CN115261717B - 一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法。按重量百分比计，含有C：0.30～0.60％，Si：0.15～0.95％，Mn：0.50～0.80％，Al：0.10～0.40％，P：＜0.02％，S：＜0.02％，Cr：0.30～0.70％，Ni：6～9％，Ti：0.01～0.05％，Nb：0.02～0.08％，V：0.02～0.10％，Mo：0.40～0.90％，Fe及不可避免的杂质；同时满足(Ni+8Cr+10Mo)≤21.08％。其制造方法包括：轧制后空冷至室温。在钢板轧制后的空冷过程中，钢中的奥氏体发生马氏体相变，并伴有碳化物的析出。同时在冷却过程中完成自回火。本发明的1800MPa级高强度自强韧钢板的微观组织为空冷马氏体+残余奥氏体+弥散析出的碳化物，钢板可制造的厚度范围在4～25mm，其屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度为1750～1950MPa，断后延伸率超过10～14％，‑40℃下夏比冲击功30～50J。

Description

一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于冶金技术领域，特别涉及一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法。

背景技术

装甲材料是装甲防护系统的物质基础。自从装甲防护概念出现以后，人类就不断研究和制造适用于制造装甲的高性能装甲材料。而在装甲防护系统中，最简单也最有效的结构单元为均质装甲钢。从1915年装甲钢在世界第一辆坦克上得到应用到如今，装甲钢已有100多年的发展。当前各国采用的装甲钢在性能上已经大大不同于传统装甲钢，故称之为“现代装甲钢”。现代装甲钢的应用范围很广，如主战坦克、轻型坦克、步兵战车等装甲车辆。随着现代反装甲武器不断发展，新型穿甲弹、破甲弹、爆炸成形弹丸等破甲水平不断提高，对于装甲防护平台的威胁越来越大，对于装甲防护水平的要求越来越高。因此，超高强度高性能装甲钢一直是国内外专家学者关注的重点。

随着装甲钢板性能和整车总体设计水平的提高，基体装甲的厚度呈下降趋势。钢板的厚度减薄更便于提高装甲的抗弹性能、改善工艺性能和降低成本。相对于厚板，薄板更容易获得综合机械性能较好的高强度均质装甲钢板，从而提高装甲的抗弹性能。装甲钢(特别是高硬度装甲钢)在加工过程中的三大工艺难点是校直、切削和焊接。薄规格装甲板容易校直，易于切割，且下料精度较高，可用剪切和火焰切割的工艺代替切削加工。薄钢板更易于淬透，故总合金含量较低，碳当量也低，有利于改善钢板的焊接、热处理等热加工工艺性能。同时，薄规格钢板与厚板相比，其合金含量的降低直接使钢板的成本大大降低。因此，现代高强度高性能装甲钢板的开发特点是高强硬度、薄规格、优良的焊接性能和机械加工使用性能。

目前，高强度的装甲防护用钢的合金成分多以Cr、Ni、Mo体系为主，辅以少量的微合金化元素作为强化手段。通常此类钢板生产方式包括冶炼、轧制、淬火及回火处理，其强度大多在1500～2000MPa左右，由于强度太高时无法用冷矫直机矫直，超过1500MPa以上的高强度薄规格钢板在传统的淬火+回火热处理过程中，板形很难保证。若要保证良好的板形需要对热处理过程进行非常精准的控制或者必须要经过特殊的淬火装置才能保证钢板在热处理后的平直度符合要求，即板形符合要求。所谓特殊的淬火装置是指通常对于小型的异形件或者冲压件需要采用压力淬火的方式。然而对于大规模的钢板生产无法使用这种压力淬火的方式进行生产，因为特殊淬火装置所带来的效率低下、成本增加使超高强度薄规格钢板在应用方面具有一定的局限性。因此在有些应用场合下只能无奈避开使用超高强度的，而采用强度级别稍微低一些的、厚度大一些的材料，钢板使用量的增加导致装备或者设备的重量增加，可移动性变差。因此，传统的淬火+回火的方式无法适应现代超高强度防护用钢的规模化生产的要求。

