本技術涉及合金鋼的，具體涉及一種超高比強度超高強鋼及其制備方法。

背景技術：

1、超高強度鋼廣泛的應用于航空航天、能源交通、機械裝備等關鍵承力部件，如發(fā)動機軸、飛機起落架、空間站機械臂等，其服役過程中往往承受循環(huán)載荷。作為發(fā)動機的核心，航空航天動力軸服役過程承受強應變疲勞，而研究表明其應變疲勞開裂更多的與材料的強塑性相關。自2000年以來，以ge1014、ml340等為代表的二次硬化型超高強度鋼，展現(xiàn)出了高強度、高韌性、高塑性和優(yōu)異的應變疲勞性能，已經(jīng)成為目前先進的航空航天發(fā)動機動力軸主要選型材料，如應用于英國羅羅公司瑞達1000發(fā)動機，法國leap-1發(fā)動機低壓渦輪軸等。但現(xiàn)有動力軸材料的強度均在2gpa左右，進一步提高強度是航空航天動力軸材料未來的發(fā)展趨勢，對于發(fā)動機動力軸-齒-鍵一體化、發(fā)動機的小型化輕量化等意義重大。從強韌化手段來看，相較于二次硬化型超高強度鋼，馬氏體時效鋼的強化方式更直接，強度3gpa以上的馬氏體時效鋼也已見報道，但其過多依賴析出強化的強化方式勢必會影響其疲勞性能，因此，亟需開發(fā)3gpa級的二次硬化型超高強度鋼。

技術實現(xiàn)思路

1、針對現(xiàn)有二次硬化型超高強度鋼強度不足，無法滿足未來航空航天動力軸材料發(fā)展趨勢的問題，本技術提供一種超高比強度超高強鋼及其制備方法。

2、本技術提供了一種超高比強度超高強鋼，按照重量百分比計，所述超高比強度超高強鋼的元素組成為：c：0.25-0.40%，cr：1-3%，mo：1-4%，ni：10-18%，co：6-12%，al：0-3%，余量為fe及不可避免的雜質。

3、按照重量百分比計，本技術提供的超高比強度超高強鋼中c含量為0.25-0.40%。c是最主要的強化元素，c元素含量直接決定了馬氏體的強度，對于二次硬化型超高強度鋼，時效過程中形成的m2c型碳化物提供了顯著的強化效果。因此，c含量高于0.25%是保證材料強度的關鍵，c含量過低則會導致材料強度不足。但c含量過高（＞0.40%）會顯著惡化材料的韌塑性，因此本技術將c含量控制為0.25-0.40%。

4、按照重量百分比計，本技術提供的超高比強度超高強鋼中cr含量為1-3%。cr能夠有效的提高淬透性，并且作為強碳化物形成元素，取代m2c中的mo元素，促進二次硬化反應，提升材料的強度。但cr含量過高，則會導致沉淀析出相體積分數(shù)過高，且高cr易導致碳化物類型的轉變，因此，本技術將cr含量控制為1-3%。

5、按照重量百分比計，本技術提供的超高比強度超高強鋼中mo含量為1-4%。mo是m2c碳化物的主要形成元素，提供了強烈的二次硬化效應，mo含量越高，二次硬化峰值越高，通過mo、cr及c元素的相互配合，能夠獲得細小彌散的納米析出相。mo含量過高，容易導致析出相體積分數(shù)過多，損害材料韌塑性。因此，本技術將mo含量控制為1-4%。

6、按照重量百分比計，本技術提供的超高比強度超高強鋼中ni含量為10-18%。ni是奧氏體穩(wěn)定元素，也是本技術中主要的韌化元素。ni能夠韌化馬氏體基體，提高馬氏體的抗解理能力，從而提高韌性。在二次硬化鋼的時效過程中，通過在馬氏體板條間形成富ni的薄膜狀奧氏體同樣保證了較好的韌性。此外，本技術中ni與al可結合形成金屬間化合物，提高材料的強度?？偟膩砜矗琻i含量過低，容易導致材料強度過高，韌塑性差，ni含量過高，則易形成過多的奧氏體，導致材料強度不足，因此，本技術將ni含量控制為10-18%。

7、按照重量百分比計，本技術提供的超高比強度超高強鋼中co含量為6-12%。co在鋼中不形成析出相，通過固溶強化提高鋼的強度。co能夠延緩回火過程馬氏體基體的位錯回復，強烈的促進二次硬化效果。但co含量過高會損傷韌塑性，因此本技術將co含量控制為6-12%。

8、按照重量百分比計，本技術提供的超高比強度超高強鋼中al含量為0-3%。al是強脫氧劑，加入一定的al可以大幅度降低鋼液o含量。在本發(fā)明中，al同樣是強化元素，通過與ni結合形成金屬間化合物，與m2c一起形成復合析出強化，但al含量過高，會使材料的韌塑性急劇惡化，因此本技術中al含量控制為0-3%。

