CN114318167B - 一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于材料领域，涉及一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法，钢的化学组成及质量分数如下：0.08～0.20％C，10.0～15.0％Co，4.0～9.0％Ni，3.0～5.5％Cr，3.0～4.6％Mo，0～0.8％V，0～0.06％Nb，其余为Fe和杂质元素。采用真空冶炼，钢锭经过扩散退火、镦拔开坯以及锻造(或轧制)成钢材。钢材经过预备热处理、真空渗碳和最终热处理，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度不小于

Description

一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法

技术领域

本发明属于材料科学与工程学科中的材料学领域，涉及一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法。

背景技术

齿轮和轴承是航空发动机、直升机、装甲车辆、高速列车、重型汽车、风电装置及工程机械等等装备机械传动***的关键零部件，在重载、高速、剧烈状态变化和复杂应力条件等工况下服役，要求其具备高的承载能力和良好的耐热、耐磨性能，从而保证传动***具有高的可靠性和耐久性。为了满足重载齿轮和轴承的使用要求，钢材应具有优良的表层超硬化性能、超高强度、高韧性和良好的耐热性。

起落架、主轴、旋翼轴、扭力轴等是飞机、发动机、直升机、装甲车辆和工程机械等装置的主承力构件，受力复杂，工作环境恶劣，易于发生疲劳失效。要求材料具备超高强度、高韧性和良好的抗疲劳等性能。

合金化是超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢的核心技术，它决定了钢能否通过渗碳和最终热处理以获得表层超硬化和心部超强韧化等性能。合金成分设计及合金元素优化匹配是超强高韧渗碳钢的关键问题。

渗碳是超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢的关键应用技术，通过渗碳及最终热处理，使钢表层获得高碳马氏体及其上均匀分布的粒状碳化物和纳米沉淀强化相的显微组织，从而达到超高硬度和高的残余压应力，同时心部获得板条马氏体及纳米沉淀强化相的显微组织，具有超高强度、高塑性和高韧性。表层超硬化和心部超强韧化的结合，可显著提高钢的抗疲劳性能和耐磨性，满足重载齿轮、轴承和传动轴的使用要求。能够经过渗碳并达到上述性能的钢可称为渗碳钢，但渗碳钢并不必然经过渗碳。

1993年，美国Latrobe公司Maloney等发明了一种高温应用的表层渗碳不锈钢，专利号US5424028。钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.10％～0.25％C，13.0％～19.0％Cr，5.0％～14.0％Co，1.75％～5.25％Ni，3.0％～5.0％Mo，0.25％～1.25％V，0.01％～0.10％Nb。该专利产生了CSS-42L钢，其典型化学成分为：0.13％C，14.5％Cr，12.5％Co，2.25％Ni，4.0％Mo，0.6％V，0.03％Nb。CSS-42L钢通过真空渗碳及最终热处理后，室温表面硬度达到65HRC以上，427℃下仍高达60HRC。该钢经过1038℃淬火和496℃回火后，抗拉强度为1760MPa，屈服强度为1336MPa，断裂韧度为

经过1121℃淬火和496℃回火后，抗拉强度为1764MPa，屈服强度为1200MPa，断裂韧度为

CSS-42L钢的渗碳性能较差，渗层碳化物粗大密集，有效硬化深度浅，渗层易出现残余奥氏体软区。

1999年，美国西北大学Kuehmann等发明了一种表层渗碳二次硬化钢，专利号US6176946。钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.05％～0.24％C，15.0％～28.0％Co，1.5％～9.5％Ni，3.5％～9.0％Cr，≤2.5％Mo，≤0.2％V。该专利产生了C61和C69两种齿轮钢。其中C61钢的典型化学成分(质量分数)为：0.15％C，18.0％Co，9.5％Ni，3.5％Cr，1.1％Mo，0.08％V。通过1000℃真空渗碳及淬火、≤-73℃冷处理和482℃回火，钢的表面硬度达到60～62HRC，心部抗拉强度为1655MPa，屈服强度为1551MPa，断裂韧度为

使用温度可达到410℃。C61钢的韧性和屈服强度高，但渗层硬度较低，难以承受高的接触应力。C69钢的典型化学成分(质量分数)为：0.10％C，28.0％Co，3.0％Ni，5.1％Cr，2.5％Mo，0.02％V。通过1000℃真空渗碳及淬火、≤-73℃冷处理和496℃回火，钢的表面硬度达到65～67HRC，心部抗拉强度为1622MPa，屈服强度为1346MPa，断裂韧度为

