一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法，钢板包括：C：0.07～0.12％，Si：0.05～0.15％，Mn：0.70～1.40％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cu：0.76～1.40％，Cr：0.20～0.60％，Ni：2.0～4.0％，Mo：0.20～0.80％，Nb≤0.10％，V：0.02～0.12％，Ti≤0.02％，Al≤0.04％，余量包括Fe和不可避免的杂质元素。其工艺步骤包括：炼钢和精炼、铸造、轧制、冷却与热处理工艺。所制备的钢板屈服强度≥1040MPa，抗拉强度≥1090MPa，延伸率≥15％，‑40℃夏比冲击功≥80J，性能优良，应用前景广阔。

权利要求

1.一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，其特征在于，其包括：C：0.07～0.12%，Si：

0.05～0.15%，Mn：0.70～1.40%，P≤0.015%，S≤0.005%，Cu：0.76～1.40%，Cr：0.20～0.60%，Ni：2.6～4.0%，Mo：0.20～0.60%，Nb≤0.10%，V：0.02～0.12%，Ti≤0.02%，Al≤0.04%，余量包括Fe和不可避免的杂质元素，以质量计，其中，所述屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法包括如下步骤：a、将设计配比的原料进行冶炼得到连铸坯，所述冶炼包括铁水预处理‑转炉冶炼‑炉外精炼；

b、对所述步骤a中所得连铸坯再加热，所述再加热的加热温度TF为1150℃～1250℃，加热时间为tF为4～6h；

c、对所述步骤b中所得坯料除鳞后进行第一阶段轧制，坯料除鳞后的温度Ts≥1120℃，终轧温度TRf≥980℃，得到中间坯；

d、对所述步骤c中所得中间坯进行第二阶段轧制，开轧温度TFs≤920℃，终轧温度TFf≥

860℃，得到钢板；

e、对所述步骤d中所得钢板进行直接层流冷却或淬火处理，冷却或淬火开始温度TCs为

820～860℃，结束温度TCf≤300℃，冷却速度RC≥15℃/s；

f、对所述步骤e中所得钢板，降至室温后进行回火热处理，回火温度TT为500～600℃，回火保温时间tT与成品钢板厚度h比值tT/h为1.5～3.5(min/mm)，其中，所述中间坯厚度H与钢板成品厚度h比值H/h≥2；连铸坯坯料初始厚度H0与钢板成品厚度h比值H0/h范围为4～9；单道次压下量ε≤16%。

2.根据权利要求1所述的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，其特征在于，还包括B和稀土RE中的至少一种，其中B≤0.002%，RE≤0.01%，RE选自钪、钇、镧、铈、镨、钕、钷、钐、铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱或镥中的至少一种。

说明书

一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明属于超高强度结构钢制造技术领域，具体涉及一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 二十一世纪将是海洋的世纪，为了充分利用海洋航运的便利，以及海洋丰富的资源，全世界各国都在积极发展船舶与海洋工程用材料。这些材料中，钢铁材料占据主导地
位，主流钢种的强度级别已经达到690MPa；DNV GL船规中在690MPa之上，新增890MPa、
960MPa两个钢级。目前，相关技术方案主要采用TMCP工艺或TMCP+调质工艺生产，存在轧机
负荷大、板形不良率高，低温韧性偏低，性能稳定性、均匀性差等不足。

[0003] 材料高强化一直是钢铁材料领域中的重要发展方向之一。在船舶与海洋工程中使用更高级别的钢材，可以减小钢材的壁厚。壁厚降低，一方面可以降低焊接难度和提高焊接
效率，另一方面减重后，钢结构的重心下移，安全性得到提高。