如专利公开号CN105088090A公布了“一种抗拉强度2000MPa级的防弹钢及其制造方法”，该钢板的成分百分比为：C：0.35～0.45％；Si：0.80～1.60％；Mn：0.3～1.0％；Al：0.02～0.06％；Ni：0.3～1.2％；Cr：0.30～1.00％；Mo：0.20～0.80％；Cu：0.20～0.60％；Ti：0.01～0.05％；B：0.001～0.003％；余量为Fe和不可避免的杂质。其制造方法包括：冶炼和浇铸、加热、轧制、冷却、淬火以及低温回火。通过该专利能够得到抗拉强度在2000MPa级的超高强度防弹钢板，同时布氏硬度可以达到600HBW级。

专利公开号CN106756495A公布了“一种1760MPa超高强抗弹钢及其制造方法”，该钢板的制造过程包括：KR铁水预处理；转炉冶炼；LF炉外精炼；RH真空脱气转炉外二次精炼；板坯连铸；板坯再加热；粗轧机粗轧；精轧机精轧；淬火、回火检验。采用该专利的方法生产所得的6-25mm超高强合金钢板，达到了优异的强韧性匹配，零下40℃低温冲击韧性优良。通过控制轧制、淬火及回火热处理，钢板金相组织结构主要为回火马氏体，抗拉强度≥1760MPa，屈服强度≥1270MPa，-40℃横向低温冲击功≥20J，表面布氏硬度≥490HBW。

专利公开号CN102776337A公布了“30MnCrNiMo装甲钢板零件的压力淬火及加工方法”，该方法针对中厚度的30MnCrNiMo装甲钢板制造的有或无机械加工的大中小平板件以及折弯件的淬火及加工处理，步骤包括：入厂的整张退火装甲钢板压力淬火→低温回火→抛丸清理及矫平→单个零件或多个零件组合下料直接成型或后续加工成型。该方法能有效控制30MnCrNiMo装甲钢板零件的淬火变形，保证淬火质量。

从上述高强度防弹钢板的专利情况来看，目前高强度的防弹钢板最高可以达到2000MPa的强度级别，但是对于高强度级别的钢板来说，在生产制造的过程中均采用的是淬火+回火工艺对轧制后的钢板进行热处理，尤其对于强度在1800MPa以上的防弹钢板。对于高强度级别的钢板来说，为了保证其在热处理(通常为淬火+回火)过程中仍然保持良好的板形，通常还需要采用特殊的热处理装置对钢板(件)在热处理过程中进行约束，这样导致钢板的生产制造的效率低下，成本高昂，无法适应超高强度级别防护用钢规模化生产的发展趋势。

发明内容

本发明提供一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法，可解决上述现有技术中存在的问题。

为达到上述目的，一方面，本发明一实施例提供一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其成分按重量百分比，含有：C：0.30～0.60％，Si：0.15～0.95％，Mn：0.50～0.80％，Al：0.10～0.40％，P：＜0.02％，S：＜0.02％，Cr：0.30～0.70％，Ni：6～9％，Ti：0.01～0.05％，Nb：0.02～0.08％，V：0.02～0.10％，Mo：0.40～0.90％，Fe及不可避免的杂质，同时还满足(Ni+8Cr+10Mo)≤21.08％。

本发明的另一实施例提供一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其成分按重量百分比，含有：C：0.30～0.60％，Si：0.15～0.95％，Mn：0.50～0.80％，Al：0.10～0.40％，P：＜0.02％，S：＜0.02％，Cr：0.30～0.70％，Ni：6～9％，Ti：0.01～0.05％，Nb：0.02～0.08％，V：0.02～0.10％，Mo：0.40～0.90％，余量为Fe及不可避免的杂质，同时还满足(Ni+8Cr+10Mo)≤21.08％。

在本发明钢的成分设计中：

碳C：能够保证材料强度的同时还能与Nb、V、Ti微合金元素析出细小弥散的碳化物。钢中碳含量低会导致钢板中马氏体的含碳量低，析出碳化物的体积分数小，起不到有效的强化作用；但当钢中的碳元素含量过高时，钢板在冷却过程中又会形成孪晶马氏体，其塑韧性差。因此，本发明的碳含量控制在0.30～0.60％。

