具体实施方式

下面具体描述本发明的优选实施例，实施例仅用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

本发明提供了一种抗氢脆超高强度钢，抗氢脆超高强度钢的各元素的质量百分数包括：C:0.37％～0.42％、Si:1.45％～1.80％、Mn:0.60％～0.90％、Cr:0.70％～0.90％、Ni:1.60％～2.00％、Mo:0.3％～0.5％、V:0.05％～0.1％、W:0.05％～0.5％、Ti:0％～0.03％、Cu:≤0.20％，其余为铁和不可避免的杂质。

下面对本发明中的各元素详细地进行说明，含量均指钢中各个元素的质量百分数。

C：C是强化元素，主要是碳原子固溶强化和通过低温回火析出亚稳碳化物强化，碳含量太低强度达不到所需级别，太高则损害韧性，因此本发明设计的碳含量在0.37％～0.42％之间。

Si：作为本发明钢的合金元素之一，添加的Si溶入马氏体基体内，通过固溶强化提高设计钢的强度，同时提高钢的回火抗力，以使设计钢回火温度(低温回火)远离回火马氏体脆性的温度区间，但过多的Si降低Mo等元素在钢基体内的溶解度，导致淬火加热时残留合金碳化物、损害钢的韧性，因此本发明Si含量控制在1.45％～1.80％之间。

Cr：作为本发明钢的合金元素之一，可提高钢的淬透性，并通过固溶强化提高钢的强度，此外Cr也提高钢的回火抗力，但太高的Cr含量降低钢的热传导性，同时也存在降低马氏体相变温度(Ms)、增加孪晶马氏体的比例，因此本发明Cr含量控制在0.70％～0.90％。

Ni：作为本发明钢的合金元素之一，用以降低冷脆转变温度、提高淬透性，同时可提升钢的韧性；但过高的Ni增加成本，降低马氏体相变温度(Ms)、增加孪晶马氏体的比例。因此本发明Ni含量控制在1.60％～2.00％之间。

Mo：本发明钢中含有适量的Mo，具有净化晶界、抑制回火脆化的作用，而且还可通过固溶强化提高强度，但过高的Mo导致淬火加热时残留合金碳化物、损害钢的韧性。因此本发明Mo含量应控制在0.30％～0.50％之间。

V：微合金化元素，主要作用是保证淬火加热时适量残留V(C，N)化合物，以阻止奥氏体晶粒长大，细化淬火后板条马氏体尺度，间接提高钢的强韧性。本发明V含量应控制在0.05％～0.1％。

W：合金碳化物形成元素，固溶在基体内或形成合金碳化物可提升钢的强度；发明人经过深入研究发现：W与Mo易在晶界偏聚，一方面可提升晶界结合力，一方面对氢原子存在排斥作用，使氢难以在晶界上偏聚，提升抗氢脆性能。但W会形成M₆C碳化物，其回溶温度高，导致W含量增加时固溶温度会明显提升，每增加0.5％W大约使固溶温度提升50～80℃，产生粗大晶粒减低塑韧性；且W的添加还明显提升热加工难度，易造成开裂。因此本发明的W含量控制在0.05％～0.5％范围内。

Ti:微合金化元素，淬火加热时适量残留TiC碳化物，以阻止奥氏体晶粒长大，细化淬火后板条马氏体尺度。更重要的，本发明合金体系含有Mo元素，加入Ti后可形成复合(Ti,Mo)C碳化物，尺寸细小、分布弥散，可作为良好的氢陷阱，提升钢的抗氢脆性能；少量Ti可以起到硫化物夹杂改性的作用，提高钢的冲击韧性和疲劳性能，但Ti含量过高将会形成大尺寸Ti(C/N)夹杂物，降低钢的疲劳性能；因此，控制Ti:0～0.03％。

为了进一步提高钢的抗氢脆性能，抗氢脆超高强度钢的各元素的质量百分数可以包括：C:0.38％～0.42％、Si:1.45％～1.70％、Mn:0.70％～0.85％、Cr:0.79％～0.89％、Ni:1.70％～1.85％、Mo:0.38％～0.45％、V:0.05％～0.077％、W:0.05％～0.5％、Ti:0.015％～0.03％、Cu:≤0.20％，其余为铁和不可避免的杂质。

具体的，所述抗氢脆超高强度钢的金相组织为板条马氏体+细小弥散的复合ε-碳化物+少量VC或板条马氏体+细小弥散的复合ε-碳化物+少量VC+少量(Ti,Mo)C，其中W、Mo固溶在马氏体基体中提升晶界结合力、W、Mo固溶在ε-碳化物中形成回火稳定性较高的复合合金碳化物，组织中含有少量(Ti,Mo)C碳化物起到细化晶粒的作用。