[0004] 目前，船规中虽然还没有960MPa级别以上的钢种设置，但是，已有专利文献公开了产品实物屈服强度达到1030MPa级别技术方案。

[0005] 中国专利申请号202010194255.1的专利申请公开了一种屈服强度960MPa级甚高强度海工钢板及其制造方法，采用TMCP‑淬火‑回火的工艺使用不低于5倍的总压缩比生产
厚度为8～50mm的钢板，产品实物屈服强度可以达到1053MPa。该方法不足之处为在奥氏体
再结晶区轧制是需要至少两个道次的低速大压下轧制，轧机负荷大；非再结晶区轧制完成
后，需要在缓冷槽中缓冷24小时以上再进行热处理，生产效率低。

[0006] 中国专利申请号为200510024775.3的专利申请公开了一种屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法，采用控轧‑空冷‑水冷+回火工艺生产屈服强度在960MPa以上
的钢板，产品实物屈服强度可以达到1073MPa。该方法的不足之处在于在两阶段控轧过程
中，对累积压下量下限值要求较高，分别为60％、50％，造成成品板厚≤16mm，且其低温冲击
韧性并不理想，实物‑40℃的冲击功仅33～50J。

[0007] 中国专利申请号为201010246776.3的专利申请公开了一种屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板制造方法，采用常规轧制或TMCP轧制+在线淬火或
离线淬火+低温回火或高温回火等两种方法生产，不添加V元素，产品实物屈服强度可以达
到1310MPa，但其‑40℃低温韧性不佳，平均值仅有31～73J。

[0008] 中国专利申请号为201410089398.0的专利申请公开了一种1100MPa以上级低温回火型高强钢板及其生产方法，采用连铸‑TMCP‑淬火‑低温回火工艺生产厚度为10‑40mm的钢
板，抗拉强度不低于1200MPa，‑40℃夏比冲击功纵向≥30J、横向≥27J。但该专利中钢板C含
量高，为C 0.16‑0.20％，对焊接性不利；含Cu低，没有充分利用Cu的析出强化作用，强韧性
匹配不佳。

[0009] 中国专利申请号为201911074737.7的专利申请公开了一种高韧性耐疲劳的Q1100超高强钢的生产方法，采用连铸‑轧制‑低温淬火‑回火工艺生产，抗拉强度1250‑1450MPa，‑
40℃冲击功纵向≥55J、横向≥50J，C含量偏高，为0.16‑0.20％，强韧性匹配以及焊接性能
不佳。

发明内容

[0010] 本发明是基于发明人对以下事实和问题的发现和认识做出的：已公开的技术方案主要采用TMCP工艺或TMCP+调质工艺生产，存在轧机负荷大、板形不良率高，低温韧性偏低，
性能稳定性、均匀性差等不足。

[0011] 本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。

[0012] 为此，本发明实施例提出一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，通过合理的成分设计，得到的超高强钢板的屈服强度不低于1040MPa，并且可以满足E级低温冲击韧性要
求。

[0013] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，其包括：C：0.07～0.12％，Si：0.05～0.15％，Mn：0.70～1.40％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cu：0.76～1.40％，
Cr：0.20～0.60％，Ni：2.0～4.0％，Mo：0.20～0.80％，Nb≤0.10％，V：0.02～0.12％，Ti≤
0.02％，Al≤0.04％，余量包括Fe和不可避免的杂质元素，以质量计。

[0014] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板带来的优点和技术效果，本发明的实施例中，屈服强度1040MPa以上级超高强钢板中拥有较高的Cu含量，发明人
发现，Cu含量超过一定量时，经固溶处理和时效后，有纳米尺寸的富Cu相析出，该相是硬度
低于周围基体的硬度，所以在变形过程中可以提供很好的变形协调作用，避免过早的产生
应力集中，使其具有良好的强韧性匹配效果。Cu含量过低时，无低硬度的纳米粒子析出，无
法实现良好的强韧性匹配。Cu含量过高时，对热变形加工不利，在热变形加工时导致铜脆现
象，当Cu含量为0.76～1.40％时，Cu能提高钢的强度和屈服比，同时对焊接性能无不利的影
响。

