本发明属于合金钢领域。主要适用于承受冲击载荷的零部件，特别是承受高速碰撞的部件。 诸如承受冲击载荷的零部件，要求所采用的材料必须具有良好的强韧性配合和较高的抗剪切失稳能力，即要求材料具有较高的抗拉强度和断裂韧性，以及较低的屈强比。表1列出了几种常 表1 几种常用超高强度钢的力学性能 用的超高强度钢的抗拉强度（σb）屈强比（σ0.2/σb）和断裂韧性（KIC）。 从表1看出，低合金超高强度钢的主要缺点是断裂韧性较低。马氏体时效钢的不足是屈强比太高，抗剪切失稳能力差。二次硬化马氏钢中的HP9-4-20、Hy180和AF1410的强度均较低，而AerMet100虽具有高的强度，但KIC较低，均不够理想（EP390468、US3502462、US3338709、US4076825）。 本发明的目的在于提供一种抗拉强度和断裂韧性高、屈强比低和综合性能良好的高强高韧钢。 基于上述目的，本发明的主要技术方案是在低碳的铁-镍-钴合金中加入铬、钼、铌、钛、铝和稀土元素，形成二次硬化马氏体钢。其具体的化学成分（wt%）为： C 0.20～0.27，Ni 8～10，Co 8～11，Mo 0.5～2，Cr 1～4，Nb 0.01～0.05，Ti 0.005～0.05，Al 0.005～0.05，RE 0.002～0.15，余为Fe;另外，要求S、P＜50ppm，N＜15ppm，O＜20ppm，Si≤0.10，Mn≤0.10 化学成分的设计依据如下： C与Cr、Mo等元素形成碳化物，提高钢的硬度和抗拉强度，并降低钢的屈强比。但过多的C会造成断裂韧性降低，C含量至少为0.20%，上限不超过0.27%。 Ni提高钢的淬透性，改善基体韧性，并降低钢的韧脆性转变温度;而过多的Ni将导致C的石墨化倾向，并使淬火组织中残余奥氏体量增加，Ni含量至少为8%，不超过10%。 Co一方面通过固溶强化提高钢的硬度和强度;另一方面，Co又延迟位错亚结构的回复，使碳化物在位错线附近形核，细化析出相。但过多的Co将使屈强比提高，而且使钢的成本大幅度上升，故Co控制在8～11%较为合适。 Mo在钢中与碳结合产生二次硬化，而过多的Mo将导致钢的韧性明显下降，所以Mo不超过2%，下限不少于0.5%。 Cr在1～4%的范围内，可以改善钢的韧性，并与Mo一起产生二次硬化。 少量Nb和Ti能有效地细化晶粒。Ti还能改变夹杂物的类型，提高其空穴形核抗力，改善钢的韧性。RE则通过改善夹杂物的形态和分布，对钢的韧性产生有利影响。 同时，为了获得良好的强韧性配合，必须严格控制杂质元素的含量，其中P、S以不超过50ppm为宜，O不超过20ppm，N不超过15ppm。 本发明钢采用真空感应炉冶炼加真空自耗炉重熔的熔炼工艺。熔炼后钢锭应在1200℃下进行均质化处理，随后在850～1170℃范围内进行热加工，热加工后在850～900℃温度下保温，进行正 火处理，然后在800～900℃温度之间进行固溶处理，最后在480～510℃范围内进行时效处理。 根据上述化学成分及生产方法所制备的本发明钢，不仅具有较高的抗拉强度和断裂韧性，而且还具有较低的屈强比。其拉抗强度σb≥1715MPa，σ0.2≥1490MPa，KIC≥135MPa m，σ0.2/σb≤0.89。 与现有技术相比，本发明不仅抗拉强度高，而且断裂韧性好，屈强比低，经济效果好。 实施例 根据所设计的化学成分范围，在50kg真空感应炉上冶炼了4炉本发明钢，其具体的化学成分如表2所示。 表2 实施例化学成分（wt%） 续表2 钢锭经1200℃，4小时均质化处理后，在1170℃温度下开坯，再加热至985℃，一次锻造成试样毛坯，试样机加工前经900℃、1小时正火处理，然后在650℃保温6小时进行软化处理，试样加工后在840℃温度下进行固溶处理，之后在480℃温度下进行时效处理。所有试样在时效后加工至最终尺寸。 试样在室温下分别进行拉伸性能试验和断裂韧性试验，所得 结果列入表3。 为了对比，将AF140、AerMet100合金的有关性能也列入了表3。 从表3看出，本发明具有与AF1410相近的KIC，但强度高于AF1410，且具有更低的屈强比;与AreMet100相比，本发明具有更高的断裂韧性。 表2 实施例与对比钢号的力学性能