一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及铸钢技术领域，具体而言，涉及一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢及其制备方法。

背景技术

基于通过V、Nb、Ti等元素形成弥散分布碳化物提高钢的强度的微合金钢技术已应用五十余年，其技术经济优势显著，在钢铁工业中获得了广泛应用。微合金化低碳高强钢(HSLA)占世界钢产量的15％左右，与通过淬火+回火型热处理形成马氏体回火组织(回火马氏体、回火屈氏体、回火索氏体)获得的高强钢相比，微合金钢的强化主要依赖于第二相析出而非添加大量淬透性提高合金元素。当轧制工艺合适时，可获得细小铁素体或贝氏体晶粒及高密度纳米第二相，钢的屈服强度最高可超过1200MPa，而其合金元素含量大大低于同强度级别淬火+回火类钢，有利于焊接性的改善及成本的降低，因此许多行业和工况中采用控轧控冷实现沉淀强化的HSLA钢已经替代传统淬火+回火型钢。

对于船舶、石化、海工、建工等领域，大刚性结构部位往往需要采用大壁厚铸钢，这些铸钢对强韧性、焊接性等综合性能要求较高。为保证高强度和淬透性，淬火+回火型铸钢需要提高C和合金元素含量，但对韧性和焊接性产生不利影响。因存在这一矛盾，大壁厚铸钢难以同时兼顾材料的强韧性、热处理和焊接工艺性。与控轧控冷成型的钢板相比，铸钢内部位错密度少，且没有形变诱发细晶和第二相粒子形核过程，单纯依靠成分设计和热处理工艺调节，实现高密度纳米第二相析出强化难度很大。正因为微合金低碳铸钢性能调控手段有限，目前相关研究较HSLA钢板少得多。国内现有公开论文公开的结果中，结构用非淬火+回火型微合金铸钢件屈服强度一般不超过450MPa，其韧性水平较低，通常只考察U型夏比低温冲击韧性或者室温V型夏比冲击韧性。由于铸钢内位错密度低，提高非淬火+回火型微合金铸钢强度可行路线有细晶强化和沉淀强化，但即使采用多种工艺措施，砂型铸造的成品铸件晶粒度也很难达到9级以上；微合金铸钢主要采用单一类型的碳氮化物或硼化物作为强化相，这些相硬脆性较大，且与基体为半共格或非共格关系，由于析出强化效果与第二相的体积分数的二分之一次方成正比，与第二相颗粒的尺寸成反比，而这些强化相的尺寸容易超过临界半径，因此微合金铸钢的析出强化通常为位错绕过机制，其强化效果较位错切过机制大大降低，而通过增加体积分数则需要添加更多的C和微合金元素，损害韧性和焊接性。目前450MPa以上级别的微合金铸钢件有相当比例的热处理方式为淬火+回火，形成回火马氏体或者回火屈氏体获得高强度而非依赖沉淀强化，这种组织的铸钢通常尺寸较小，大部分用于机械结构中，其添加微合金元素的主要目的是在保证铸件淬透性和强韧性的同时细化晶粒、降低成本。

总结国外非淬火+回火型微合金铸钢论文及专利情况，可知：德国设计了一种C-Mn-Mo-Nb-V的微合金铸钢，其C质量分数为0.1％、Mo质量分数为0.4％、Mn质量分数为1.65％，采用正火+回火处理后获得多边形铁素体组织，屈服强度达到460MPa，延伸率为29％，断面收缩率为67％。美国专利US4634476公开了一种含Cu铸钢，其元素质量百分数为C:0.07-0.12％；Si:0.20-0.60％；Mn:0.90-1.20％；Mo:0.3-0.5；Ni和Cr≤0.35％；Cu≤0.35％；V:0.05-0.1％的铸钢，其屈服强度为450-655MPa；抗拉强度为620-795MPa；-40℃KV2可达54J至95J，根据专利文本，该材料主要用于美国军舰制造，目的就是用来替代HY80和HY100铸钢。美国专利US2012/018019112A1提出了一种低合金铸钢，其合计质量百分数为C:0.1-0.2％；Si:0.1-0.5％；Mn:0.40-1.20％；Cr:0.2-0.7％；Ni:2-3％；Mo:0.1-0.5％，屈服强度不低于600MPa，0℃KV2≥70J，但其实际采用了淬火+回火工艺。还有法国Pont-a-Mousson公司的Mn-Mo-Nb系微合金铸钢Centrishore V、Paris-Outreau公司的HRS牌号微合金铸钢，用于钢管，二者屈服强度均超过600MPa，主要采用Nb作为微合金元素，但需要离心铸造工艺。综上所述，虽然国外已经存在屈服强度超过600MPa微合金钢，但其热处理工艺仍然采用淬火+回火，或者使用了特殊的铸造工艺，限制了其应用范围。