[0015] 根据本发明实施例的一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，其中，还包括B和稀土RE中的至少一种，其中B≤0.002％，RE≤0.01％，RE选自钪、钇、镧、铈、镨、钕、钷、钐、
铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱或镥中的至少一种。

[0016] 本发明实施例还提供了一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，包括如下步骤：

[0017] a、将设计配比的原料进行冶炼得到连铸坯；

[0018] b、对所述步骤a中所得连铸坯再加热；

[0019] c、对所述步骤b中所得坯料除鳞后进行第一阶段轧制，得到中间坯；

[0020] d、对所述步骤c中所得中间坯进行第二阶段轧制，得到钢板；

[0021] e、对所述步骤d中所得钢板进行直接层流冷却或淬火处理；

[0022] f、对所述步骤e中所得钢板，降至室温后进行回火热处理。

[0023] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法带来的优点和技术效果，1，本发明通过控制连铸坯加热温度和在炉总时长，利用了Cu、V等元素的复合
析出强化，保证合金元素的析出相充分回溶到奥氏体中，在后续的控轧过程中充分发挥抑
制再结晶、固溶强化、析出强化、细化晶粒等有利效果，大大提升了钢板性能的稳定性和均
匀性；2，通过采用本发明设计的合金成分，可以采用直接淬火工艺生产，无需二次加热，节
省能源，提高了生产效率。

[0024] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤a中，所述冶炼包括铁水预处理‑转炉冶炼‑炉外精炼。

[0025] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤b中，再加热的加热温度TF为1150℃～1250℃，加热时间为tF为4～6h。

[0026] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤c中，所述步骤c中，坯料除鳞后的温度Ts≥1120℃，和/或，终轧温度TRf≥980℃。

[0027] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤d中，开轧温度TFs≤920℃，和/或，终轧温度TFf≥860℃。根据本发明实施例的屈服强度
1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤e中，冷却或淬火开始温度TCs为820
～860℃，结束温度TCf≤300℃，冷却速度RC≥15℃/s。

[0028] 根据本发明实施例的一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤f中，回火温度TT为500～600℃，回火保温时间tT与成品钢板厚度h比值tT/h为1.5
～3.5(min/mm)。

[0029] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述中间坯厚度H与钢板成品厚度h比值H/h≥2；连铸坯坯料初始厚度H0与钢板成品厚度h比值
H0/h范围为4～9；单道次压下量ε≤16％。

具体实施方式

[0030] 下面详细描述本发明的实施例，所述实施例仅用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

[0031] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，其包括：C：0.07～0.12％，Si：0.05～0.15％，Mn：0.70～1.40％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cu：0.76～1.40％，
Cr：0.20～0.60％，Ni：2.0～4.0％，Mo：0.20～0.80％，Nb≤0.10％，V：0.02～0.12％，Ti≤
0.02％，Al≤0.04％，余量包括Fe和不可避免的杂质元素，以质量计。

[0032] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板带来的优点和技术效果，本发明的实施例中，屈服强度1040MPa以上级超高强钢板中拥有较高的Cu含量，发明人
发现，Cu含量超过一定量时，经固溶处理和时效后，有纳米尺寸的富Cu相析出，该相是硬度
低于周围基体的硬度，所以在变形过程中可以提供很好的变形协调作用，避免过早的产生
应力集中，使其具有良好的强韧性匹配效果。Cu含量过低时，无低硬度的纳米粒子析出，无
法实现良好的强韧性匹配。Cu含量过高时，对热变形加工不利，在热变形加工时导致铜脆现
象，当Cu含量为0.76～1.40％时，Cu能提高钢的强度和屈服比，同时对焊接性能无不利的影
响。

[0033] 根据本发明实施例的一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板，其中，还包括B和稀土RE中的至少一种，其中B≤0.002％，RE≤0.01％，RE选自钪、钇、镧、铈、镨、钕、钷、钐、
铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱或镥中的至少一种。

