本发明涉及合金钢技术，特别是一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢及其制备方法，所述2000mpa级是指抗拉强度≥1900mpa，所述高韧塑性是指断后伸长率≥12％和夏比冲击功kv2(-40℃)≥12j，所述m3型是指金相图谱中具有多相(muti-phase)、亚稳(meta-stable)和多尺度(muti-scale)的金相组织特征，所述无镍钢在不具有镍元素含量的前提下，通过低合金组分含量的均衡设计，能够形成具有有效晶粒尺寸小于1微米的马氏体，且所述马氏体的晶粒中包含残留奥氏体以及与马氏体存在共格晶体学关系的过渡型碳化物。
背景技术：
：：超高强度钢的使用可实现装备的轻量化，提高部件的使用寿命等，但是具有一定的韧塑性是超高强度钢应用的必要条件。近年来2000mpa级钢在防护、耐磨、汽车热成形零部件等领域实现应用，但是普遍存在强度提高带来韧塑性降低、保证韧塑性时显著提高成本、或者制造工艺复杂等缺点。2000mpa级钢的微观组织通常为马氏体基体，该强度水平低合金马氏体钢的断后伸长率一般不高于10％，韧性指标-40℃夏比冲击功kv2一般不高于10j。具有较高韧塑性的2000mpa钢通常加入较高的合金例如coni等元素保证来保证韧塑性。例如中国专利公开号为：cn106811689b《一种抗拉强度≥2000mpa的热成形钢的制备方法》中碳simnnbtib钢板，通过热冲压成形获得抗拉强度≥2000mpa，塑性指标断后伸长率a50＝8％-9％。中国专利公开号cn105088090a《一种抗拉强度2000mpa级防弹钢板及制造方法》和cn106319347a《一种提高防弹性能的硅钒钢板及制造方法》都公开crnimo钢具有较好的抗弹性能和韧塑性，但都含有成本较高的ni元素；中国专利公开号cn101376945b《2000mpa级超高强度高韧性钢板及其制造方法》公开了一种mn-si-mo成分体系，通过控轧控冷技术获得抗拉强度≥2000mpa、屈强比≤0.75、夏比冲击功kv2(-40℃)＞50j的力学性能，其微观组织为贝氏体基体+马氏体的复相组织。中国专利公开号cn102936688b《抗拉强度≥2000mpa的桥梁缆索用线材及生产方法》公开了含碳量为0.95％-1.2％的高碳钢采用大风量快速冷却等工艺，经冷拉拔的方法生产出2000mpa级钢丝。中国专利公开号cn103468906a《一种低温温轧制备2000mpa级纳米尺度背时钢工艺》刚开了一种高碳simncrmov钢经控制轧制及低温贝氏体转变，通过获得纳米贝氏体获得2000mpa级钢。马氏体时效钢抗拉强度可达到2400mpa同时具有较好的韧塑性，但是ni元素含量一般在18％-25％。低c高coni二次硬化钢如aermet100抗拉强度为2000mpa级，断后伸长率达到14％，但是由于较高的coni含量成本较高，大都用于航空结构等高端装备。王存宇等利用淬火配分(q&p)工艺可使低合金2000mpa级crnimo钢的塑性达到10％以上，但是热处理工艺复杂，需要控制奥氏体不完全转变的程度以及碳配分性来实现。综上所述，获得抗拉强度为2000mpa级的强度，通常微观组织为马氏体基体的情况下，低合金钢的韧性(kv2(-40℃)≤10j)和塑性(断后伸长率a50≤10％)较差，获得工艺复杂；而高合金钢(如aermet100钢)可以保证韧塑性但一般都加入ni元素导致成本较高。为此，开发低成本、工艺简单、高韧塑性的2000mpa级钢具有重要意义和实用价值。技术实现要素：本发明针对现有技术中存在的缺陷或不足，提供一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢及其制备方法，所述2000mpa级是指抗拉强度≥1900mpa，所述高韧塑性是指延伸率≥12％和夏比冲击功kv2(-40℃)≥12j，所述m3型是指金相图谱中具有多相(muti-phase)、亚稳(meta-stable)和多尺度(muti-scale)的组织特征，所述无镍钢在不具有镍元素含量的前提下，通过低合金组分含量的均衡设计，能够形成具有有效晶粒尺寸小于1微米的马氏体，且所述马氏体的晶粒中包含残留奥氏体以及与马氏体存在共格晶体学关系的过渡型碳化物。