本發明涉及金屬材料及加工，尤其涉及超級高強高韌鋼及其制備方法。

背景技術：

1、由于獨特的分級結構和高密度位錯，馬氏體具有較高的強度，是超高強度鋼的理想基體。馬氏體的強度隨著碳含量的增加而提高，每增加0.1％的碳，鋼的屈服強度提升約300mp，因此高碳馬氏體鋼通常具有高強度，但較差的塑性和韌性限制了其應用場景。相比于高碳馬氏體，超高強度中碳馬氏體具有良好的綜合力學性能，具有更加廣泛的應用前景。隨著全球資源緊缺的加劇，通過合理調控成分，開發具有低成本、制備工藝簡單且綜合性能優異的低合金超高強度中碳馬氏體鋼已成為目前鋼鐵行業發展的重要趨勢。

2、在金屬材料中，強度的提升往往以犧牲塑性為代價，如何在獲得超高強度同時保持良好的塑性一直是超高強度鋼的研發重點。細晶強化是同時提升材料強度和塑性的有效手段，主要是通過強烈塑性變形(severe?plastic?deformation，spd)實現，包括等徑角擠壓(equal?channel?angular?pressing,ecap)、高壓扭轉(high?pressure?and?torsion,hpt)、累積疊軋(ac-cumulative?roll?bonding,arb)等工藝。然而這些方法工藝復雜、設備要求較高，不適合大規模工業化生產。相比之下，大變形溫軋工藝是制備超高強度鋼的一種有效手段，通過在亞穩奧氏體區(溫度低于a1，高于ms，且時間不足以發生其余相變)進行多道次大變形軋制，獲得具有高密度位錯的層狀原始奧氏體，并在隨后的淬火過程中轉變為馬氏體，細化的原奧晶粒、高密度的缺陷為馬氏體相變提供了豐富的形核位置，促進了相變后馬氏體組織的細化。此外，由于在中溫區間進行變形，在軋制過程中溫軋相較于熱軋具有更高的位錯密度，這些高密度位錯會在相變后被板條馬氏體繼承。實現有效晶粒細化和引入高密度位錯的能力使大變形溫軋工藝在生產超級高強高韌鋼上展現出巨大潛力。

3、中國專利cn202311702618.8公開了一種高強度馬氏體時效鋼的生產方法，該專利通過多次高溫旋轉鍛造+固溶+兩級時效的方法，調控不同類型馬氏體取向，生產出了一種屈服強度≥1900mpa，抗拉強度≥2100mpa的馬氏體時效鋼，但大量合金元素的添加以及工藝的復雜性限制了其工業應用。

4、中國專利cn202110316837.7公開了一種高均勻伸長率2000mpa級超高強度鋼及其制備方法，主要步驟包括固溶處理、室溫軋制、溫軋處理、高溫短時退火處理以及中溫長時時效處理。通過形變熱處理獲得了抗拉強度≥2000mpa，延伸率達到10％的超高強度鋼，由于需要使用大量ni、cr、mo等貴重合金元素，成本較高。

5、中國專利cn202011186695.9公布了一種屈服強度大于2000mpa的超高強度鋼及其制備方法，該專利采用低合金中錳成分，經過旋鍛、回火、預變形和回火配分處理，制備得到馬氏體和殘余奧氏體的層狀結構，從而獲得高強度。但該專利的工序相對復雜且需要預變形處理，不適合工業上進行大尺寸塊體材料制備。

技術實現思路

1、本發明的目的就是為了克服上述現有技術存在的缺陷而提供一種超級高強高韌鋼，通過合理調控成分，使其具有足夠大的亞穩奧氏體相區以滿足工業上大尺寸塊體材料的溫軋生產需要，通過大變形溫軋、深冷及后續回火熱處理工藝，獲得超細馬氏體組織，其抗拉強度≥2000mpa，屈服強度≥1800mpa，斷裂延伸率不低于6％。

2、本發明的技術方案是；

3、超級高強高韌鋼，其化學成分質量百分比為：c：0.18～0.35％，si：0.05～0.12％，mn：0.30～0.50％，p≤0.008％，s≤0.008％，cr：0.8～1.5％，mo：0.10～0.30％，ni：2.5～3.5％,v：0.05～0.12％，re：0.01～0.05％；當c含量不高于0.25％時合金中含有b：0.0005～0.003％，余量為fe和其他不可避免的雜質。

4、優選地，所述超級高強高韌鋼的成分質量百分比：c：0.25～0.32％，si：0.07％，mn：0.38～0.42％，p≤0.008％，s≤0.008％，cr：1.0～1.2％，mo：0.18～0.22％，ni：2.8～3.1％,v：0.07～0.08％，re：0.01～0.05％；余量為fe和其他不可避免的雜質。