[0034] 本发明实施例中主要合金元素作用和范围说明如下：

[0035] C(碳)：C是钢中仅次于Fe的主要元素，它直接影响钢材的强度、塑性、韧性和焊接等性能。C通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但提高C含量对钢的塑性、
韧性和焊接性有负面影响。为此，本发明将C含量范围设定为0.07～012％。

[0036] Si(硅)：Si是炼钢过程中重要的还原剂和脱氧剂，能溶于铁素体和奥氏体中提高钢的硬度和强度。提高Si的含量，可以减少Fe3C的析出倾向。Si含量过高，对形成马奥岛有
利，将显著降低钢的塑性、韧性与可焊性。为此，本发明将Si含量范围设定为0.05～0.15％。

[0037] Mn(锰)：Mn能提高钢的淬透性，对钢材强度有利；能消除S(硫)的影响，改善钢的热加工性能。由于Mn价格相对便宜，且能与Fe无限固溶，在提高钢材强度的同时，对塑性的影
响相对较小。因此，Mn被广泛用于钢中的强化元素。Mn含量过高，会加剧连铸坯偏析，增加钢
板带状组织等级、组织均匀性变差，对钢板的抗层状撕裂、塑性、低温韧性和焊接性能不利。
为此，本发明将Mn含量范围设定为0.70～1.40％。

[0038] Nb(铌)：Nb是最主要的微合金化元素之一，部分溶入固溶体，起固溶强化作用；以碳化物、氮化物和氧化物微粒形式存在时，能增加钢的回火稳定性，有二次硬化作用。微量
Nb可以在不影响钢的塑性或韧性的情况下提高钢的强度。由于有细化晶粒的作用，能提高
钢的冲击韧性并降低其脆性转变温度。在控轧过程中，固溶Nb显著提高钢材的再结晶温度，
可以使钢的轧制过程在更高的温度范围内完成，从而降低钢板的内应力。本发明选取Nb含
量不高于0.10％。

[0039] V(钒)：V和C、N、O有极强的亲和力，与之形成相应的稳定化合物。V在钢中主要以碳化物的形式存在，有细化组织和晶粒、提高强度和韧性、改善焊接性能、降低过热敏感性的
作用。钒可以增加淬火钢的回火稳定性，并产生二次硬化效应；在调质钢中主要是提高钢的
强度和屈服比。本发明选取V含量范围0.02～0.12％。

[0040] Ti(钛)：Ti和C、N、O都有极强的亲和力，与之形成相应的稳定化合物，是最主要的固N元素之一。含Ti的析出相结合力强，稳定，不易分解，能阻止钢在高温时的晶粒长大倾向
和改善钢的焊接性能。利用Ti固定N和S，有利于提高钢的强度和塑性。增加Ti的含量，含Ti
析出相会粗化对性能造成不利影响。本发明选取Ti含量不高于0.02％。

[0041] Cu(铜)：Cu能提高钢的强度和屈服比，而对焊接性能没有不利的影响。铜含量超过一定量时，经固溶处理和时效后，可产生时效强化作用。含量低时，其作用与镍相似，但较
弱。含量较高时，对热变形加工不利，在热变形加工时导致铜脆现象。本发明选取Cu含量范
围0.76～1.40％。

[0042] Cr(铬)：Cr能增加钢的淬透性并有二次硬化的作用，可提高钢的强度、硬度和耐磨性而不使钢变脆，但会降低伸长率和断面收缩率。Cr在调质结构中的主要作用是提高淬透
性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。如果Cr添加过多，回火或焊接热循环过程
中，含Cr碳化物在原奥氏体晶界析出并聚集长大，严重损害钢板低温韧性及焊接性。本发明
选取Cr含量范围0.20～0.60％。

[0043] Ni(镍)：Ni有稳定奥氏体，提高淬透性的作用。钢中添加一定量的Ni可以提高强度、韧性、耐腐蚀性，降低韧脆转变温度。含Ni钢一般不易过热，所以它可阻止高温时晶粒的
增长，仍可保持细晶粒组织。但考虑到成本因素，本发明选取Ni含量范围2.0～4.0％。