总结国内非淬火+回火型微合金铸钢论文及专利情况，可知：中南大学雷勇等在CN103194687A公开了一种低温用0.07C-1.4Mn-0.35Ni-0.3Cr-0.3Mo-0.05V铸钢，经正火+回火处理后，屈服强度为475MPa，-40℃U型缺口夏比冲击吸收能量为113J，但它主要强化方式并非第二相弥散强化，而是产生贝氏体强化。在目前公开的正火+回火型铸钢专利中，采用微合金碳化物进行沉淀强化作为主要强化方式的有CN1916217A、CN100491573C、CN1570182A、CN1330788C、CN1033845A。其中，专利CN1916217A和CN100491573C涉及的铸钢主要用于柴油机机座，其组织为铁素体+弥散碳化物，屈服强度为480-500MPa；专利CN1570182A和CN1330788C涉及的铸钢，碳含量最高可达0.5％，其组织为贝氏体+马氏体，该成分和组织限制了铸件最大尺寸且不可焊接，主要用于机械零件；而专利CN1033845A涉及的铸钢使用工况效果较好，主要用于结构中，其主要元素为C、Mn、Nb、Ti、Mo，但在450MPa以下，其屈服强度较低。

综上所述，通过文献及专利检索，虽然美国专利US4634476所描述的铸钢成分碳含量0.07-0.12％，硅含量0.20～0.60％，锰含量为0.90～1.20％，钼含量0.30-0.50％，钒含量为0.05～0.10％，氮含量为0.009～0.0125％，最高硫含量0.010％，铬含量不超过0.30％，最高镍含量0.30％，最高钛含量0.01％，最高铜含量0.35％，最高铝含量0.07％，磷最高含量0.015％，且其主要技术思路是通过添加不高于0.5％的Mo和少量Cu促进淬火+高温回火过程中贝氏体和Cu时效相的析出，为提高铸钢的淬透性还添加了少量Ni和Cr，但其对于提高非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级的效果较差，且该方式制备的铸钢成本较高；故而，研究如何在提高铸钢低温韧性的基础上降低其铸造成本具有重大意义。

在专利CN1644748A中提及一种高硫减摩耐磨铸钢及其生产方法，包括适合于在550℃以下使用的高硫减摩耐磨铸钢一般在铸态下使用，也可进行消除内应力退火或正火、欠速淬火(应有与其适应的成分配方)；或铸造后在500～620℃高温回火；适合于在550～700℃使用的高硫减摩耐磨铸钢的热处理是：加热到900～1120℃保温后空冷淬火或油冷淬火，在600～720℃回火或铸造后在700～780℃高温回火，在不同的温度下，采取不同的热处理方式铸钢进行处理，但是其仍需采用淬火工艺，对于非淬火工艺的铸钢屈服等级的提高效果仍较差。

发明内容

有鉴于此，本发明旨在提出一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢及其制备方法，以解决现有技术中存在的非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级提高效果较差、较大尺寸结构铸件常规工艺下，低温韧性较低，成本较高的问题；以此达到实现将非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级进一步提高，提高较大尺寸结构铸件常规工艺下的低温韧性，并降低较大尺寸结构铸件常规工艺下的成本消耗。

为达到上述目的，本发明的技术方案是这样实现的：

本发明涉及的一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢及其制备方法，通过一系列热力学分析、DFT理论分析及试验，确定了一种450MPa级铸钢的合金，较一般的碳化物微合金铸钢具备更高的低温韧性和碳当量；所述一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢材料以质量分数百分比计，由下列成分构成：C：0.06-0.13％、Mn：1.3-1.9％、Si：0.2-0.4％、Ni：0.5-1％、Mo：0.18-0.42％、V：0.05-0.09％、Cu：0.25-0.65％。