5、進一步優選地，所述超級高強高韌鋼的成分質量百分比：c：0.25～0.32％，si：0.07％，mn：0.38～0.42％，p≤0.008％，s≤0.008％，cr：1.0～1.2％，mo：0.18～0.22％，ni：2.8～3.1％,v：0.07～0.08％，re：0.01～0.05％；余量為fe和其他不可避免的雜質。

6、在本發明中各元素成分具有如下特點和作用：

7、1)c含量：0.18～0.35％

8、碳是鋼中重要的奧氏體穩定元素，對馬氏體鋼強度有重要影響，馬氏體中固溶的碳質量分數每增加0.1％，鋼的屈服強度提升約300mpa。同時，碳會和鋼中的微合金元素形成納米級碳化物，通過析出強化提高鋼的強度。碳含量過低會使奧氏體穩定性較低、鋼中碳化物減少，導致鋼的強度和韌性降低。此外，過高的碳含量會導致焊接性能的惡化，影響鋼材后續加工。因此本發明的c含量為0.18～0.35％，優選0.25～0.32％。

9、2)si含量：0.05～0.12％

10、si是非碳化物形成元素，可以抑制碳化物的析出，使固溶碳原子在奧氏體中富集，提升軋制過程中亞穩奧氏體的穩定性。此外，si對滲碳體的析出有強烈的延滯作用，延緩馬氏體的脫溶分解，提高鋼的回火穩定性。當si含量過高時，鋼材在爐中形成的氧化鐵皮難以消除，增加了除磷難度；同時退火過程中表面富集形成的sio2會導致漏鍍等表面缺陷的產生。因此本發明的si含量為0.05～0.12％，優選0.07％。3)mn含量：0.30～0.50％

11、mn是奧氏體穩定元素，添加mn元素可抑制馬氏體相變，擴大亞穩奧氏體相區，擴大溫軋工藝加工窗口，并且顯著提高鋼的淬透性。但是當mn含量過高時會導致偏析嚴重，同時提升成本，并且會導致殘留奧氏體含量的提高，對后續深冷工藝溫度、保溫時間提出更高的要求。因此本發明的mn含量為0.30～0.50％，優選0.38～0.42％。

12、4)p含量：p≤0.008％

13、p可以固溶在鐵素體中起到固溶強化作用，但在凝固過程中容易延晶界偏析，使胚料在室溫和高溫下表現出脆性并容易產生裂紋。此外，p元素提升加工后鋼材的韌脆轉變溫度，并提升氫脆敏感性。因此本發明的p含量嚴格控制小于0.008％。

14、5)s含量：s≤0.008％

15、s為雜質元素，易形成晶界偏聚，并于fe形成低熔點的fes，導致韌性的降低；此外，s形成的夾雜物例如mns會使鋼材在冷軋或者熱軋過程中產生開裂。因此本發明中的s含量嚴格控制小于0.008％。

16、6)cr含量：0.8～1.5％

17、cr的加入可以促進穩定的碳氮化物形成，有效提高鋼的抗高溫氧化以及耐腐蝕性能。此外，cr的加入能夠推遲珠光體轉變，擴大亞穩奧氏體相區，提高鋼的淬透性。因此本發明的cr含量為0.8～1.5％，優選1.0～1.2％。

18、7)mo：0.10～0.30％

19、mo是強碳化物元素，在回火過程中易促進二次硬化碳化物的形成，進而提高材料的高溫性能和抗回火穩定性。鉬是一種稀有金屬，成本較高，mo元素含量過高會增加鋼材的生產成本。因此本發明的mo含量為0.10～0.30％，優選0.18～0.22％。

20、8)ni含量：2.5～3.5％

21、ni是高性能合金鋼中最常用的合金元素之一，是穩定奧氏體區的主要合金元素之一，將亞穩奧氏體臨界轉變曲線向右推移，擴大亞穩奧氏體相區，增加溫軋加工窗口。添加ni元素可以提高層錯能，提高鋼的韌性。同時ni元素還能改善鋼的疲勞性能以及熱穩定性，使其在高溫下不易失效。但是，過高的ni元素會導致成本的顯著增加。因此本發明的ni含量為2.5～3.5％，優選2.8～3.1％。

22、9)v含量：0.05～0.12％

23、v易與c形成vc，vc可以提高鋼的強度、硬度和熱穩定性。未溶解的vc可以有效釘扎原奧晶界，阻礙晶粒長大，有效細化晶粒。因此本發明的v含量為0.05～0.12％，優選0.07～0.08％。

