CN118007027A - 一种低成本高韧性超高强度钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种低成本高韧性超高强度钢及其制备方法，属于超高强合金钢技术领域，解决现有超高强度钢韧性不足、成本较高的问题。一种低成本高韧性超高强度钢，其合金成分重量百分数为：C：0.38～0.42％、Mn：1.20～1.70％、Si：1.50～2.00％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.15～0.40％、W：0.05～0.50％、Nb≤0.015％、B≤0.002％，余量为Fe和不可避免杂质，其微观组织由超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体组成；制备工艺包括冶炼‑均热‑锻造或热轧‑固溶‑回火。制得的低成本高韧性超高强度钢成本低且性能优异。
Description
技术领域
本发明涉及超高强合金钢技术领域，尤其涉及一种低成本高韧性超高强度钢及其制备方法。
背景技术
航天航空等领域的关键部件对材料性能有着极高的要求，其中超高强度和良好韧性是至关重要的特性。这些领域的部件常常面临严苛的工作环境和挑战，因此需要材料具备出色的机械性能。
目前，2GPa级超高强度钢是一类备受关注的材料，其在我国航天航空及其他工程领域的应用可以显著提高材料的安全等级，并同时满足部分结构优化的要求。传统2GPa级超高强度钢通常以回火马氏体基体为主，主要分为三类：1.低温回火、ε-碳化物强化的中碳低合金系列，如300M钢(40CrNi2Si2MoVA)，可达到约1920MPa的抗拉强度和约82MPa·m1/2的断裂韧性；2.超低碳马氏体基体、金属间化合物强化的马氏体时效钢，如18Ni系列350、400级，虽然可实现2GPa级别的强度，但塑韧性明显下降；3.中碳高CoNi马氏体基体、纳米M2C碳化物析出强化的二次硬化钢，以AerMet310/340为代表，强度最高可达2.2GPa，但塑韧性仍然不足。
以上三类2GPa级高强钢均具有较高的合金材料成本和制造成本，这对于应用推广而言是一大制约因素。同时，随着部件规格的增大，对材料的强韧性和均匀性提出了更高的要求。因此，迫切需要开发一种低成本低合金体系的超高强度钢，以满足2GPa级别的强度要求，同时具备较高的韧性，并且在合金和制造成本方面达到较低水平。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种低成本高韧性超高强度钢及其制备方法，用以解决现有2GPa级超高强度钢韧性不足、成本较高中至少一个问题。
一方面，本发明提供了一种低成本高韧性超高强度钢，所述低成本高韧性超高强度钢的合金成分按重量百分数计为：C：0.38～0.42％、Mn：1.20～1.70％、Si：1.50～2.00％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.15～0.40％、W：0.05～0.50％,、Nb≤0.015％、B≤0.002％，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步地，所述低成本高韧性超高强度钢的微观组织由超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体组成。
进一步地，所述微观组织中，超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体的体积比为15～40:50～75:5～15。
进一步地，所述微观组织中，板条马氏体间的薄膜状残余奥氏体片层间距为100～200nm；超细贝氏体间的薄膜状残余奥氏体片层间距≤100nm。
另一方面，本发明还提供了一种低成本高韧性超高强度钢的制备方法，用于制备上述低成本高韧性超高强度钢，包括以下步骤：
步骤S1：冶炼，按照成分含量配置合金，冶炼得到钢锭或钢坯；
步骤S2：均热，将钢锭或钢坯放入加热炉中均热处理；
步骤S3：锻造或热轧，对均热处理后的钢锭或钢坯进行锻造或热轧，得到锻件或轧件；
步骤S4：固溶，加热锻件或轧件进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
步骤S5：回火，将固溶后的锻件或轧件进行回火处理，之后空冷或炉冷至室温。
