CN108004475A - 一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢及其制造方法，该钢的化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，N≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.05％，0.10％≤Ti≤0.20％，0.20％≤Mo≤0.50％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足：0.10％≤Nb/7.74+(Ti‑3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。本发明钢的微观组织为贝氏体和纳米级碳化物，贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm，屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，‑40℃冲击功≥50J，表现出优异的强度、塑性和韧性匹配。

Description

一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢及其制造方法

技术领域

本发明属于热轧高强钢领域，具体涉及一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢及其制造方法。

背景技术

随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，在汽车尤其是乘用车领域，高强减薄或汽车结构轻量化已成为国际上汽车制造厂商的重要研究方向，除了采用高强钢进行减薄之外，还采用更轻的镁、铝甚至碳纤维等先进材料。然而，与乘用车高强减薄和轻量化趋势不同，商用车的轻量化工作一直没有形成趋势。这其中一方面是由于商用车普遍超载比较严重，商用车的设计人员对结构的设计裕度很大；同时，商用车自身以及载重量均较大，采用高强钢减薄之后有时刚度难以保证；另一个重要原因是由于商用车相对乘用车而言属于价格敏感客户群，用户通常希望在钢板的强度提高的同时价格最好不要提高太多，而且目前商用车的加工厂普遍存在设备较为低端，仅适合于普通低强度钢的加工，对高强钢的加工没有太多经验且现有的模具等也不适合高强钢的加工和使用。因此，无论从对高强钢使用的需求意愿还是其自身的加工能力以及价格承受等方面都使得商用车的高强减薄和轻量化过程进展缓慢。

但是，商用车的制造者和使用者应认清行业发展的趋势，国家不可能一直对超载现象漠视，例如从今年开始，国家为了治理超重超载等问题出台了混凝土搅拌车的限重要求，严格限制这类车型的大小，超过国家规定的车辆严禁挂牌上路。这就促使商用车制造者和使用者不得不考虑采用高强钢进行轻量化，同时也是对自身产品的一种升级换代，有利于商用车整个行业的进步。从这也可以看出，商用车的轻量化也必将是未来的一种趋势，开发性能优异的高强钢也将是未来的发展趋势。

目前抗拉强度在900MPa以上级别高强钢的成分设计主要采用低碳加微合金元素，在工艺上采用在线或离线淬火加低温回火处理的方法。通常情况下，淬火+低温回火之后钢板的性能表现为屈服强度与抗拉强度比值较高，通常在0.95以上甚至接近1.0，而延伸率根据大生产的实际数据统计通常在12±1％，而用户目前的需求是在保持抗拉900MPa以上的基础上将延伸率提高至14％以上，在保持高强度的同时，希望屈强比适当降低，同时还需要具有良好的低温冲击韧性。这对传统的组织设计思路以及淬火加低温回火工艺来说是极大的挑战。这是因为，如果钢种的成分和工艺设计思路不变的话，其最终的力学性能难以有较大的提高。

发明内容

本发明的目的在于提供一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢及其制造方法，该高强高韧钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，-40℃冲击功≥50J，表现出优异的强度、塑性和韧性匹配，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄的部位。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，N≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.05％，0.10％≤Ti≤0.20％，0.20％≤Mo≤0.50％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：

0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

优选的，所述高强高韧钢的化学成分中：Mn：1.2～1.8％，以重量百分比计。

优选的，所述高强高韧钢的化学成分中：Nb：0.03～0.04％，以重量百分比计。

进一步，所述高强高韧钢的化学成分中还含有：0＜Si≤0.1％，以重量百分比计。

再，所述高强高韧钢的微观组织为贝氏体和纳米级碳化物。

所述高强高韧钢的微观组织中贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

又，本发明所述高强高韧钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，-40℃冲击功≥50J。

在本发明钢板的成分设计中：

碳：碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。在本发明中，为了获得抗拉强度达900MPa级的高强高韧钢，除了基体组织为贝氏体之外，还必须依靠贝氏体中的纳米析出物的强烈析出强化作用。传统的高Ti型析出强化钢，最高抗拉强度大约在800MPa左右，继续提高抗拉强度难度很大。本发明采用贝氏体+纳米析出强化的设计思路，钢中碳的含量至少在0.10％以上以保证获得高强度，同时碳含量也不能太高，否则在贝氏体相变过程中会形成过多的渗碳体，使得纳米析出相的数量减少，析出强化效果减弱。

