CN117187680A - 1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其含有Fe和不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.1～0.2％、Si：0.1～0.3％、Mn：0.80～1.80％、0＜Al≤0.2％、Ni：0.5～1％、Mo：0.10～0.40％，0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％。相应地，本发明还公开了上述1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)控制轧制：分为粗轧和精轧两阶段；(4)钢板轧后直接在线水冷至150～200℃；(5)在线水冷后直接进缓冷坑保温，保温温度为200～250℃，然后出坑空冷。

Description

1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢板及其制造方法，尤其涉及一种1500MPa级钢板及其制造方法。

背景技术

众所周知，特殊防护材料是防护系统的物质基础，自从防护概念出现以后，人类就开始不断地研究和制造适用于制造防护装备的高性能防护材料。

在当前特殊防护系统中，最简单也最有效的结构单元便是特殊防护用钢。随着现代反装甲武器不断发展，对于装甲防护平台的威胁越来越大，当前市场对于装甲防护钢板的防护等级要求也越来越高。因此，超高强度高性能的防护用钢一直是国内外专家学者关注的重点。

装甲防护钢(特别是高硬度装甲防护钢)在加工过程中存在三大工艺难点，即：校直、切削和焊接。其中，薄规格的装甲防护钢板很容易校直，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。同时，薄规格的防护钢板更易于淬透，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。但是，对于中厚板的装甲防护钢材料来说，由于其对于厚度方向性能要求较高，往往需要添加较高的合金成分才能保持钢材全厚度的综合性能。

因此，对于中高厚度的装甲防护钢材来说，为了保证性能的均匀性，通常需要采用离线淬火+回火的工艺进行生产。当然，又或者对化学成分进行优化设计，设计采用超低碳成分的时效马氏体钢进行生产，这种钢材的合金元素总量往往超过10％以上，且具有Cr、Ni等贵金属元素，钢板需要经过长时间的高温时效。无论采用现有技术中哪种技术手段，来保证中高厚度防护钢材的性能，其均存在工艺极为复杂的问题，同时也导致了装甲防护钢的合金成本和工艺成本一直居高不下。

研究发现，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，并辅以少量的微合金化元素作为强化手段。在当前现有技术中，通常此类钢板生产方式包括：冶炼、轧制、淬火及回火处理等步骤，其强度大多在1000～1500MPa左右。同时，由于钢板在轧制后还需要经过淬火和回火工艺处理，其会导致钢板的生产效率低，且制造成本较高。

例如：公开号为CN103993235A，公开日为2014年8月20日，名称为“一种高强度热轧防弹钢板的制造方法”的中国专利文献公开了一种高强度热轧防弹钢板，该钢板的成分百分比为：C：0.08～0.12％；Si：0.7～1.3％；Mn：1.3～1.8％；Al：0.01～0.06％；P≤0.02％；S≤0.004％；N≤0.004％；O≤0.015％；Gr：0.3～1.0％；Ti+Nb≤0.2％；B：0.0015～0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质。其制造方法包括：冶炼、浇铸连铸坯、加热、轧制、冷却、卷取、开卷、热处理。

又例如：公开号为CN104271787A，公开日为2015年1月7日，名称为“析出强化型马氏体钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种马氏体钢，该钢板的化学成分百分比为：C：0.05％以下；Si：0.2％以下；Mn：0.4％以下；Ni：7.5～11.0％；Cr：10.5～13.5％；Mo：1.75～2.50％；Al：0.9～2.0％；Ti：小于0.1％，余量为Fe和不可避免杂质，该析出强化型马氏体钢按体积分数计包括0.1～6.0％的残余奥氏体，其钢板抗拉强度可以达到1500MPa级和30J以上的高夏比吸收能量。

再例如：公开号为CN102345076A，公开日为2012年2月8日，名称为“抗拉强度达到1500MPa的履带板用钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种履带板用钢及其制造方法，该钢板的化学成分百分比为：C：0.20～0.30％；Mn：0.80～1.40％；Si：0.15～0.35％；P：0～0.015％；S：0～0.016％；Cr：0.31～0.60％；Ni：0～0.25％；Cu：0～0.30％；Ti：0.01～0.02％；Al：0.02～0.06％；B:0.0005～0.0035％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。在该技术方案中，钢板浇铸并轧制成型自然冷却后需要进行淬火加回火热处理，其具体工艺为：以16～37℃/分钟的速度从室温加热至860～900℃保温5～10分钟，以18～37℃/分钟的速度水冷淬火至38～62℃，然后以8～22℃/分钟的速度加热到208～232℃，保温48～77分钟后用13～27℃/分钟的速度水冷至33～62℃。

