一种屈服强度960MPa级钢板及其制造方法
阅读：548发布：2020-05-12
专利汇可以提供一种屈服强度960MPa级钢板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种 屈服强度 960MPa级 钢 板，化学成分 质量 百分配比是：C：0.07～0.11wt％；Si：0.10～0.50wt％；Mn：1.60～2.20wt％；P：≤0.015wt％；S：≤0.003wt％；Cr：0.10～0.35wt％；Mo：0.20～0.50wt％；Nb：0.02～0.06wt％；V：0.02～0.06wt％；Ti：0.003～0.04wt％；Al：0.02～0.07wt％；B：0.0006～0.0025wt％；余量为Fe和其他不可避免的杂质；其还应满足：1.853Si+2.078Cr+3.112Mo-1298.532B≤C+Mn≤5.891Si+4.115Cr+4.797Mo-398.532B；以及2.08≤ln(AEQ)≤3.41。本发明还公开了上述钢板的制造方法，获得的钢板 抗拉强度 ≥980MPa，夏氏冲击功Akv(-40℃)≥80J， 碳 当量CEV≤0.58％，具有优良的 焊接 性 能。，下面是一种屈服强度960MPa级钢板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种屈服强度960MPa级钢板，其特征在于，所述钢板的微观组织为细化的贝氏体或贝氏体+马氏体，其化学成分质量百分配比是：
C：0.07 ～ 0.11wt%；Si：0.10～ 0.50wt%；Mn：1.60～ 2.20wt%；P：≤ 0.015wt%；S：
≤0.003wt%；Cr：0.10～0.35wt%；Mo：0.20～0.50wt%；Nb：0.02～ 0.06wt%；V：0.02～
0.06wt%；Ti：0.003～0.04wt%；Al：0.02～0.07wt%；B：0.0006～0.0025wt%；余量为Fe和其他不可避免的杂质；
所述屈服强度960MPa级钢板还应满足：
1.853Si+2.078Cr+3.112Mo-1298.532B≤C+Mn≤5.891Si+4.115Cr+4.797Mo-398.532B；
以及
2.08≤ln(AEQ)≤3.41；
式中，AEQ为合金化当量，其满足：
AEQ＝25.66C+9.36Si+11.88Cr+17.95Mo+1152.21B+31.58×Cr×Mo+91.14×Nb×V。
2.如权利要求1所述的屈服强度960MPa级钢板的制造方法，其特征在于，包括下列步骤：
（1）冶炼；
（2）浇铸；
（3）加热：钢坯加热至中心温度达到1050～1280℃；
（4）轧制：
a）第一阶段：以高于再结晶温度对钢坯进行轧制，轧制完成后，将钢坯置放于辊道上待温；
b）第二阶段：当钢坯待温至760～850℃时，开始第二阶段轧制，其终轧温度为740～
830℃；
（5）冷却：以12～45℃/s的速度将钢板冷却至≤350℃；
（6）在线回火热处理：以3～15℃/s的速度将钢板升温至回火温度470～550℃，保温5～90s后，空冷。
3.如权利要求2所述的屈服强度960MPa级钢板的制造方法，其特征在于，所述空冷采用冷床冷却。
一种屈服强度 960MPa 级钢板及其制造方法
技术领域
[0002] 高强度钢板应用于工程机械如履带式起重机、工程起重机和混凝土泵车等结构件。工程机械的大型化对高强度钢板提出了增强减重的需求。屈服强度960MPa级高强度钢板已广泛应用于大型工程机械的结构件。欧标10025-6：2004和国标GB/T16270-2009中规定了屈服强度960MPa级高强钢的力学性能和碳当量标准。其中，欧标中规定的S960Q和S960QL，屈服强度≥960MPa，抗拉强度980～1150MPa，延伸率≥10％，其中S960Q满足-20℃纵向冲击功≥30J，S960QL满足-40℃纵向冲击功≥30J。此外，S960Q和S960QL的碳当量满足CEV≤0.82％，其计算公式为：
[0003] CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