一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢的制备方法，所述方法用于制备所述的一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢，包括以下步骤：

步骤一、将坯料加入电弧炉或感应炉中；

步骤二、对坯料进行常规冶炼，得到具有所需质量目标成分的钢液；

步骤三、调整钢液的温度并出钢，得到半成品铸钢；

步骤四、对半成品铸钢进行热处理，得到成品铸钢；

步骤五、铸钢合格性判断，得到高质量成品铸钢。

进一步，步骤二中，常规冶炼指的是采用普遍的铸钢冶炼方法进行冶炼，且冶炼铸钢时，由于含铜钢中，Mn、Si、Ni可调节范围较宽，能够通过添加V、Nb进行微合金化，并加入Cr、Mo中的任意一种或多种元素联用。

进一步，步骤三中，调整钢液温度，并将钢液浇注至模具中，出钢得到半成品铸钢。

进一步，浇注温度为1540℃-1580℃之间。

进一步，步骤四中，进行热处理的方法包括以下步骤：

步骤S41：对半成品铸钢进行均匀化处理；

步骤S42：再进行正火处理；

步骤S43：正火后，进行回火处理；

步骤S44：回火后处理：回火后进行快速冷却降温处理。

进一步，步骤S41中，对铸造后的半成品铸钢进行均匀化处理，均匀化处理温度范围为：980℃-1100℃。

进一步，步骤S42中，设置正火温度范围为860℃-940℃，正火保温时间T2计算方式为：T2＝t+D×t1，其中，t为预设时间，t1为预设误差时间值，D为铸钢的有效壁厚。

进一步，步骤S43中，回火温度范围为550℃-680℃，回火时间T3范围为1h-4h。

进一步，步骤五中，铸钢的合格性判断是按照低合金高强钢裂纹敏感系数PCM公式和国际焊接学会推荐的碳当量CE公式进行计算分析，用于进一步确定铸钢的品质，筛选得到高质量成品铸钢。

相对于现有技术，本发明所述的一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢及其制备方法，具有以下有益效果：

通过所述的结构以及热处理方法，能够通过软质含Cu相替代部分硬质碳化物第二相，提高位错切过效应和析出强化增量，以实现将非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级进一步提高，通过软质含Cu相替代部分硬质碳化物第二相，提高位错切过效应和析出强化增量，以提高较大尺寸结构铸件常规工艺下的低温韧性，且通过简单的热处理工艺降低了较大尺寸结构铸件综合成本。

附图说明

构成本发明的一部分附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：

图1为制备方法流程示意图；

图2为热处理方法流程示意图；

图3a为析出物动力学分析结果(570℃)，FCC-Cu平均半径(位错形核)示意图；

图3b为析出物动力学分析结果(570℃)，FCC-Cu体积分数(位错形核)示意图；

图3c为析出物动力学分析结果(570℃)，FCC-Cu临界半径(位错形核)示意图；

图3d为析出物动力学分析结果(570℃)，(Mo,V)C平均半径(体形核)示意图；

图3e为析出物动力学分析结果(570℃)，(Mo,V)C体积分数(体形核)示意图；

图3f为析出物动力学分析结果(570℃)，FCC-Cu平均半径(体形核)示意图；

图3g为析出物动力学分析结果(570℃)，FCC-Cu体积分数(体形核)示意图；

图4a为析出物动力学部分分析结果，(Mo,V)C平均半径(640℃体形核)示意图；

图4b为析出物动力学部分分析结果，(Mo,V)C体积分数(640℃体形核)示意图；

图4c为析出物动力学部分分析结果，(Mo,V)C平均半径(600℃体形核)示意图；

图4d为析出物动力学部分分析结果，(Mo,V)C体积分数(600℃体形核)示意图。

具体实施方式

下文将使用本领域技术人员向本领域的其它技术人员传达他们工作的实质所通常使用的术语来描述本公开的发明概念。然而，这些发明概念可体现为许多不同的形式，因而不应视为限于本文中所述的实施例。