[0044] Mo(钼)：Mo在钢中能提高淬透性和热强性，防止回火脆性。在调质钢中，Mo能增加大断面的钢件淬透深度，提高钢的抗回火性或回火稳定性，使钢件可以在较高温度下回火，
从而更有效地消除(或降低)残余应力，提高塑性。本发明选取Mo含量范围0.20～0.80％。

[0045] Al(铝)：Al作为脱氧剂或合金化元素加入钢中，铝脱氧能力比硅、锰强得多。铝在钢中的主要作用是细化晶粒、固定钢中的氮，从而显著提高钢的冲击韧性，降低冷脆倾向和
时效倾向性；铝还可提高钢的抗腐蚀性能，特别是与钼、铜、硅、铬等元素配合使用时，效果
更好；铝的缺点是影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能。本发明选取Al含量范围
不高于0.04％。

[0046] P(磷)：P是由矿石带入钢中的，和S类似是有害元素之一。P虽能使钢材的强度、硬度增高，但引起塑性、冲击韧性显著降低。特别是在低温时，它使钢材显著变脆，含P愈高，冷
脆性愈大。脱P至较低水平，会显著增加炼钢成本。本发明选取P含量范围不高于0.015％。

[0047] S(硫)：S来源于炼钢的矿石与燃料焦炭，是钢中最常见的有害元素之一，对钢的延展性、韧性、焊接性、耐腐蚀性不利。若S以FeS形态存在于钢中还可在热加工时产生“热脆”。
本发明选取S含量范围不高于0.005％。

[0048] B(硼)：B在钢中的主要作用是增加钢的淬透性，其作用随钢中C含量的增加而减弱，甚至消失；B和N及O有强的亲和力，钢中加入一定量的B，可以削弱钢的时效现象，这些非
固溶态的B元素对钢材的低温性能不利。本发明选取B含量范围不高于0.002％。

[0049] RE(稀土)：RE是指钪、钇、镧、铈、镨、钕、钷、钐、铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱、镥等17个元素的单一纯组元或混合物。RE在钢中的作用主要有净化，变质和合金化。它能改善钢的
流动性，减少非金属夹杂，使钢组织致密、纯净。在钢中加入适量的RE能使氧化物和硫化物
夹杂物变成细小分散的球状夹杂物，可改善大部分钢种的疲劳性能。本发明选取RE含量范
围不高于0.01％。

[0050] 本发明实施例还提供了一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，包括如下步骤：

[0051] a、将设计配比的原料进行冶炼得到连铸坯；

[0052] b、对所述步骤a中所得连铸坯再加热；

[0053] c、对所述步骤b中所得坯料除鳞后进行第一阶段轧制，得到中间坯；

[0054] d、对所述步骤c中所得中间坯进行第二阶段轧制，得到钢板；

[0055] e、对所述步骤d中所得钢板进行直接层流冷却或淬火处理；

[0056] f、对所述步骤e中所得钢板，降至室温后进行回火热处理。

[0057] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法带来的优点和技术效果，1，本发明通过控制连铸坯加热温度和在炉总时长，利用了Cu、V等元素的复合
析出强化，保证合金元素的析出相充分回溶到奥氏体中，在后续的控轧过程中充分发挥抑
制再结晶、固溶强化、析出强化、细化晶粒等有利效果，大大提升了钢板性能的稳定性和均
匀性；2，通过采用本发明设计的合金成分，可以采用直接淬火工艺生产，无需二次加热，节
省能源，提高了生产效率。

[0058] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤a中，所述冶炼包括铁水预处理‑转炉冶炼‑炉外精炼。