使用温度可达到450℃。C69钢的韧性偏低，不利于弯曲疲劳性能，且钢中Co含量高达28％，成本较高。

2008年，美国QuesTek公司Wright等发明了一种二次硬化齿轮钢C64，专利号US8801872。同时在中国申请了专利(公告号CN101784681B)。钢的典型化学成分(质量分数)如下：0.11％C，16.3％Co，7.5％Ni，3.5％Cr，1.75％Mo，0.2％W，0.02％V。采用1000℃真空渗碳并淬火、≤-73℃冷处理和496℃回火，钢的渗碳表面硬度达到62～64HRC，心部抗拉强度为1679MPa，屈服强度为1372MPa，断裂韧度为

使用温度可达到410℃。C64钢的心部强度和渗碳层硬度较低，尚未达到心部超高强度和表层超高硬度水平。

2002年，美国QuesTek公司Kuehmann等发明了一种纳米碳化物沉淀强化的超高强度耐蚀结构钢及制备方法，专利号为US7235212(中国CN1514887B)。钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.15％～0.3％C，8％～17％Co，2～5％Ni，8％～11％Cr，1％～3％Mo，＜3％W，＜0.8％V，并含有一种或多种微量的Ti、Nb、Ta、Zr、B及稀土元素La等。在板条马氏体中析出纳米尺度的M₂C沉淀强化相，有利于Cr向表面氧化膜中偏析以提高耐蚀性，可用于在恶劣环境中使用的起落架等承力件。其中实例2C的强韧性最好，其化学成分(质量分数)为：0.23％C，12.5％Co，9.0％Cr，2.8％Ni，1.3％Mo，0.30％V和0.03％Ti。钢的抗拉强度为2001MPa，屈服强度为1539MPa，断裂韧度为

在此基础上，2003年，Kuehmann等公开了一种纳米碳化物沉淀强化的超高强度耐蚀结构钢，专利号为US7160399B2。专利钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.15％～0.3％C，8％～17％Co，2％～10％Ni，8％～11％Cr，1％～3％Mo，＜3％W，＜0.8％V，并含有一种或多种微量的Ti、Nb、Ta、Zr、B及稀土元素La等。通过淬火回火处理，在板条马氏体中析出纳米尺度的M₂C相，产生沉淀强化效应。该专利产生了S53钢，其典型化学成分为：0.21％C，14.0％Co，10.0％Cr，5.5％Ni，2.0％Mo，1.0％W，0.3％V。经过1085℃淬火，-73℃冷处理和501℃、482℃两次回火，钢的力学性能如下：抗拉强度1986MPa，屈服强度1551MPa，断裂韧度

虽然S53钢的耐蚀性好，但断裂韧性偏低。

1990年，美国Carpenter公司Hemphill等发明了一种高强度高韧性结构钢，专利号为US5087415，发明钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.20％～0.33％C，8％～17％Co，10.5％～15.0％Ni，2.0％～4.0％Cr，0.75％～1.75％Mo。该专利产生了AerMet100超高强度钢，其典型化学成分为：0.23％C，13.5％Co，11.5％Ni，3.1％Cr，1.2％Mo。经过885℃淬火、-73℃冷处理和482℃回火，钢的抗拉强度为1965MPa，屈服强度为1724MPa，断裂韧度为

AerMet100钢是迄今为止强韧性配合最好的超高强度钢，主要用于飞机起落架等主承力构件。由于Ni含量较高，Cr和Mo含量较低，因此钢的耐热性不足，渗碳性能差，无法通过渗碳以提高耐磨性。在此基础上，通过增加C、Co和Mo含量，又相继发明了AerMet310(专利US5866066)和AerMet340(专利US20070113931A1)超高强度钢，虽然钢的强度高了，但韧性明显下降，故尚未应用于起落架。

2009年，美国Jou等发明了一种低成本超高强度高韧性钢，专利号US9051635B2，发明钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.20％～0.33％C，7.0％～11.0％Ni，4.0％～8.0％Co，0.8％～3.0％Cr，0.5％～2.5％Mo，0.5％～5.9％W。该专利产生了M54超高强度钢，其典型化学成分为：0.30％C，10.0％Ni，7.0％Co，1.0％Cr，2.0％Mo，1.3％W和0.10％V。经过1060℃淬火、-73℃冷处理和516℃回火，钢的抗拉强度为2020MPa，屈服强度为1731MPa，断裂韧度为