本发明的技术方案如下：一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢，其特征在于，所述无镍钢具有以下化学元素及其重量含量的变化范围：c为0.36％～0.40％，si为1.5％～2.0％，mn为2.0％～4.0％，cr为0.8％～1.2％，mo为0.1％～0.5％，v为0.05％～0.15％，ti为0.08％～0.15％，nb为0.02％～0.1％，b为0.0005％～0.0050％，al为0.02％～0.05％，余量为fe和不可避免的杂质，所述2000mpa级是指抗拉强度≥1900mpa，所述高韧塑性是指断后伸长率≥12％和夏比冲击功kv2(-40℃)≥12j，所述m3型是指金相图谱中具有多相、亚稳和多尺度的金相组织特征。所述无镍钢的金相组织包括有效晶粒尺寸小于1微米的马氏体，且所述马氏体的晶粒中包含残留奥氏体以及与马氏体存在共格晶体学关系的过渡型碳化物。所述残留奥氏体在所述无镍钢中的体积分数范围为3％～10％或4％～9％或5％～8％或6％～10％。所述无镍钢的屈服强度≥1500mpa。一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢的制备方法，其特征在于，包括步骤如下：(1)冶炼；(2)铸造；(3)轧制或锻造；(4)退火；(5)淬火；(6)低温回火；所述无镍钢具有以下化学元素及其重量含量的变化范围：c为0.36％～0.40％，si为1.5％～2.0％，mn为2.0％～4.0％，cr为0.8％～1.2％，mo为0.1％～0.5％，v为0.05％～0.15％，ti为0.08％～0.15％，nb为0.02％～0.1％，b为0.0005％～0.0050％，al为0.02％～0.05％，余量为fe和不可避免的杂质。所述轧制或锻造中的铸坯加热温度为1100～1250℃，终锻温度或者终轧温度为800～1000℃，然后缓冷；所述退火的退火温度为550～650℃，退火后形成的金相图谱中具有纳米级析出物的金相组织；所述淬火的加热温度为850～900℃；所述低温回火采用回火温度为200～300℃，回火后形成的金相图谱中包括如下金相组织：有效晶粒尺寸小于1微米的马氏体，且所述马氏体的晶粒中包含残留奥氏体以及与马氏体存在共格晶体学关系的过渡型碳化物。本发明技术效果如下：与目前2000mpa级钢韧塑性偏低、含ni、获得工艺复杂等情形不同，本发明属于一种无镍合金钢，能够通过淬火回火的简单热处理工艺获得2000mpa级高韧塑性钢。与本领域之前已经公开的技术手段的区别是：1、本发明采用含mn无ni的成分体系，减少合金成本；2、微观组织具有板条马氏体为基体，以及约5％的残余奥氏体，有效晶粒尺寸不大于1μm，从而获得高强度和高韧塑性配合，具有多相(muti-phase)、亚稳(meta-stable)、多尺度(muti-scale)的m3微观组织特征；3、由于成分和工艺合理，采用淬火+低温回火的热处理工艺实现最终性能热处理；4、本发明2000mpa级m3型高韧塑性钢的屈服强度≥1500mpa，抗拉强度≥1900mpa，断后伸长率≥12％，夏比冲击功kv2(-40℃)≥12j。附图说明图1是实施例b编号钢经550℃退火后的透射电镜照片，照片比例尺为500nm，图1中箭头所在的白色区域中的深色点状物为纳米级析出物并以附图标记nmgp表示，这些纳米级析出物nmgp能够在加热过程中抑制晶粒长大，保证了淬火后得到细小的马氏体组织。图2是实施例b编号钢经工艺编号1(简称b工艺1：900℃×20min水淬+200℃×2h回火)处理后微观形貌的扫描电镜照片，照片比例尺为25微米，该微观形貌是淬火后形成的细小马氏体组织。图3是实施例b编号钢经工艺编号1(简称b工艺1：900℃×20min水淬+200℃×2h回火)处理后微观形貌的透射电镜照片，照片比例尺为500nm，该微观形貌是淬火后形成的细小马氏体组织，图3中箭头所在的浅色区域中的深色条状物为残留奥氏体并以附图标记rau表示。这些残留奥氏体rau主要以薄膜状形态存在，对于降低屈强比、适当提高韧性和塑性起到重要作用。图4是实施例b编号钢经工艺编号1(简称b工艺1：900℃×20min水淬+200℃×2h回火)处理后有效晶粒尺寸的ebsd分析结果，照片比例尺为10um，图4中显示的平均晶粒尺寸为0.995um，这些细小的有效晶粒尺寸是提高或保证钢的韧塑性的主要原因。图5是实施例b编号钢经工艺编号1(简称b工艺1：900℃×20min水淬+200℃×2h回火)处理后过渡型碳化物的透射电镜照片，照片比例尺为500nm，图5中箭头所在的浅色区域中的丝状条纹为过渡型碳化物并以附图标记tc表示，这些过渡型碳化物tc与马氏体基体存在共格晶体学关系，对于钢的强化起到重要作用。