CN117721386A - 一种多元微合金高韧度超高强度钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种多元微合金高韧度超高强度钢及其制备方法，属于超高强合金钢技术领域。解决现有多元微合金超高强度钢的韧性差问题。一种多元微合金高韧度超高强度钢，合金成分重量百分数为：C：0.36～0.38％、Mn：1.10～2.0％、Si：0.8～1.40％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.2～0.5％、W：0.1～0.7％、Nb≤0.01％、V≤0.01％、B≤0.001％，余量为Fe和不可避免杂质；制备工艺包括锻造‑退火‑正火‑退火‑淬火‑回火。制得的多元微合金高韧度超高强度钢成本低，淬透性高，性能优异。
Description
技术领域
本发明涉及超高强合金钢技术领域，尤其涉及一种多元微合金高韧度超高强度钢及其制备方法。
背景技术
低合金超高强度钢因其相对低的合金成本，市场应用前景广阔。目前市面上的主要钢种包括4340、D6AC、300M、35CrMnSi等牌号，这些产品的开发及使用已超过三十年，受当时合金冶炼条件、元素成本、热变形及热处理条件等诸多客观因素的制约，同时也受对物理冶金等科学原理认知不够完全深入等主观因素的影响，导致该类材料的综合力学性能普遍分布于高强低韧(抗拉强度1900MPa，断裂韧度约70MPa·m1/2)及低强高韧(抗拉强度1700MPa，断裂韧度约100MPa·m1/2)性能区间。与低合金超高强度钢相比，虽然A100、M54等高合金二次硬化钢可以满足高强高韧性能的要求，但其高昂的成本及冶炼费用严重限制了高韧性超高强度钢在我国航天航空等领域的应用。
除了材料强韧性外，低合金超高强度钢由于合金含量较低，其淬透性对材料不同部位性能影响较大。材料的淬透性是指材料在进行淬火过程时，马氏体相的生成能够透过材料的整个截面厚度，而不仅仅是表面层。淬透性是衡量材料淬火性能的重要指标之一，特别是在需要在整个材料截面上获得均匀的马氏体相变的情况下。如何合理调整材料淬透性匹配合金组织性能的均匀性，同样具有较大的挑战。
因此，在低合金成本和低冶炼成本制约下，开发一种能平衡高强度和高韧性的合金钢具有重要意义。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种多元微合金高韧度超高强度钢及其制备方法，用以解决现有多元微合金超高强度钢的韧性差问题。
一方面，本发明提供了一种多元微合金高韧度超高强度钢，其合金成分以重量百分数计为：C：0.36～0.38％、Mn：1.10～2.0％、Si：0.8～1.40％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.2～0.5％、W：0.1～0.7％、Nb≤0.01％、V≤0.01％、B≤0.001％，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步地，所述多元微合金高韧度超高强度钢的微观组织由马氏体和薄膜奥氏体组成。
进一步地，所述薄膜奥氏体的体积分数为3％～7％。
另一方面，本发明还提供了一种多元微合金高韧度超高强度钢的制备方法，用于制备上述多元微合金高韧度超高强度钢，包括以下步骤：
步骤S1：锻造，将满足合金成分要求的钢坯经均热炉加热后进行锻造，获得第一锻坯；
步骤S2：第一次退火，将第一锻坯进行退火，空冷，得到第二锻坯；
步骤S3：正火，将第二锻坯进行正火处理，后空冷至室温，得到第三锻坯；
步骤S4：第二次退火，将第三锻坯加热进行退火处理，后空冷至室温，得到第四锻坯；
步骤S5：淬火，将第四锻坯加热保温，进行淬火处理，后依次经过随炉缓冷和油冷，冷却至室温，得到第五锻坯；
步骤S6：回火，将第五锻坯进行第一次回火和第二次回火，第二次回火温度不高于第一次回火温度，得到多元微合金高韧度超高强度钢。
进一步地，所述步骤S1中，初锻温度为1050℃～1150℃，终锻温度为920℃～950℃。
进一步地，所述步骤S2和S4中，退火温度为600～650℃，退火时间2～10h。
进一步地，所述步骤S3中，正火温度为950～980℃，退火时间2～10h。