从上述高强度的特殊防护钢板的专利情况来看，目前现有技术中的高强度特殊防护钢板为了提高钢板的强度多采用较高的碳含量或采用离线的淬火加回火处理进行生产。在这些技术方案中，其钢板的碳含量高或合金成分高会导致后续的焊接性能恶化，同时提高钢板的合金元素成本；此外，采用离线热处理的方式生产会增加钢板生产的工艺流程，提高钢板生产的工艺成本，降低钢板的生产制造效率。上述两方面因素导致目前的高强度特殊防护用钢的成本一直居高不下。

因此，为了解决上述现有技术所存在的不足与缺陷，有必要开发一种强度在1500MPa级(或以上)，合金成本较低，生产工艺简单的防护钢板，以满足当前防护装备对高强度防护用钢的需求。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，该1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板采用了合理的化学成分设计，其合金成本较低，且具有优异的综合力学性能，其抗拉强度可达到1500MPa级，且低温韧性具有显著的优势，同时具有优异的焊接性能。

为了实现上述目的，本发明提供了一种1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其含有Fe和不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.1～0.2％、Si：0.1～0.3％、Mn：0.80～1.80％、0＜Al≤0.2％、Ni：0.5～1％、Mo：0.10～0.40％，0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.1～0.2％、Si：0.1～0.3％、Mn：0.80～1.80％、0＜Al≤0.2％、Ni：0.5～1％、Mo：0.10～0.40％，0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。

在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，C元素不仅能够保证材料强度，其同时还能与Nb、V、Ti等微合金元素析出细小弥散的碳化物。在设计时，钢中C元素含量不宜过低，钢中C元素含量过低时，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；但同时，钢中C元素含量也不宜过高，当钢中的碳元素含量过高时，其会导致钢材的塑韧性降低，同时还会导致钢板的焊接性能恶化。因此，考虑到C元素对钢材性能的影响，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，将C元素的质量百分含量控制在0.1～0.2％之间。

Si：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，Si元素能够起到固溶强化的作用，其能够提高钢材的耐蚀性能和高温抗氧化性能，并且Si的加入还可以提高钢板的弹性模量。但需要注意的是，钢中Si元素含量同样也不宜过高，当钢中Si元素含量过高时，会导致钢表面脱碳严重，尤其对于薄规格产品来说，表面的脱碳会导致表面强硬度下降，相当于降低了钢板的有效防护厚度，同时还会降低钢板的焊接性能。故而，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，将Si元素的质量百分含量控制在0.1～0.3％之间。

Mn：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，Mn是钢中稳定奥氏体的主要元素，较高的Mn元素含量能够保证材料基体组织为稳定的奥氏体组织，每1％的Mn可以降低钢材的马氏体转变温度约35～50℃。少量地添加Mn元素有利于增加钢板中奥氏体的稳定性，推迟钢中奥氏体向珠光体铁素体转变的温度，降低钢板的Ac3温度，使钢板的精轧温度可以进一步的降低。此外，钢中Mn元素含量同样也不宜过高，过高的Mn含量会导致严重的偏析，使钢板的芯部组织异常。基于此，考虑到Mn元素含量对钢材性能的影响，必须严格控制Mn元素的含量，在本发明，将Mn元素的质量百分含量控制在0.80～1.80％之间。

Al：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，Al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，其对于改善钢板的韧性大有益处。但需要注意的是，钢中Al元素含量同样不宜过高，当钢中Al元素含量过高时，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。因此，考虑到本技术方案中Al元素对钢材性能及质量的影响，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，将Al的质量百分含量控制为0＜Al≤0.2％。

Ni：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，Ni在钢中能够增加钢材的淬透性，随着钢中Ni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。钢中添加适量的Ni元素能够有效稳定奥氏体，推迟降低珠光体转变温度，降低Ac3温度，进而使精轧的开轧和终轧温度窗口增大，有利于现场生产的工艺控制。此外，Ni还能显著提高钢板的低温韧性。但由于Ni的成本较高，过多的添加会导致钢板成本的上升。因此，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，将Ni元素的质量百分含量控制在0.5～1％之间。

Mo：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，添加Mo元素能够有效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，Mo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，并相对的增加了钢板基体的硬度和耐磨性。同样，Mo也属于贵金属，其成本较高，因此不宜过量添加，由此在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.10～0.40％之间。