硅Si：硅有固溶强化的作用，能够提高钢的耐蚀性能和高温抗氧化性能，且Si的加入能够有效的提高钢板的弹性模量；但含量过高会导致钢表面脱碳严重，降低焊接性能。因此，本发明选择的硅含量在0.15～0.95％。

锰Mn：锰是钢中稳定奥氏体的主要元素，较高的锰含量能够保证材料基体组织为稳定的奥氏体组织，每1％的锰可以降低钢的马氏体转变温度约35～50℃。少量的添加锰元素有利于钢板中奥氏体稳定性的增加，推迟钢中奥氏体向珠光体铁素体转变的温度；但过高的锰含量会显著降低钢板的马氏体转变问题，使钢板在室温下仍有较多的残余奥氏体未发生马氏体相变，导致钢板的强度降低。本发明的锰含量控制在0.50～0.80％。

铝Al：铝能够有效的防止钢中碳化物的形成，有利于奥氏体中碳的固溶，提高冷却过程中奥氏体的稳定性，对改善钢板的韧性大有益处。但若钢中的铝含量过高，会导致钢在冶炼和浇注的难度增大，制造成本上升，形成过度的氧化物恶化钢板质量。此外，在本发明中，通过Al、Ni元素的复合添加，在钢中析出金属间化合物，起到提高钢板强度的作用。因此，本发明选用的合适的铝含量范围在0.10～0.40％。

磷P、硫S：磷、硫为杂质。

铬Cr：铬能增加钢的淬透性，在碳含量较高的钢种，铬还可以与碳性能铬的碳化物，从而提高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆，还可以增加钢的热强性能。同时，铬的加入能显著的推迟铁素体珠光体转变，使钢板在轧后的空冷过程中不会发生铁素体相变，使钢板在空冷的过程中避开珠光体铁素体转变区，奥氏体直接转变为马氏体。因此，本发明中铬的添加范围在0.30～0.70％。

镍Ni：镍在钢中能够增加钢的淬透性，随着钢中镍含量的增加，钢的强度不断上升，但塑韧性并不发生显著的下降。在中高碳钢中，由于镍能够降低珠光体转变温度，使珠光体细化，提高钢板的强度但是不显著降低钢板的韧性。同时，镍还能够增加钢板的低温韧性。在本发明中，镍和铝的金属间化合物析出还能进一步提高钢板的强硬度。此外，镍还能显著提高钢板的低温韧性。因此，在本发明中，镍的添加范围在6～9％。

钛Ti：钛是强碳化物形成元素，在钢中能够形成TiN，作为奥氏体形核的质点，起到细化奥氏体晶粒的作用。本发明中添加微量的Ti主要起到细化奥氏体晶粒的作用，若Ti含量过高会导致TiC的析出，消耗钢中的C，降低奥氏体中C的固溶度，导致奥氏体稳定性下降。因此，本发明选择的Ti的添加范围在0.01～0.05％。

铌Nb：铌是最有效的细化晶粒的微合金元素，在轧制的过程中，固溶态的铌元素易在位错线上偏聚，对位错的攀移产生强烈的抑制作用，延缓奥氏体再结晶和细化晶粒的作用极其强烈。而以碳氮化物形式析出的铌对位错的钉扎及对亚晶界的迁移有显著的阻止作用，从而大大增加了奥氏体晶粒再结晶的时间。在铌含量较低时，随着铌含量的增加，钢的强度提高较快。随着铌含量的增加，其对钢板的强化效果出现峰值，此后再添加更多的铌，强化效果也不在显著。因此，本发明选用的铌的范围在0.02～0.08％。

钒V：钒是强碳化物形成元素，在材料中具有析出强化和细晶强化的作用。因为钢中的Mn含量过高容易导致晶粒粗化，添加微量的钒元素有利于细化组织，提高合金强度。同时，V的碳化物析出具有弥散强化的作用，能够进一步的提高钢的强度。因此，本发明选用的钒的范围在0.02～0.10％。

钼Mo：钼在钢中能提高钢板的淬透性和热强性能，使较大断面的厚钢板淬深、淬透。在高碳钢中，钼能够降低碳化物在晶界上形成连续网状的倾向，减少钢中的残留奥氏体，相对的增加了钢板基体的硬度和耐磨性。同样，钼也属于贵金属，因为其成本较高，因此，在本发明中，钼的添加范围在0.40～0.90％。