进一步地，所述步骤S5中，保温温度为930℃～960℃，保温时间1～4h；
所述随炉缓冷和油冷过程为：随炉冷却至830℃～860℃后油冷至室温。
进一步地，所述步骤S6中，第一次回火温度为235℃～255℃，回火时间为3～5h；第二次回火温度为225℃～235℃，回火时间为3～5h。
进一步地，所述步骤S6中，第一次回火和第二次两步回火操作之间还包括冷处理操作。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
1、本发明通过合理设计多元微合金成分及制备工艺，实现了材料高韧度与超高强度的平衡。对合金成分的精确调控以及晶界的优化处理，使得材料能够在低合金条件下实现优秀的强韧性，满足高强度材料在航空航天及国防领域的应用需求。
2、本发明通过合金成分的精确设计和制备过程中工艺参数的精确控制，实现了多元微合金高韧度超高强度钢的制备；制备出的多元微合金高韧度超高强度钢的微观组织为马氏体和薄膜奥氏体，该微观组织具备薄膜奥氏体小尺寸和均匀分布的特点，有效提升了材料的强度和韧性。在受制于合金成本的情况下，本发明使高强钢不仅具备卓越的强度，还展现出出色的韧性性能。
3、本发明通过设定较高的淬火温度，提供足够的热能使碳化物等夹杂物充分溶解于基体中，而不在晶界或晶体内析出，降低晶界脆化对材料韧性和强度的负面影响；通过随炉缓冷+油冷两阶段淬火，利用B、Mo、W等元素的晶界偏聚效应，有效净化晶界，改善界面的结合力，提高晶界强度，抑制铁素体、贝氏体等在晶界处的形核，提高奥氏体稳定性。同时调整材料整体温度均匀性，有效避免尺寸效应导致的材料冷却过程组织性能的不均匀性，有效改善材料淬透性及强度和韧度的匹配。
4、本发明通过整体较低的回火温度策略，避免了碳化物的生成，并防止了Cr、Mn等元素的晶界偏聚；通过采用两次低温回火工艺，有效减少块状残余奥氏体的残留，避免形变过程中应力过早集中而加速裂纹扩展。相比于传统微合金超高强度钢，本发明制备得到的多元微合金钢的断裂韧性显著提高。
5、本发明通过引入冷处理步骤，即在两步回火之间进行的降温处理，对残留的块状残余奥氏体进一步调控。通过合理的冷处理工艺参数，可实现块状奥氏体向马氏体的相变，使残余奥氏体的体积分数得到有效地控制，进一步改善材料的韧性。
综上所述，本发明相对于现有技术，通过精心设计的微观结构、材料成分的合理调控以及制备过程中的优化步骤，改善了材料的淬透性，显著地改善了微合金超高强度钢的韧性性能，使其在综合性能上取得了显著提升，为相关领域的应用提供了更为优异和可靠的材料选择。
本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1是本发明实施例1未回火状态奥氏体晶界三维原子探针图；
图2是本发明实施例1微观组织SEM图；
图3是本发明实施例4微观组织TEM图；
图4是本发明对比例2微观组织TEM图；
图5是本发明两段冷却淬火-两次回火过程示意图。
附图标记：
1-奥氏体晶界；2-薄膜奥氏体；3-碳化物析出。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。
本发明具体实施例公开了一种多元微合金高韧度超高强度钢，该多元微合金高韧度超高强度钢的合金成分，按重量百分数计为：C：0.36～0.38％、Mn：1.10～2.0％、Si：0.8～1.40％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.2～0.5％、W：0.1～0.7％、Nb≤0.01％、V≤0.01％、B≤0.001％，余量为Fe和不可避免杂质；
对本发明中多元微合金高韧度超高强度钢及其制备方法的铸坯成分限定理由进行说明，以下仅用％表示组成中的重量百分数。
碳(C)：碳是影响钢材强度的关键元素，但过高的碳含量会导致碳化物过多析出，削弱材料的韧性；本发明中C含量控制在0.36～0.38％，以确保钢材具有足够的强度，同时避免碳化物过多析出，保持合适的韧性。
锰(Mn)：锰可以有效增强钢材的强度和稳定性，同时有助于晶界的强化，本发明中Mn的含量控制在1.10～2.0％。
硅(Si)：合适的硅含量有助于提高钢材的抗氧化性能和强度，抑制回火过程碳化物的析出，同时对于合金的强化也起到一定作用；本发明中Si的含量控制在0.80～1.40％。