此外，需要注意的是，在本发明中，钢中还可以添加适量的Nb、V和Ti元素，并控制这三种元素的质量百分含量满足：0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％。

Ti：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，Ti是强碳化物形成元素，其在钢中能够形成TiN，并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。

V：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，V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V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。

Nb：在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，Nb是强碳化物形成元素，其能够在高温轧制变形的过程中，通过形变诱导析出起到细化轧态奥氏体晶粒的作用，同时析出的碳化物钉扎位错还能起到析出强化的效果。过低的Nb含量，在钢中的析出强化和细化晶粒的效果弱。随着钢中Nb含量的增加，其强化效果增强，但Nb的含量过高时，其析出强化和细晶强化的作用不再明显。

综上所述，考虑到Nb、V和Ti的有益效果，在本发明中可以添加适量的Nb、V和Ti元素，并控制这三种元素的质量百分含量满足：0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，在不可避免的杂质元素中，P＜0.01％，S＜0.01％。

在上述技术方案中，P、S均是本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低压力容器用钢板中杂质元素的含量。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，其碳当量满足Ceq≤0.55，其中Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.55；式中各化学元素代入化学元素质量百分号之前的数值。

在本发明上述的技术方案中，本发明在控制钢中单一化学元素质量百分含量的同时，还可以进一步地控制钢中的化学元素满足Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.55这一限定关系。控制碳当量满足Ceq≤0.55，可以使钢板具有良好的焊接性能，尤其是在厚规格钢板焊接的过程中不会出现焊接裂纹，提高钢结构加工制造的效率。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，其板厚为8～30mm。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，其微观组织为细化的马氏体板条+残余奥氏体+弥散析出的碳化物。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，其中残余奥氏体的相比例为5～15％，细化的马氏体板条的相比例在80％以上。

进一步地，在本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板中，其性能满足：屈服强度为1000～1200MPa，抗拉强度大于1500MPa，屈强比小于0.8，断后伸长率大于11％，-40℃下夏比冲击功大于40J。

相应地，本发明的另一目的在于提供本发明上述1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的制造方法，该制造方法流程简单且易于实施，采用该制造方法可以有效制备具有中高厚度的防护钢板，所制备的防护钢板不仅具有1500MPa级的抗拉强度，还具有优异的低温韧性以及良好的焊接性能。

为了实现上述目的，本发明提出了上述1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)控制轧制：分为粗轧和精轧两阶段；

(4)钢板轧后直接在线水冷至150～200℃；

(5)在线水冷后直接进缓冷坑保温，保温温度为200～250℃，保温后出坑空冷。

在本发明中，发明人对制造工艺进行了优化设计，该制造方法的生产工艺简单，摒弃了以往淬火+回火处理的工艺，可操作性较强，提高了钢板的轧制效率，降低了生产过程的能耗，可以显著地降低生产制造成本。

采用本发明所设计的制造方法，对于轧至成品厚度的钢板，不需要经过在线或者离线的热处理，轧态钢板直接在线水冷，水冷后进保温坑保温，其免去了再加热回火工艺，可以有效节约热处理资源，同时提高钢板的生产效率，降低了超高强度钢板的生产成本。通过该1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板及其制造方法可制造生产的钢板厚度为8～30mm，其室温下的屈服强度为1000～1200MPa，抗拉强度大于1500MPa，屈强比小于0.8，断后伸长率大于11％，-40℃下夏比冲击功大于40J。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，板坯加热至1130～1180℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，粗轧温度为1100～1150℃，轧制至成品钢板厚度的3～4倍时在辊道上待温至900-940℃精轧开轧，精轧终轧温度控制在Ac3以上10～20℃。

在本发明上述的技术方案中，在步骤(3)的二阶段轧制过程中，在粗轧阶段，控制以1100～1150℃这种较高的粗轧开轧温度，能够保证钢板在轧制道次间隔变形晶粒能够充分的发生再结晶，细化奥氏体晶粒。

而在精轧阶段，控制精轧开轧温度为900-940℃，精轧终轧温度控制在Ac3以上10～20℃，并在轧后控制钢板以大于临界转变冷速的速度在线加速冷却至150～200℃，此温度在马氏体转变温度以下，钢中不会发生铁素体、贝氏体等相变组织，此时奥氏体中的碳由于来不及扩散，固溶于马氏体中，严重的晶格畸变有利于马氏体组织强度的提高，进而提高钢板的强度。