需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。

在现有技术中，结构用铸钢是船舶工业、海洋工程、矿山、电力及机械工程等不可缺少的重要材料，主要用于形状复杂、需要焊接、对刚度有较高要求的部位。由于淬火+回火型铸钢需要添加较多合金元素以提高淬透性、保证强韧性，造成成本和焊接冷裂倾向提高；虽然国外已经存在屈服强度超过600MPa微合金钢，但其热处理工艺仍然采用淬火+回火，或者使用了特殊的铸造工艺，限制了其应用范围；国内的主要用于结构中时，其主要元素为C、Mn、Nb、Ti、Mo，使其屈服强度较低，且部分的成本较高；此外，根据Orowan型沉淀钢屈服强度经验公式以及热力学和第一性原理计算可知，通过V、Ti、Nb、Zr、Ta某一种微合金化元素半共格碳氮化物析出强化的铸钢，屈服强度极限约为400MPa，即使计入固溶和细晶强化，也只能提高到450MPa左右，虽然发明人通过在V-Nb合金系铸钢中添加Mo，通过多种碳化物同时析出并充分利用C固溶强化虽然可使屈服强度突破500MPa，但其低温韧性还有继续提高的空间，通过不同工艺进行热处理，其0℃和-40℃夏比V型冲击均值最高只有41J和35J，还不能满足某些对低温韧性要求较高的工况。

为了解决现有技术中存在的非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级提高效果较差、较大尺寸结构铸件常规工艺下，低温韧性较低，成本较高的问题；本实施例在电子结构理论在第二相强化型船体钢研究中的应用(LW190102)基础上，提出一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢及其制备方法，通过一系列热力学分析、DFT理论分析及试验，确定了一种450MPa级铸钢的合金，较一般的碳化物微合金铸钢具备更高的低温韧性和碳当量；所述一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢材料以质量分数百分比计，由下列成分构成：C：0.06-0.13％、Mn：1.3-1.9％、Si：0.2-0.4％、Ni：0.5-1％、Mo：0.18-0.42％、V：0.05-0.09％、Cu：0.25-0.65％，主要依据如下：

V、Mo和C元素的设置：相比于现有技术，单一V元素能与C形成VC，且在等摩尔条件下V形成VC第二相的体积分数仅次于Zr元素，且VC与基体错配度较小，长大倾向低，故采用V作为主要微合金元素；Mo与V同时加入后，钢中第二相总分数大幅提高，且P63/mmc结构(Mo,V)C成为主要析出的碳化物，在纳米尺度下，该相较FCC型MC碳化物硬化效果更明显，但可能更易长大和造成钢脆化；Mo还会使组织更接近贝氏体，但若Mo过高则会有P6-m2型MoC析出，这种相硬脆倾向更明显；本发明在C-V的基础上添加Mo，以引入P63/mmc型(Mo，V)C增加碳化物总量，并在尽量降低P6-m2型MoC总量和保证焊接性的前提下提高含C量；由于材料内还有Cu时效相，故碳化物总量较低时即可达到所需强度，这有利于降低材料C当量，并保证较好的低温韧性和焊接性；故而，最终确定：V质量分数0.05％-0.1％，Mo质量分数0.25％～0.40％，C质量分数0.06％-0.13％。

Ni、Mn元素的设置：添加Mn和Ni以提高韧性，由于Ni价格较高，且该铸钢中碳化物对低温韧性的损害程度应不算太高，故添加Ni的质量分数为0.5％-1％，Mn质量分数稍高，为1.3％-1.9％，Mn含量太高反而会降低材料低温韧性。

Cu元素的设置：添加少量Cu可以替代半共格碳化物实现析出强化，且Cu析出相尺寸长大倾向通常更低，且具有更低的剪切模量，因此其较碳化物更有利于保证高析出强化效果，并可降低对材料韧性的损害，基于计算分析结果和目标强度范围，可加入的Cu的质量分数为0.35％-0.65％之间。

综上所述，根据研究结果表明，含Cu钢中Ni、Mn、Si允许含量范围较宽，但Si元素除有一定的固溶强化和Cu时效相与基体的界面强化作用外，对基体韧性的提高无太大作用；而Cr虽然对提高材料强度有利，但其含量不当可能会导致基体析出存在复杂结构的Cr7C3、Cr3C2等碳化物，对材料韧性存在不利影响，虽然V和Mo对抑制Cr的碳化物有一定作用，但Cr含量可调节范围仍然较低。权衡利弊后将Cr、Si作为残余元素控制，质量分数不应高于0.4％。另外杂质元素S、P和残余Al质量分数按照铸钢的一般要求控制即可，分别不高于0.01％、0.015％和0.06％。