具体实施方式下面结合实施例和附图(图1-图5)对本发明进行说明。按表1所示的化学成分用真空感应炉冶炼钢水，真空浇铸成钢锭，钢锭在1200℃保温2小时后锻造成直径为15mm的圆棒，终锻温度为800℃，锻后灰冷至室温，钢棒在550℃保温4小时进行性能预处理，然后加热到900℃-940℃并保温20min水淬，最后在200℃-400℃回火2小时。试样分别按gb/t228和gb/t229进行拉伸性能和-40℃冲击性能评价，结果如表2所示。表1发明钢的化学成分编号csimnpscrmovtinbba0.381.801.990.00650.00351.010.330.100.140.0580.0014b0.401.812.900.00690.00381.030.330.100.140.0600.0016c0.361.793.980.00630.00631.020.330.100.140.0620.0014表2发明钢的热处理工艺及力学性能锻造后的试验钢经550℃退火处理后，得到了纳米级尺寸的析出物(图1箭头所示)，这些纳米级析出物在加热过程中抑制晶粒长大，保证了淬火后得到细小的马氏体组织(图2和图3)。mn元素的加入使钢中在淬火后仍能获得一定比例的残留奥氏体(图3箭头所示)，研究结果表明，这些残留奥氏体主要以薄膜状形态存在，奥氏体的存在对于降低屈强比、适当提高韧性和塑性起到重要作用。通过ebsd进行有效晶粒尺寸分析，定义＞15°为大角度晶界，结果表明b钢经工艺1处理后的平均晶粒尺寸为0.995μm(图4)，细小的有效晶粒尺寸是保证韧塑性的主要原因。对比工艺4(加热温度为940℃时)结果表明，钢的晶粒尺寸增大，ebsd分析的临界角度＞15°的平均晶粒尺寸为1.2微米，钢的强度水平与工艺1和工艺2(加热温度900℃)相当，但是塑性和韧性水平下降。因此，定义＞15°为大角度晶界情况下，有效晶粒尺寸小于1微米是保证韧塑性的重要因素。用透射电镜对b钢经工艺1处理后的析出物进行了表征，结果表明在马氏体基体上存在大量的过渡型碳化物(图5箭头所示)，这些碳化物与马氏体基体存在共格晶体学关系，对于钢的强化起到重要作用，由于si元素的加入起到抑制渗碳体析出的作用，在工艺1(200℃回火)和工艺2(300℃回火)时都获得了以过渡型碳化物为主的析出物。对比研究结果表明，当回火温度为400℃时(工艺3)，过渡型碳化物转变为渗碳体，钢的抗拉强度降低到了1800mpa级，同时b钢和c钢也处于回火脆性区，钢的塑性与韧性水平较工艺1和工艺2降低。可见，过渡型碳化物对于保证钢的强度起到了重要作用。本发明所述的一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢中的化学元素的设计原理为：碳：c以间隙固溶状态存在时起到固溶强化作用，在回火过程中形成碳化物起到析出强化作用，对强度起到决定性作用。为保证强度水平，本发明中碳含量控制在0.36％-0.40％。硅：si在钢中起到固溶强化作用提高铁素体强度，在回火过程中硅抑制过渡型碳化物向渗碳体转变，提高回火稳定性。本发明中硅含量控制在1.5-2.0％；锰：mn是扩大奥氏体区元素，能起到固溶强化和提高钢的淬透性的作用，在淬火条件下，提高mn元素含量可以适当提高残余奥氏体比例。但是mn元素含量过高容易造成偏析、降低钢的塑性和韧性，mn含量应控制在2.0％-4.0％。铝：al在本发明中作为脱氧剂使用，过高的al含量容易造成粗大的氧化铝夹杂，本发明中al元素含量为0.02-0.05％。铬：cr元素主要用于提高钢的淬透性及析出强化，本发明中cr元素含量为0.8-1.2％。钼：mo不仅有效提高钢的淬透性，还强化晶界，降低回火脆性，本发明中mo元素含量控制在0.1％-0.5％。钒：v能提高钢的淬透性，在钢中能析出mc型碳化物起到析出强化作用，再加热时阻碍晶粒长大起到细化晶粒作用，但是当含量高于0.15％时容易形成大颗粒碳氮化物降低塑韧性。本发明中v元素含量控制在0.05％-0.15％。铌：nb是碳氮化物形成元素，本发明中起到细晶强化作用，本发明中nb元素含量控制在0.02-0.1％。