进一步地，所述步骤S3中，初始锻造或初始轧制温度为1150℃～1220℃，终锻温度或终轧温度为850～900℃。
进一步地，所述步骤S4中，固溶温度为900～980℃，保温时间1～4h。
进一步地，所述步骤S4中，冷却过程分阶段控制冷却速率为：
固溶温度-800℃，冷却速率≥0.5℃/s；
800℃-400℃，冷却速率≥1℃/s；
400℃-300℃，冷却速率≥0.2℃/s；
300℃-150℃，冷却速率≥0.05℃/s；
150℃以下空冷至室温。
进一步地，所述步骤S5中，回火温度为200℃～300℃，回火时间为2～10h。
进一步地，所述步骤S4和步骤S5之间，还包括退火处理。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
1、本发明采用中碳低合金设计，利用少量W、Mo等微合金元素调控相变行为，在制备工艺方面通过控制中低温段冷速，控制贝氏体有效生成，获得了具有高强韧性组织。
2、本发明通过添加合金元素如W和Mo来净化奥氏体晶界，防止在冷却过程中形成粗大的贝氏体和铁素体等结构，并通过制定适当的固溶温度以确保奥氏体晶粒的适度尺寸，从而使贝氏体能够有效切割晶粒，通过上述对合金成分的精确调控以及晶界的优化处理，实现了在低合金条件下获得卓越的强韧性，满足航空航天等领域对高强度材料的应用需求。
3、本发明通过控制固溶后的冷却过程，采用分阶段控制冷却速率，确保超细贝氏体的适度生长，以获得超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体组成的微观结构，利用超细贝氏体对奥氏体晶粒进行切割，细化了微观组织，有效提升了材料的强度和韧性，从而使材料具备更好的综合性能。
4、本发明制备的低成本高韧性超高强度钢中，合金元素如镍、铬、钼等的含量被精确控制在较低水平，从而降低了合金元素的材料成本。这种合金元素含量的优化平衡了材料的高韧性和制造成本，实现了性能和经济的双重考量。
5、相较于现有技术，本发明能够明显提升厚截面大型结构件的强韧性。现有技术在处理厚截面大型结构件时，即使采用油冷方式，内部的冷却速度也并不高，若不经过合理的成分设计，可能会导致材料中出现软化相(如上贝氏体和铁素体)，若直接淬火形成马氏体，因切变形成的马氏体板条相对较粗切割奥氏体晶粒效果不好，材料强度不能达到2GPa。本发明采用超细贝氏体切割，将大块的奥氏体晶粒切割成多块小的晶粒，实现材料的细化，从而提高其强度和韧性。
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的微观组织形貌图；
图2是本发明实施例1的超细贝氏体/奥氏体透射图；
图3是本发明对比例2的微观组织形貌图；
附图标记：
1-超细贝氏体。
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低成本高韧性超高强度钢，该低成本高韧性超高强度钢的合金成分按重量百分数计为：C：0.38～0.42％、Mn：1.20～1.70％、Si：1.50～2.00％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.15～0.40％、W：0.05～0.50％,、Nb≤0.015％、B≤0.002％，余量为Fe和不可避免杂质。
对本发明中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)：碳是重要的间隙固溶强化元素，能够降低贝氏体和马氏体的相变温度。同时，碳还能稳定残余奥氏体的存在。需要注意的是，较高的碳含量可能导致材料的韧性降低，同时增加冷却过程中开裂的风险。反之，过低的碳含量可能无法充分发挥强化作用，还可能在冷却过程中产生低强度的相变产物。因此，在保证材料强度的前提下，应确保材料的韧性和制备性，本发明中将碳含量控制在0.38～0.42％。
锰(Mn)、铬(Cr)、镍(Ni)：锰、铬和镍在合金中的含量对于控制材料的淬透性和增强韧性非常关键。锰是一种低成本固溶强化元素，能够提高奥氏体的稳定性，但过高的锰含量可能导致元素偏析。因此，在合金中加入锰的同时，还需要配合控制铬和镍的含量。铬和镍元素不仅能增强材料的韧性，还可以避免冷却过程中的开裂问题。值得注意的是，尽管镍具有优异的性能，但经济性较差。综合考虑，本发明中，锰的含量控制在1.20～1.70％，铬的含量控制在1.10～1.50％，镍的含量控制在0.15～0.40％。