M54钢由于C和Ni含量较高，Cr含量较低，故钢的耐蚀性和渗碳性能较差。

2019年，本专利申请发明了一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢，专利号CN201910693644.6。钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.08％～0.18％C，10.0％～16.0％Co，3.0％～8.0％Ni，3.0％～5.4％Cr，3.0％～6.0％Mo，0.5％～2.0％W，0.2％～1.0％V，0～0.1％Nb。该专利产生了CH2000钢，钢的典型化学成分(质量分数)如下：0.12％C，14.0％Co，6.0％Ni，5.0％Cr，4.0％Mo，1.0％W，0.3％V。经过真空渗碳、1090℃淬火、-70℃冷处理和500℃回火，钢的表面硬度达到65～68HRC，心部心部抗拉强度为2057MPa，屈服强度为1859MPa，断裂韧度为

渗碳表面硬度可达到850HV以上，使用温度可达到450℃，具有优越的超高强度、高韧性、耐热性和表层超硬化性能。为了降低回火脆性，提高韧性和回火稳定性(提高回火稳定性即提高耐热性)，钢中加入了W元素(0.5％～2.0％)。但是，由于W的密度很高(19.35g/cm³)，导致钢的密度过大，达到8.1g/cm³，不利于结构减重和发动机推重比(或功重比)的提高。

综上所示，目前高性能齿轮轴承钢和超高强度钢存在的主要问题是钢的强度、韧性、耐蚀性和渗碳性能等综合匹配性能较低，专利钢(CN201910693644.6)虽然具有优良的强韧性、耐热性和渗碳性能，但密度较高，不利于减重。为了满足高功率密度传动***齿轮和轴承等构件高承载和轻量化的发展需求，亟待研发具有超高强度高韧性的沉淀硬化型渗碳钢，使得经过渗碳及最终热处理后，钢的表层达到超硬化(表面硬度≥850HV)，心部达到超高强度高韧性(抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度不小于

)，密度不大于8.0g/cm³，使用温度达到450℃。

发明内容

本发明的目的是：提供一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法。钢经过淬火和回火后，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度不小于

可作为飞机起落架、发动机主轴等主承力构件用钢。钢经过渗碳和淬火、回火后，在前述性能基础上，渗碳表面硬度不小于850HV，可作为高功率密度机械传动***的齿轮和轴承用钢。

为解决此技术问题，本发明的技术方案是：

一方面，提供一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢，钢的化学组成及质量分数为：0.08～0.20％C，10.0～15.0％Co，4.0～9.0％Ni，3.0～5.5％Cr，3.2～4.6％Mo，0～0.8％V，0～0.06％Nb，其余为Fe和杂质元素；杂质元素含量控制如下：S≤0.005％，P≤0.008％，Al≤0.02％，Ti≤0.004％，As≤0.03％，Sn≤0.03％，Sb≤0.003％，Pb≤0.002％，Bi≤0.002％，[O]≤0.0015％，[N]≤0.002％，[H]≤0.0001％。

本发明钢中合金元素的作用如下：C是主要的固溶强化元素，提高钢的强度，增加残余奥氏体稳定性；Co促进沉淀强化相的析出，增强沉淀硬化效果，使渗碳层达到超高硬度，心部达到超高强度。Co延缓马氏体中位错亚结构的回复，提高Ms温度；Ni是主要的韧化元素，降低解理断裂倾向，促进合金渗碳体的回溶，Ni量过高将导致渗碳层残余奥氏体量增多；Cr提高钢的淬透性和耐蚀性，保证钢的渗碳性能。Cr与Mo共同作用形成合金碳化物，提高渗层碳含量而不降低渗层深度。Mo是主要的沉淀强化元素，在回火过程中形成Mo₂C和Fe₂Mo相，提高钢的强度和耐热性。V和Nb是强碳化物形成元素，在钢中形成MC型碳化物，可细化晶粒，提高热强性。

另一方面，提供一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢的制备方法，包括以下工艺步骤：

步骤一、真空冶炼；

步骤二、钢锭扩散退火：加热温度为1200℃～1270℃，保温时间不少于30h；

本发明钢中含较多的碳化物形成元素Cr、Mo、V和Nb等，钢液在凝固过程中由于枝晶偏析会形成大量粗大共晶碳化物，这些共晶碳化物在随后的热加工变形和热处理过程中，无法固溶而残留下来，从而显著降低钢的韧性和疲劳性能。因此，必须对钢锭进行高温扩散退火，根据钢的成分不同，加热至1200℃～1270℃之间不同温度进行不少于30h的保温，通过原子扩散使共晶碳化物逐渐固溶于奥氏体基体中，并使钢的成分均匀化。