本发明中C的加入量与Nb、Ti、Mo、V和N的加入量密切相关，具体是Nb、Ti、Mo、V和N的加入量直接影响C的加入量。本发明成分设计的一个重要原则是在贝氏体中形成大量弥散细小的且具有高热稳定性的纳米级(Ti，Mo)C和VC粒子，起到强烈的析出强化效果，过多的碳含量将导致形成相对粗大的析出相，对提高析出强化效果反而不利。因此，碳含量必须控制在0.20％以下，且N、Nb、Ti、Mo和V的含量之间满足：0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。综上所述，本发明钢中碳含量应控制在0.10～0.20％。

硅：硅也是钢中的基本元素，但在本发明中，硅并不是一个关键元素，其在炼钢过程起到部分脱氧的作用。硅在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时硅还有较强的固溶强化效果。但硅加入钢中后容易在轧制后的钢板表面形成不均匀分布的红铁皮，这些红铁皮在随后的酸洗过程中难以彻底去除。虽然带有红铁皮的钢板在后续的加工过程中对性能没有不良影响，但在构件的涂漆过程中，由于钢板表面红铁皮去除不彻底，涂漆之后构件表面容易产生色差，影响美观。当钢中硅的含量在0.10％以下时可完全消除红铁皮现象，故本发明钢中Si含量控制在≤0.10％。

锰：锰是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知，锰是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。在本发明中，为保证钢板的强度，锰含量应控制在1.0％以上，锰含量过低，过冷奥氏体不够稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，锰的含量也不宜超过2.0％，若超过2.0％，炼钢时容易发生Mn偏析，同时板坯连铸时易发生热裂。因此，本发明钢中Mn含量控制在1.0～2.0％，优选范围在1.2～1.8％。

磷：磷是钢中的杂质元素，磷极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.015％以内较好且不提高炼钢成本。

硫：硫是钢中的杂质元素。钢中的硫通常与锰结合形成MnS夹杂，尤其是当硫和锰的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。故钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。

铝：铝是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。铝在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中铝的含量一般不低于0.02％；同时，若铝含量若超过0.08％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，将钢中铝含量控制在0.02～0.08％即可。

氮：氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中氮的残余含量通常≤0.005％。这些固溶或游离的氮元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的锯齿裂缺陷。本发明中通过添加强碳化物或氮化物形成元素钛，形成稳定的TiN从而固定N原子。因此，本发明钢中N含量控制在0.005％以内且越低越好。

铌：铌是本发明的重要元素之一。铌的加入起到两方面作用：一是在高温阶段，固溶的铌对奥氏体晶粒长大起到溶质拖曳作用；二是在精轧阶段(温度范围大约在850～1000℃之间)通过铌的碳氮化物钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒。铌与钛复合添加可在高温加热以及轧制过程中最大限度地细化奥氏体晶粒，有利于贝氏体相变过程中贝氏体板条的细化，提高强度和韧性。因此，本发明钢中Nb含量控制在0.02～0.05％，优选范围在0.03～0.04％。

钛：钛是本发明中的重要元素之一。钛与钢中C、N原子有很强的结合力。本发明的成分设计思路主要是想获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物。钛与氮的结合力大于钛与碳之间的结合力，为了尽量减少钢中TiN的形成量，钢中氮含量应控制得越低越好。加入较高含量的钛主要目的是为了在贝氏体相变过程中，在贝氏体中形成更多的纳米级碳化物，同时需要添加一定量钼元素以保证纳米级碳化物在高温时仍具有较强的抗粗化能力，即具有高的热稳定性。类似地，加入较高的钒主要目的也是在贝氏体铁素体中形成更多的纳米碳化钒粒子，进一步提高弥散强化的效果。

本发明中关键元素碳、氮、铌、钛、钼、钒应满足一定的关系才能获得高强度和全贝氏体基型微观组织。同时，经过大量试验证实，氮、铌、钛、钼和钒的含量须满足：

0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％，碳含量须控制在0.10～0.20％，否则钢中形成的纳米碳化物不能最大程度发挥弥散析出强化效果，使得钢板的强度难以达到900MPa的高强度。纳米碳化物的最佳析出温度主要与钛、钼以及钒的含量密切相关。经过理论计算和试验证实，在高温卷取温度范围内(400～550℃)，钛可发挥最佳析出强化效果的含量范围在0.10～0.20％之间。