硅(Si)：硅的加入可以抑制冷却和回火过程中渗碳体的析出，改善回火抗力，并扩大ε-碳化物的析出区间。这有助于材料保持较高的强度，而不减少韧性。此外，硅还在贝氏体生长中发挥重要作用，促进细长贝氏体的形成，防止短粗形贝氏体的生成。然而，过高的硅含量可能会增加材料的脆性，并增加高温氧化和制备难度。因此，本发明中，硅的含量控制在1.50～2.00％。
钼(Mo)、钨(W)：钼和钨的加入能够起到固溶强化作用，并净化奥氏体晶界，从而推迟贝氏体的转变。这可以降低贝氏体在奥氏体晶界的形核率，促进贝氏体的分割，提高材料的性能。然而，过多的钼元素可能导致粗大碳化物的形成，从而降低材料的经济性。钨元素可以改善材料的氢脆敏感性，但过多的添加可能会增加开裂的风险。因此，本发明中，钼的含量控制在0.15～0.4％，钨的含量控制在0.05～0.50％。
铌(Nb)：铌是一种重要的微合金元素，可以实现纳米析出强化作用。同时，铌还能抑制奥氏体化过程中晶粒的粗化，提高材料的性能一致性。因此，本发明中，铌的含量应控制在≤0.015％。
硼(B)：硼的加入可以避免在材料中过早形成铁素体和贝氏体，从而防止强韧性的恶化。此外，硼还能改善材料的淬透性，扩大热处理冷却区间。然而，过多的硼元素可能会影响材料的热加工性能。因此，本发明中，硼的含量控制在≤0.002％。
优选地，一种低成本高韧性超高强度钢，该低成本高韧性超高强度钢的合金成分按重量百分数计为：C：0.39～0.41％、Mn：1.23～1.38％、Si：1.50～1.75％、Cr：1.18～1.48％、Ni：0.33～0.40％、Mo：0.15～0.40％、W：0.13～0.22％、Nb≤0.009％、B≤0.0005％，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低成本高韧性超高强度钢的制备方法，用以制备上述低成本高韧性超高强度钢，包括以下步骤：
步骤S1：冶炼，按照成分含量配置合金，冶炼得到钢锭或钢坯；
步骤S2：均热，将钢锭或钢坯放入加热炉中均热处理；
步骤S3：锻造或热轧，对均热处理后的钢锭或钢坯进行锻造或热轧，得到锻件或轧件；
步骤S4：固溶，加热锻件或轧件进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
步骤S5：回火，将固溶后的锻件或轧件进行回火处理，之后空冷或炉冷至室温。
具体的，步骤S2中，将钢锭或钢坯放入加热炉中均热处理，均热温度1180～1250℃，均热时间1～5h；该步骤可尽可能消除基体内细小夹杂物，保证组织均匀分布，缓解元素的宏观偏析。
具体的，步骤S3中，初始锻造或初始轧制温度为1150℃～1220℃，终锻温度或终轧温度为800～900℃。该步骤中初锻或初轧的温度较高，可以增大合金的变形量，减小合金的变形抗力，800℃～900℃的终轧温度可以确保热变形材料充分再结晶，实现晶粒细化。
具体的，步骤S4中，固溶温度为900～980℃，保温时间1～4h，在该温度区间内，可有效消除未溶解的碳化物，同时避免过高温度导致奥氏体晶粒过大的问题，从而实现了对晶界的优化处理。优选地，固溶温度为935～950℃。
具体的，步骤S4中，所述分阶段控制冷却速率为：冷却过程中，固溶温度至800℃，冷却速率≥0.5℃/s，高温阶段过慢的冷速可能导致碳化物等夹杂物重新析出粗化，影响材料韧性；800℃至400℃的冷却速率≥1℃/s，避免出现铁素体相变或大量的上贝氏体生成，降低材料强度；400℃至300℃的冷却速率≥0.2℃/s，进一步抑制过量贝氏体的生成；300℃至150℃的冷却速率≥0.05℃/s，避免过量的残余奥氏体被保留，降低材料的强度；150℃以下为空冷。冷却过程中，400℃至150℃的冷却总时长为不低于250s，保证一定量的贝氏体生成，形成对原始奥氏体的切割。
具体的，步骤S5中，回火温度为200℃～300℃，回火时间为2～10h。在该回火温度区间内，可有效抑制碳化物的生成，避免对韧性产生负面影响，同时通过抑制位错的回复，仍然能够保持基体的高强度。虽然采用高Si含量也可抑制对韧性有害的碳化物的形成，但其成本较高。优选地，回火温度为220℃～250℃，回火时间为2～5h。
优选地，在锻造或热轧和固溶步骤之间，还包括对锻件或轧件进行退火处理，退火温度为500℃～600℃，退火时间为3～5h。退火处理有助于形成部分渗碳体或铁素体，软化基体，使其更容易加工和存放，同时避免开裂或氢脆问题。