步骤三、钢锭开坯；

步骤四、热加工成材；

步骤五、钢材预备热处理；

步骤六、最终热处理：包括真空淬火、冷处理和回火。

经过上述工艺制备的钢主要应用于飞机起落架、航空发动机主轴、直升机旋翼轴等主承力构件。

若应用于航空发动机、直升机、装甲车辆、高速列车、重型汽车、风电装置及工程机械等装备机械传动***的齿轮和轴承等零部件，还需要在步骤五和步骤六中间增加真空渗碳步骤，具体如下：

加热温度为950℃～1000℃，渗碳气氛压强为120Pa～800Pa，渗扩比控制范围为0.1～1.0，随着渗碳时间增加，渗扩比逐渐降低；渗剂为乙炔。根据渗碳层硬度、深度和组织的要求选择相应的渗碳温度、渗扩比、脉冲数和渗剂流量。

一般钢的渗碳温度在920℃～930℃，高于930℃渗碳将导致渗层碳化物粗大，心部晶粒长大。本发明钢具有较强的抗晶粒长大能力，钢的淬火温度高于渗碳温度，因此在950℃～1000℃范围内进行真空渗碳，钢处于奥氏体和碳化物共存区，碳化物钉扎奥氏体晶界，阻碍晶粒长大，故渗碳后心部和渗层组织细小，提高了心部强韧性以及渗层硬度和疲劳性能。渗碳气氛压强选择120Pa～800Pa，渗扩比选择0.1～1.0且逐渐降低，从而使渗碳层碳浓度和硬度分布合理，避免形成粗大网状碳化物。

所述步骤一中所述的真空冶炼方法采用“真空感应熔炼+真空电弧重熔”、“真空感应熔炼+电渣重熔”或“真空感应熔炼+电渣重熔+真空电弧重熔”。

所述步骤三所述的钢锭开坯具体如下：

加热温度为1100℃～1180℃，保温时间为1～3h，采用反复镦拔变形，镦拔次数不少于5次，加热温度逐次降低，每次镦拔变形的锻造比不小于2。

在扩散退火基础上，通过5次以上反复镦拔变形，每次镦拔变形的锻造比不小于2，以降低钢的各向异性，提高致密性和均匀性，细化晶粒，并使材质进一步均匀化，从而提高钢的强韧性和疲劳性能。

所述步骤四所述的热加工成材具体如下：

将开坯后的中间坯经过锻造或轧制成材；锻造温度范围为900℃～1120℃，锻造比不小于3。锻造或轧制后缓冷至室温，然后重新加热至660℃～720℃进行高温回火，保温时间不少于8h，炉冷或空冷。

所述步骤五所述的钢材预备热处理具体如下：

包括不完全退火和高温回火，退火和回火后炉冷或空冷。

步骤六中所述的真空淬火，加热温度为1050℃～1120℃，保温时间为0.5h～2h，空冷或油冷；所述的冷处理，冷却温度为-60℃～-100℃，保温时间为1h～3h，空气中回温至室温；所述的回火，加热温度为480℃～560℃，保温时间为2h～3h，空冷或油冷，回火2～3次。

根据本发明钢的化学成分，淬火温度选择1050℃～1120℃，保温时间为0.5h～2h，以保证淬火加热时获得完全奥氏体组织并使其成分均匀化，从而在淬火后获得均匀的低碳板条马氏体组织，使钢具有良好的韧性和塑性。淬火后通过在-60℃～-100℃之间保温1h～3h进行冷处理，使残余奥氏体转变为马氏体，以进一步提高钢的强度。最后在480℃～560℃进行高温回火，从马氏体基体中析出M₂C和Fe₂Mo等纳米强化相，产生沉淀强化作用，使钢达到超高强度，根据本发明钢的化学成分选择最佳回火温度。

经过上述工艺处理钢的基体组织为低碳板条马氏体，在板条马氏体中析出了纳米尺度的M₂C碳化物相和Fe₂M金属间化合物相。钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度不小于