[0004] 国标GB/T16270-2009规定Q960E的屈服强度≥960MPa，抗拉强度980～1150MPa，延伸率≥10％，-40℃纵向冲击功≥27J，碳当量满足CEV≤0.82％。
[0005] 高强韧钢板的制造技术主要是控轧控冷+回火(TMCP+T)和调质(Q+T)。TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)通过控制钢板的两阶段轧制温度、压下量和冷却工艺，形成特定的微观组织，以获得良好的机械性能。TMCP工艺的第一阶段轧制变形时，奥氏体发生动态再结晶、静态再结晶和动态回复等过程，细化了奥氏体晶粒；第二阶段变形时在奥氏体中累积了大量的位错，轧制后采用优化的冷却工艺，形成了细小的贝氏体或贝氏体+马氏体组织。TMCP后的钢板经过再加热回火，回火过程中碳氮化物析出，异号位错湮灭，改善钢板的内应力分布，形成具有很好强韧性匹配的微观组织。调质工艺是钢板在加热奥氏体均匀化后进入轧制工艺，轧制到指定厚度后空冷。空冷到室温后的钢板进入加热炉，在指定温度奥氏体化后淬火水冷到室温。淬火后的钢板再进入回火炉重新加热到指定温度，保温一定时间后出炉空冷。 调质工艺生产高强度钢板是通过奥氏体化后的淬火过程细化最终马氏体组织，再经过回火工艺使碳从过饱和铁素体中排出，同时形成细小的碳化物，改善钢板的内应力和低温冲击韧性。
[0006] TMCP+T和Q+T工艺生产高强度钢板均有其各自优势，其中TMCP+T工艺流程短，可充分应用合金元素对相变的影响；Q+T工艺简单可控，钢板的纵横向性能差异较小。为缩短工艺流程，近期开发了直接淬火(DQ：direct quenching)和在线热处理(HOP：heat treatment online process)。直接淬火工艺是控制轧制结束后直接进入层流冷却装置冷却至室温；在线热处理工艺是直接淬火后的钢板进入感应加热炉，以2～20℃/s的加热速度升温至指定回火温度，保温一段时间后出炉空冷。
[0007] 相对于传统的冷却工艺，直接淬火工艺停冷温度较低，冷却速度较快，能够形成细化的微观组织。传统回火工艺升温速率较慢，保温时间较长，形成的碳化物颗粒粗大。在线热处理工艺以较快的速度升温，形成细化的碳化物析出，提高钢板的低温冲击韧性。钢板在直接淬火过程中形成的残余奥氏体组织，在HOP过程中会部分分解，最终形成了弥散均匀分布的残余奥氏体。采用DQ+HOP工艺生产的高强度钢板，具有良好的强韧性。 [0008] 工程机械用高强度钢板还须具有良好的焊接性能。碳当量是衡量钢板焊接性能的重要指标。碳当量越低，钢板的焊接性能越好。欧标10025-6和国标GB/T16270中规定的屈服强度960MPa级钢板，碳当量CEV均不大于0.82％。
[0009] 公开号为WO2000040764，公开日为2000年7月13日，名称为“ULTRA-HIGH STRENGTH AUSAGED STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS”的专利公开了一种超高强度钢板，其抗拉强度为830MPa，且含有较多的贵重合金元素Ni(≥1％)。 [0010] 公开号为WO1999005335，公开日为1999年2月4日，名称为“ULTRA-HIGH STRENGTH，WELDABLE STEELS WITH EXCELLENT ULTRA-LOW TEMPERATURE TOUGHNESS”的专利公开了一种超高强度钢板，其采用两阶段轧制和控制冷却的方法，并含有Ni、Cu等贵重元素，其钢板抗拉强度≥930MPa。
发明内容
[0011] 本发明的目的在于提供一种屈服强度960MPa级钢板，该钢板不仅具有较 高的强度，还具有优良的焊接性能。此外，本发明的目的还在于提供一种该屈服强度960MPa级钢板的制造方法。