相应地，经冷却后的钢板直接吊入缓冷坑进行保温处理，并控制保温温度为200～250℃。淬火马氏体由于含有过饱和的碳，是一种非稳态组织，在回火过程中，趋于向铁素体+碳化物的稳态组织转变。但由于本发明中，缓冷坑中的保温温度较低，在此温度下，马氏体中过饱和的碳部分通过短程扩散，向马氏体相界面的未转变奥氏体中扩散，部分在相界面附近以纳米级碳化物的形式弥散析出。这一碳的扩散过程使马氏体的强度下降但韧性得到有效提升，同时未转变的奥氏体在此过程中通过配分的作用进一步提高碳含量，其化学稳定性提高，在后续的冷却过程中以残余奥氏体的形式存在于钢中，在变形过程中通过形变诱导塑性的作用提高钢的塑韧性；而弥散析出的碳化物在一定程度上弥补了由于马氏体回复导致的强度降低。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，水冷冷速为10～30℃/s。

相较于现有技术，本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：

(1)在本发明中，发明人合理地设计了化学成分，其在降低钢板碳当量Ceq的同时，通过其他的强化手段提高了钢板的强度，且不明显损害钢板的塑韧性和焊接性能。在本发明所设计的钢中，钢中Mn、Ni等稳定奥氏体的元素能够推迟珠光体铁素体转变的元素，使精轧的终轧温度得到进一步的降低，从而提高形变奥氏体中的位错密度，使奥氏体在后续的在线水冷过程中为马氏体相变提供很多的形核位置，细化马氏体板条束的尺寸，进而提高钢板的强韧性。

(2)在本发明中，发明人还对制造工艺进行了优化设计，其设计钢板采用了控轧控冷工艺+冷后缓冷坑保温的在线保温工艺，所制备的成品钢板无需进行传统的淬火和回火等热处理，可以有效提高钢板的轧制效率，降低了生产过程的能耗，并显著降低了生产制造成本。

(3)本发明所制备的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板具有十分优异的综合力学性能，其在室温下基体组织为细化的马氏体板条+残余奥氏体+弥散析出的碳化物，其室温下的屈服强度为1000～1200MPa，抗拉强度大于1500MPa，屈强比小于0.8，断后伸长率大于11％，-40℃下夏比冲击功大于40J，在同类的产品中具有显著的性能优势。

相较于同类产品，本发明所制备的这种1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的综合性能更佳，尤其它的低屈强比，能够使钢板在受力变形过程中具有良好的塑性变形和吸能能力，提高钢板的实际防护能力。

此外，由于本发明1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板采用的是在线的控轧控冷工艺，相对于传统调质工艺生产的钢板，其合金成本可以有效降低，同时减少了钢中的碳含量，随之带来了钢板焊接性能的提高。

(4)需要重点指出的是，以往的超高强度钢大多只能在薄规格产品上适用，若要提高钢板的厚度则需要增加钢中的合金成本。不同于传统现有技术，本发明在控制较低生产成本的同时，可以有效制备具有中高厚度的防护钢板，该1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板可制造的厚度规格范围为8～30mm，其生产成本较低，且易于生产制备。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6

本发明所述实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板均采用以下步骤制得：

(1)按照表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和铸造：采用电炉或者转炉进行冶炼，而后浇铸成连铸坯。

(2)加热：将浇铸获得的连铸坯送入加热炉进行加热，并加热至1130～1180℃。

(3)控制轧制：采用两阶段控制轧制工艺，分为粗轧和精轧两阶段，控制粗轧温度为1100～1150℃，轧制至成品钢板厚度的3～4倍时，在辊道上待温至900-940℃再精轧开轧，并将精轧终轧温度控制在Ac3以上10～20℃，以获得板厚为8～30mm的钢板。

(4)钢板轧后直接在线水冷至150～200℃，并控制水冷冷速为10～30℃/s。

(5)在线水冷后直接进缓冷坑保温，控制保温温度为200～250℃，保温60min后出坑空冷至室温。

在本发明中，实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明所设计的规范要求。

表1-1和表1-2列出了实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的质量百分配比。

表1-1.(wt％，余量为Fe和除P、S以外其他不可避免的杂质)

表1-2.

注：上表中，Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14，该计算式中的各化学元素代入质量百分含量的百分号之前的数值。

表2-1和表2-2列出了实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板在上述步骤(1)-(5)中的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

在本发明中，经由上述技术方案所制备的实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板具有较高的厚度，其成品板厚在8-30mm之间。

将经过上述工艺步骤得到的成品实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板分别取样，并对各实施例钢板样品的微观组织进行观察和分析，相关观察分析结果列于下述表3之中。

表3列出了实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的微观组织的观察分析结果。

表3.