密度不大于8.0g/cm³，使用温度达到450℃。

经过真空渗碳后钢的渗碳表层达到超硬化，钢的渗碳层组织为高碳马氏体、颗粒状未溶碳化物和少量(体积分数不大于8％)残余奥氏体，在高碳马氏体中析出了纳米尺度的M₂C碳化物相和Fe₂M金属间化合物相，表面硬度≥850HV。钢的心部组织为低碳板条马氏体，在板条马氏体中析出了纳米尺度的M₂C碳化物相和Fe₂M金属间化合物相。

本发明的有益效果是：

本发明钢具有优越的沉淀硬化性能和渗碳性能。经过淬火和回火处理，获得超高强度高韧性，可满足起落架、主轴、旋翼轴和扭力轴等主承力构件的使用需求。经过渗碳、淬火和回火处理，心部获得超高强度高韧性，表层获得超高硬度，可满足高功率密度传动***中齿轮、轴承等零部件的使用需求。

专利CN201910693644.6公开的超强耐热齿轮轴承钢具有优越的强韧性、耐热性和渗碳超硬化性能。如前所述，由于加入了W元素，钢的密度较高。因此，为了降低密度，达到良好的减重效果，在专利CN201910693644.6基础上，取消W元素进行试验研究。根据公知的技术效果，Mo和W可抑制钢的高温回火脆性，有利于韧性提高。Mo含量有一个最佳值，高于或低于这个值都不能很好的抑制回火脆性。据统计，最佳Mo含量约为0.5％，随钢的化学成分不同，可能在0.2％～0.7％之间变化。W含量为Mo含量的2倍左右时，可达到与Mo相同的一致效果(见高等学校教材，《钢的热处理(原理和工艺)》(第三版)，胡光立、谢希文主编，西北工业大学出版社，2010:221-225)。专利CN201910693644.6中，Mo含量在3.0％～6.0％之间，W含量在0.5％～2.0％之间，故抑制回火脆性的作用主要依靠W元素。因此，取消W元素，可预料的结果应该是试验钢的回火脆性增大，导致韧性降低。然而试验结果却发现，试验钢的韧性不但没有降低，反而进一步增加。专利CN201910693644.6不同实施例中断裂韧度的变化范围为

而本发明钢不同实施例中断裂韧度变化范围为

明显高于前者。这一意想不到的结果与现有的回火脆性理论不符，是本领域技术人员所无法预料的。

此外，通过取消W元素，本发明钢的密度明显降低，同时仍具有优越的超高强度、耐热性和表层超硬化性能。钢的密度不大于8.0g/cm³，抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度韧度不小于

渗碳表面硬度不小于850HV，使用温度可达到450℃，可满足高功率密度传动***齿轮和轴承等传动构件以及飞机起落架、主轴、扭力轴等主承力构件的使用需求。

具体实施方式

在下面的描述中，没有示出公知的结构和技术，以避免对本发明造成不必要的模糊。下面结合具体实施例描述本发明钢的技术效果。本实施例采用真空感应熔炼及“真空感应熔炼+真空电弧重熔”的方法冶炼了12炉发明钢。

对钢锭进行钢锭扩散退火，加热温度为1210～1260℃，保温时间为30～80h。

对扩散退火后的钢锭进行镦拔开坯，加热温度为1100℃～1180℃，保温时间为1～3h，镦拔次数5次，加热温度依次为1180℃、1160℃、1140℃、1120℃和1100℃，每次镦拔变形的锻造比不小于2。

将开坯后的中间坯经过锻造或轧制成棒材。锻造温度范围为900℃～1120℃。锻后缓冷至室温，然后重新加热至660℃～720℃进行高温回火，保温时间不少于8h，炉冷或空冷。

对棒材进行预备热处理，包括不完全退火和高温回火。不完全退火温度为880℃～1020℃，保温时间不少于1h，炉冷至550℃以下出炉空冷或直接从退火温度出炉空冷；高温回火温度为660℃～720℃，保温时间不少于8h，炉冷至550℃以下出炉空冷或直接从退火温度出炉空冷。

将预备热处理后的棒材通过机械加工得到渗碳试样或工件，然后进行真空渗碳。加热温度为950℃～980℃，渗碳气氛压强为150Pa～600Pa，渗剂为乙炔，渗扩比0.2～0.6，随着渗碳时间增加，渗扩比逐渐降低。渗碳和扩散的脉冲数为20～50。