铬(Cr)：铬可以提供良好的耐腐蚀性能和硬度，同时对于晶界强化也具有积极作用；本发明中Cr的含量控制在1.10～1.50％。
镍(Ni)：镍可以改善钢的韧性和耐腐蚀性，对于合金的强化和稳定性也有贡献，本发明中Ni的含量控制在0.15～0.40％。
钼(Mo)：钼的添加有助于净化晶界，提高晶界强度，从而增强钢材的韧性和稳定性；本发明中，Mo的含量控制在0.20～0.5％。
钨(W)：钨的加入可以进一步净化晶界，提高晶界的结合力，抑制在晶界处的铁素体和贝氏体形核，从而增强奥氏体的稳定性；本发明中W的含量控制在0.10～0.7％。
铌(Nb)和钒(V)：Nb和V这两种微合金元素在晶界起到钉扎作用，可以有效延缓奥氏体晶粒的长大行为，提高材料的韧性；本发明中Nb和V的含量限制在较低的水平，均为≤0.01％。
硼(B)：硼的加入有助于净化奥氏体晶界，改善合金淬透性，提高晶界的强度，过量B元素的添加将损害材料韧性；本发明中，B的含量控制在≤0.001％。
需要说明的是，合金强化基体元素如Mn、Si、Cr、Ni等对于提供强度和稳定性至关重要，通过合理的配置和调控，可以实现基体的均匀强化，从而增强材料的整体性能。引入Nb、V微合金元素，利用其在奥氏体晶界的钉扎作用，有效延缓奥氏体晶粒的长大行为，可以保持细小的晶粒结构，提高材料的强度和韧性。添加B、Mo、W微合金元素，可以净化奥氏体晶界，改善晶界的结合力和强度，改善材料淬透性，提高奥氏体的稳定性。本发明充分利用上述各元素强韧化优势特征，合理设计合金元素配比，使其在热处理过程中相互作用，优化晶界结构，进一步提升材料的韧性和强度。
优选地，一种多元微合金高韧度超高强度钢，该多元微合金高韧度超高强度钢的合金成分按重量百分数计为：C：0.36～0.38％、Mn：1.2～1.8％、Si：0.9～1.40％、Cr：1.12～1.50％、Ni：0.20～0.40％、Mo：0.25～0.5％、W：0.15～0.5％、Nb≤0.01％、V≤0.008％、B≤0.0008％，余量为Fe和不可避免杂质。
本发明具体实施例还公开了一种多元微合金高韧度超高强度钢的制备方法，用以制备上述多元微合金高韧度超高强度钢，包括以下步骤：
步骤S1：锻造，将满足合金成分要求的钢坯经均热炉加热后进行锻造，获得第一锻坯；
步骤S2：第一次退火，将第一锻坯进行退火，空冷，得到第二锻坯；
步骤S3：正火，将第二锻坯进行正火处理，后空冷至室温，得到第三锻坯；
步骤S4：第二次退火，将第三锻坯加热进行退火处理，后空冷至室温，得到第四锻坯；
步骤S5：淬火，将第四锻坯加热保温，进行淬火处理，后依次经过随炉缓冷和油冷，冷却至室温，得到第五锻坯；
步骤S6：回火，将第五锻坯进行第一次回火和第二次回火，第二次回火温度不高于第一次回火温度，得到多元微合金高韧度超高强度钢。
具体的，步骤S1中，锻坯是采用真空感应结合电渣重熔或精炼-铸造-电渣重熔方式冶炼得到；示例性地，锻坯的形式为锻棒，为保证材料淬透性要求，锻棒的直径在400mm以内。
初锻温度为1050℃～1150℃，终锻温度为920℃～950℃，锻造过程锻造比≥5；在该终锻温度范围内，可以防止Nb、V等元素在晶界偏聚抑制奥氏体晶粒的再结晶，影响晶粒细化；当终锻温度低于920℃时，锻坯需再次入炉加热。优选地，初锻温度为1050℃～1100℃，终锻温度为930℃～940℃。
具体的，步骤S2中，将第一锻坯送入退火炉进行第一次退火，退火温度为600～650℃，退火时间2～10h，退火后空冷至室温。退火过程中，材料会经历温度升降，有助于消除在锻造过程中产生的残余应力，提高材料的整体稳定性，并减少可能的裂纹和变形风险。
具体的，步骤S3中，将第二锻坯加热至950℃～980℃进行正火处理，正火时间2～10h，后空冷至室温，得到第二锻坯。
具体的，步骤S4中，锻坯完成正火处理，冷却至室温后4h内进行第二次退火处理，以避免冷却时间过长时内应力引发微裂纹产生。将第二锻坯加热至600℃～650℃进行第二次退火处理，退火时间2～10h，后空冷至室温，冷却后锻坯的微观组织为铁素体+珠光体+少量贝氏体。