钼：钼也是本发明中的关键元素之一。钼与碳之间也有较强的结合力，但钼与碳结合形成的碳化物在奥氏体中有很大的固溶度。因此，与钛相比，MoC通常大部分在铁素体中析出。但，钼与钛相比一个最大的优点是具有良好的高温热稳定性。理论和试验均已证实，单纯添加钛的高强钢中，TiC在高温卷取过程中粗化现象比较严重，钢卷缓慢冷却至室温后TiC的弥散强化效果会大大减弱。添加一定量的钼元素之后，降低了TiC与基体之间的界面能，从而使得(Ti，Mo)C的粗化过程比单一的TiC的粗化过程缓慢得多，因此，(Ti，Mo)C具有更高的热稳定性。本发明中钼含量控制在0.10～0.50％之间时，其与钛形成的(Ti，Mo)C均具有较强的高温热稳定性。

钒：钒是本发明中的关键元素之一。钒与钼类似，由于其碳氮化物在奥氏体中的固溶度较大而通常在铁素体中析出。采用低碳含Ti、Mo钢其所能达到的最高抗拉强度只有800MPa左右，若要继续提高全铁素体基纳米析出强化钢，一方面需要提高碳含量，但碳含量增加带来的结果是高温卷取时组织中出现带状珠光体；另一方面，如果同时提高Ti和Mo的含量，所形成的碳化物不仅容易粗大，而且也难以完全避免珠光体出现。钒也是碳化物形成元素，其与碳之间的结合力大于钼与碳之间的结合力，加入适量的钒可固定多余的碳，不仅可以进一步起到析出强化效果，而且还避免了高温卷取时珠光体的形成。此外，适量铌的加入可以细化奥氏体，进而细化相变之后的贝氏板条宽度，也有利于提高强度和韧性。根据理论分析和试验研究结果，本发明中V含量应控制在0.1～0.5％范围内，且与Nb、Ti、Mo以及N应满足：0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

氧：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝脱氧之后一般都可以达到30ppm以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的O含量控制在30ppm以内即可。

本发明所述900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度为≥1230℃，加热时间为1～2小时；

3)热轧+层流冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；随后中间坯待温至900～950℃，然后进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃；终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至400～550℃；然后进行卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

本发明的制造工艺设计的理由如下：

本发明为了配合高Ti的成分设计，钢坯的加热温度必须足够高(≥1230℃)以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低。因此，必须保证高的加热温度才有可能在最终的卷取过程中获得更多的纳米碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须≥1230℃，加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，加热温度原则上不设定上限要求。

对于高Ti钢而言，板坯的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。理论上而言，只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在加热阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的烧透为主要目标。当然，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中板坯在加热炉中发生断坯现象。因此，根据板坯厚度不同，板坯到温之后的加热时间控制在1～2小时即可。

在粗轧和精轧阶段按照较快轧制节奏完成，避免在粗轧和精轧阶段待温时间过长，防止过多Ti的碳氮化物析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在此温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十微米，对最终的析出强化效果不大。因此，粗轧和精轧阶段应尽快完成以保留更多的Ti原子在卷取过程中析出。

本发明钢板微观组织设计思路为贝氏体和纳米碳化物组织。钢板的高强度来自两方面：一是纳米析出强化，二是细小的贝氏体。根据经典的Orowan机制，纳米碳化物对强度的贡献大约在200～400MPa之间。但仅有纳米析出强化远远不够，钢板的高强度还必须来自于细小的贝氏体组织。要达到900MPa的抗拉强度级别，需要钢板在终轧结束后快速冷却至400～550℃进行卷取，以获得细小的贝氏体组织。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力较大且易形成。因此，带钢终轧后的冷却速度应足够快(≥100℃/s)，以避免在连续冷却过程中形成共析铁素体，降低钢的强度，而应是在带钢卷取之后缓慢冷却的过程中形成细小的贝氏体组织和纳米级碳化物。在400～550℃的卷取温度范围内，卷取温度越低，贝氏体板条的宽度相对更细一些；反之，卷取温度越高，贝氏体板条越宽，但总体而言，贝氏体的板条宽度在0.2～0.3μm范围内。

本发明在成分设计上，加入较高含量的Ti，使带钢在卷取阶段在铁素体中析出大量弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的弥散析出强化效果；Nb与Ti复合添加可以在高温精轧阶段细化奥氏体，进而细化相变之后的贝氏体板条宽度，有利于提高强度和韧性；添加适量的Mo，保证在卷取后的缓慢冷却过程中Ti的碳化物的高温热稳定性，避免纳米碳化物发生粗化而使其弥散强化效果较弱；本发明除了采用(Ti，Mo)C纳米粒子析出强化外，还加入微合金元素V与C，在铁素体中形成纳米VC，进一步增加纳米析出相的数量，提高钢的析出强化效果；同时，N、Ti、Mo和V的含量必须满足如下关系：