24、10)b含量控制在0.0005％～0.003％

25、硼具有顯著提高奧氏體淬透性的作用，抑制鐵素體的產生，但過高的b含量會降低鋼材的韌性，增加制造成本。因此本發明的b含量控制在0.0005％～0.003％。

26、本發明還提供了超高強度高韌性鋼的制備方法，包括以下步驟：

27、步驟一、合金熔煉：根據所述成分進行配料后裝爐，真空感應爐中均勻攪拌熔煉，澆鑄成鑄錠；

28、步驟二、均勻化處理及開坯：

29、將步驟一得到的鑄錠在1200～1350℃進行均勻化處理，保溫時間不小于4.0h，冷卻方式為空冷或爐冷，獲得成分、組織和性能均質的鑄坯；隨后重新加熱至1150～1250℃，進行熱軋或熱鍛開坯，開坯溫度不低于1100℃，終溫不低于900℃，厚度不小于40mm的中間坯；

30、步驟三、中間退火處理：對步驟二得到的中間坯進行中間退火處理，將坯料加熱至850～920℃保溫2.0～5.0h后爐冷至740～800℃保溫2.0～4.0h，爐冷至500℃以下出爐空冷至室溫。

31、步驟四、奧氏體化+大變形中溫軋制，將步驟三處理后的坯料加熱至1100～1200℃，保溫時間為2.0～4.0h，從爐中取出后霧冷，進行大變形中溫軋制，軋后水冷至室溫。

32、步驟五、深冷處理，將步驟四處理后的軋板降至-60～-196℃，保溫時間為4.0h～10.0h。

33、步驟六、回火處理：對步驟五深冷處理后的軋板進行低溫回火處理，回火溫度為150～400℃，保溫后水冷或者空冷至室溫。

34、進一步地，步驟一中所述熔煉方式為真空電弧爐熔煉、真空感應加電渣重溶真空熔煉加真空自耗中的任意一種或兩種相結合。

35、進一步地，步驟二中所述均勻化處理溫度為1250℃，保溫時間為6.0h。開坯時的起始溫度為1150℃，終溫為1050℃，形成厚度為20mm的中間坯。

36、進一步地，步驟三中所述的重新加熱溫度為900℃，保溫2.0h后爐冷至750℃保溫3.0h，再爐冷至480℃以下出爐空冷。

37、進一步地，步驟四中所述的奧氏體化溫度為1100℃，保溫2.0h后噴霧冷卻至700℃進行大變形中溫軋制，終軋溫度為500℃；軋制過程采用5道次軋制，累計變形量不低于80％。

38、進一步地，步驟五所述深冷處理溫度為-60～-120℃，保溫時間為6.0h～8.0h。

39、進一步地，步驟六中所述軋后低溫回火處理是將軋制后的鋼板加熱至150～250℃，保溫1.0h，水冷至室溫。

40、本發明以中碳馬氏體鋼為原料，通過熱加工處理、中間退火處理、大變形溫軋、深冷和中低溫回火熱處理等方法，利用溫軋過程的剪切作用將等軸原始奧氏體組織轉變為層狀亞穩奧氏體，并在隨后的淬火過程中轉變為平行排列的板條馬氏體組織，利用細晶強化有效提高了材料的強度。通過深冷工藝將軋板淬火后的少量殘余奧氏體轉變為馬氏體。通過回火熱處理使材料內部組織發生回復，減少內應力，并在馬氏體基體中析出碳化物，增加其韌性及塑性。由于力學行為的各向異性，平行排列的板條馬氏體具有較長的位錯平均自由程，增強了加工硬化的能力，從而延緩頸縮的到來，提高了材料的塑性，因此該超級高強高韌鋼表現出良好的綜合力學性能。

41、與現有技術相比，本發明具有以下優點：

42、1.本發明制作的超級高強高韌鋼晶粒尺寸在1μm左右，組織由與原奧邊界呈40°～50°平行排列的超細片層馬氏體組成，通過細晶強化和超細片層結構的協同強化實現優異的綜合力學性能，材料的屈服強度不小于1500mpa，抗拉強度不小于1800mpa，斷裂延伸率不小于6％。

43、2.相對于傳統的spd技術所制備的超細晶或者納米晶材料，本發明采用的大變形溫軋工藝只需常規工業生產設備，例如軋機和熱處理爐，對產品尺寸、加工設備無特殊要求，生產工藝簡單易操作，可以實現大尺寸塊體金屬材料的制備。

44、3.本發明制備方法采用的大變形溫軋工藝，在a1溫度以下對亞穩奧氏體進行軋制，相較于冷軋馬氏體鋼更易于加工且變形量更大，減少軋機的負載。相對于高溫軋制，在亞穩奧氏體相區進行的溫軋難以發生再結晶，并且加工溫度的降低能有效的抑制奧氏體晶粒的長大。細化的奧氏體晶粒在隨后的淬火過程中形成更加細小的馬氏體組織，最終實現超級高強高韌鋼組織結構有效細化，顯著提升了材料的強度。

45、4.本發明方法制備的超級高強高韌鋼，通過優化合金元素的配比，在不犧牲材料性能的前提下，合金元素較常見2000mpa級以上高強鋼顯著降低，同時具有較大的亞穩奧氏體相區，為工業上應用多道次溫軋工藝提供充足時間、溫度窗口。