具体的，步骤S5中，将第三锻坯加热保温，进行淬火处理，保温温度930℃～960℃，保温时间1～4h，之后进行冷却。淬火的冷却过程由随炉缓冷和油冷两阶段组成，在锻坯淬火后随炉缓冷至830℃～860℃，随后油冷至室温。优选地，在锻坯淬火后随炉缓冷至845℃～855℃，随炉缓冷过程时长不超过5小时。该操作更有利于产生B、Mo以及少量W元素的晶界偏聚效应，同时抑制碳化物以及淬火冷却过程中铁素体、贝氏体的生成，通过改善淬火温差和改善合金偏聚的双重作用，改善材料尤其是大尺寸锻件的淬透性，从而改善不同尺寸材料的性能稳定性。
具体的，步骤S6中，将第四锻坯进行第一次回火和第二次回火，第二次回火温度不高于第一次回火温度，第一次回火温度为235℃～255℃，回火时间为3～5h；第二次回火温度为225℃～235℃，回火时间为3～5h。第一次回火旨在实现去应力回火的效果，从而改善锻料内部的性能，同时在材料中形成碳元素团簇，对位错进行钉扎，进一步提升材料的强度。在第一次回火后，材料内部的应力得到一定程度的释放，同时残余奥氏体受到的静压力降低，部分块状残余奥氏体会转变为新生马氏体。经二次回火后，材料内应力进一步改善，潜在的高位错脆性新生马氏体得到软化，有效避免应力集中。同时，锻坯残余奥氏体含量降低至3～7％，残余奥氏体为薄膜状，可有效阻碍裂纹扩展，提高断裂韧性。
优选地，步骤S6中，第一次回火和第二次回火之间还包括冷处理操作；在第一次回火操作后空冷至室温后对锻坯进行冷处理，冷处理后再进行第二次回火操作，此操作可确保较大尺寸棒料(截面直径200mm以上)的块状残余奥氏体充分转变。示例性地，冷处理温度为-100℃～-50℃，冷处理时间为1～2h。如图5所示，具体展示了本发明两段冷却淬火、两次回火的过程。
本发明通过合金成分的精确设计和制备过程中工艺参数的精确控制，实现了多元微合金高韧度超高强度钢的制备。本发明通过添加B、Mo、W等元素，实现了晶界的净化和强化，从而有效地提高了晶界的结合力和稳定性。这些元素的存在成功地抑制了在晶界处形成的铁素体和贝氏体等相的析出，进一步提升了奥氏体相的稳定性。尽管W、Mo等元素在中低温加热冷却过程中易于形成碳化物，但通过精确控制奥氏体化温度，可以消除碳化物对材料的影响，防止潜在的晶粒长大现象，从而维持材料的强韧性。同时，通过引入Nb、V等元素，有效地延缓奥氏体晶粒的长大过程，通过在晶界处形成有效的钉扎效应，进一步提高了材料的韧性。本发明的制备方法通过采用在正火冷却至室温后进行退火，使碳化物的析出更加均匀，元素偏析现象减少，而且在淬火前，奥氏体组织晶粒细小且元素分布均匀。采用了较低的回火温度，避免碳化物的生成以及Cr、Mn等元素的界面偏聚。
通过本发明方法制备的多元微合金高韧度超高强度钢，微观组织为马氏体和薄膜奥氏体；其中，薄膜奥氏体的体积分数为3％～7％。本发明方法制得的钢，抗拉强度＞1950MPa，最高可达2010MPa；屈服强度＞1500MPa，最高可达1606MPa；断后伸长率＞10.5％，最高可达12.5％；断面收缩率＞40％，最高可达48％；断裂韧性＞90MPa·m1/2，最高可达104.5MPa·m1/2，实现了在低合金成本制约下，成功地提升超高强度钢的韧性，使高强钢兼具良好的强度和韧性性能。
实施例1
本实施例的原料钢坯的合金成分，以重量百分数计为：C：0.36％、Mn：1.4％、Si：1.3％、Cr：1.15％、Ni：0.28％、Mo：0.35％、W：0.25％、Nb：0.005％、V：0.008％、B：0.0003％，余量为Fe和不可避免杂质。
制备步骤为：
步骤S1：锻造，将满足合金成分要求的钢坯经均热炉加热后进行锻造，获得第一锻坯；
其中，初锻温度1050℃、终锻温度940℃，得到直径160mm的锻棒。
步骤S2：第一次退火，将第一锻坯进行退火，空冷，得到第二锻坯；
终锻后，将第一锻坯入退火炉进行退火，退火温度650℃，退火时间10h，后空冷至室温。
步骤S3：正火，将第二锻坯进行正火处理，后空冷至室温，得到第三锻坯；
正火温度960℃，正火时间4h，后空冷至室温。
步骤S4：第二次退火，将第三锻坯加热进行退火处理，后空冷至室温，得到第四锻坯；
锻坯正火结束空冷至室温2h后，进行退火处理，退火温度630℃，退火时间8h，后空冷至室温。
步骤S5：淬火，将第四锻坯加热保温，进行淬火处理，后依次经过随炉缓冷和油冷，冷却至室温，得到第五锻坯；
保温温度940℃，保温时间2h，随炉缓冷至850℃，后油冷至室温。