同时，在本发明中，上述元素还应满足(Ni+8Cr+10Mo)≤21.08％。

进一步地，防护用钢板成品在轧制后空冷至室温获得。

钢板在空冷至室温后，由于钢中添加的碳、锰、镍、铬以及钼都具有推迟珠光体转变，提高奥氏体稳定性的作用，其马氏体转变温度Ms为200～300℃之间。同时，根据钢板的连续冷却转变曲线的计算结果也可以判定，在轧态钢板空冷的过程中，钢中不会发生珠光体转变，在冷却过程中，钢中的奥氏体直接转变为板条马氏体组织。由于钢板的冷却方式为空冷，其冷却速度慢，在马氏体形成后，钢中的碳由过饱和的马氏体中析出，并向周围未转变的奥氏体中扩散，促使周围未转变奥氏体的稳定性提高，马氏体转变温度下降，伴随着温度的逐渐下降，钢中的马氏体的体积分数逐渐提高。部分奥氏体会由于碳元素的富集，其马氏体转变温度降至室温以下，因此空冷至室温的钢板中会有部分未发生马氏体相变的残余奥氏体。此外，在发生马氏体相变后，由于过饱和的碳在低温下(马氏体转变温度以下，本发明中马氏体转变温度为200～300℃)无法进行长距离的扩散，这部分碳会在马氏体板条上以碳化物的形式析出，因为碳化物析出的温度低，碳化物长大的驱动力不足，因此形成钢中弥散分布的碳化物，在一定程度上起到析出强化的作用，提高了钢板的强度。

进一步地，轧制分为第一轧制阶段和第二轧制阶段，在第一轧制阶段，开轧温度1050～1150℃，在轧制至成品钢板厚度的3～5倍板厚时在辊道上待温至850～900℃；在第二轧制阶段，开轧温度850～900℃，终轧温度700～760℃，轧至4～25mm厚所述钢板成品。

采用两阶段轧制主要是因为，在1050～1150℃开轧，此温度处于材料的再结晶温度以上，在此温度范围内给材料施加充分的变形，有利于钢板在轧制变形的过程中完成动态再结晶，能够起到细化晶粒的效果。随着轧制道次的进行，钢板的温度也在不断下降，其动态再结晶的程度逐渐降低。在轧至成品钢板厚度3～5倍板厚时，板坯待温至850～900℃，未充分发生动态再结晶的部分变形晶粒会在待温过程中发生奥氏体晶粒的回复、再结晶过程，使精轧前的奥氏体晶粒得到充分的细化。850～900℃开始第二阶段轧制，是因为在此温度下，钢板基本不会再发生形变奥氏体晶粒的再结晶过程，即钢板在此阶段的变形能够将形变奥氏体晶粒保留至轧制结束。此外，其变形温度较第一阶段轧制低，位错动态回复的速度下降，位错密度较第一阶段轧制有进一步提高。总的来说第二阶段轧制是通过增加变形、抑制回复来增加奥氏体中的缺陷，为后续奥氏体向马氏体转变提供充足的形核位置，起到细化马氏体板条的作用，提高钢板强度的作用。终轧温度控制在700℃以上是因为此温度高于钢板的Ac3温度，钢板始终是在奥氏体区完成的轧制变形，由于未发生相变，钢板中的成分能够始终保持均匀。

进一步地，上述钢板的制备方法在轧制以前，还包括冶炼、浇铸、加热，其中，在加热阶段，加热板坯至1150～1250℃。

进一步地，上述钢板的组织为空冷马氏体+残余奥氏体+弥散析出的碳化物。空冷马氏体指轧态钢板空冷过程中形成的马氏体，主要为过饱和的板条马氏体；残余奥氏体指在空冷过程中，由元素的富集而形成的稳定性高，在室温下未发生马氏体相变的奥氏体；弥散析出的碳化物指在马氏体形成过程中，由马氏体中析出的碳化物。

进一步地，上述钢板的屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度为1750～1950MPa，断后延伸率10～14％，-40℃下夏比冲击功30～50J。