本发明通过合金成分的精准设计和制备过程的优化以及工艺参数的精准控制，制备得到了低成本高韧性超高强度钢。
本发明通过调整碳含量，实现间隙固溶强化效果，降低贝氏体和马氏体相变温度，有利于在合适温度范围内形成细小的贝氏体结构，提升强度和韧性的匹配性。同时，本发明充分考虑成分对制备过程中晶界变化的影响，通过在制备过程中对晶界进行优化处理，净化奥氏体晶界，抑制粗大贝氏体的形成，考虑利用低温贝氏体对奥氏体晶粒的切割，实现细小的微观组织结构，从而提高材料的强度和韧性。降低镍、钼、硅等高成本合金元素的含量，从而降低材料的制造成本，同时通过精确控制含量，保持其对性能的正向影响。本发明综合考虑各个合金元素之间的相互作用，以确保在优化某一性能的同时，不会对其他性能产生不利影响；例如，W、Mo元素的作用主要是净化晶界，并抑制贝氏体相变的过早发生，从而防止粗大贝氏体的形成；Si元素有助于贝氏体和铁素体的形成，但W、Mo元素的存在抵消了这种作用，同时Si元素还能促进贝氏体的细长生长，防止其变宽，这在相同贝氏体体积分数下，使贝氏体更有可能分割奥氏体，起到了显著的作用；C元素和Mn、Cr、Ni元素分别具有间隙强化和固溶强化的效果，同时还可以调控贝氏体相变的热动力学过程，以及马氏体相变点。在精确控制合金成分的基础上，本发明通过冶炼-均热-锻造或热轧-固溶-回火的制备工艺以及工艺参数的控制，制备得到了低成本高韧性超高强度钢，使材料保持超高强度的同时显著提升了韧性，并且成功降低了材料的制造成本，满足航空航天等领域对高强度材料的严苛应用需求，实现性能与经济的双重平衡。
通过本发明方法制备的低成本高韧性超高强度钢，微观组织由超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体组成。如图1所示，其中，超细贝氏体分割基体，板条马氏体存在于分割后的块体内，薄膜残余奥氏体在超细贝氏体之间及板条马氏体之间都存在，主要存在于超细贝氏体之间。微观组织中超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体的体积比为15～40:50～75:5～15。板条马氏体间的薄膜状残余奥氏体片层间距为100～200nm，超细贝氏体间的薄膜状残余奥氏体片层间距≤100nm。
本发明的低成本高韧性超高强度钢的抗拉强度≥2GPa；屈服强度≥1500MPa；断后伸长率≥10％；断面收缩率≥36％；断裂韧性≥82MPa·m1/2。
实施例1
本实施例中，合金成分按重量百分数计为：C：0.39％、Mn：1.27％、Si：1.50％、Cr：1.18％、Ni：0.40％、Mo：0.40％、W：0.22％、Nb：0.009％、B：0.0005％，余量为Fe和不可避免杂质。符合本发明要求的合金成分范围。
制备过程包括：
S1：冶炼，按照成分含量配置合金，采用200kg真空感应炉冶炼得到钢锭；
S2：均热，将钢锭放入加热炉中均热处理，均热温度1200℃，均热时间3h；
S3：锻造，对均热处理后的钢锭进行锻造，初锻温度1150℃，终锻温度880℃，最终获得截面60×60mm2的方形锻件；
S4：退火，将方形锻件冷却至室温，再加热至500℃进行退火处理，退火时间3h；
S5：固溶，加热方形锻件进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
其中，固溶温度950℃，保温时间1h；
950-800℃，冷却速率为2℃/s；
800-400℃，冷却速率为2℃/s；
400-300℃，冷却速率为1℃/s；
300-150℃，冷却速率为0.5℃/s；
150℃-室温，空冷；
S6：回火，将固溶后的锻件进行回火处理，之后空冷至室温。
其中，回火温度250℃，回火时间1h。
实施例2
本实施例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；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
实施例3
本实施例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；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