9、優(yōu)選地，按照重量百分比計，所述超高比強度超高強鋼的元素組成為：c：0.29-0.35%，cr：1.5-2.5%，mo：1.5-3.5%，ni：12-15%，co：8-11%，al：1-2.5%，余量為fe及不可避免的雜質。

10、在一個具體的實施方案中，所述超高比強度超高強鋼的元素組成可以為：c：0.29%，cr：2.00%，mo：2.18%，ni：14.36%，co：9.99%，al：2.25%，余量為fe及不可避免的雜質。

11、在一個具體的實施方案中，所述超高比強度超高強鋼的元素組成可以為：c：0.30%，cr：2.20%，mo：2.00%，ni：12.37%，co：8.02%，al：2.26%，余量為fe及不可避免的雜質。

12、在一個具體的實施方案中，所述超高比強度超高強鋼的元素組成可以為：c：0.32%，cr：1.80%，mo：2.15%，ni：15.63%，co：11.05%，al：1.80%，余量為fe及不可避免的雜質。

13、優(yōu)選地，按照重量百分比計，所述超高比強度超高強鋼的元素組成為：c：0.30-0.35%，cr：1.5-2.5%，mo：2.5-3.5%，ni：12-14%，co：8-11%，al：1-2.5%，s≤0.003%，p≤0.005%，o≤0.003%，n≤0.003%，h≤0.0002%，ti≤0.01%，si≤0.05%，mn≤0.05%，余量為fe。

14、本技術的超高比強度超高強鋼還包括不可避免的雜質元素，將雜質元素控制在上述范圍是為了保證超高比強度超高強鋼材料的強韌性和疲勞性能。

15、第二方面，本技術提供了上述超高比強度超高強鋼的制備方法，具體包括依次進行以下步驟：熔煉、鍛造、深冷、冷變形、時效處理；

16、所述鍛造的具體步驟為：開坯鍛造加熱溫度≤1200℃，保溫時間3~15h，經(jīng)不少于三次墩拔鍛為方坯；開坯鍛造后重新加熱，加熱溫度≤1100℃，保溫時間3~10h，鍛比≥4；鍛造后空冷，等待試樣冷卻至500~800℃后進一步鍛造，鍛比≥5，鍛后水冷。

17、優(yōu)選地，所述熔煉過程是通過包括轉爐方法、電爐方法、真空感應爐方法、lf爐方法、真空自耗方法或多種方法的組合，制備出相應化學成分的超高比強度超高強鋼。

18、優(yōu)選地，所述鍛造過程的具體步驟為：開坯鍛造加熱溫度為1100~1200℃，保溫時間3~15h，經(jīng)不少于三次墩拔鍛為方坯；開坯鍛造后重新加熱，加熱溫度1000~1100℃，保溫時間3~10h，鍛比≥4；鍛造后空冷，等待試樣冷卻至500~800℃后進一步鍛造，鍛比≥5，鍛后水冷。

19、進一步地，所述鍛造過程的具體步驟為：開坯鍛造加熱溫度為1130~1170℃，保溫時間6~10h，經(jīng)不少于三次墩拔鍛為方坯；開坯鍛造后重新加熱，加熱溫度1020~1080℃，保溫時間5~7h，鍛比≥4；鍛造后空冷，等待試樣冷卻至600~700℃后進一步鍛造，鍛比≥5，鍛后水冷。

20、優(yōu)選地，所述深冷處理的具體步驟為：在-196~-73℃范圍內深冷處理，保溫0.5-3h，空冷至室溫。

21、進一步地，所述深冷處理的具體步驟為：在-126~-93℃范圍內深冷處理，保溫1-2h，空冷至室溫。

22、優(yōu)選地，所述冷變形工藝的具體步驟為：深冷處理后進行冷變形，冷變形工藝要求總壓縮率≤5%。

23、優(yōu)選地，所述時效處理的具體步驟為：將棒材加熱至460-540℃，保溫4-8h，空冷至室溫。

24、進一步地，所述時效處理的具體步驟為：將棒材加熱至480-520℃，保溫5-7h，空冷至室溫。

25、利用本技術提供的技術方案獲得的超高比強度超高強鋼的抗拉強度≥3000mpa，斷后延伸率≥5%。

26、綜上所述，本技術的技術方案具有以下效果：

27、本技術通過對化學成分元素進行精準設計，對熔煉、鍛造、深冷、冷變形、時效處理工藝進行設計優(yōu)化，使化學成分元素與各工藝參數(shù)之間進行良好配合，生產得到的鋼材具有較高的強度以及較高的延伸率。