另一方面，本发明一实施例提供一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板的制造方法，包括：冶炼、浇铸、加热、轧制、空冷至室温以获得钢板成品，其中，在冶炼和浇铸阶段，按上述成分，冶炼、浇铸成钢坯。

进一步地，轧制第一轧制阶段和第二轧制阶段，在第一轧制阶段，开轧温度为1050～1150℃，轧制至成品钢板厚度的3～5倍板厚时待温至850～900℃；在第二轧制阶段，开轧温度850～900℃，终轧温度700～760℃，轧至4～25mm厚所述钢板成品。

进一步地，在加热阶段，加热钢坯，加热温度为1150～1250℃。

在本发明提供的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法，其有益效果是在力学性能指标满足现今超高强度防护用钢的前提下，减少了钢板在生产过程中的工序量，即对于轧制至成品厚度的钢板不需要经过在线或者离线的淬火+回火热处理，轧态钢板直接空冷至室温，节约热处理资源，提高钢板的生产效率，降低超高强度钢板的生产成本。同时，采用本发明的成分体系制造的超高强度钢采用空冷的方式冷却后，其板形质量较传统热处理钢板有显著的提升。传统超高强度钢在淬火的过程中易产生变形主要有以下两方面的因素：一方面是热应力的作用，在淬火过程中，由于急冷导致的钢板整体的冷却必然不均匀，使冷却过程中的体积变化(膨胀或收缩不一致)也不均匀，因此产生凹凸不平的形状；另一方面是组织应力的作用，通常超高强度钢板的碳等合金元素含量较高，在急冷的过程中，高的合金含量导致马氏体固溶的合金元素高，晶格畸变严重，加之面心立方的奥氏体向体心立方的马氏体组织转变本身就带来了体积膨胀，使局部产生应力集中。上述热应力和组织应力在淬火过程中的相互作用，导致传统的超高强度钢板在淬火过程中极易产生变形，严重时甚至有产生裂纹的可能。

本发明采用空冷的方式进行制造，在实际的生产过程中，由于空冷的过程相对缓慢，使得钢板整体在冷却过程中的均匀性要明显优于传统的淬火钢板。通过合金元素的添加，抑制铁素体和贝氏体转变，使钢板在如此慢的冷却速度下基体组织仍然是马氏体组织。同时，由于较慢的冷却速度，钢板在冷却过程中，还会伴有马氏体的自回火和合金碳化物析出，进一步提高钢板的强度，改善钢板的韧性，此即为自强韧的含义。

具体实施方式

以下将根据具体实施例对本发明所述的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板及其制造方法做进一步的说明。然而本发明不限于以下实施例，由之变化而来的多种技术方案均应属于本发明的保护范围之内。

本发明实施例成分参见表1，表2为本发明钢实施例性能参数。

实施例1

1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇铸成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

2)钢锭或板坯加热至1230℃，钢板第一阶段轧制的开轧温度为1120℃，轧至成品钢板厚度的4倍，

3)冷却至890℃开始第二阶段轧制，终轧温度为760℃，轧至12mm厚成品钢板，轧后钢板空冷至室温。

实施例2

1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇铸成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

2)钢锭或板坯加热至1250℃，钢板第一阶段轧制的开轧温度为1150℃，轧至成品钢板厚度的5倍；

3)冷却至900℃开始第二阶段轧制，终轧温度为740℃，轧至4mm厚成品钢板，轧后钢板空冷至室温。

实施例3

1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

2)钢锭或板坯加热至1210℃，钢板第一阶段轧制的开轧温度为1100℃，轧至成品钢板厚度的4倍；

3)冷却至870℃开始第二阶段轧制，终轧温度为730℃，轧至15mm厚成品钢板，轧后钢板空冷至室温。

实施例4

1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

2)钢锭或板坯加热至1150℃，钢板第一阶段轧制的开轧温度为1050℃，轧至成品钢板厚度的3倍；

3)冷却至850℃开始第二阶段轧制，终轧温度为750℃，轧至18mm厚成品钢板，轧后钢板空冷至室温。

实施例5

1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

2)钢锭或板坯加热至1220℃，钢板第一阶段轧制的开轧温度为1150℃，轧至成品钢板厚度的5倍；

3)冷却至880℃开始第二阶段轧制，终轧温度为710℃，轧至25mm厚成品钢板，轧后钢板空冷至室温。

表1本发明实施例1-5的钢板的化学成分(wt％)