具体的，在以上元素种类和成分范围确定过程中，主要采用试验、理论和计算分析相结合的方式；材料设计中用到了以下材料强化增量公式：

考虑固溶强化Δσ

σ＝(Δ

位错强化Δσ

Δσ

G为剪切模量，采用计算值69GPa；b为柏氏矢量为＜111＞/2位错的模，为0.249nm；α为比例系数，对α-Fe基材料取0.5。

第二相强化根据Gladman推导的Orowan粒子析出强化Δσ

Δσ

可知第二相强化增量与体积分数f和粒子直径X有关，粒子直径X在1-10nm时效果最好。

界面强化分量：

Δτ

共格弹性畸变强化：

Δτ

模量强化：

以上公式(4)-(6)之和与泰勒因子2.73的乘积是第二相导致的屈服强度总的增量，公式中的基体柏氏矢量b、基体和第二相的剪切模量G、错配度ε均带入相应数值，γ

研究中发现通过单纯通过VC、TiC、ZrC等FCC相析出，铸钢难以产生足够的析出强化使总屈服达到450MPa以上，主要原因就是碳化物体积分数太少，且容易长大；C-Mo-V经过合理的配方设计，屈服虽然可以超过550MPa，前期已经探明了C-Mo-V的最佳强化比例，但由于基体和第二相模量差异较大，界面易产生裂纹导致铸钢低温韧性仍有进一步提高的空间。

优选的，冶炼铸钢时，由于含铜钢中，Mn、Si、Ni可调节范围较宽，能够通过添加V、Nb进行微合金化，并加入Cr、Mo中的任意一种或多种元素联用，用于提高铸钢的性能，具体的，考虑采用含铜相替代部分(Mo,V)C，前期通过计算分析和试验验证也已探明含Cu钢中，Mn、Si、Ni可调节范围较宽，且添加V、Nb进行微合金化，并与Cr、Mo等元素联用是可行的。

因此，在C-Mo-V的最佳强化比例的基础上，降低了C和V含量，开展进行分析。计算第二相强化增量，针对含铜相：错配度ε取BCC-Cu和FCC-Cu平均值，界面能取Prisma数据库中0.41J/m

还预测了640℃下当时效1-4h时计算析出强化增量为145MPa-156MPa，结合(Mo,V)C在该温度下的强化贡献，FCC-Cu贡献了70％-80％的时效强化增量；570℃时效1至4小时，在FCC-Cu(权重)和(Mo,V)C的共同作用下，析出强化分量分别为11MPa-17MPa和32MPa-76MPa；680℃时效1至4小时，在FCC-Cu和(Mo,V)C的共同作用下，析出强化分量分别为17MPa-78MPa或122MPa-148MPa，具体的如下表1-2所示。

表1 C-V-Mo-Cu系试制铸钢研究过程部分结果

表2 C-V-Mo-Cu系试制铸钢及其固溶强化分量

因而，可知通过对制备的铸钢材料以及质量分数百分比的控制，能够在基于沉淀强化型HSLA钢板取代调质型钢板的基础上，实现上述一种非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢的制备，实现将非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级进一步提高，提高较大尺寸结构铸件常规工艺下的低温韧性，且能够通过软质含Cu相替代部分硬质碳化物第二相，提高位错切过效应和析出强化增量，以实现将非淬火+回火型微合金沉淀强化型铸钢屈服强度等级进一步提高，通过软质含Cu相替代部分硬质碳化物第二相，提高位错切过效应和析出强化增量，以提高较大尺寸结构铸件常规工艺下的低温韧性，且通过简单的热处理工艺降低了较大尺寸结构铸件综合成本。

一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢的制备方法，所述方法用于制备所述的一种结构用含Cu的Mo-V微合金铸钢，包括以下步骤：

