炉和LF精炼炉对原料依次进行冶炼，然后浇注，得到钢坯；所述浇注的冷却方式为堆垛缓冷；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；所述均匀化处理的保温温度为1320℃，所述均匀化处理的保温时间为3h；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；述粗轧的开轧温度为1150℃，粗轧的终轧温度为1050℃；所述精轧的开轧温度为920℃，精轧的终轧温度为854℃；所述轧制钢坯的厚度为15mm；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢；所述淬火的保温温度为895℃，淬火的保温时间为55min，淬火的冷却方式为水淬；所述低温回火的保温温度为226℃，低温回火的冷却方式为空冷。
对实施例1～3制备得到的高强高韧钢分别进行室温拉伸与低温冲击测试，测试方法分别按照GB/T 228.1与GB/T 229规定执行，得到结果如表1所示。
表1 实施例1～3制备得到的高强高韧钢的力学性能
Figure BDA0003487483510000131
由表1可以看出，本发明实施例1～3制备的屈服强度1100MPa级高强高韧钢的屈服强度Rp0.2≥1100MPa；抗拉强度Rm≥1250MPa；断后伸长率≥15％，具有优异的强塑性匹配，-40℃下V型缺口夏比冲击功KV2≥100J，满足现有技术的要求。
以实施例3制备的高强高韧钢作为实验材料，按照NATO STANAG 4569《后勤车辆与装甲车辆人员防护等级》为标准，设计了8kg TNT三级防护实爆试验，其结果如图2所示。由图2可以看出，实施例3制备的高强高韧钢成功抵御8kg TNT的爆炸冲击，且测得钢板最大变形量为231mm。
实施例4
一种屈服强度1300MPa级高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：
C：0.20％；Mn：0.92％；Si：0.27％；Cr：0.81％；Ni：0.73％；Mo：0.31％；Nb：0.035％；Ti：0.014％；B：0.0010％；Al：0.026％；P≤0.015％；S≤0.005％和余量的铁；
所述高强高韧钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)使用初炼炉和LF精炼炉对原料依次进行冶炼，然后浇注，得到钢坯；所述浇注的冷却方式为堆垛缓冷；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；所述均匀化处理的保温温度为1320℃，所述均匀化处理的保温时间为3h；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；述粗轧的开轧温度为1150℃，粗轧的终轧温度为1050℃；所述精轧的开轧温度为920℃，精轧的终轧温度为854℃；所述轧制钢坯的厚度为10mm；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢；所述淬火的保温温度为895℃，淬火的保温时间为43min，淬火的冷却方式为水淬；所述低温回火的保温温度为226℃，低温回火的冷却方式为空冷。
实施例4制备得到的高强高韧钢的微观组织图如图3所述，从图3可以看出，实施例4制备的高强高韧钢的原奥晶粒尺寸较小，微观组织主要由马氏体组成，马氏体包含大量大角度晶界，为提高钢材强韧性起到重要作用。
实施例5
一种屈服强度1300MPa级高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：
C：0.22％；Mn：0.82％；Si：0.23％；Cr：0.76％；Ni：0.76％；Mo：0.32％；Nb：0.036％；Ti：0.016％；B：0.0011％；Al：0.033％；P≤0.015％；S≤0.005％和余量的铁；
所述高强高韧钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)使用初炼炉和LF精炼炉对原料依次进行冶炼，然后浇注，得到钢坯；所述浇注的冷却方式为堆垛缓冷；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；所述均匀化处理的保温温度为1320℃，所述均匀化处理的保温时间为3h；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；述粗轧的开轧温度为1150℃，粗轧的终轧温度为1050℃；所述精轧的开轧温度为920℃，精轧的终轧温度为854℃；所述轧制钢坯的厚度为15mm；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢；所述淬火的保温温度为895℃，淬火的保温时间为52min，淬火的冷却方式为水淬；所述低温回火的保温温度为226℃，低温回火的冷却方式为空冷。
实施例6
一种屈服强度1300MPa级高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：
C：0.21％；Mn：0.90％；Si：0.30％；Cr：0.80％；Ni：0.80％；Mo：0.40％；Nb：0.041％；Ti：0.015％；B：0.0008％；Al：0.032％；P≤0.015％；S≤0.005％和余量的铁；
所述高强高韧钢的制备方法，由以下步骤组成：
(1)使用初炼炉和LF精炼炉对原料依次进行冶炼，然后浇注，得到钢坯；所述浇注的冷却方式为堆垛缓冷；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；所述均匀化处理的保温温度为1320℃，所述均匀化处理的保温时间为3h；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；述粗轧的开轧温度为1150℃，粗轧的终轧温度为1050℃；所述精轧的开轧温度为920℃，精轧的终轧温度为854℃；所述轧制钢坯的厚度为20mm；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢；所述淬火的保温温度为895℃，淬火的保温时间为61min，淬火的冷却方式为水淬；所述低温回火的保温温度为226℃，低温回火的冷却方式为空冷。
对实施例4～6制备得到的高强高韧钢分别进行室温拉伸与低温冲击测试，测试方法分别按照GB/T 228.1与GB/T 229规定执行，得到结果如表2所示。
表2 实施例4～6制备得到的高强高韧钢的力学性能
Figure BDA0003487483510000161
由表2可以看出，本发明实施例4～6制备的屈服强度1300MPa级高强高韧钢的屈服强度Rp0.2≥1300MPa，抗拉强度Rm≥1500MPa，断后伸长率≥10％，具有优异的强塑性匹配，-40℃下V型缺口夏比冲击功KV2≥55J，满足现有技术的要求。
由以上实施例可以看出，本发明提供的高强高韧钢不仅具有很高的屈服强度和抗拉强度，同时具有很高的低温韧性和抗冲击性能，能够抵御较强的冲击，可以应用于装甲车辆和工程机械中。
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。

Claims (8)

1.一种高强高韧钢，按质量百分比计，由以下成分组成：C：0.18～0.28％；Mn：0.50～2.00％；Si≤0.40％；Cr：0.50～2.00％；Ni：0.50～2.00％；Mo：0.10～0.85％；Nb：0.20～0.30％；Ti：0.10～0.30％；B：0.0010～0.0035％；Al：0.010～0.045％；P≤0.025％；S≤0.015％和余量的铁。
2.权利要求1所述高强高韧钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料依次进行冶炼和浇注，得到钢坯；
(2)对所述步骤(1)得到的钢坯进行均匀化处理，得到均热钢坯；
(3)对所述步骤(2)得到的均热钢坯依次进行粗轧和精轧，得到轧制钢坯；
(4)对所述步骤(3)得到的轧制钢坯依次进行淬火和低温回火，得到高强高韧钢。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中均匀化处理的保温温度≥1100℃，均匀化处理的保温时间≥40min。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中粗轧的开轧温度≥1050℃，粗轧的终轧温度≥1000℃。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中精轧的开轧温度≤1000℃，精轧的终轧温度≥750℃。
6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中淬火的保温温度为800～950℃，淬火的冷却方式为水淬或油淬。
7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中低温回火的保温温度为200～300℃。
8.权利要求1所述高强高韧钢或权利要求2～7任意一项所述制备方法制备得到的高强高韧钢在装甲车辆和工程机械中的应用。
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