阅读说明：本技术 一种屈服强度800MPa级热轧钢板及其制造方法 (Hot rolled steel plate with yield strength of 800MPa and manufacturing method thereof ) 是由 严立新 梁亮 李光辉 汪净 刘浩 肖爱达 汪宏兵 刘旭辉 徐德强 谢世正 于 2020-04-07 设计创作，主要内容包括：本申请属于钢铁冶金技术领域,尤其涉及一种屈服强度800MPa级热轧钢板,以质量百分数计包括：0.08wt％≤C≤0.15wt％；0.10wt％≤Si≤0.40wt％；1.30wt％≤Mn≤2.00wt％；0.20wt％≤Mo≤0.45wt％；0＜P≤0.015wt％；0＜S≤0.005wt％；0.02wt％≤Als≤0.07wt％；0.02wt％≤Nb≤0.06wt％；0.10wt％≤Ti≤0.20wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质；其中,所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量控制为≤0.48wt％；其可焊性较好。(The application belongs to the technical field of ferrous metallurgy, especially relates to a yield strength 800MPa level hot rolled steel plate, includes by mass percent: c is between 0.08 and 0.15 percent by weight; si is more than or equal to 0.10 weight percent and less than or equal to 0.40 weight percent; mn is more than or equal to 1.30 wt% and less than or equal to 2.00 wt%; mo is between 0.20 and 0.45 percent by weight; p is more than 0 and less than or equal to 0.015 wt%; s is more than 0 and less than or equal to 0.005 wt%; als is more than or equal to 0.02 wt% and less than or equal to 0.07 wt%; nb is more than or equal to 0.02 wt% and less than or equal to 0.06 wt%; ti is more than or equal to 0.10 wt% and less than or equal to 0.20 wt%; the balance of iron and other inevitable impurities; wherein the carbon equivalent of the hot rolled steel plate with the yield strength of 800MPa is controlled to be less than or equal to 0.48 wt%; the solderability is better.)

一种屈服强度800MPa级热轧钢板及其制造方法

技术领域

本申请属于钢铁冶炼技术领域，尤其涉及一种屈服强度800MPa级热轧钢板及其制造方法。

背景技术

起重机吊臂用钢板一般采用高强钢，一方面要求具有高的强度来实现轻量化，另一方面要求具有低的内应力来满足加工过程中的变形。而传统的高强钢在生产时为了保证强度和低温冲击韧性，通常通过添加Nb、V、Ti、Mo等大量的合金元素，往往会引起焊接碳当量的提高，降低焊接的可焊性。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度800MPa级热轧钢板及其制造方法，以解决现有技术中可焊性较差的问题。

为实现上述发明目的，本申请实施例一方面提供了一种屈服强度800MPa级热轧钢板，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为：0.08wt％≤C≤0.15wt％；0.10wt％≤Si≤0.40wt％；1.30wt％≤Mn≤2.00wt％；0.20wt％≤Mo≤0.45wt％；0＜P≤0.015wt％；0＜S≤0.005wt％；0.02wt％≤Als≤0.07wt％；0.02wt％≤Nb≤0.06wt％；0.10wt％≤Ti≤0.20wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质；其中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量控制为≤0.48wt％。

可选地，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为：0.10wt％≤C≤0.12wt％；0.20wt％≤Si≤0.30wt％；1.50wt％≤Mn≤1.80wt％；0.20wt％≤Mo≤0.40wt％；0＜P≤0.010wt％；0＜S≤0.002wt％；0.02wt％≤Als≤0.05wt％；0.03wt％≤Nb≤0.05wt％；0.12wt％≤Ti≤0.15wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质。

可选地，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为，C：0.15wt％；Si：0.26wt％；Mn：1.70wt％；Mo：0.30wt％；P：0.008wt％；S：0.002wt％；Als：0.03wt％；Nb：0.04wt％；Ti：0.12wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质。

可选地，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量控制为≤0.40wt％。

另一方面，本申请实施例提供了一种屈服强度800MPa级热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：