[0012] 本发明设计的整体思路是采用低C(碳含量不大于0.11％)高Mn(Mn含量1.60～2.20％)的成分体系，以及控轧控冷和快速回火的工艺体系，通过合金元素配比之间的优化，充分利用工艺对钢板强韧性的提高作用，制造具有较低碳当量(CEV≤0.58％)的高强韧钢板。合金元素C和Mn均为奥氏体化元素，加入钢中可提高钢板的强度，但C+Mn的含量与其它元素含量之间存在最佳配比关系。为优化C、Mn和其它元素含量，本发明设定了C+Mn与其它元素之间的关系以保证采用合适的成分配比获得优异的性能。合金化当量AEQ考虑了在适当碳当量的条件下，不同合金元素及其相互作用对强韧性的影响。合金元素前的常数项与该合金元素对强韧性的影响相关。合金化当量同时考虑了Cr和Mo、Nb和V复合添加对钢板力学性能的影响。同时，合金化当量过低则无法生产满足力学性能要求的钢板，过高则会导致碳当量提高，焊接性能恶化。
[0013] 根据上述发明目的，本发明提供了一种屈服强度960MPa级钢板，化学成分质量百分配比是：
[0014] C：0.07～0.11wt％；Si：0.10～0.50wt％；Mn：1.60～2.20wt％；P：≤0.015wt％；S：≤0.003wt％；Cr：0.10～0.35wt％；Mo：0.20～0.50wt％；Nb：0.02～0.06wt％；V：
0.02～0.06wt％；Ti：0.003～0.04wt％；Al：0.02～0.07wt％；B：0.0006～0.0025wt％；
余量为Fe和其他不可避免的杂质；
0.02～0.06wt％；Ti：0.003～0.04wt％；Al：0.02～0.07wt％；B：0.0006～0.0025wt％；
余量为Fe和其他不可避免的杂质；
[0015] 所述屈服强度960MPa级钢板还应满足：
[0016] 1.853Si+2.078Cr+3.112Mo-1298.532B≤C+Mn≤5.891Si+4.115Cr+4.797Mo-398.532B；
[0017] 以及
[0018] 2.08≤ln(AEQ)≤3.41；
[0019] 式中，AEQ为合金化当量，其满足：
[0020] AEQ ＝ 25.66C+9.36Si+11.88Cr+17.95Mo+1152.21B+31.58×Cr×Mo+91.14×Nb×V。
[0021] 本发明中化学元素的添加原理如下：
[0022] C：C含量不同对钢板在冷却过程的相变有着重要的影响。C含量较高的 钢种，在同样的冷却条件下，冷却过程中容易形成贝氏体或马氏体等强度较高的组织，但C含量太高，则会形成较脆的组织，降低钢板的低温冲击韧性。回火过程中，C含量较高的钢板会形成较粗大的碳化物，从而恶化钢板的冲击性能。另一方面，C含量太低，容易形成铁素体等强度较低的组织。为达到屈服强度960MPa，抗拉强度980MPa，综合几方面因素考虑，本发明将C含量控制在0.07～0.11wt％范围内。
[0023] Si：Si元素固溶在钢中，提高钢板的强度。Si含量过高，会抑制渗碳体的形成，同时较高的Si含量会恶化钢板的焊接性能。因此，本发明中的Si含量控制为0.10～0.50wt％。
[0024] Mn：Mn是弱碳化物形成元素，通常固溶在钢中，起到固溶强化的效果。采用控轧控冷方式生产的高强度钢板，Mn元素通过跨越扩散界面耗散自由能，抑制片状相端面的扩散控制长大，形成细化的片层状贝氏体板条，从而提高钢板的强度和韧性等综合性能。Mn含量过高会导致板坯开裂倾向加大，容易在板坯生产过程中形成纵裂等缺陷。Mn含量较低则对强度的贡献较小，因此须添加C元素或者其它贵重合金元素如Mo元素等以保证钢板的强度。添加C元素会恶化钢板焊接性能，添加其它贵重合金元素会提高钢板成本。因此，本发明中加入1.60～2.20wt％的Mn元素，从而有利于形成细化的贝氏体组织，使钢具有良好的强韧性。
[0025] Cr：Cr元素和Fe元素形成连续固溶体，并与C元素形成多种碳化物。Cr元素可取代渗碳体中的Fe元素形成M3C，并可形成M7C3和M23C6。固溶在钢中的Cr元素和Cr的碳化物会提高钢板的强度。Cr含量增加，会形成较粗大的碳化物，从而恶化钢板的冲击性能。本发明中加入0.10～0.35wt％的Cr，以保证钢板的强度和冲击功。