实施例结果

对本发明的实施例1-5的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板的屈服强度、抗拉强度、断后延伸率以及-40℃夏比冲击功等性能进行测试，其中拉伸测试结果为两个试样平均值，冲击功测试结果为三个试样平均值，测试结果如下表2所示。

表2本发明实施例1-5的钢板的性能

从表1和表2可以看出，采用本发明的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板的制造方法所生产出来的高硬度防护用钢板，可制造生产的钢板厚度为4～25mm，其室温下屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度为1750～1950MPa，断后延伸率为10～14％，-40℃下夏比冲击功30～50J。

本发明通过合理设计化学成分，在钢中添加了较多的稳定奥氏体，推迟珠光体铁素体转变的元素，使轧制后的钢板在空冷至室温的过程中不发生珠光体铁素体转变，在冷至马氏体转变温度以下时发生马氏体相变，并利用空冷过程的降温慢的过程，对钢板自身起到自回火的作用，析出碳化物对钢板产生强化效果，同时降低了高强度钢板自身的内应力，减少因淬火产生的变形和开裂等问题。

本发明钢板轧制后空冷至室温，成品钢板无需进行传统的淬火和回火等热处理，提高了钢板的轧制效率，降低了生产过程的能耗，显著降低生产制造成本。

由于成分和工艺设计合理，钢板在轧制后直接空冷至室温，生产过程简单，可操作性较强。从实施效果来看，适合在中、厚板产线进行稳定的批量生产。

本发明的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其室温下基体组织为空冷马氏体+残余奥氏体+弥散析出的碳化物，屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度为1750～1950MPa，断后延伸率超过10～14％，-40℃下夏比冲击功30～50J，可制造生产的钢板厚度为4～25mm。

相对于现有超高强度钢的生产技术中需要通过淬火+回火的热处理方式才可能保证板形，本发明提供的高强度薄规格钢板不需要经过淬火和回火热处理的合金成分体系，通过钢板在自身冷却过程中的相变和析出强化的作用，可以实现1800MPa以上的抗拉强度以及所需要的板形。

Claims (6)

1.一种1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其特征在于，按重量百分比计，含有C：0.30~0.60%，Si：0.15~0.95%，Mn：0.50~0.80%，Al：0.10~0.40%，P：＜0.02%，S：＜0.02%，Cr：0.30~0.70%，Ni：6~9%，Ti：0.01~0.05%，Nb：0.02~0.08%，V：0.02~0.10%，Mo：0.40~0.90%，余量为Fe及不可避免的杂质；同时满足(Ni+8Cr+10Mo)≤21.08%；所述防护用钢板成品在轧制后空冷至室温获得；所述轧制分为第一轧制阶段和第二轧制阶段，在所述第一轧制阶段，开轧温度1050~1150℃，在轧制至成品钢板厚度的3~5倍板厚时待温至850~900℃；在所述第二轧制阶段，开轧温度850~900℃，终轧温度700~760℃，轧至4~25mm厚所述钢板成品。

2.如权利要求1所述的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其特征在于，其制备方法在所述轧制以前，还包括冶炼、浇铸、加热，其中，在所述加热阶段，加热板坯至1150~1250℃。

3.如权利要求2所述的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其特征在于，所述防护用钢板的组织为空冷马氏体+残余奥氏体+弥散析出的碳化物。

4.如权利要求2所述的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板，其特征在于，其屈服强度为1000~1300MPa，抗拉强度为1750~1950MPa，断后延伸率10~14%，-40℃下夏比冲击功30~50J。

5.一种如权利要求1-4中任一项所述的1800MPa级高强度自强韧防护用钢板的制造方法，其特征在于，包括：冶炼、浇铸、加热、轧制、空冷至室温以获得所述钢板成品。

6.如权利要求5所述的制造方法，其特征在于，在所述加热阶段，加热钢坯至1150~1250℃。