将真空渗碳的试样或工件进行最终热处理，包括真空淬火、冷处理和回火。真空淬火温度为1060℃～1120℃，保温时间为1h～1.5h，空冷或油冷；冷处理温度为-70℃～-100℃，保温时间为1h～2h，空气中回温至室温；回火温度为480℃～550℃，保温时间为2h～3h，空冷或油冷，回火3次，在每两次回火之间进行一次冷处理。

本发明钢的化学成分见表1，力学性能见表2。在表中列入了对比钢的化学成分和力学性能。

对比钢分为两类，一类是齿轮和轴承用钢，需要进行渗碳、淬火和回火处理，如表1和表2中的CH2000、C61、C64和CSS-42L；另一类是起落架等主承力构件用钢，不进行渗碳处理，只需要进行淬火和回火处理，如表1和表2中的S53、AerMet100和M54。

本发明钢既可作为齿轮和轴承用钢，又可作为起落架等主承力构件用钢。由表1可知，本发明钢与对比钢的化学成分明显不同。由表2可知，本发明钢具有优越的超高强度、高韧性和表层超硬化性能。与CH2000钢相比，韧性更高，密度降低；与C61、C64和CSS-42L钢相比，强韧性和渗碳性能更好；与S53钢相比，钢的屈服强度和韧性更高，与AerMet100和M54钢相比，钢的耐蚀性、耐热性和韧性更好，而且具有良好的渗碳性能。

如表1中为本发明钢与对比钢的化学成分(质量分数，％)，表2为本发明钢与对比钢的力学性能对照结果。

表1

表2

从表中对比数据可以看出，本发明钢经过淬火和回火后，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度不小于

可作为飞机起落架、发动机主轴等主承力构件用钢。发明钢经过渗碳和淬火、回火后，在前述性能基础上，渗碳表面硬度不小于850HV，可作为高功率密度机械传动***的齿轮和轴承用钢。

Claims (10)

1.一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢，其特征在于：钢的化学组成及质量分数为：0.08~0.20%C，10.0~15.0%Co，4.0~9.0%Ni，3.0~5.5%Cr，3.2~4.6%Mo，0~0.8%V，0~0.06%Nb，其余为Fe和杂质元素；杂质元素含量控制如下：S≤0.005%，P≤0.008%，Al≤0.02%，Ti≤0.004%，As≤0.03%，Sn≤0.03%，Sb≤0.003%，Pb≤0.002%，Bi≤0.002%，[O]≤0.0015%，[N]≤0.002%，[H]≤0.0001%；钢经过淬火和回火后，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1700MPa，断裂韧度不小于80MPa

；钢经过渗碳和淬火、回火后，渗碳表面硬度不小于850HV。

2.一种如权利要求1所述的超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢的制备方法，其特征在于：包括以下工艺步骤：

步骤一、真空冶炼；

步骤二、钢锭扩散退火：加热温度为1200℃~1270℃，保温时间不少于30h；

步骤三、钢锭开坯：加热温度为1100℃~1180℃，保温时间为1~3h；

步骤四、热加工成材：将开坯后的中间坯经过锻造或轧制成材；锻造温度范围为900℃～1120℃，锻造比不小于3；

步骤五、钢材预备热处理：包括不完全退火和高温回火；

步骤六、最终热处理：包括真空淬火、冷处理和回火。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤五和步骤六中间还包括真空渗碳步骤，具体如下：

加热温度为950℃～1000℃，渗碳气氛压强为120Pa~800Pa，渗扩比控制范围为0.1~1.0，随着渗碳时间增加，渗扩比逐渐降低；渗剂为乙炔。

4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤一中所述的真空冶炼方法采用“真空感应熔炼＋真空电弧重熔”、“真空感应熔炼＋电渣重熔”或“真空感应熔炼＋电渣重熔＋真空电弧重熔”。

5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤三所述的钢锭开坯采用反复镦拔变形，镦拔次数不少于5次，加热温度逐次降低，每次镦拔变形的锻造比不小于2。

6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤四所述的热加工成材具体如下：

锻造或轧制后缓冷至室温，然后重新加热至660℃～720℃进行高温回火，保温时间不少于8h，炉冷或空冷。

7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤五退火和回火后炉冷或空冷。

8.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：

步骤六中所述的真空淬火，加热温度为1050℃~1120℃，保温时间为0.5h~2h，空冷或油冷。

9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：

步骤六中所述的冷处理，冷却温度为-60℃～-100℃，保温时间为1h~3h，空气中回温至室温。

10.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：

步骤六中所述的回火，加热温度为480℃~560℃，保温时间为2h~3h，空冷或油冷，回火2~3次。