[0026] Mo：Mo元素在奥氏体化时固溶在钢中，冷却过程中通过抑制扩散界面运动实现细化最终组织。Mo元素对扩散界面拖曳作用耗散的自由能约是Mn元素的3倍，因此添加Mo元素会抑制片状相端面长大，形成细化的贝氏体或贝氏体+马氏体组织。同时Mo元素是贵重合金元素，为保证钢板性能和成本，本发明中加入0.20～0.50wt％的Mo元素以保证钢板的力学性能，并兼备市场竞争力。
[0027] Nb：钢板在轧制过程中会形成大量的位错等缺陷。奥氏体在缺陷能的作 用下发生再结晶。再结晶过程包括奥氏体新晶粒的形核和长大过程。Nb元素通过抑制奥氏体界面运动提高钢板的再结晶温度。加入一定量的Nb，可实现两阶段轧制，即非再结晶区较低温度轧制以提高奥氏体内部位错密度，在随后的冷却过程中形成细化的组织。Nb含量较高会在回火过程中形成较粗大的NbC析出，从而降低钢板的低温冲击功。因此，本发明中加入0.02～0.06wt％Nb以控制钢板微观组织和力学性能。
[0028] V：V是铁素体化元素，强烈缩小奥氏体区。高温溶入奥氏体中的V元素能够增加钢的淬透性。钢中V元素的碳化物V4C3比较稳定，可以抑制晶界移动和晶粒长大。V元素和Cu元素在钢中都是起沉淀强化作用，但是相对Cu元素来说，只需加入极少量的V元素，即可达到同等的的沉淀强化效果。此外，Cu元素在钢中容易引起晶界裂纹，因而必须加入至少达到其一半含量的Ni元素，才能避免裂纹，而Ni元素同样是十分昂贵的合金元素。因此，以V元素代替Cu元素可以大幅度降低钢的制造成本。因此，本发明中加入0.02～0.06wt％的V元素以保证钢板在回火后有较高的屈服强度。
[0029] B：B元素添加在钢中会提高钢板的淬透性，形成贝氏体或马氏体组织。B含量较高时，B原子会在晶界富集，降低晶界结合能，从而在受到冲击作用时会发生沿晶解离断裂。因此，本发明中B元素的加入量为0.0006～0.0025wt％。
[0030] Al：Al元素在高温时形成细小的AlN析出，在板坯加热奥氏体化时抑制奥氏体晶粒长大，达到奥氏体细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。Al含量过高会导致较大的Al的氧化物形成，降低钢板的低温冲击性能和探伤性能。因此，本发明中加入0.02～0.07wt％的Al细化晶粒，以提高钢板的韧性并保证其焊接性能。
[0031] Ti：Ti与N在高温时形成TiN，板坯加热奥氏体化时，TiN会抑制奥氏体晶粒长大。Ti与C在较低温度区间形成TiC，细小的TiC颗粒有利于提高钢板的低温冲击性能。Ti含量过高，则会形成粗大的方形TiN析出，钢板在受力时应力会集中在TiN颗粒附近，成为微裂纹的形核长大源，降低钢板的疲劳性能。综合Ti元素对力学性能和疲劳性能的影响，本发明中的Ti含量控制在0.003～0.04wt％范围内。
[0032] 为优化C、Mn和其它元素含量，本发明设定了C+Mn与其它元素之间的关 系以保证采用合适的成分配比获得优异的性能。合金化当量AEQ考虑了在适当碳当量的条件下，不同合金元素及其相互作用对强韧性的影响。合金元素前的常数项与该合金元素对强韧性的影响相关。合金化当量同时考虑了Cr和Mo、Nb和V复合添加对钢板力学性能的影响。同时，合金化当量过低则无法生产满足力学性能要求的钢板，过高则会导致碳当量提高，焊接性能恶化。
[0033] 另外，为了实现本发明的目的，本发明还提供一种屈服强度960MPa级钢板的制造方法，其包括下列步骤：
[0034] (1)冶炼；
[0035] (2)浇铸；
[0036] (3)加热：钢坯加热至中心温度达到1050～1280℃后，保温15min以上； [0037] (4)轧制：
[0038] a)第一阶段：以高于再结晶温度对钢坯进行轧制，轧制完成后，将钢坯置放于辊道上待温；
[0039] b)第二阶段：当钢坯待温至760～850℃时，开始第二阶段轧制，其终轧温度为740～830℃；
[0040] 本发明采用两阶段控制轧制工艺。第一阶段轧制的温度在钢板再结晶温度之上，轧制过程中钢板会发生再结晶过程。通过奥氏体再结晶晶粒的形核长大过程，减小了晶粒尺寸。第一阶段轧制后中间坯待温到760～850℃，开始进行第二阶段轧制。第二阶段轧制在钢板的再结晶温度之下，终轧温度为740～830℃。低温区轧制使奥氏体中累计了大量的位错，碳氮化物在位错处析出，钉扎了位错的运动。在后继冷却过程中，贝氏体在位错和缺陷处形核，形成细小的贝氏体片层，贝氏体片层间有少量的马奥组元。细化的贝氏体组织和细小的碳化物析出有利于钢板强韧性匹配。