步骤一、将坯料加入电弧炉或感应炉中；

步骤二、对坯料进行常规冶炼，得到具有所需质量目标成分的钢液；

步骤三、调整钢液的温度并出钢，得到半成品铸钢；

步骤四、对半成品铸钢进行热处理，得到成品铸钢；

步骤五、铸钢合格性判断，得到高质量成品铸钢；

其中，步骤二中，常规冶炼指的是采用普遍的铸钢冶炼方法进行冶炼，且冶炼铸钢时，由于含铜钢中，Mn、Si、Ni可调节范围较宽，能够通过添加V、Nb进行微合金化，并加入Cr、Mo中的任意一种或多种元素联用；步骤三中，调整钢液温度，并将钢液浇注至供铸钢使用的模具中，出钢得到半成品铸钢；浇注温度为1540℃-1580℃之间，在本实施例中，供铸钢使用的模具采用的是砂型模具，以便于降低成本，提高铸钢的塑型。

通过所述方法，能够降低较大尺寸结构铸件常规工艺下的成本消耗，相比于现有技术中，由于铸钢无法借助控轧控冷方法充分细化晶粒并提高位错和纳米级第二相密度，目前沉淀强化型铸钢的综合性能水平较低，其屈服强度很难超过450MPa，且此时低温韧性不高，制约了微合金沉淀强化型铸钢的应用范围；通过所述制备方法及铸钢材料成分的设置，能够在结合材料计算的方法上，发明一种结构用含Cu的Mo-V微合金沉淀强化型高强铸钢及其热处理方法，在使屈服强度稳定提升至450MPa以上的同时，保持较高低温韧性水平，此外，本申请中的铸钢对冶炼和铸造无特殊要求，采用常规的电弧炉或者感应炉，按照普通铸钢冶炼方法进行冶炼可以获得以上目标成分；最后调整钢液温度后出钢，浇注温度控制在1540℃-1580℃，与普通低合金铸钢冶炼和铸造工艺相当，能够更进一步简化铸钢制备的复杂度，提高铸钢的制备效率，增强铸钢制备的质量，并降低铸钢的成本，提高铸钢的大批量生产的可能，提升铸钢的经济效益。

步骤四中，所述热处理工艺主要包括均匀化处理+正火+回火，进行热处理的方法包括以下步骤：

步骤S41：对半成品铸钢进行均匀化处理；

步骤S42：再进行正火处理，用于固溶合金元素，并在冷却过程中细化晶粒；

步骤S43：正火后，进行回火处理，用于使强化相析出；

步骤S44：回火后处理：回火后应尽量快冷，即尽量进行快速冷却降温处理；

其中，步骤S41中，对铸造后的半成品铸钢进行均匀化处理，用以消除偏析，均匀化处理温度范围为：980℃-1100℃，均匀化处理保温时间T1根据铸钢的壁厚设置；步骤S42中，正火的目的是固溶合金元素并在冷却过程中细化晶粒，根据目标成分的特点，设置正火温度范围为860℃-940℃，正火保温时间T2计算方式为：T2＝t+D×t1，其中，t为预设时间，t1为预设误差时间值，D为铸钢的有效壁厚，在本实施例中，t＝30min，t1取值范围为1min-2min，但实际并不限于此，根据所需设置；步骤S43中，回火温度范围为550℃-680℃，回火时间T3范围为1-4h，具体的，回火主要是为了使强化相析出，综合考虑不同保温温度和保温时间对碳化物和富Cu析出相的体积分数和尺寸的变化规律，其回火工艺为550℃-680℃×1h-4h；步骤四中，步骤S41-步骤S43可重复进行两次，或是步骤S43重复进行两次，用于提高铸钢的质量和性能，即能够通过进行两次均匀化处理+正火+回火，或通过进行两步回火，以获得更高的铸钢性能，在本实施例中，T1、T2、T3、t、t1、D的具体数值均根据所需设置。