将钢坯热轧为钢卷，其中所述热轧包括卷取，卷取温度为500℃～580℃；

所述钢卷依次经开平、回火，获得屈服强度800MPa级热轧钢板，其中回火温度为600℃～680℃，回火保温时间为20min～40min。

可选地，所述将钢坯热轧为钢卷的步骤，包括：所述钢坯经加热后粗轧为中间坯；

所述中间坯依次经第一次冷却、精轧、第二次冷却后，卷取成钢卷；其中所述第一次冷却的步骤，包括：

所述中间坯以25℃/s～100℃/s进行冷却，所述中间坯的表层温度控制为850℃～950℃。

可选地，所述加热的步骤中，加热温度为1180℃～1300℃，保温时间为20min～240min。

可选地，所述钢坯在所述粗轧步骤中的总压下率为70％～85％。

可选地，所述热轧还包括精轧，所述钢坯在精轧步骤中的总压下率为70％～97％，精轧入口温度为950℃～1050℃，精轧终轧温度为820℃～900℃，经精轧后形成的钢板厚度为2.0～16.0mm。

可选地，所述第二次冷却的步骤，包括：

将所述钢坯以冷却速度为100℃/s～300℃/s进行冷却，以冷却速度为10℃/s～25℃/s进行层流冷却，冷却至500℃～580℃。

与现有技术相比，本申请具有以下有益效果：

本申请实施例通过采用低C加Nb-Ti的成分体系，采用控轧控冷的工艺体系，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，生产具有较低碳当量CEV≤0.48％的高强韧钢板，可以获得在晶粒尺寸小于5μm的超细晶铁素体基体上弥散发布着粒径约5nm左右的微合金析出相的微观组织，使得钢板屈服强度能达到800MPa级以上，伸长率≥15％，夏比冲击功AKv(-40℃)≥100J。

本申请实施例通过控制低的卷取温度来避免碳化物粒子TiC的析出，通过回火处理控制碳化物粒子TiC的均匀析出和长大，从而达到低内应力甚至无内应力的目的；由于回火处理可以控制碳化物粒子如TiC粒子的尺寸，从而能控制析出粒子尺寸在5nm左右，能起到很好的强化效果，可以减少合金的加入量，大幅降低合金成本。

本申请实施例通过控制中间坯快速冷却工序来可以实现差温渗透轧制，中间坯的心部温度比表面温度要高，从而在精轧过程中能保证心部的大的渗透轧制，大幅减少钢板的中心偏析和组织不均的现象，可以进一步提升钢板的低温冲击韧性。

附图说明

为了更清楚地说明本申请实施例中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本申请的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的屈服强度800MPa级热轧钢板制造方法的流程示意图。

具体实施方式

为了使本发明要解决的技术问题、技术方案及有益效果更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

一方面，本申请实施例提出了一种屈服强度800MPa级热轧钢板。

本申请实施例中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为：0.08wt％≤C≤0.15wt％；0.10wt％≤Si≤0.40wt％；1.30wt％≤Mn≤2.00wt％；0.20wt％≤Mo≤0.45wt％；0＜P≤0.015wt％；0＜S≤0.005wt％；0.02wt％≤Als≤0.07wt％；0.02wt％≤Nb≤0.06wt％；0.10wt％≤Ti≤0.20wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质；其中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量CEV控制为≤0.48wt％。

一实施例中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量控制为≤0.45wt％。

一实施例中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量控制为≤0.40wt％。

其中，碳当量的计算公式为CEV(％)＝C+Mn/6+(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15。为优化C、Mn和其它元素含量，本申请实施例中设定了C和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CEV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Nb和Ti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。本申请实施例中碳当量CEV控制为≤0.48wt％，可以保证焊接的可焊性。

一实施例中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为：0.10wt％≤C≤0.12wt％；0.20wt％≤Si≤0.30wt％；1.50wt％≤Mn≤1.80wt％；0.25wt％≤Mo≤0.40wt％；0＜P≤0.010wt％；0＜S≤0.002wt％；0.02wt％≤Als≤0.05wt％；0.03wt％≤Nb≤0.05wt％；0.12wt％≤Ti≤0.15wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质。

一实施例中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为：0.10wt％≤C≤0.11wt％；0.25wt％≤Si≤0.28wt％；1.60wt％≤Mn≤1.80wt％；0.30wt％≤Mo≤0.35wt％；0＜P≤0.008wt％；0＜S≤0.002wt％；0.02wt％≤Als≤0.04wt％；0.03wt％≤Nb≤0.04wt％；0.12wt％≤Ti≤0.14wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质。

