本發(fā)明涉及的是一種低碳低合金超高強(qiáng)度鋼，本發(fā)明也涉及的是一種低碳低合金超高強(qiáng)度鋼的制備方法。特別涉及一種含銅納米相強(qiáng)化低合金超高強(qiáng)度鋼及其制備方法

背景技術(shù)：
低碳低合金鋼由于其優(yōu)異的力學(xué)性能以及生產(chǎn)和使用成本，被廣泛應(yīng)用于海洋平臺(tái)、船舶制造、橋梁和鍋爐壓力容器等方面。一般低合金鋼的抗拉強(qiáng)度通常在1000MPa以下，而且通常具有高強(qiáng)度的同時(shí)卻難以保證良好的塑形。隨著科技和經(jīng)濟(jì)發(fā)展，對(duì)低合金強(qiáng)度和塑形提出更高要求，例如科考船用鋼在復(fù)雜的低溫和動(dòng)態(tài)載荷條件下，就要求船板鋼擁有更高的強(qiáng)度和更高的韌性。目前，國(guó)內(nèi)外發(fā)表了利用添加合金元素和控制軋制工藝而得到具有高強(qiáng)度的低合金高強(qiáng)度鋼，但其強(qiáng)度未能提高到1500MPa以上的級(jí)別。專利公開(kāi)號(hào)CN101550515A的專利文件中介紹了一種達(dá)到1000MPa的含銅高強(qiáng)度鋼及其制造方法。其添加大量的Mn元素來(lái)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度，并且利用Cu元素提高該鋼力學(xué)性能。但是其強(qiáng)度未能突破1100MPa。專利公開(kāi)號(hào)CN103361566A的專利文件中介紹了通過(guò)控制鑄造、軋制和熱處理工藝，實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)高韌的含銅低合金鋼。但其強(qiáng)度未達(dá)到1000MPa以上。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于提供一種具有優(yōu)良的力學(xué)性能的含銅納米相強(qiáng)化低合金鋼。本發(fā)明的目的還在于提供一種生產(chǎn)成本的含銅納米相強(qiáng)化低合金鋼的制備方法。本發(fā)明的含銅納米相強(qiáng)化低合金鋼的質(zhì)量百分比組成為Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02-0.08％、Si：0.4～1％，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)元素。本發(fā)明的含銅納米相強(qiáng)化低合金鋼的制備方法為：(1)熔煉：按照質(zhì)量百分比組成為Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02-0.08％、Si：0.4～1％，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)元素的比例配料后，進(jìn)行熔煉，然后澆注鋼錠，進(jìn)入下一步待用；(2)鋼錠加熱溫度為再結(jié)晶區(qū)850℃～950℃，加熱時(shí)間為0.5-1.0小時(shí)，多道次軋軋制，開(kāi)軋溫度為850℃～900℃，終軋溫度為750℃～850℃，每道次軋下量為5％-20％，每道次間在900℃退火5～15分鐘；(3)熱處理為固溶處理和時(shí)效處理，固溶溫度為850℃～900℃，保溫時(shí)間0.5-2小時(shí)，時(shí)效溫度為500℃～600℃，保溫時(shí)間為0.5-5.0小時(shí)。本發(fā)明經(jīng)過(guò)優(yōu)化成分配比，添加Mo-B元素，利用Mo元素細(xì)化晶粒提高淬透性以及熱強(qiáng)性；利用B元素改善鋼致密性熱軋性能。通過(guò)改善軋制工藝，在再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行軋制，進(jìn)而生成新型雙尺寸晶粒分布結(jié)構(gòu)的含銅納米相強(qiáng)化低合金超強(qiáng)鋼。這種新型的顯微結(jié)構(gòu)相比傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)(例如多邊形鐵素體結(jié)構(gòu)、貝氏體結(jié)構(gòu)等)，塑形沒(méi)有損耗的情況下，強(qiáng)度提高了300～400MPa左右，到達(dá)1500MPa以上的級(jí)別。本發(fā)明中添加了B元素，優(yōu)化其成分配比，使用一定量的B元素替代Mo元素，提高鋼的熱軋和淬透性。消除過(guò)多B元素而引起的回火脆性傾向，而且避免了由于過(guò)少引起的對(duì)淬透性不利影響。