从上述表3可以看出，在本发明中，所制备的实施例1-6的防护钢板的微观组织均为：细化的马氏体板条+残余奥氏体+弥散析出的碳化物。其中，其残余奥氏体的相比例在5～15％之间，该残余奥氏体的相比例基于X射线衍射方法，对不同实施例所得到的试样进行X射线衍射试验。通过面心立方和体心立方相组织的衍射峰值的面积积分，并按照相应的比例计算获得。

相应地，在完成针对各实施例钢板微观组织的观察和分析后，为了检查各实施例钢板的力学性能，发明人将经过上述工艺步骤得到的成品实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板再次取样，并进行力学性能检测，将所得力学性能检测结果列于表4中。

相关力学性能检测手段如下所述：

(1)拉伸性能测试：按照GB/T2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》在钢板上进行取样，并根据GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》在室温下进行拉伸试验，拉伸测试结果取两个试样平均值，以测试获得实施例1-6的钢板的屈服强度、抗拉强度、屈强比和断后延伸率。

(2)冲击性能测试：根据GB/T2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》在钢板上进行取样，并根据GB/T229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》在-40℃条件下进行冲击试验，冲击功测试结果取三个试样平均值，测试实施例1-6的钢板在-40℃下的夏比冲击功，测试结果见表4。

表4列出了实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的力学性能检测结果。

表4.

如表4所示，采用本发明所设计的技术方案所制备的实施例1-6的防护钢板具有十分优异的综合力学性能。在本发明中，上述实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的厚度在8-30mm之间，且其屈服强度在1095-1186MPa之间，其抗拉强度在1521-1598MPa之间，其屈强比在0.72-0.74之间，断后延伸率在11.4-12.5％之间，-40℃夏比冲击功在42-51J之间。

相比于其他同强度级别的调质工艺生产的钢板，本发明所制备的这种实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的综合性能更佳，尤其它的低屈强比，能够使钢板在受力变形过程中具有良好的塑性变形和吸能能力，提高钢板的实际防护能力。

此外，由于本发明实施例1-6的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板采用的是在线的控轧控冷工艺，相对于调质工艺生产的钢板，其合金成本有降低，同时减少了钢中的碳含量，随之带来了钢板焊接性能的提高。

另外，本发明所采用的这种制造方法采用的是连续的在线处理工艺，连续的在线处理工艺也免除了传统调质钢的热处理环节，减少了能耗，提高了生产效率，显著降低了钢板的工序成本。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (12)

1.一种1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其含有Fe和不可避免的杂质元素，其特征在于，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.1～0.2％、Si：0.1～0.3％、Mn：0.80～1.80％、0＜Al≤0.2％、Ni：0.5～1％、Mo：0.10～0.40％，0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％。

2.如权利要求1所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.1～0.2％、Si：0.1～0.3％、Mn：0.80～1.80％、0＜Al≤0.2％、Ni：0.5～1％、Mo：0.10～0.40％，0.10％≤(Nb+V+Ti)≤0.20％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。

3.如权利要求1或2所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，在不可避免的杂质元素中，P＜0.01％，S＜0.01％。

4.如权利要求1或2所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，其碳当量满足Ceq≤0.55，其中Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.55。

5.如权利要求1或2所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，其板厚为8～30mm。

6.如权利要求1或2所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，其微观组织为细化的马氏体板条+残余奥氏体+弥散析出的碳化物。

7.如权利要求1或2所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，其中残余奥氏体的相比例为5～15％，细化的马氏体板条的相比例在80％以上。

8.如权利要求1或2所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板，其特征在于，其性能满足：屈服强度为1000～1200MPa，抗拉强度大于1500MPa，屈强比小于0.8，断后伸长率大于11％，-40℃下夏比冲击功大于40J。

9.如权利要求1-8中任意一项所述的1500MPa级低屈强比超高强度易焊接防护钢板的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)控制轧制：分为粗轧和精轧两阶段；

(4)钢板轧后直接在线水冷至150～200℃；

(5)在线水冷后直接进缓冷坑保温，保温温度为200～250℃，然后出坑空冷。

10.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，板坯加热至1130～1180℃。

11.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，粗轧温度为1100～1150℃，轧制至成品钢板厚度的3～4倍时在辊道上待温至900-940℃精轧开轧，精轧终轧温度控制在Ac3以上10～20℃。

12.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，水冷冷速为10～30℃/s。