作为一具体实施例，所述屈服强度800MPa级热轧钢板包括以下化学组成及其重量百分数为，C：0.15wt％；Si：0.26wt％；Mn：1.70wt％；Mo：0.32wt％；P：0.008wt％；S：0.002wt％；Als：0.03wt％；Nb：0.04wt％；Ti：0.12wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质。

本申请实施例中，各化学元素的添加原理如下：

碳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，另一方面，C含量太低，容易形成铁素体等强度较低的组织。适量的C与Ti、Nb可以形成稳定的MC纳米级析出物如TiC和/或NbC，MC纳米级析出物可产生强烈的沉淀强化作用和细晶强化的作用，大幅度提高钢板强度；为达到屈服强度800MPa以上及综合其他力学性能和加工性能等方面的考虑，本申请实施例将C含量控制为0.08wt％～0.15wt％。

硅Si：Si元素固溶在钢板中，可以提高钢板的强度。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，本申请实施例中的Si含量控制为0.10wt％～0.40wt％。

锰Mn：Mn元素是弱碳化物形成元素，通常固溶在钢板中，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，而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。但是添加C元素会恶化钢板的焊接性能，添加其它贵重元素会提高钢板成本。因此，为了使钢板具有良好的强韧性，本申请实施例中Mn元素的含量控制为1.30wt％～2.0wt％。

钼Mo：Mo元素在奥氏体化时固溶在钢中，在热轧过程中具有一定的延迟奥氏体再结晶作用，提高形变奥氏体中的缺陷密度，在冷却过程中可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，在卷取过程中有助于与Ti共同析出，形成纳米级(Ti，Mo)C复合析出相，产生显著的沉淀强化作用。当Mo含量低于0.20wt％时，上述作用较小，超过0.45wt％时，作用效果达到饱和，本申请实施例中Mo元素的含量控制为0.20wt％～0.45wt％。

钛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。热轧过程中，Ti与C在较低温度区间形成纳米级的TiC，细小的TiC颗粒具有显著的沉淀强化和细晶强化作用，有利于提高钢板的强度和低温冲击性能，同时在卷取过程中Ti与Nb共同析出，形成纳米级的(Ti，Nb)C复合析出相。但当Ti含量过高，一方面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。另一方面由于TiC固溶度积较小而导致连铸钢坯加热过程中Ti难以固溶，起不到相应的作用。综合以上，本申请实施例中的Ti元素含量控制为0.10wt％～0.20wt％。

铌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，Nb元素通过抑制奥氏体界面运动而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，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是实现未再结晶轧制、获得最终细晶组织的最有效的元素。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，为控制钢板微观组织和力学性能，本申请实施例中控制Nb元素的含量为0.02wt％～0.06wt％。

铝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，为了细化晶粒，以提高钢板的韧性并保证其焊接性能，本申请实施例Al元素的含量控制为0.02wt％～0.07wt％。

P、S、O、N：为钢中的有害杂质元素，会显著降低钢的塑韧性和焊接性能，因此应尽可能的减少上述杂质元素含量。

本申请实施例中，采取0.07wt％～0.14wt％碳含量，此碳含量既不是很低也不是很高，既可满足炼钢工序的要求，也可保证钢板后续对焊接性能的要求。加入的Ca与S含量保证Ca/S＝0.5～2.0，使硫化物完全球化或近似纺锤形，可以提高钢板的横向冲击性能和冷弯性能；钢板中的Nb、Ti、Mo加入时，Nb、Ti、Mo不同时接近上限或者下限，可以保证钢板强度和碳当量。对以上所述元素的适当控制，可以用较低的合金成本、精确的成分配比、简单的炼钢、轧制与冷却工艺获得钢板较好的力学、焊接等综合性能。

另一方面，本申请实施例提出了一种屈服强度800MPa级热轧钢板的制造方法。请参阅图1，图1为本申请实施例提供的屈服强度800MPa级热轧钢板制造方法的流程示意图。本申请实施例中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：

S10，将钢坯热轧为钢卷；

其中钢坯是由高炉铁水依次经转炉冶炼、LF工位吹氩和RH真空处理及钙处理后，浇注而成；脱硫预处理的高炉铁水倒入氧气顶底复合吹炼转炉如210t级进行冶炼，将合格的冶炼钢水经吹氩、真空及钙处理后，冶炼钢水化学成分与成品屈服强度800MPa级热轧钢板的化学成分相同；将经吹氩、真空及钙处理后的钢水浇筑成钢坯，具体可以由连铸机连铸成钢坯，钢坯厚度可以为230mm。