本發(fā)明設(shè)計(jì)了一個(gè)合理絕佳的B元素含量，使得含銅納米相強(qiáng)化超強(qiáng)鋼的力學(xué)性能大幅度提高。本發(fā)明軋制溫度在再結(jié)晶區(qū)，利用多道次軋制，使得變形的奧氏體晶粒部分再結(jié)晶，生成不均勻的雙尺寸晶粒分布的結(jié)構(gòu)。大晶粒在雙尺寸晶粒分布結(jié)構(gòu)中施加應(yīng)力，會(huì)處于三向應(yīng)力狀態(tài)。而且由于大晶粒內(nèi)部許多位錯(cuò)滑移途徑，從而會(huì)出現(xiàn)多種變形模式。三向應(yīng)力和多種變形模式從而有利于位錯(cuò)交錯(cuò)，進(jìn)而位錯(cuò)纏結(jié)。這樣加劇了加工硬化，因此雙尺寸晶粒分布結(jié)構(gòu)可以在使用普通工藝鋼的抗拉強(qiáng)度基礎(chǔ)上強(qiáng)度顯著提高。本發(fā)明僅調(diào)整工藝方法獲取雙尺寸晶粒分布結(jié)構(gòu)，降低了生產(chǎn)成本，提升了含銅納米相強(qiáng)化超強(qiáng)鋼的力學(xué)性能。附圖說(shuō)明圖1(a)為實(shí)施例1普通工藝的金相照片。圖1(b)為實(shí)施例2使用本發(fā)明的金相照片。圖2為實(shí)施例的普通工藝和使用本發(fā)明的力學(xué)性能曲線對(duì)比。具體實(shí)施方式以下為兩個(gè)實(shí)施例，其中實(shí)施例1為使用普通工藝的對(duì)比例，實(shí)施例2為使用本發(fā)明的具體例。實(shí)施例1產(chǎn)生的金相為均勻的貝氏體，而實(shí)施例2產(chǎn)生的金相為雙尺寸晶粒的鐵素體。由于顯微結(jié)構(gòu)的不同從而導(dǎo)致不同的力學(xué)性能的出現(xiàn)，相比具有貝氏體結(jié)構(gòu)的實(shí)施例1，雙尺寸晶粒結(jié)構(gòu)的實(shí)施例2塑性沒(méi)有損耗的情況下，強(qiáng)度升高400MPa，達(dá)到1700MPa。以下進(jìn)行對(duì)兩個(gè)實(shí)施例進(jìn)詳細(xì)闡述具體工藝，以下都屬于本發(fā)明的保護(hù)范圍：實(shí)施例1：該實(shí)施例的化學(xué)成分(質(zhì)量百分比)為：Mn：1.5％Cu：2.5％Ni：4％Al：1％B：0.005％Mo：1.5％Nb：0.05％Ti：0.1％W：1.5％C：0.08％Si：0.5％Fe：Bal.該實(shí)施例的制造工藝如下：(1)熔煉：按照本發(fā)明合金元素設(shè)計(jì)成分及重量百分比進(jìn)行稱重配料后，按照常規(guī)方法熔煉，然后澆注鋼錠，進(jìn)入下一步待用；(2)鋼錠加熱溫度為1000℃，加熱時(shí)間為0.5小時(shí)，多道次軋軋制，開(kāi)軋溫度為1000℃，終軋溫度為950℃，每道次軋下量為5％，每道次間在1000℃退火5分鐘；(3)熱處理為固溶處理和時(shí)效處理，固溶溫度為900℃，保溫時(shí)間0.5小時(shí)，時(shí)效溫度為500℃℃，保溫時(shí)間為5小時(shí)。經(jīng)過(guò)普通工藝處理后的含銅納米相強(qiáng)化超強(qiáng)鋼，顯微結(jié)構(gòu)為均勻的條狀貝氏體(見(jiàn)圖1(a))。其力學(xué)性能見(jiàn)圖2，可以顯著看出其強(qiáng)度達(dá)到1400MPa。實(shí)施例2：該實(shí)施例的化學(xué)成分(質(zhì)量百分比)為：Mn：1.5％Cu：2.5％Ni：4％Al：1％B：0.005％Mo：1.5％Nb：0.05％Ti：0.1％W：1.5％C：0.08％Si：0.5％Fe：Bal.該實(shí)施例的制造工藝如下：(1)熔煉：按照本發(fā)明合金元素設(shè)計(jì)成分及重量百分比進(jìn)行稱重配料后，按照常規(guī)方法熔煉，然后澆注鋼錠，進(jìn)入下一步待用；(2)鋼錠加熱溫度為900℃，加熱時(shí)間為0.5小時(shí)，多道次軋軋制，開(kāi)軋溫度為900℃，終軋溫度為850℃，每道次軋下量為5％，每道次間在900℃退火5分鐘；(3)熱處理為固溶處理和時(shí)效處理，固溶溫度為900℃，保溫時(shí)間1小時(shí)，時(shí)效溫度為500℃℃，保溫時(shí)間為5小時(shí)。經(jīng)過(guò)本發(fā)明新工藝處理后的含銅納米相強(qiáng)化超強(qiáng)鋼，顯微結(jié)構(gòu)為不均勻的雙尺寸晶粒(見(jiàn)圖1(b))。其力學(xué)性能見(jiàn)圖2，可以顯著看出其強(qiáng)度達(dá)到1700MPa。相比實(shí)例1，其抗拉強(qiáng)度提高大約400MPa。