钛：ti是一种强碳氮化物形成元素，形成细小弥散的碳氮化物，以及与mo元素等形成纳米级复合析出相，可以在加热过程中起到细化晶粒作用，本发明中主要利用其复合析出细化晶粒的效果，元素含量控制在0.08％-0.15％硼：b是提高淬透性的主要元素，其含量低于0.0005％或高于0.0050％作用效果不明显，因此含量控制在0.0005％-0.0050％。另外，本发明所述的钢中，不可避免地存在以o、n、p、s为主的杂质元素，其中p≤0.010％，s≤0.005％。本发明所述一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢的微观组织为低温回火马氏体+少量残余奥氏体，所述残余奥氏体体积分数约为5％。为了达到上述发明目的，本发明公开所述的一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢的制备方法，其依次包括步骤如下：(1)冶炼；(2)铸造；(3)轧制或锻造；(4)退火；(5)淬火；(6)低温回火。上述制造方法，在所述步骤(1)中，冶炼方法采用转炉或电炉冶炼，lf、rh或vd方法精炼。上述制造方法，在所述步骤(2)中，铸造方式为连铸或模铸。上述制造方法，在所述步骤(3)中，铸坯加热包括热装热送或者放冷再加热两种分方式，加热温度为1100-1250℃，驻炉时间为120-330min；钢坯的变形方式包括锻造或者轧制，终锻温度或者终轧温度为800-1000℃，轧/锻后缓冷。上述制造方法，在所述步骤(4)中，锻坯或钢卷进行500-600℃退火处理，退火过程中析出复合纳米级碳化物。上述制造方法，在所述步骤(5)中，钢板淬火加热温度为850-950℃，加热过程中，所述步骤(4)中的复合纳米级碳化物阻碍晶粒长大，起到细化晶粒的作用。上述制造方法，在所述步骤(6)中，钢板回火温度为150-300℃，由于合金元素si抑制渗碳体产生的作用，回火过程中析出了大量过渡型碳化物(碳化物)，与基体呈共格关系，起到析出强化作用；同时所述步骤(5)的加热过程中未溶解的纳米级碳化物在低温回火中不发生转变，起到析出强化作用。一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢，所述无镍钢具有以下化学元素及其重量含量的变化范围：c为0.36％～0.40％，si为1.5％～2.0％，mn为2.0％～4.0％，cr为0.8％～1.2％，mo为0.1％～0.5％，v为0.05％～0.15％，ti为0.08％～0.15％，nb为0.02％～0.1％，b为0.0005％～0.0050％，al为0.02％～0.05％，余量为fe和不可避免的杂质，所述2000mpa级是指抗拉强度≥1900mpa，所述高韧塑性是指断后伸长率≥12％和夏比冲击功kv2(-40℃)≥12j，所述m3型是指金相图谱中具有多相、亚稳和多尺度的金相组织特征。所述无镍钢的金相组织包括有效晶粒尺寸小于1微米的马氏体，且所述马氏体的晶粒中包含残留奥氏体以及与马氏体存在共格晶体学关系的过渡型碳化物。所述残留奥氏体在所述无镍钢中的体积分数范围为3％～10％或4％～9％或5％～8％或6％～10％。所述无镍钢的屈服强度≥1500mpa。一种2000mpa级m3型高韧塑性无镍钢的制备方法，包括步骤如下：(1)冶炼；(2)铸造；(3)轧制或锻造；(4)退火；(5)淬火；(6)低温回火；所述无镍钢具有以下化学元素及其重量含量的变化范围：c为0.36％～0.40％，si为1.5％～2.0％，mn为2.0％～4.0％，cr为0.8％～1.2％，mo为0.1％～0.5％，v为0.05％～0.15％，ti为0.08％～0.15％，nb为0.02％～0.1％，b为0.0005％～0.0050％，al为0.02％～0.05％，余量为fe和不可避免的杂质。所述轧制或锻造中的铸坯加热温度为1100～1250℃，终锻温度或者终轧温度为800～1000℃，然后缓冷；所述退火的退火温度为550～650℃，退火后形成的金相图谱中具有纳米级析出物的金相组织；所述淬火的加热温度为850～900℃；所述低温回火采用回火温度为200～300℃，回火后形成的金相图谱中包括如下金相组织：有效晶粒尺寸小于1微米的马氏体，且所述马氏体的晶粒中包含残留奥氏体以及与马氏体存在共格晶体学关系的过渡型碳化物。在此指明，以上叙述有助于本领域技术人员理解本发明创造，但并非限制本发明创造的保护范围。任何没有脱离本发明创造实质内容的对以上叙述的等同替换、修饰改进和/或删繁从简而进行的实施，均落入本发明创造的保护范围。当前第1页12当前第1页12