步骤S6：回火，将第五锻坯进行第一次回火和第二次回火，第二次回火温度不高于第一次回火温度，得到多元微合金高韧度超高强度钢。
第一次回火温度240℃，回火时间5h后空冷至室温后，进行第二次回火，第二次回火温度230℃，回火时间4h。
实施例2
本实施例的原料钢坯的合金成分与实施例1相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数和在两次回火之间增加冷处理操作；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径300mm。
实施例3
本实施例的原料钢坯的合金成分，以重量百分数计为：C：0.38％、Mn：1.3％、Si：1.4％、Cr：1.25％、Ni：0.20％、Mo：0.5％、W：0.3％、Nb：0.008％、V：0.005％、B：0.0004％，余量为Fe和不可避免杂质。
本实施例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径200mm。
实施例4
本实施例的原料钢坯的合金成分与实施例3相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数和在两次回火之间增加冷处理操作；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径200mm。
实施例5
本实施例的原料钢坯的合金成分与实施例3相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数和在两次回火之间增加冷处理操作；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径250mm。
实施例6
本实施例的原料钢坯的合金成分，以重量百分数计为：C：0.36％、Mn：1.8％、Si：0.9％、Cr：1.5％、Ni：0.25％、Mo：0.25％、W：0.5％、Nb：0.01％、V：0.008％、B：0.0008％，余量为Fe和不可避免杂质。
本实施例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径80mm。
实施例7
本实施例的原料钢坯的合金成分，以重量百分数计为：C：0.38％、Mn：1.2％、Si：1.3％、Cr：1.12％、Ni：0.4％、Mo：0.36％、W：0.15％、Nb：0.005％、V：0.006％、B：0.0002％，余量为Fe和不可避免杂质。
本实施例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径100mm。
对比例1
本对比例的原料钢坯的合金成分与实施例1相同，如表1所示。
本对比例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的淬火不分段冷却，只进行一次回火；如表2所示。
锻棒直径160mm。
对比例2
本对比例的原料钢坯的合金成分与实施例1相同，如表1所示。
本对比例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数；制备过程中的部分工艺参数不满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径160mm。
对比例3
本对比例的原料钢坯的合金成分与实施例3相同，如表1所示。
本对比例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数和在两次回火之间增加冷处理操作；制备过程中的部分工艺参数不满足本发明的要求，如表2所示。
锻棒直径250mm。
对比例4
本对比例的原料钢坯的合金成分，以重量百分数计为：C：0.36％、Mn：1.1％、Si：1.2％、Cr：1.21％、Ni：0.25％、Mo：0.11％、W：0.1％、Nb：0.003％、V：0.003％，余量为Fe和不可避免杂质。不满足本发明要求。
本对比例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数和在两次回火之间增加冷处理操作；如表2所示。