需要说明的是，本申请中通过添加W和Ti进行合金化后，W元素往晶界上偏聚起到排斥氢的作用，增强晶界结合力；而Ti联合体系中本来有的Mo元素和C元素，形成(Ti,Mo)C复合碳化物，其与基体的界面可作为良好的氢陷阱，限制氢在钢中的自由移动和往裂纹尖端的扩散，同时可以起到硫化物夹杂改性的作用，提高钢的冲击韧性和疲劳性能。并通过精确控制C、Si、Mo、Mn、Cr、Ni、V的元素含量，保证钢的金相组织为板条马氏体+细小弥散的复合ε-碳化物+少量VC或板条马氏体+细小弥散的复合ε-碳化物+少量VC+少量(Ti,Mo)C，进而提高了钢的强韧性，同时提高抗氢脆性能，例如，充氢后的抗拉强度比300M提升100MPa以上。

本发明提供了一种抗氢脆超高强度钢的制造方法，包括：

步骤S1、采用真空感应+真空自耗重熔的工艺进行冶炼得到钢锭；

步骤S2、将钢锭放入加热炉中均温，保温温度1170～1220℃，保温时间按截面直径每25mm保温15min计算；均温后进行锻造；始锻温度≥1150℃，终锻温度≥850℃；

步骤S3、锻后红送进行退火；

步骤S4、最终热处理：棒材或锻件依次经过正火、退火、油淬、两次回火处理得到抗氢脆超高强度钢。

具体的，上述步骤S2中，锻造过程中包括三镦三拔进行成形，锻造变形比≥6。

具体的，上述步骤S3中，退火温度为650～670℃。

具体的，上述步骤S4中，正火保温温度920～950℃，保温时间1～2h，空冷。

具体的，上述步骤S4中，退火温度670～690℃，保温时间1.5～3h，空冷。

具体的，上述步骤S4中，淬火温度870～900℃，油冷。具体的，W的质量百分数0.06％以下时，淬火温度870℃；W的质量百分数大于0.06％时，淬火温度900℃。

具体的，上述步骤S4中，第一次回火温度为290～310℃，保温时间2～3h，空冷。第二次回火工艺与第一次回火工艺制度相同。

具体的，上述步骤S4中，淬火得到的组织为板条马氏体基体，由于较高的Si含量有效提升了抗回火软化能力，两次回火后析出细小弥散的复合ε-碳化物，避免渗碳体的析出，且能使高强度马氏体基体充分回复，来获得良好的强韧性配合。

具体的，上述方法制得的抗氢脆超高强度钢的准静态力学性能：抗拉强度1990MPa以上(例如1994～2012MPa)，屈服强度1630MPa以上(例如1631～1676MPa)，伸长率10.5％以上，面缩40％以上；慢速拉伸力学性能：不充氢抗拉强度2002MPa以上(例如2002～2026MPa)，充氢抗拉强度1862MPa以上(例如1862～1921MPa)，残余强度比例93％以上(例如93％～94.9％)。

下面将以具体的实施例与对比例来展示本发明钢的成分和工艺参数精确控制的优势。

实施例

采用50kg真空感应炉进行冶炼编号1-5#试验钢，化学成分如表1所示。采用真空感应+真空自耗重熔的工艺进行冶炼得到钢锭，将钢锭放入加热炉中均温，保温温度为1200℃，保温时间按截面直径每25mm保温15min计算；均温后进行锻造；将钢锭锻造成40×40mm方棒，锻造始锻温度1200℃，终锻温度850℃，锻后红送进行660℃退火；然后采用表2中热处理制度进行热处理，对于含W的2-4号试验钢，考虑含W碳化物溶解温度较高，除采用870℃淬火制度外，补充检测900℃淬火的力学性能，如表2所示。

表1本发明实施例化学成分(wt.％)

表2准静态力学性能

表3本发明实施例热处理后微观组织

分别取各编号试验钢标距段的光滑拉伸试样，进行不充氢、和0.1mol/L的NaOH溶液、电流密度2mA/cm²、浸泡72h电化学充氢的对比试验，采用加载速度为0.01mm/min的慢速拉伸试验进行性能评判，结果如表3所示。可以看出，同原始成分(1号试验钢)相比，加入W与同时加入W和Ti的实施例无论是否充氢，其强度均有明显提升，充氢后的抗拉强度可提升100MPa。

表4慢速拉伸力学性能

表3所示为实施例1-5#试验钢的金相组织，表2为实施例1-5#试验钢的准静态力学性能，表4为实施例1-5#试验钢的慢速拉伸力学性能。可见，与实施例1相比，实施例2和3通过添加W元素后，钢的金相组织为板条马氏体+细小弥散的复合ε-碳化物+少量VC，W、Mo固溶在马氏体基体中提升晶界结合力，W、Mo固溶在ε-碳化物中形成回火稳定性较高的复合合金碳化物，提高钢的抗拉强度和屈服强度，提高钢的抗氢脆性能。实施例4和5通过添加W和Ti，钢的金相组织为板条马氏体+细小弥散的复合ε-碳化物+少量VC+少量(Ti,Mo)C，提高了钢的强韧性，尤其是韧性提高明显，例如面缩提高到43％～45％，同时提高了抗氢脆性能。通过表2可以看出，W的质量百分数0.06％以下时，最佳淬火温度为870℃；W的质量百分数大于0.06％时，最佳淬火温度为900℃。

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，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。