实施例4
本实施例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；制备过程中的工艺参数均满足本发明的要求，如表2所示。
实施例5
本实施例中，合金成分按重量百分数计为：C：0.41％、Mn：1.38％、Si：1.64％、Cr：1.40％、Ni：0.33％、Mo：0.16％、W：0.17％、Nb：0.008％、B：0.0001％，余量为Fe和不可避免杂质。符合本发明要求的合金成分范围。
制备过程包括：
S1：冶炼，按照成分含量配置合金，采用200kg真空感应炉冶炼得到钢锭；
S2：均热，将钢锭放入加热炉中均热处理，均热温度1200℃，均热时间3h；
S3：轧制，对均热处理后的钢锭进行轧制，初轧温度1150℃，终轧温度850℃，最终获得厚度60mm的板材；
S4：退火，将板材空冷至室温，再加热至600℃进行退火处理，退火时间5h；
S5：固溶，加热板材进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
其中，固溶温度950℃，保温时间1h；
950-800℃，冷却速率为2℃/s；
800-400℃，冷却速率为2℃/s；
400-300℃，冷却速率为1℃/s；
300-150℃，冷却速率为0.5℃/s；
150℃-室温，空冷；
S6：回火，将固溶后的锻件进行回火处理，之后空冷至室温。
其中，回火温度250℃，回火时间1h。
实施例6
本实施例的合金成分与实施例5相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例5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。
实施例7
本实施例的合金成分与实施例5相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例5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。
实施例8
本实施例的合金成分与实施例5相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例5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。
实施例9
本实施例中，合金成分按重量百分数计为：C：0.40％、Mn：1.23％、Si：1.75％、Cr：1.48％、Ni：0.38％、Mo：0.15％、W：0.13％、Nb：0.002％，余量为Fe和不可避免杂质。符合本发明要求的合金成分范围。
制备过程包括：
S1：冶炼，按照成分含量配置合金，采用200kg真空感应炉冶炼得到钢锭；
S2：均热，将钢锭放入加热炉中均热处理，均热温度1200℃，均热时间2h；
S3：锻造，对均热处理后的钢锭进行锻造，初锻温度1180℃，终锻温度900℃，最终获得截面80×80mm2的方形锻件；
S4：退火，将方形锻件冷却至室温，再加热至580℃进行退火处理，退火时间3h；
S5：固溶，加热方形锻件进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
其中，固溶温度950℃，保温时间1h；
950-800℃，冷却速率为2℃/s；
800-400℃，冷却速率为2℃/s；
400-300℃，冷却速率为1℃/s；
300-150℃，冷却速率为0.5℃/s；
150℃-室温，空冷；
S6：回火，将固溶后的锻件进行回火处理，之后空冷至室温。
其中，回火温度250℃，回火时间1h。
实施例10
本实施例的合金成分与实施例9相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例9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。
实施例11
本实施例的合金成分与实施例9相同，如表1所示。
本实施例的制备方法与实施例9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。
对比例1
本对比例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。
对比例2