锻棒直径300mm。
对比例5
本对比例的原料钢坯的合金成分，以重量百分数计为：C：0.30％、Mn：1.0％、Si：1.25％、Cr：1.0％、Ni：0.4％、Mo：0.4％、W：0.32％、V：0.01％，余量为Fe和不可避免杂质。不符合本发明要求。
本对比例的制备方法与实施例1相似，不同之处在于制备过程中的工艺参数；如表2所示。
锻棒直径100mm。
对实施例和对比例所得锻棒进行力学性能测试，样品取样位置为棒料截面半径1/2处，实施后的材料性能参数如表3所示。
表1实施例和对比例中原料钢坯的合金化学成分(wt.％)
| 项目 | C | Cr | Ni | Mn | Mo | Si | W | Nb | V | B |
| 实施例1 | 0.36 | 1.15 | 0.28 | 1.4 | 0.35 | 1.3 | 0.25 | 0.005 | 0.008 | 0.0003 |
| 实施例2 | 0.36 | 1.15 | 0.28 | 1.4 | 0.35 | 1.3 | 0.25 | 0.005 | 0.008 | 0.0003 |
| 实施例3 | 0.38 | 1.25 | 0.20 | 1.3 | 0.5 | 1.4 | 0.3 | 0.008 | 0.005 | 0.0004 |
| 实施例4 | 0.38 | 1.25 | 0.20 | 1.3 | 0.5 | 1.4 | 0.3 | 0.008 | 0.005 | 0.0004 |
| 实施例5 | 0.38 | 1.25 | 0.20 | 1.3 | 0.5 | 1.4 | 0.3 | 0.008 | 0.005 | 0.0004 |
| 实施例6 | 0.36 | 1.50 | 0.25 | 1.8 | 0.25 | 0.9 | 0.5 | 0.01 | 0.008 | 0.0008 |
| 实施例7 | 0.38 | 1.12 | 0.4 | 1.2 | 0.36 | 1.3 | 0.15 | 0.005 | 0.006 | 0.0002 |
| 对比例1 | 0.36 | 1.15 | 0.28 | 1.4 | 0.35 | 1.3 | 0.25 | 0.005 | 0.008 | 0.0003 |
| 对比例2 | 0.36 | 1.15 | 0.28 | 1.4 | 0.35 | 1.3 | 0.25 | 0.005 | 0.008 | 0.0003 |
| 对比例3 | 0.38 | 1.25 | 0.20 | 1.3 | 0.5 | 1.4 | 0.3 | 0.008 | 0.005 | 0.0004 |
| 对比例4 | 0.36 | 1.21 | 0.25 | 1.1 | 0.11 | 1.2 | 0.1 | 0.003 | 0.003 | / |
| 对比例5 | 0.30 | 1.0 | 0.4 | 1.0 | 0.4 | 1.25 | 0.32 | / | 0.01 | / |
表2实施例和对比例制备过程工艺参数
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表3实施例和对比例钢的力学性能
图1展示了实施例1的未回火状态下的奥氏体晶界的三维原子探针图。从图中可以明显观察到原始奥氏体晶界处出现了Mo元素的富集现象，同时还存在少量的B、W元素的富集现象。
图2展示了实施例1的微观组织SEM图。可见材料的微观组织主要由板条状马氏体构成，而板条之间并未观察到明显的碳化物白点，表明碳化物的析出在回火之前得到了有效的控制。
图3展示了实施例4的微观组织TEM图。从图中可以看出，材料的微观组织由马氏体和薄膜状残余奥氏体组成的基体构成。在基体内部，马氏体基体呈现出纯净的状态，并未观察到粗大的碳化物结构。
图4展示了对比例2的微观组织TEM图。从图中可以观察到，对比例2的微观组织主要由马氏体和密集的碳化物组成，碳化物的分布在基体中十分显著。
实施例1-7均展示了良好的强度和韧性指标。其中，实施例1针对一般尺寸锻料(锻棒直径160mm)，在淬火过程中采用随炉缓冷+油冷两阶段冷却，在回火过程中采用二次回火的制备工艺，获得了较优的强度和韧性表现；
实施例2针对大尺寸棒料(锻棒直径300mm)，在回火过程中加入冷处理操作，获得了良好的强度和韧性表现；由实施例3与实施例4的可知，在回火过程中加入冷处理可明显改善大尺寸锻料的断裂韧性指标；