[0059] 本发明实施例中，在钢水冶炼过程中需严格控制各元素含量；冶炼工艺路线需遵循铁水预处理‑转炉冶炼‑炉外精炼；连铸过程中做好全程保护浇铸，投入电磁搅拌、轻压下
或重压下，通过电磁搅拌、轻压或重压的一种或多种方式，严格控制坯料的内外部质量。

[0060] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤b中，再加热的加热温度TF为1150℃～1250℃，加热时间为tF为4～6h。本发明实施例中，
利用了Cu、V等元素的复合析出强化，保证合金元素的析出相充分回溶到奥氏体中，在后续
的控轧过程中充分发挥抑制再结晶、固溶强化、析出强化、细化晶粒等有利效果，为获得最
终的组织结构做好成分与温度准备。低于所选温度和时间范围，固溶将不充分，影响最终的
钢板强度；高于所选定的时间和温度范围，则连铸坯原始奥氏体晶粒易过于粗大，不利于钢
板韧性的控制。

[0061] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤c中，坯料除鳞后的温度Ts≥1120℃，和/或，终轧温度TRf≥980℃。

[0062] 本发明实施例中，连铸坯出炉后，先进行高压水或其他方式除鳞，以保证钢板轧制表面质量。除鳞后，为保证除鳞效果，除鳞后的连铸坯温度Ts≥1120℃。若温度连铸坯低于
1120℃，增加轧制阶段的轧制负荷。采用两阶段轧制，轧制第一阶段为奥氏体再结晶温区轧
制，在980℃之前完成轧制，是为了避免进入部分再结晶温区，出现晶粒尺寸不均匀现象；在
较高温区完成轧制，轧件的变形条件良好，有利于提高道次压下量。

[0063] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤d中，开轧温度TFs≤920℃，和/或，终轧温度TFf≥860℃。

[0064] 本发明实施例中，轧制第二阶段为未再结晶区轧制，选在轧制温区为860～920℃，温度高于920℃，轧件有可能进入部分再结晶区，造成晶粒不均匀，对钢板性能不利。而温度
低于860℃，难以保证后续直接加速冷却所需要的开始温度，需要再次加热，不仅使工艺繁
琐，降低了效率，而且还造成了能源的浪费。

[0065] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤e中，冷却或淬火开始温度TCs为820～860℃，结束温度TCf≤300℃，冷却速度RC≥15℃/
s。

[0066] 本发明实施例中，钢板轧制完成后，选择820～860℃温度开始加速冷却，冷速不低于15℃/s，冷却方式可以采用层流冷却或直接淬火，保证钢板转变为马氏体组织，钢板的终
止冷却温度不高于300℃，以便于在马氏体转变终了温度之下，保证相变的完全性。如果出
现其它组织，将影响最终钢板的强韧性匹配。

[0067] 根据本发明实施例的屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述步骤f中，回火温度TT为500～600℃，回火保温时间tT与成品钢板厚度h比值tT/h为1.5～3.5
(min/mm)。

[0068] 本发明实施例中，钢板加速冷却完成后，可直接或冷却至室温后再次进入加热炉进行回火热处理，回火保温温度高于600℃，将降低回火马氏体的含量，对钢板的最终强韧
性匹配不利。而低于500℃，淬火马氏体回火不充分，对低温韧性不利。回火保温时间过长，
强度变差；而回火保温时间过短，韧性不足，因此选择(1.5～3.5)min/mm的保温时间范围。

[0069] 根据本发明实施例的一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板的制造方法，其中，所述中间坯厚度H与钢板成品厚度h比值H/h≥2；连铸坯坯料初始厚度H0与钢板成品厚度h
比值H0/h范围为4～9；单道次压下量ε≤16％。

[0070] 本发明实施例中，选择不低于成品钢板厚度2倍的中间坯，是为了保证第二阶段轧制的累积压下量，使再结晶奥氏体晶粒充分扁平化，有利于后续的组织转变和组织细化；选
择与成品钢板厚度比值为4～9的连铸坯，能够保证晶粒细化的效果；单道次压下量ε≤
16％，能够避免过渡增加轧机载荷，采用单道次压下量ε≤16％增加了工艺的可执行性。