热轧的步骤具体包括，所述钢坯经加热处理后，粗轧为中间坯，所述中间坯依次经第一次冷却、精轧、第二次冷却后，卷取成钢卷；

加热的步骤具体包括，可以将连铸成的钢坯送入均热炉或加热炉中加热，当钢坯加热至1180℃～1300℃后，保温时间≥20min。此加热温度和保温时间可以使得钢坯中的奥氏体组织均匀化，钢坯中的Nb和Ti等的碳化物充分溶解，而TiN也会部分溶解以组织原始奥氏体晶粒的长大。

粗轧的步骤具体包括，加热后的钢坯进行两阶段轧制，具体可以为，加热后的钢坯送入粗轧机组进行粗轧，粗轧可以为5～7道次，粗轧机的单道次压下率≥15％，钢坯在粗轧机上的总压下率为70％～85％；钢坯经粗轧后成为中间坯。

第一次冷却为粗轧后的中间坯进行快速冷却，将中间坯的表面温度控制为850℃～950℃之间；优选为850℃、860℃、870℃、880℃、890℃、900℃、910℃、920℃、930℃、940℃或950℃；采用中间坯冷却的方式来可以实现差温渗透轧制，利用中间坯快速冷却装置将粗轧后的中间坯的表面温度快速冷却至850℃～950℃之间，同时中间坯的心部温度比表面温度要高，从而在精轧过程中能保证心部的大的渗透轧制，大幅减少钢板的中心偏析和组织不均的现象，可以进一步提升钢板的低温冲击韧性，可以保证最终钢板的夏比冲击功AKv(-40℃)≥100J。

精轧的步骤具体包括，粗轧后的中间坯入精连轧机组精轧，精连轧机组的单机架压下率≥10％，中间坯在精连轧机组的总压下率为70％～97％，可优选为75％～85％；

在轧制的第二阶段，中间坯在精连轧机组的终轧温度可以控制为820℃～900℃；在此阶段，奥氏体不发生再结晶、而形成拉长的奥氏体，在拉长的奥氏体晶内存在大量的形变带，铌Nb和钛Ti等固溶原子由于形变诱导而析出为碳化物和碳氮化物。经未再结晶区终轧后，钢的组织为变形的奥氏体组织。中间坯经精连轧机组精轧后的钢板厚度可以为2.0mm～16.0mm。

第二次冷却为精轧后的钢板可以以冷却速度100℃/S～300℃/S进行超快速冷却，其后以10℃/S～25℃/s层流冷却的方法将钢板冷却到500℃～580℃；钢板在500℃～580℃条件下卷取成钢卷。

S20，所述钢卷依次经开平、回火，获得屈服强度800MPa级热轧钢板；

将下线钢卷进行堆冷或者缓慢冷却到室温；然后在低于70℃的条件下进行开平为钢板，优选地，开平温度可以为40℃～60℃，如40℃、45℃、50℃、55℃或60℃，开平后将钢板在600℃～680℃的温度下进行回火处理，回火保温时间控制为20min～40min；钢板厚度控制为2.0mm～16.0mm。优选地，回火温度可以为600℃、610℃、620℃、630℃、640℃、650℃、660℃、670℃或680℃，回火保温时间可以为20min、25min、30min、35min或40min。

本申请实施例中，一方面采用Ti强化工艺，由于钛化物析出时对温度的敏感性很高，因此可以在热轧时通过控制卷取温度为500℃～580℃，其为低温卷取工艺，在热轧过程中碳化物粒子如TiC基本不析出，热轧后的钢板组织主要为铁素体+贝氏体+少量珠光体，热轧后的钢板组织比高温卷取的晶粒度大约细0.5～1个级别，因此其热轧后的低温冲击功比较高，-40℃下可以达到100J以上；

控制回火温度为600℃～680℃，在热轧过程中未析出的碳化物粒子如TiC、TiN在回火过程中可以充分析出，以及贝氏体的部分分解，可以大幅提高回火后钢板的强度，且其低温韧性仍较高。回火处理后的成品在-40℃下的低温冲击功仍然为100J以上。