通过所述制备方法中包括的一种结构用含Cu的Mo-V微合金沉淀强化型铸钢及其热处理方法，使得铸钢的强度可调范围更宽，通过选择合适的成分及均匀化处理+正火+回火热处理工艺，可使铸钢获得450MPa以上屈服强度，并保证较高的低温韧性，此外，所制备的铸钢突破了现有微合金沉淀强化型铸钢的屈服强度极限，通过简单的均匀化处理+正火+回火热处理工艺可实现高强度，能够满足船舶工业、海洋工程、矿山、电力及机械工程等对铸钢强度和低温韧性有较高要求的领域，尤其适用于对铸件壁厚及低温韧性有较高要求，不便进行淬火+回火处理即调质处理且需要焊接的结构和工况，且合金元素用量低，有利于降低材料成本和制造成本，是一种值得推广的技术；此外，采用电弧炉或感应炉冶炼及砂型铸造，并通过均匀化处理+正火+回火热处理工艺获得成品，通过多种碳化物析出及C固溶强化实现复合强化；均匀化处理温度为980℃-1100℃；正火温度为860℃-940℃，回火工艺为550℃-680℃×1h-4h；采用φ160mm铸锭进行性能检验，其性能满足屈服强度Rp0.2≥450MPa，抗拉强度Rm≥610MPa，断面收缩率A≥22％，延伸率Z≥70％，在0℃和-40℃低温下具有较高的夏比V型冲击值，夏比冲击均值能保证0℃KV2≥80J，-40℃KV2≥41J，相较于普通微合金沉淀强化型铸钢强度明显提高，且与单纯依靠碳化物强化的微合金铸钢相比，低温韧性有显著进步。

步骤五中，铸钢的合格性判断是按照低合金高强钢裂纹敏感系数PCM公式和国际焊接学会推荐的碳当量CE公式进行计算分析，用于进一步确定铸钢的品质，筛选得到高质量成品铸钢，提高对所制备的铸钢的质量检测；其中，根据以上目标成分，按照伊藤等提出的低合金高强钢裂纹敏感系数P

其中，P

表3

由上述表3内容可知：铸钢CE和P

因而，通过在制备过程中，通过砂型浇注出钢后，得到成品铸钢铸件，并通过对铸件的合格性筛选，能够通过具体的理论数据，判别铸钢的性能和品质，进而极大程度的提高铸钢的合格率，并加以区分铸件的品质等级，能够有效分别出具有优质性能的铸件，并进一步提升铸件的经济效益，降低铸钢的成本消耗，增强铸钢的稳定性和品质。

实施例1：采用感应炉进行冶炼并进行砂型浇注，利用本发明的技术路线，对铸钢进行热处理。按照正常熔炼工艺浇注成φ140mm的试棒，均匀化处理温度为1050℃，正火温度为880℃，回火工艺为570℃×1h。

实施例2：采用感应炉进行冶炼并进行砂型浇注，利用本发明的技术路线，对铸钢进行热处理。按照正常熔炼工艺浇注成φ180mm的试棒，均匀化处理温度为1030℃，正火温度为900℃，回火工艺为620℃×2h。

实施例3：采用感应炉进行冶炼并进行砂型浇注，利用本发明的技术路线，对铸钢进行热处理。按照正常熔炼工艺浇注成φ140mm的试棒，均匀化处理温度为1030℃，正火温度为890℃，回火工艺为640℃×4h。

实施例4：采用感应炉进行冶炼并进行砂型浇注，利用本发明的技术路线，对铸钢进行热处理。按照正常熔炼工艺浇注成φ180mm的试棒，均匀化处理温度为1030℃，正火温度为880℃，回火工艺为660℃×2h。

实施例5：采用感应炉进行冶炼并进行砂型浇注，利用本发明的技术路线，对铸钢进行热处理；按照正常熔炼工艺浇注成φ140mm的试棒，均匀化处理温度为1030℃，正火温度为900℃，回火工艺为680℃×1h。

实施例6：采用感应炉进行冶炼并进行砂型浇注，利用本发明的技术路线，对铸钢进行热处理；按照正常熔炼工艺浇注成φ180mm的试棒，均匀化处理温度为1030℃，正火温度为880℃，回火工艺为570℃×4h。

以上实施例中材料的成分如表4和力学性能实测结果如表5和表6：

表4材料化学成分实测值

表5力学性能实测值

对比以下几种不含铜的正火+回火型复合微合金化铸钢或钢板(钢板易获得更高的析出强化增量和屈服强度，但其屈强比也会升高)，表明本专利在获得较高屈服强度和低温韧性的同时，具备更低的碳含量/碳当量，具体如下表6和7所示。

表6力学性能实测值

表7力学性能实测值

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。