[0071] 下面结合实施例详细描述本发明。

[0072] 采用本发明实施例的方法制备超高强钢板，表1为本发明实施例方法制造得到的钢的化学成分；表2为本发明实施例方法的第一阶段轧制工艺参数；表3为本发明实施例的
第二阶段轧制与热处理工艺参数；表4为本发明实施例方法制造得到的钢的力学性能。

[0073] 对比例1、对比例2，与实施例1的化学成分和制备方法相同，不同之处在于Cu的含量不同，对比例3与对比例1的化学成分和制备方法相同，不同之处在于ε最大值和ε次最大
值不同，对比例4与对比例2的化学成分和制备方法相同，不同之处在于ε最大值和ε次最大
值不同，表5为本发明对比例1‑4的钢的化学成分；表6为本发明对比例1‑4的第一阶段轧制
工艺参数；表7为本发明对比例1‑4的第二阶段轧制与热处理工艺参数，表8为对比例1‑4制
造得到的钢的力学性能。

[0074] 表1

[0075]

[0076] 注：表格中数值的单位是wt％。

[0077] 表2

[0078]

[0079] 注：TF为连铸坯除鳞前加热温度；tF为连铸坯除鳞前加热时间；Ts为连铸坯除鳞后温度；TRf为第一段轧制的终轧温度；H为中间坯厚度；H0为连铸坯初始厚度；ε为单道次压下
量，ε次最大值是指各个轧制道次中除了最大值外第二大的压下量ε的数值。

[0080] 表3

[0081]

[0082] 注：TFs为第二段轧制的开轧温度；TFf为第二段轧制的终扎温度；TCs为冷却或淬火的开始温度；TCf为冷却或淬火的结束温度；RC为冷却或淬火的冷却速度；TT为回火热处理的
回火温度；tT为回火保温时间；h为成品钢板厚度。

[0083] 表4

[0084]

[0085] 表5

[0086]

[0087] 注：表格中数值的单位是wt％。

[0088] 表6

[0089]对比例 TF/℃ tF/h Ts/℃ TRf/℃ H/h H0/h ε最大值/％ ε次最大值/％
1 1150 4 1120 980 2 4.2 16 16
2 1150 4 1120 980 2 4.2 16 16
3 1150 4 1120 980 2 4.2 20 17
4 1150 4 1120 980 2 4.2 19 16

[0090] 注：TF为连铸坯除鳞前加热温度；tF为连铸坯除鳞前加热时间；Ts为连铸坯除鳞后温度；TRf为第一段轧制的终轧温度；H为中间坯厚度；H0为连铸坯初始厚度；ε为单道次压下
量。

[0091] 表7

[0092]

[0093] 注：TFs为第二段轧制的开轧温度；TFf为第二段轧制的终扎温度；TCs为冷却或淬火的开始温度；TCf为冷却或淬火的结束温度；RC为冷却或淬火的冷却速度；TT为回火热处理的
回火温度tT为回火保温时间；h为成品钢板厚度。

[0094] 表8

[0095]

[0096] 从表1至表8的数据可以看出，本发明实施例1‑9的技术方案，所制备的钢板屈服强度≥1040MPa，抗拉强度≥1090MPa，延伸率≥15％，‑40℃下比冲击功≥80J，具备优良的强
韧性匹配且性能在全工艺窗口范围内波动较小。而对比例1和对比例2所制备的钢板，屈服
强度、抗拉强度、‑40℃下比冲击功，皆小于实施例1制备的钢板，对比例3和对比例4中，即使
在轧制中提高了单道次压下量，制得的钢板的性能仍然略差于实施例1。

[0097] 在本发明中，术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少
一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实
施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示
例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书
中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。

[0098] 尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述
实施例进行变化、修改、替换和变型。