[0041] (5)冷却：以12～45℃/s的速度将钢板冷却至≤350℃；
[0042] 钢板在控制轧制后进入冷却装置，冷却速度为12～45℃/s，停冷温度为≤350℃。轧制变形含有大量位错的奥氏体，快速冷却时在较低温度发生贝氏体转变。较快的冷却速度使奥氏体具有较大的过冷度，即使贝氏体转变具有较大的形核驱动力，提高了贝氏体转变的形核率。本发明的停冷温度较低，在较快的冷却速度和较低的停冷温度条件下，贝氏体以很高的形核速率和较 慢的长大速度形成，未转变的奥氏体形成细小弥散的MA组元分布在贝氏体基体上，从而提高了钢板的强度和韧性。
[0043] (6)在线回火热处理：以3～15℃/s的速度将钢板升温至回火温度470～550℃，保温5～90s后，空冷。
[0044] 本发明的钢板冷却后进入在线感应加热的热处理回火炉，升温速率为3～15℃/s，升温至回火温度470～550℃，保温5～90s，回火后空冷。通常回火炉的升温速率为0.1～0.3℃/s，感应加热回火炉的升温速率为3～15℃/s，比通常回火炉的升温速率高
1-2个数量级。快速回火过程中，碳氮化物析出的驱动力较大，因此析出的碳氮化物细小。
在线热处理设备回火时间较短，保温时间为5～90s，从而提高钢板的生产效率。在线回火避免了传统回火工艺中钢板下线冷却等工序，从而缩短生产周期，降低钢板的生产成本。本发明优选了回火温度为470～550℃，考虑到碳氮化物析出的强化效果和异号位错湮灭导致的软化效果，从而保证钢板在回火过程中屈服强度有明显提高，而抗拉强度下降不明显。 [0045] 结合本发明钢种成分与制造工艺来看，本发明所述成分体系的钢坯在1050～
1280℃下奥氏体化，Nb和V的碳氮化物可部分溶解于奥氏体中，在随后的轧制过程中可形成细小的碳氮化物。加热温度较低会导致奥氏体中Nb和V的碳氮化物溶解不充分；加热温度较高会导致奥氏体晶粒粗大，降低钢板冲击功。第二阶段轧制开始温度为760～
850℃，终轧温度为740～830℃。较低的轧制温度区间，可形成含有较多位错的奥氏体，细化最终贝氏体组织，提高钢板的强度和低温冲击性能。钢板以12～45℃/s的速度冷却至≤350℃。合金元素C、Mn和Mo会抑制扩散相变，在本发明中采用较快冷却速度和较低的停冷温度来使奥氏体转变成细化的贝氏体板条或贝氏体+马氏体和沿板条界面分布的马奥组元，此类组织具有高强韧性等特点。本发明所述钢板停冷后需进入在线回火热处理，升温速率为3～15℃/s，升温至回火温度470～550℃，保温5～90s，回火后空冷。较快的升温速率和较短的保温时间，可使细小的V的碳氮化物或Cr的碳化物析出，有利于提高钢板的低温冲击韧性。
1-2个数量级。快速回火过程中，碳氮化物析出的驱动力较大，因此析出的碳氮化物细小。
在线热处理设备回火时间较短，保温时间为5～90s，从而提高钢板的生产效率。在线回火避免了传统回火工艺中钢板下线冷却等工序，从而缩短生产周期，降低钢板的生产成本。本发明优选了回火温度为470～550℃，考虑到碳氮化物析出的强化效果和异号位错湮灭导致的软化效果，从而保证钢板在回火过程中屈服强度有明显提高，而抗拉强度下降不明显。 [0045] 结合本发明钢种成分与制造工艺来看，本发明所述成分体系的钢坯在1050～
1280℃下奥氏体化，Nb和V的碳氮化物可部分溶解于奥氏体中，在随后的轧制过程中可形成细小的碳氮化物。加热温度较低会导致奥氏体中Nb和V的碳氮化物溶解不充分；加热温度较高会导致奥氏体晶粒粗大，降低钢板冲击功。第二阶段轧制开始温度为760～
850℃，终轧温度为740～830℃。较低的轧制温度区间，可形成含有较多位错的奥氏体，细化最终贝氏体组织，提高钢板的强度和低温冲击性能。钢板以12～45℃/s的速度冷却至≤350℃。合金元素C、Mn和Mo会抑制扩散相变，在本发明中采用较快冷却速度和较低的停冷温度来使奥氏体转变成细化的贝氏体板条或贝氏体+马氏体和沿板条界面分布的马奥组元，此类组织具有高强韧性等特点。本发明所述钢板停冷后需进入在线回火热处理，升温速率为3～15℃/s，升温至回火温度470～550℃，保温5～90s，回火后空冷。较快的升温速率和较短的保温时间，可使细小的V的碳氮化物或Cr的碳化物析出，有利于提高钢板的低温冲击韧性。
[0046] 本发明通过优化设计成分体系，采用在线热处理工艺，可生产碳当量CEV≤0.58％的屈服强度960MPa级高强韧钢板，远低于欧标10025-6：2004和国标GB/T16270：2009中规定的，屈服强度960MPa级钢板的碳当量CEV为 ≤0.82％。 [0047] 优选地，在上述屈服强度960MPa级钢板的制造方法中，空冷采用冷床冷却。 [0048] 采用本发明所述的技术方案具有以下优点：
[0049] (1)本发明所述的屈服强度960MPa级钢板的屈服强度≥960MPa，抗拉强度≥980MPa，夏氏冲击功Akv(-40℃)≥80J，碳当量CEV≤0.58％，具有优良的焊接性能； [0050] (2)本发明所述的屈服强度960MPa级钢板的制造方法采用控制轧制、控制冷却和在线回火热处理工艺，工艺流程短，从而节约了钢板生产的成本；
[0052] 图1为本发明所述的屈服强度960MPa级钢板在一种实施方式下的光学显微镜照片。
具体实施方式
[0053] 实施例1-6
[0054] 制造本发明所述的屈服强度960MPa级钢板的具体步骤如下(本案实施例1-6中各钢种化学成分见表1)：
[0056] (2)浇铸：采用立式连铸、立弯式连铸、弧形连铸、模铸、定向凝固或电渣重熔等方式。需要注意的是，浇铸包括但不仅限于上述浇铸方式，本案实施例采用模铸方式浇铸在耐材钢锭模中，浇铸过热度为25±20℃；
[0057] (3)加热：钢坯加热至中心温度达到1050～1280℃后，保温15min以上； [0058] (4)轧制：
[0059] a)第一阶段：以高于再结晶温度对钢坯进行轧制，轧制完成后，将钢坯置放于辊道上待温；
[0060] b)第二阶段：当钢坯待温至760～850℃时，开始第二阶段轧制，其终轧温度为740～830℃；
[0061] (5)冷却：以12～45℃/s的速度将钢板冷却至≤350℃；
[0062] (6)在线回火热处理：以3～15℃/s的速度将钢板升温至回火温度470～550℃，保温5～90s后，冷床冷却。
[0063] 表1.(余量为Fe和其他不可避免的杂质，wt％)
[0064]
[0065] 本案实施例1-6中各步骤的详细工艺参数参见表2。
[0066] 表2.
[0067]
[0068] 表3列出了本案实施例1-6的力学性能。
[0069] 表3.
[0070]实施例 屈服强度，MPa 抗拉强度，MPa 延伸率，％ -40℃纵向冲击功，J CEV
1 1010 1070 14 152 0.56
2 1005 1070 13 125 0.56
3 980 1020 13 121 0.54
4 985 1050 13 132 0.55
5 975 1010 14 118 0.52
6 1005 1065 13 105 0.55
1 1010 1070 14 152 0.56
2 1005 1070 13 125 0.56
3 980 1020 13 121 0.54
4 985 1050 13 132 0.55
5 975 1010 14 118 0.52
6 1005 1065 13 105 0.55
[0071] 从表3可以看出，本案实施例1-6的屈服强度均≥960MPa，抗拉强度均≥980MPa，夏氏冲击功Akv(-40℃)均≥80J，碳当量CEV均≤0.58％。
[0072] 图1显示了实施例2中屈服强度960MPa级钢板的微观组织。如图1所示，实施例2中屈服强度960MPa级钢板的微观组织为细化的贝氏体或贝氏体+马氏体组织。 [0073] 要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。
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