本对比例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，固溶后的冷却采用水冷；如表2所示。
对比例3
本对比例的合金成分与实施例5相同，如表1所示。
本对比例的制备方法与实施例5相似，不同之处在于制备过程中，固溶后的冷却采用水冷；如表2所示。
对比例4
本对比例的合金成分与实施例9相同，如表1所示。
本对比例的制备方法与实施例9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。
对比例5
本对比例的合金成分与实施例9相同，如表1所示。
本对比例的制备方法与实施例9相似，不同之处在于制备过程中，固溶后的冷却采用水冷；如表2所示。
对比例6
本对比例中，合金成分按重量百分数计为：C：0.42％、Mn：1.10％、Si：1.4％、Cr：1.0％、Ni：0.7％、Mo：0.55％、W：0.05％、Nb：0.004％、B：0.0002％，余量为Fe和不可避免杂质。不符合本发明要求的合金成分范围。
制备过程包括：
S1：冶炼，按照成分含量配置合金，采用200kg真空感应炉冶炼得到钢锭；
S2：均热，将钢锭放入加热炉中均热处理，均热温度1180℃，均热时间3h；
S3：轧制，对均热处理后的钢锭进行轧制，初轧温度1150℃，终轧温度890℃，最终获得厚度80mm的板材；
S4：退火，将板材空冷至室温，再加热至600℃进行退火处理，退火时间5h；
S5：固溶，加热板材进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
其中，固溶温度950℃，保温时间1h；
950-800℃，冷却速率为2℃/s；
800-400℃，冷却速率为2℃/s；
400-300℃，冷却速率为1℃/s；
300-150℃，冷却速率为0.5℃/s；
150℃-室温，空冷；
S6：回火，将固溶后的锻件进行回火处理，之后空冷至室温。
其中，回火温度250℃，回火时间1h。
对比例7
本对比例的合金成分与对比例6相同，如表1所示，不符合本发明要求的合金成分范围。
本对比例的制备方法与对比例6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。
表1实施例和对比例合金成分表(wt.％)
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
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图1展示了实施例1的微观组织形貌图。图中可见材料的微观组织超细贝氏体贯穿晶粒，分割了原始奥氏体晶粒，其余部分由板条马氏体构成。
图2展示了实施例1超细贝氏体/奥氏体透射图。图中可见超细贝氏体板条间的薄膜状残余奥氏体片层间在50nm级别。超细片层增加了薄膜奥氏体的稳定性，有效增加了相界面长度，有效改善组织强韧性。
图3展示了对比例2的微观组织形貌图。图中可见水淬后微观组织基体主要为马氏体板条，无超细贝氏体生成。
实施例1-4制备锻件，采用相同的合金成分，制备过程中的参数不同，但均在本发明要求的范围内，制备得到的锻件具有优异的强度和韧性。
实施例5-8制备板材，采用相同的合金成分，制备过程中的参数不同，但均在本发明要求的范围内，制备得到的板材具有优异的强度和韧性。
实施例9-11制备锻件，采用相同的合金成分，和实施例1-4相比，Mo、W含量相对降低，但仍符合本发明要求。实施例9-11制备过程中的参数不同，但均在本发明要求的范围内，最终制备得到的锻件相较于实施例1-4，虽然韧性略有下降，但强度略有提升，仍同时具有优异的强度和韧性。
对比例1相对于实施例1，采用相同的合金成分，满足本发明要求。但是在固溶后的冷却过程中的部分冷却速率不满足本发明要求，冷却相对更加缓慢，虽然获得了较高的韧性，但强度显著降低，未达到2GPa级。主要是由于中温区间冷却速率过小，导致上贝氏体/铁素体的形成，材料软化，强度降低。
对比例2相对于实施例1，采用相同的合金成分，满足本发明要求。但是固溶后的冷却过程没有分阶段控制冷却速率，而是通过水冷快速冷却，固溶后到室温冷却总时长小于180s，强度和韧性明显降低，未达到2GPa，说明贝氏体分割后的基体比马氏体基体在强韧性方面均体现出优势。
对比例3相对于实施例8，采用相同的合金成分，满足本发明要求。但是固溶后的冷却过程没有分阶段控制冷却速率，而是通过水冷快速冷却，固溶后到室温冷却总时长小于180s，虽然强度达到2GPa级，但韧性明显不足，不符合高韧性超高强度钢的要求。