实施例3-5的合金成分采用略高的C含量，但在略高的Mo、W、B等净化晶界元素的调解下，获得了强度和韧性的平衡；
实施例6略微提高了Cr、Mn、W合金成分含量，并在淬火过程中采用随炉缓冷+油冷两阶段冷却，在保证强度的同时获得了良好的韧性；
由实施例1与对比例1的对比可见，在淬火过程中采用随炉缓冷+油冷两阶段冷却，在回火过程中采用二次回火的制备工艺，可显著改善强度和韧性指标。
由实施例1与对比例2的对比可见，回火温度设定不宜过高，否则会同时影响材料的强度和韧性指标。
由实施例5与对比例3的对比可见，采用缓冷+油冷两阶段淬火冷却工艺可以提高材料整体强韧性。
对比例4中，合金成分中Mo元素含量不符合本发明要求，含量偏低，不含B，材料强度显著下降，同时韧性也有所影响。
对比例5中，合金成分中C含量偏低，Cr、Mn元素不符合本发明要求，不含Nb和B元素，材料强度出现显著下降。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (10)
1.一种多元微合金高韧度超高强度钢，其特征在于，所述多元微合金高韧度超高强度钢的合金成分以重量百分数计为：C：0.36～0.38％、Mn：1.10～2.0％、Si：0.8～1.40％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.2～0.5％、W：0.1～0.7％、Nb≤0.01％、V≤0.01％、B≤0.001％，余量为Fe和不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的多元微合金高韧度超高强度钢，其特征在于，所述多元微合金高韧度超高强度钢的微观组织由马氏体和薄膜奥氏体组成。
3.根据权利要求2所述的多元微合金高韧度超高强度钢，其特征在于，所述薄膜奥氏体的体积分数为3％～7％。
4.一种多元微合金高韧度超高强度钢的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1-3任一项所述的多元微合金高韧度超高强度钢，包括以下步骤：
步骤S1：锻造，将满足合金成分要求的钢坯经均热炉加热后进行锻造，获得第一锻坯；
步骤S2：第一次退火，将第一锻坯进行退火，空冷，得到第二锻坯；
步骤S3：正火，将第二锻坯进行正火处理，后空冷至室温，得到第三锻坯；
步骤S4：第二次退火，将第三锻坯加热进行退火处理，后空冷至室温，得到第四锻坯；
步骤S5：淬火，将第四锻坯加热保温，进行淬火处理，后依次经过随炉缓冷和油冷，冷却至室温，得到第五锻坯；
步骤S6：回火，将第五锻坯进行第一次回火和第二次回火，第二次回火温度不高于第一次回火温度，得到多元微合金高韧度超高强度钢。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中，初锻温度为1050℃～1150℃，终锻温度为920℃～950℃。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S2和S4中，退火温度为600～650℃，退火时间2～10h。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，正火温度为950～980℃，退火时间2～10h。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S5中，保温温度为930℃～960℃，保温时间1～4h；
所述随炉缓冷和油冷过程为：随炉冷却至830℃～860℃后油冷至室温。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S6中，第一次回火温度为235℃～255℃，回火时间为3～5h；第二次回火温度为225℃～235℃，回火时间为3～5h。
10.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S6中，第一次回火和第二次两步回火操作之间还包括冷处理操作。
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