0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

本发明通过上述成分设计，并配合创新性的热轧工艺获得了由贝氏体和纳米级碳化物组成的微观组织，该组织中贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm，保证钢板在抗拉强度达到900MPa高强度的同时，仍具有≥14％的高延伸率，以及优异的低温冲击韧性。

本发明的有益效果：

(1)本发明在成分设计上加入较高含量的Ti，并要求复合添加Nb，进一步细化相变后贝氏体板条宽度，同时要求满足如下关系式：0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％，并配合在轧制过程中要求终轧结束后以≥100℃/s的冷速使带钢快速冷却至卷取温度400～550℃，使带钢获得由细小的贝氏体和纳米析出相组成的微观组织，从而获得900MPa级高强高韧纳米析出强化钢。

(2)本发明制造的高强高韧纳米析出强化钢的抗拉强度达到900MPa，同时，该钢的延伸率比目前相同级别的高强钢明显改善，可达14％以上，且-40℃冲击功≥50J，具有良好的延伸率和低温冲击韧性，满足了用户对高强度高延伸率钢的需求，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄的部位，具有广阔的应用前景。

(3)本发明采用相对经济的成分设计思路，同时配合现有的热连轧产线就可以生产出具有高强度、高韧性和高延伸率的纳米析出强化型先进高强钢。

附图说明

图1为本发明实施例1钢的典型金相照片。

图2为本发明实施例3钢的典型金相照片。

图3为本发明实施例5钢的典型金相照片。

图4为本发明实施例1钢的典型TEM照片。

图5为本发明实施例3钢的典型TEM照片。

图6为本发明实施例5钢的典型TEM照片。

图7为本发明实施例3钢的纳米级碳化物和渗碳体共存的典型TEM照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数，表3为本发明实施例钢的性能。

本发明实施例工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯或铸锭→钢坯(锭)加热→热轧+层流冷却→钢卷，其中关键工艺参数参见表2。

图1-图3给出了实施例1、3和5试验钢的典型金相照片。从图1-图3可以清楚地看出：钢板的显微组织为细小的贝氏体组织(纳米级碳化物从金相照片上无法分辨)，贝氏体板条的平均宽度为0.2～0.3μm。

图4-图6给出了实施例1、3和5试验钢的典型TEM照片。从图4-图6可以看出：贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，而纳米级碳化物的平均尺寸则≤10nm，纳米级碳化物与尺寸较大的渗碳体共存于贝氏体中，如图7所示。图7中弥散细小的黑色点状物为纳米级碳化物，而较为粗大的析出相为贝氏体中的渗碳体，正是由于这些细小的贝氏体和大量纳米级碳化物赋予钢板优异的强度、塑性和韧性匹配。

从表3可知，采用本发明所提供的成分和工艺路径获得的高强钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，-40℃冲击功≥50J，表现出优异的强度、塑性和韧性匹配，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄的部位。

Claims (11)

1.一种900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，N≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.05％，0.10％≤Ti≤0.20％，0.20％≤Mo≤0.50％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：

0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

2.根据权利要求1所述的900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其特征在于，所述高强高韧钢的化学成分中还含有：0＜Si≤0.1％，以重量百分比计。

3.根据权利要求1所述的900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其特征在于，所述高强高韧钢的化学成分中：Mn：1.2～1.8％，以重量百分比计。

4.根据权利要求1所述的900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其特征在于，所述高强高韧钢的化学成分中：Nb：0.03～0.04％，以重量百分比计。

5.根据权利要求1-4任一项所述的900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其特征在于，所述高强高韧钢的微观组织为贝氏体和纳米级碳化物。

6.根据权利要求5所述的900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其特征在于，所述高强高韧钢的微观组织中贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

7.根据权利要求1-6任一项所述的900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢，其特征在于，所述高强高韧钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，-40℃冲击功≥50J。

8.如权利要求1-7任一项所述900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1-4任一项所述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度为≥1230℃，加热时间为1～2小时；

3)热轧+层流冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；随后中间坯待温至900～950℃，然后进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃；终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至400～550℃；然后进行卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

9.根据权利要求8所述900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢的制造方法，其特征在于，所述高强高韧钢的微观组织为贝氏体和纳米级碳化物。

10.根据权利要求9所述900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢的制造方法，其特征在于，所述高强高韧钢的微观组织中贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

11.根据权利要求8-10任一项所述900MPa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢的制造方法，其特征在于，所述高强高韧钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，-40℃冲击功≥50J。