对比例4相对于实施例9，采用相同的合金成分，满足本发明要求。但是在固溶后的冷却过程中的部分冷却速率不满足本发明要求，冷却相对更加缓慢，虽然韧性有所提升，其抗拉强度显著降低，距2GPa级差距较大。
对比例5相对于实施例11，采用相同的合金成分，满足本发明要求。但是固溶后的冷却过程没有分阶段控制冷却速率，而是通过水冷快速冷却，固溶后到室温冷却总时长小于180s，其屈服强度略有提升，但抗拉强度反而有所下降，未达到2GPa。
对比例6的合金成分中，Cr、Ni、Mn、Mo和Si元素的含量不符合本发明要求，虽然制备过程满足本发明要求，但仍未取得较好的韧性。
对比例7的合金成分中，Cr、Ni、Mn、Mo和Si元素的含量不符合本发明要求，虽然制备过程满足本发明要求，但无法达到2GPa强度。
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，本发明的合金设计和制备工艺同样适用于大规格的高韧性超高强度钢的生产，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)
1.一种低成本高韧性超高强度钢，其特征在于，所述低成本高韧性超高强度钢的合金成分按重量百分数计为：C：0.38～0.42％、Mn：1.20～1.70％、Si：1.50～2.00％、Cr：1.10～1.50％、Ni：0.15～0.40％、Mo：0.15～0.40％、W：0.05～0.50％,、Nb≤0.015％、B≤0.002％，余量为Fe和不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的低成本高韧性超高强度钢，其特征在于，所述低成本高韧性超高强度钢的微观组织由超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体组成。
3.根据权利要求2所述的低成本高韧性超高强度钢，其特征在于，所述微观组织中，超细贝氏体、板条马氏体、薄膜状残余奥氏体的体积比为15～40:50～75:5～15。
4.根据权利要求3所述的低成本高韧性超高强度钢，其特征在于，所述微观组织中，板条马氏体间的薄膜状残余奥氏体片层间距为100～200nm；超细贝氏体间的薄膜状残余奥氏体片层间距≤100nm。
5.一种低成本高韧性超高强度钢的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1-4任一项所述的低成本高韧性超高强度钢，包括以下步骤：
步骤S1：冶炼，按照成分含量配置合金，冶炼得到钢锭或钢坯；
步骤S2：均热，将钢锭或钢坯放入加热炉中均热处理；
步骤S3：锻造或热轧，对均热处理后的钢锭或钢坯进行锻造或热轧，得到锻件或轧件；
步骤S4：固溶，加热锻件或轧件进行固溶处理，保温，之后冷却至室温，冷却过程分阶段控制冷却速率；
步骤S5：回火，将固溶后的锻件或轧件进行回火处理，之后空冷或炉冷至室温。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，初始锻造或初始轧制温度为1150℃～1220℃，终锻温度或终轧温度为850～900℃。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，固溶温度为900～980℃，保温时间1～4h。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，冷却过程分阶段控制冷却速率为：
固溶温度-800℃，冷却速率≥0.5℃/s；
800℃-400℃，冷却速率≥1℃/s；
400℃-300℃，冷却速率≥0.2℃/s；
300℃-150℃，冷却速率≥0.05℃/s；
150℃以下空冷至室温。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S5中，回火温度为200℃～300℃，回火时间为2～10h。
10.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4和步骤S5之间，还包括退火处理。
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination |