本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)鋼的制造方法，尤其涉及一種應(yīng)用于工程機(jī)械（如起重機(jī)吊臂等）用的其屈服強(qiáng)度為1100MPa級高強(qiáng)鋼的制造方法。
背景技術(shù)：
由于重載卡車、工程機(jī)械等產(chǎn)業(yè)的發(fā)展，對車輛的載重和機(jī)械強(qiáng)度的要求不斷提高，同時(shí)也要求減輕自重，因此要求采用成本更低、強(qiáng)度級別更高、低溫沖擊韌性好的超高強(qiáng)度鋼板。高強(qiáng)鋼的強(qiáng)度級別從屈服強(qiáng)度900MPa到屈服強(qiáng)度在1100MPa以上，對強(qiáng)度級別在1100MPa以上的高強(qiáng)鋼的需求越來越急迫，同時(shí)，為了節(jié)省資源、節(jié)約能源及保護(hù)環(huán)境，迫切需要研發(fā)強(qiáng)度水平更高的高品質(zhì)鋼材。工程機(jī)械的大型化對高強(qiáng)度鋼板提出了增強(qiáng)減重的需求。屈服強(qiáng)度1100MPa級高強(qiáng)度鋼板已廣泛應(yīng)用于大型工程機(jī)械的結(jié)構(gòu)件。國標(biāo)《GB/T 28909-2012 超高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)用熱處理鋼板》中規(guī)定了屈服強(qiáng)度≥1100MPa級高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能和碳當(dāng)量標(biāo)準(zhǔn)，其屈服強(qiáng)度≥1100MPa、抗拉強(qiáng)度1200～1500MPa及延伸率≥9%，-40℃縱向沖擊功≥27J，碳當(dāng)量滿足CEV=0.82%（其計(jì)算公式為CEV=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+（Ni+Cu/15）。
高強(qiáng)韌鋼板的制造技術(shù)主要是控軋控冷+回火（TMCP+T）和淬火加低溫回火（Q+T）。TMCP（Thermo-Mechanical Control Process）通過控制鋼板的兩階段軋制溫度、壓下量和冷卻工藝，形成特定的微觀組織，以獲得良好的機(jī)械性能。TMCP工藝的第一階段軋制變形時(shí)，奧氏體發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)再結(jié)晶和動(dòng)態(tài)回復(fù)等過程，細(xì)化了奧氏體晶粒；第二階段變形時(shí)在奧氏體中累積了大量的位錯(cuò)，軋制后采用優(yōu)化的冷卻工藝，形成了細(xì)小的貝氏體或貝氏體+馬氏體組織。TMCP后的鋼板經(jīng)過再加熱回火，回火過程中碳氮化物析出，異號位錯(cuò)湮滅，改善鋼板的內(nèi)應(yīng)力分布，形成具有很好強(qiáng)韌性匹配的微觀組織。調(diào)質(zhì)工藝是鋼板在加熱奧氏體均勻化后進(jìn)入軋制工藝，軋制到指定厚度后空冷?？绽涞绞覝睾蟮匿摪暹M(jìn)入加熱爐，在指定溫度奧氏體化后淬火水冷到室溫，淬火后的鋼板再進(jìn)入回火爐重新加熱到指定溫度，保溫一定時(shí)間后出爐空冷。調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)高強(qiáng)度鋼板是通過奧氏體化后的淬火過程細(xì)化，最終為馬氏體組織，再經(jīng)過回火工藝使碳從過飽和鐵素體中排出，同時(shí)形成細(xì)小的碳化物，改善鋼板的內(nèi)應(yīng)力和低溫沖擊韌性。
TMCP+T和Q+T工藝生產(chǎn)高強(qiáng)度鋼板均有其各自優(yōu)勢，其中TMCP+T工藝流程短，可充分應(yīng)用合金元素對相變的影響；Q+T工藝簡單可控，鋼板的縱橫向性能差異較小。為縮短工藝流程，近期開發(fā)了直接淬火（DQ：direct quenching）和在線熱處理（HOP：heat treatment online process）。直接淬火工藝是控制軋制結(jié)束后直接進(jìn)入層流冷卻裝置冷卻至室溫；在線熱處理工藝是直接淬火后的鋼板進(jìn)入感應(yīng)加熱爐，以2～20℃/S的加熱速度升溫至指定回火溫度，保溫一段時(shí)間后出爐空冷。
相對傳統(tǒng)的冷卻工藝，直接淬火工藝停冷溫度較低，冷卻速度較快，能夠形成細(xì)化的微觀組織。傳統(tǒng)回火工藝升溫速率較慢，保溫時(shí)間較長，形成的碳化物顆粒粗大。在線熱處理工藝以較快的速度升溫，形成細(xì)化的碳化物析出，提高鋼板的低溫沖擊韌性。鋼板在直接淬火過程中形成的殘余奧氏體組織在HOP過程中會(huì)部分分解，最終形成彌散均勻分布的殘余奧氏體。采用DQ+HOP工藝生產(chǎn)的高強(qiáng)度鋼板具有良好的強(qiáng)韌性。
工程機(jī)械用高強(qiáng)度鋼板還須具有良好的焊接性能。碳當(dāng)量是衡量鋼板焊接性能的重要指標(biāo)。碳當(dāng)量越低，鋼板的焊接性能越好?！禛B/T 28909-2012 超高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)用熱處理鋼板》中規(guī)定屈服強(qiáng)度1100MPa級鋼板的碳當(dāng)量（CEV）均不大于0.82%。
國外學(xué)者Koo等人，采用低C高M(jìn)n，通過添加Nb,V,Ni,Mo,B等合金元素，通過控軋?jiān)诰€淬火方法制備了抗拉強(qiáng)度超過930MPa的中厚板鋼材，鋼板顯微組織具有一定比例的板條馬氏體。Tamehiro等人采用低C、高M(jìn)n-Ni-Mo化學(xué)成分開發(fā)了熱軋高強(qiáng)度鋼，并認(rèn)為要使抗拉強(qiáng)度超過950MPa，鋼板顯微組織中必須含有90%以上的馬氏體，因此，成分設(shè)計(jì)上添加了大量的Ni和Mo元素，合金成本較高。國內(nèi)康永林、鄭華、姚連登等學(xué)者針對高強(qiáng)度的低碳貝氏體進(jìn)行了細(xì)致研究，通過Nb、Ti、Ni、Mo、B等合金元素的添加，通過形成鈮鈦析出強(qiáng)化結(jié)合貝氏體組織的相變強(qiáng)化使鋼材具有更好的成形性能和低溫韌性，從成分設(shè)計(jì)上，采用了大量的Nb、Ni和Mo等貴重合金元素，因此，生產(chǎn)成本較高。目前，國外瑞典SSAB、日本、芬蘭及國內(nèi)的舞陽、湘鋼、南鋼、寶鋼等各大鋼廠實(shí)際生產(chǎn)的900MPa級的熱軋高強(qiáng)鋼都不同程度地添加了高附加值的Mo, Cr, Ni等合金元素，且生產(chǎn)工藝為熱軋+調(diào)質(zhì)處理，調(diào)質(zhì)工藝的處理過程為，首先將熱軋后的鋼板加熱到高溫奧氏體區(qū)或兩相區(qū)，溫度為850～950℃，在此溫度下保溫30～60min不等，然后淬火，將淬火后的鋼板進(jìn)行400～600℃回火處理，顯微組織以回火馬氏體為主。對于屈服強(qiáng)度為1100MPa的高強(qiáng)度鋼板來說，趙四新、姜洪生等闡述了一種熱處理高強(qiáng)鋼，采用淬火加回火熱處理，獲得回火馬氏體組織。潘輝、郭佳、朱國森等闡述了一種1100～1200MPa的熱處理高強(qiáng)鋼，其工藝特點(diǎn)為將鑄坯加熱至1150～1250℃，終軋溫度為860～920℃；卷取溫度為650～750℃；淬火加熱溫度為880～930℃，保溫時(shí)間為20～90min，回火加熱溫度為100～450℃，保溫時(shí)間大于90min，緩冷或空冷至室溫。孫全社、張愛文等闡述了一種屈服強(qiáng)度1100MPa以上超高強(qiáng)度鋼板，其成分特點(diǎn)為高M(jìn)n、Ni、Cr、Mo合金，另外添加Nb、V、Ti微合金；其工藝路線為在線淬火+離線回火。
住友金屬的專利JP 60121219和JP 89025371中，采用回火工藝生產(chǎn)高強(qiáng)鋼且鋼中硅含量為≤0.015%，鎳含量為1.00%～3.50%，鉻含量為0.40%～1.20%；Exxonmobil Upstream Res公司申請的專利WO 200039352是一種低溫用鋼，用較低含碳量（0.03%～0.12%）和高鎳含量（不小于1.0%）的方法生產(chǎn)低溫韌性好的高強(qiáng)度鋼，其采用較低的冷卻速率（100C/s），其抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到830MPa以上。
在Exxonmobil Upstream Res和新日鐵合作申請的低合金超高強(qiáng)度鋼板專利WO 9905335中，雖然采用在熱軋后只淬火不回火，但其成分中碳含量較低為0.05%～0.10%。
在住友金屬的高強(qiáng)度鋼板專利中（JP 59159932），采用在熱軋后直接淬火加回火的方法，而且在其成分設(shè)計(jì)中，采用的鈦的范圍較低為0.003%～0.010%。
NIPPON KOKAN KK的“高強(qiáng)度厚鋼板的生產(chǎn)”專利（GB 2132225）中，通過控制水流量來控制熱軋后直接淬火的速率，生產(chǎn)的厚度大于25mm，其成分要求錳（0.40%～1.20%）、鉻（0.20%～1.50%），并需控制酸溶鋁。
在?？松梨诘摹熬哂袃?yōu)異低溫韌性的超高強(qiáng)度奧氏體時(shí)效鋼”的專利（98812446.7）中，其需要在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)控軋，熱軋后冷卻至Ms～Ms+100℃，不采用回火，抗拉強(qiáng)度只有830MPa左右，其常溫組織由2～10%（體積比）殘余奧氏體薄膜層以及約90～98%（體積比）的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織組成。
在瑞典SSAB公司生產(chǎn)的Weldox 1100系列和德國迪林根生產(chǎn)的Dillimax系列高強(qiáng)鋼中，采用高鋁（總鋁范圍≥0.020%，實(shí)物鋁在0.055%左右）依靠鋁細(xì)化晶粒的方法提高鋼的強(qiáng)韌性。
在?？松梨诘摹熬哂袃?yōu)異的低溫韌性的超高強(qiáng)度鋼”的專利（98812439.4）中，熱軋后淬火至低于約Ms+200℃，淬火速率為10～40℃/s，不僅其淬火速率較低，而且未采用熱軋后在線淬火。
由以上對比專利可知，這些專利存在以下一個(gè)或多個(gè)不足：①加入了較高含量的昂貴合金元素，鋼材成本高。如JP 60121219和JP 89025371中加入的鎳為1.00%～3.50%，鉻含量0.40%～1.20%；WO 200039352中鎳含量不小于1.0%；②工藝復(fù)雜，工序成本高。如專利WO 9905335中碳含量較低為0.05%～0.10%，專利GB2132225中碳0.04%～0.16%，專利98802878.6中碳含量為0.02%～0.10%，過低的碳含量造成煉鋼時(shí)脫碳時(shí)間長，冶煉生產(chǎn)效率低；專利98812439.4和98812446.7中，不僅其淬火速率較低，而且未采用熱軋后在線淬火，降低了生產(chǎn)效率。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于提供一種屈服強(qiáng)度為1100MPa級和具有優(yōu)良焊接性能的熱處理高強(qiáng)鋼的制造方法。
為實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明采用的技術(shù)方案是：所述的一種屈服強(qiáng)度1100MPa級高強(qiáng)鋼，鋼中的化學(xué)成分以質(zhì)量百分含量計(jì)：C=0.15～0.25、Mn=0.80～1.40、Mo=0.20～0.80、Ti≤0.010及其它公知元素，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，鋼的碳當(dāng)量 CEV≤0.82%。將轉(zhuǎn)爐冶煉的合格鋼水經(jīng)吹氬、真空及加鈣處理后由連鑄機(jī)連鑄成鋼坯，連鑄鋼坯在加/均執(zhí)爐中的加熱溫度為1100～1250℃，保溫時(shí)間≥15min。對加熱后的鋼坯在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)其壓下率不小于60%，而在低于奧氏體發(fā)生再結(jié)晶而高于Ar3轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)的壓下率不小于50%。鋼坯的終軋溫度控制在800℃～880℃，經(jīng)終軋后的鋼板以冷卻速度100℃～300℃/S進(jìn)行冷卻，以10℃～25℃/s層流冷卻將鋼板冷卻到500℃～700℃后卷成鋼卷；對溫度低于80℃的鋼卷進(jìn)行定尺或非定尺橫切后矯直成鋼板，把矯直的鋼板進(jìn)行熱處理：淬火加熱溫度為800℃～950℃、保溫時(shí)間為20mim～60min，回火溫度為200℃～500℃、保溫時(shí)間為90min～180min。
采用如上技術(shù)方案提供的一種屈服強(qiáng)度1100MPa級高強(qiáng)鋼的制造方法與現(xiàn)有技術(shù)相比，其技術(shù)效果在于：①本發(fā)明提供的一種屈服強(qiáng)度1100MPa級高強(qiáng)鋼（板）不僅具有較高的抗拉強(qiáng)度，還具有優(yōu)良的焊接性能。②本發(fā)明設(shè)計(jì)的整體思路是采用低C+高M(jìn)n的成分體系，以及控軋控冷和熱處理的工藝體系，通過合金元素配比之間的優(yōu)化，充分利用工藝對鋼板強(qiáng)韌性的提高作用，制造具有較低碳當(dāng)量（CEV≤0.82%）的高強(qiáng)韌鋼板。合金元素C和Mn均為奧氏體化元素，加入鋼中可提高鋼板的強(qiáng)度。但C+Mn的含量與其它元素含量之間存在最佳配比關(guān)系，為優(yōu)化C、Mn和其它元素含量，本發(fā)明設(shè)定了C+Mn與其它元素之間的關(guān)系以保證采用合適的成分配比獲得優(yōu)異的性能。合金化當(dāng)量AEQ考慮了在適當(dāng)碳當(dāng)量的條件下，不同合金元素及其相互作用對強(qiáng)韌性的影響。合金元素前的常數(shù)項(xiàng)與該合金元素對強(qiáng)韌性的影響相關(guān)。合金化當(dāng)量同時(shí)考慮了Cr和Mo、Nb和V復(fù)合添加對鋼板力學(xué)性能的影響。同時(shí)，合金化當(dāng)量過低則無法生產(chǎn)滿足力學(xué)性能要求的鋼板，過高則會(huì)導(dǎo)致碳當(dāng)量提高，焊接性能惡化。
具體實(shí)施方式
下面對本發(fā)明的具體實(shí)施方式作進(jìn)一步的詳細(xì)描述。
本發(fā)明所述的一種屈服強(qiáng)度1100MPa級高強(qiáng)鋼（板）的化學(xué)成分配比（wt%）為：C=0.15～0.25、Si=0.10～0.50、Mn=0.80～1.40、P≤0.015、S≤0.005、Cr=0.10～0.50、Mo=0.20～0.80、Nb=0.015～0.055、V=0.020～0.060、Ni=0.20～0.60、Ti≤0.010、Al=0.02～0.07、B=0.0006～0.0025，余量為Fe及其它不可避免的雜質(zhì)；CEV≤0.82%。所述CEV為鋼的碳當(dāng)量，計(jì)算公式為CEV（%）=C+Mn/6+（Mo+Cr+V）/5+（Ni+Cu）/15，其中Cu的質(zhì)量百分含量可隨機(jī)檢測。
本發(fā)明中化學(xué)元素的添加原理如下：
C：C含量不同對鋼板在冷卻過程的相變有著重要的影響。C含量較高的鋼種，在同樣的冷卻條件下，冷卻過程中容易形成貝氏體或馬氏體等強(qiáng)度較高的組織；但C含量太高，則會(huì)形成較脆的組織，降低鋼板的低溫沖擊韌性。在回火過程中，C含量較高的鋼板會(huì)形成較粗大的碳化物，從而惡化鋼板的沖擊性能。另一方面，C含量太低，容易形成鐵素體等強(qiáng)度較低的組織。為達(dá)到屈服強(qiáng)度1100MPa、抗拉強(qiáng)度1200MPa及綜合幾方面因素考慮，本發(fā)明將C的質(zhì)量含量控制在0.15～0.25%范圍內(nèi)。
Si：Si元素固溶在鋼中，提高鋼板的強(qiáng)度。Si含量過高，會(huì)抑制滲碳體的形成，同時(shí)較高的Si含量會(huì)惡化鋼板的焊接性能。因此，本發(fā)明中的Si含量控制為0.10～0.50wt%。
Mn：Mn是弱碳化物形成元素，通常固溶在鋼中，起到固溶強(qiáng)化的效果。采用控軋控冷方式生產(chǎn)的高強(qiáng)度鋼板，Mn元素通過跨越擴(kuò)散界面耗散自由能，抑制片狀相端面的擴(kuò)散控制長大，形成細(xì)化的片層狀貝氏體板條，從而提高鋼板的強(qiáng)度和韌性等綜合性能。Mn含量過高會(huì)導(dǎo)致板坯開裂傾向加大，容易在板坯生產(chǎn)過程中形成縱裂等缺陷；Mn含量較低則對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)較小，因此須添加C元素或者其它貴重合金元素如Mo元素等以保證鋼板的強(qiáng)度。添加C元素會(huì)惡化鋼板的焊接性能，添加其它貴重元素會(huì)提高鋼板成本。因此，本發(fā)明中加入0.80～1.40wt%Mn元素，從而有利于形成細(xì)化的貝氏體組織，使鋼板具有良好的強(qiáng)韌性。
Cr：Cr元素和Fe元素形成連續(xù)固溶體，并與C元素形成多種碳化物。Cr元素可取代滲碳體中的Fe元素形成M3C，并可形成M7C3和M23C6。固溶在鋼中的Cr元素和Cr的碳化物會(huì)提高鋼板的強(qiáng)度。但Cr含量增加會(huì)形成較粗大的碳化物，從而惡化鋼板的沖擊性能。本發(fā)明中加入0.10～0.50wt%的Cr，以保證鋼板的強(qiáng)度和沖擊功。
Mo：Mo元素在奧氏體化時(shí)固溶在鋼中，冷卻過程中通過抑制散界面運(yùn)動(dòng)實(shí)現(xiàn)細(xì)化最終組織。Mo元素對擴(kuò)散界面拖曳作用耗散的自由能約是Mn元素的3倍，因此添加Mo元素會(huì)抑制片狀相端面長大，形成細(xì)化的貝氏體或貝氏體+馬氏體組織。同時(shí)Mo元素是貴重合金元素，為保證鋼板性能和成本，本發(fā)明中加入0.20～0.80wt%的Mo。
Nb：鋼板在軋制過程中會(huì)形成大量的位錯(cuò)等缺陷。奧氏體在缺陷能的作用下發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶過程包括奧氏體新晶粒的形核和長大，Nb元素通過抑制奧氏體界面運(yùn)動(dòng)提高鋼板的再結(jié)晶溫度。加入一定量的Nb可實(shí)現(xiàn)兩階段軋制，非再結(jié)晶區(qū)較低溫度軋制以提高奧氏體內(nèi)部位錯(cuò)密度，在隨后的冷卻過程中形成細(xì)化的組織。Nb含量較高會(huì)在回火過程中形成較粗大的NbC析出，從而降低鋼板的低溫沖擊功。因此，本發(fā)明中加入0.015～0.055wt%Nb以控制鋼板微觀組織和力學(xué)性能。
V：V是鐵素體化元素，強(qiáng)烈縮小奧氏體區(qū)。高溫溶入奧氏體中的V元素能夠增加鋼的淬透性。鋼中V元素的碳化物V4C3比較穩(wěn)定，可以抑制晶界移動(dòng)和晶粒長大。V元素和Cu元素在鋼中都是起沉淀強(qiáng)化作用，但是相對Cu元素來說，只需加入極少量的V元素，即可達(dá)到同等的沉淀強(qiáng)化效果。此外，Cu元素在鋼中容易引起晶界裂紋；因而必須加入至少達(dá)到其一半含量的Ni元素，才能避免裂紋，而Ni元素同樣是十分昂貴的合金元素，因此，以V元素代替Cu元素可以大幅度降低鋼的制造成本。因此，本發(fā)明中加入0.02～0.06wt%的V元素以保證鋼板在回火后有較高的屈服強(qiáng)度。
B：B元素添加在鋼中會(huì)提高鋼板的淬透性，形成貝氏體或馬氏體組織。B含量較高時(shí)，B原子會(huì)在晶界富集，降低晶界結(jié)合能，從而在受到?jīng)_擊作用時(shí)會(huì)發(fā)生沿晶解離斷裂。因此，本發(fā)明中B元素的加入量為0.0006～0.0025wt%。
Al：Al元素在高溫時(shí)形成細(xì)小的ALN析出，在板坯加熱奧氏體化時(shí)抑制奧氏體晶粒長大，達(dá)到奧氏體細(xì)化晶粒、提高鋼在低溫下的韌性的目的。Al含量過高會(huì)導(dǎo)致較大的Al的氧化物形成，降低鋼板的低溫沖擊性能和探傷性能。因此，本發(fā)明中加入0.02～0.07wt%的Al，細(xì)化晶粒，以提高鋼板的韌性并保證其焊接性能。
Ti：Ti與N在高溫時(shí)形成TiN，板坯加熱奧氏體化時(shí)，TiN會(huì)抑制奧氏體晶粒長大。Ti與C在較低溫度區(qū)間形成TiC，細(xì)小的TiC顆粒有利于提高鋼板的低溫沖擊性能。Ti含量過高，則會(huì)形成粗大的方形TiN析出，鋼板在受力時(shí)應(yīng)力會(huì)集中在TiN顆粒附近，成為微裂紋的形核長大源，降低鋼板的疲勞性能。綜合Ti元素對力學(xué)性能和疲勞性能的影響，本發(fā)明中的Ti含量控制在≤0.010wt%范圍內(nèi)。
為優(yōu)化C、Mn和其它元素含量，本發(fā)明設(shè)定了C+Mn與其它元素之間的關(guān)系以保證采用合適的成分配比獲得優(yōu)異的性能。合金化當(dāng)量（AEQ）考慮了在適當(dāng)碳當(dāng)量（CEV）的條件下，不同合金元素及其相互作用對強(qiáng)韌性的影響。合金元素前的常數(shù)項(xiàng)與該合金元素對強(qiáng)韌性的影響相關(guān)。合金化當(dāng)量同時(shí)考慮了Cr和Mo、Nb和V復(fù)合添加對鋼板力學(xué)性能的影響。同時(shí)，合金化當(dāng)量過低則無法生產(chǎn)滿足力學(xué)性能要求的鋼板，過高則會(huì)導(dǎo)致碳當(dāng)量提高，焊接性能惡化。
可知本發(fā)明采用相對其它專利更為適中的碳含量（0.10%至0.20wt%），此碳含量既不是很低也不是很高，既可滿足煉鋼工序的要求，也可保證鋼板后續(xù)對焊接性能的要求。其中C含量與鋼板中加入的Nb含量盡可能保證按溶度積公式Lg[Nb][C]=2.96-7510/T，計(jì)算的T小于1523K（1250℃）；加入V，也要保證按類似公式計(jì)算的T小于1523K，這是要保證鋼坯再加熱時(shí)所有碳氮化物完全溶解，以便在后續(xù)的軋制和冷卻過程中析出強(qiáng)化，充分發(fā)揮各元素的作用。加入的元素Ti與N含量保證Ti/N≥3.42，讓Ti完全固定N，使Nb能形成足夠的Nbc強(qiáng)化；加入的Ca與S含量保證Ca/S=0.5～2.0，使硫化物完全球化或近似紡錘形，提高鋼板的橫向沖擊性能和冷彎性能。鋼中的Cu、Ni、Cr、Mo同時(shí)加入時(shí)，不可同時(shí)接近上限或者下限，這樣做的目的是保證強(qiáng)度和碳當(dāng)量。對以上所述元素的適當(dāng)控制，目的在于用較低的合金成本、精確的成分配比、簡單的煉鋼、軋制與冷卻工藝獲得鋼板（材）較好的力學(xué)、焊接等綜合性能。
如上所述成分質(zhì)量百分含量及其屈限強(qiáng)度為1100MPa的高強(qiáng)鋼（板）的制造方法包括：
冶煉：對高爐鐵水進(jìn)行脫硫預(yù)處理，經(jīng)預(yù)處理的高爐鐵水入氧氣頂?shù)讖?fù)合吹煉轉(zhuǎn)爐（如210t級）冶煉，冶煉鋼水經(jīng)吹氬、真空及加鈣熱處理后，鋼水化學(xué)成分（即合格鋼水中各冶金元素的質(zhì)量百分含量）相同于成品材的化學(xué)成分，鋼水經(jīng)LF+RH+鈣處理后的鋼水送連鑄機(jī)連鑄成所需斷面的鋼坯。
將鋼坯送入均熱爐（或加熱爐）加熱，當(dāng)鋼坯加熱至1100℃～1250℃后保溫時(shí)間≥15min，這樣的加熱溫度與保溫時(shí)間可以使鋼坯的奧氏體組織均勻化，還可使鋼坯中的Nb、V和Ti等的碳化物充分溶解，而氮化鈦也會(huì)有部分熔解以阻止原始奧氏體晶粒的長大。
把加熱后的鋼坯進(jìn)行軋制：在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，采用一個(gè)或多個(gè)道次軋制鋼坯，期間允許采用一次或多次轉(zhuǎn)鋼以提高成品鋼板的橫向塑性和韌性，此溫度區(qū)間的壓下率不小于60%。這樣固溶于鋼中的微合金元素起著阻滯奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用，形變的奧氏體發(fā)生再結(jié)晶并達(dá)到細(xì)化的目的。在低于奧氏體發(fā)生再結(jié)晶但高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)，采用一個(gè)或多個(gè)道次并允許采用一次或多次轉(zhuǎn)鋼，將上述鋼板軋制成最終厚度的鋼板，此溫度區(qū)間的壓下率不小于50%。
在軋制的第二階段其終軋溫度控制在820℃～880℃之間。在此軋制過程中，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，而形成拉長的奧氏體，在拉長的奧氏體晶內(nèi)存在大量的形變帶，鈮、釩和鈦等固溶原子由于形變誘導(dǎo)而析出為碳化物和碳氮化物。經(jīng)未再結(jié)晶區(qū)終軋后，鋼的組織由變形的奧氏體組織。終軋后鋼板厚度控制在4.0mm～25.0mm。
鋼坯經(jīng)終軋后的鋼板以冷卻速度100℃～300℃/S進(jìn)行超快速冷卻，以10℃～25℃/s層流冷卻的方法將鋼板冷卻到500℃～700℃。在軋制變形的鋼板中含有大量位錯(cuò)的奧氏體，快速冷卻時(shí)在較低溫度發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。較快的冷卻速度使奧氏體具有較大的過冷度，即使貝氏體轉(zhuǎn)變具有較大的形核驅(qū)動(dòng)力，提高了貝氏體轉(zhuǎn)變的形核率。本發(fā)明的終冷溫度較低，在較快的冷卻速度和較低的終冷溫度條件下，貝氏體以很高的形核速率和較慢的長大速度形成，未轉(zhuǎn)變的奧氏體形成細(xì)小彌散的MA組元分布在貝氏體基體上，從而提高了鋼板的強(qiáng)度和韌性。
終冷后的鋼板通過卷取機(jī)卷成鋼卷，卷取溫度控制在500℃～700℃。
對溫度低于80℃的鋼卷進(jìn)行定尺或非定尺橫切，其后矯直成鋼板。
對矯直的鋼板進(jìn)行熱處理：淬火加熱溫度為800℃～950℃，保溫時(shí)間為20min～60min；回火加熱溫度為200℃～500℃，保溫時(shí)間為90min～180min。
經(jīng)如上制作方法獲得的鋼板屈服強(qiáng)度≥1100MPa、抗拉強(qiáng)度為1200MPa～1500MPa、伸長率≥10%及夏比沖擊功AKv（-40℃）≥27J，鋼板用于起重機(jī)臂架，具有良好的焊接性能和折彎性能。