另一方面通过一并控制回火温度600℃～680℃和回火保温时间20min～40min，第一方面可以使析出碳化物粒子不进行长大，保证碳化物粒子的尺寸在10nm以下，其尺寸控制为5nm左右，可以显著提高钢板的析出强化，由于钢板回火过程中温度均匀性很好，使得钢板各处的碳化物析出粒子的尺寸和数量相差不大，从而能使钢板的性能波动控制为50MPa以内，从而达到窄的性能控制的目的；第二方面通过控制回火温度和回火保温时间，可以使得热轧过程中的位错密度大幅降低，从而可以大幅减少钢板的内应力；因此通过控制回火工艺参数既能确保析出强度的增量，也能确保较高的低温冲击韧性。

又一方面，相比于先回火后开平工艺，先回火后开平工艺无法做到钢卷的内圈、外圈和中间温度的均匀性，且开平时钢板会出现内应力的重新分布，内应力分布不均匀；相比于整包回火，处于上下位置的钢板和中间位置的钢板的吸热和散热过程不一致，处于中间位置的钢板吸热速率和散热速率相比于靠近表面的钢板速率较慢，上下位置的钢板和中间位置的钢板其性能和内应力会非常不均匀；而本申请实施例通过将钢卷开平后，对单张钢板进行回火，可以进一步消除钢板的内应力，结合回火处理工艺参数的控制，甚至可以达到无内应力的状态。

本申请实施例通过采用低C加Nb-Ti的成分体系，添加适当的Mo，不添加贵重元素V元素等，采用控轧控冷的工艺体系，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，生产具有较低碳当量CEV≤0.48％的高强韧钢板，可以获得在晶粒尺寸小于5μm的超细晶铁素体基体上弥散发布着粒径约5nm左右的微合金析出相的微观组织，使得钢板屈服强度能达到800MPa级以上，伸长率≥15％，夏比冲击功AKv(-40℃)≥100J。

本申请实施例通过控制低的卷取温度来避免碳化物粒子如TiC的析出，通过回火处理控制碳化物粒子如TiC的均匀析出和长大，从而达到低内应力甚至无内应力的目的。

由于回火处理可以控制碳化物粒子如TiC粒子的尺寸，从而能控制析出粒子尺寸在5nm左右，能起到很好的强化效果，可以减少合金的加入量，大幅降低合金成本。

其中，所述S20步骤中，冷却后，卷取成钢卷的步骤，优选为，精轧后的钢板可以以冷却速度100℃/S～300℃/S进行超快速冷却，其后以10℃/S～25℃/s层流冷却的方法将钢板冷却到520℃～580℃；钢板在520℃～580℃条件下卷取成钢卷。优选地，将钢板冷却到520℃；钢板在520℃条件下卷取成钢卷；将钢板冷却到530℃；钢板在530℃条件下卷取成钢卷；将钢板冷却到540℃；钢板在540℃条件下卷取成钢卷；将钢板冷却到550℃；钢板在550℃条件下卷取成钢卷；将钢板冷却到560℃；钢板在560℃条件下卷取成钢卷；将钢板冷却到570℃；钢板在570℃条件下卷取成钢卷；将钢板冷却到580℃；钢板在580℃条件下卷取成钢卷；

如果终冷温度即层流冷却后的温度高于580℃，TiC粒子会在卷取过程中大量析出，并且钢板头中尾由于钢卷的冷却不一致，钢板头中尾的析出数量会有比较大的区别，在后续回火过程中低温部位的钢板会重新进行TiC粒子析出，已经析出的TiC粒子会进行长大，导致析出粒子的尺寸会明显变粗，导致强度明显降低和冲击韧性降低。

优选地，所述卷取温度可以为510℃～550℃；所述回火温度为620℃～660℃，所述回火保温时间为20min～40min。以便更准确的控制TiC粒子的均匀析出，以及保证TiC粒子的尺寸均匀性，其尺寸在5nm左右。

上述实施例制造获得的2.0mm～16.0mm厚度的屈服强度800MPa级热轧钢板，可以广泛用于起重机吊臂及结构件，具有良好的焊接性能和折弯性能。

以下通过具体实施例对本发明作进一步解释

实施例1

一种屈服强度800MPa级热轧钢板，包括以下化学组成及其重量百分数为：C：0.10wt％；Si：0.26wt％；Mn：1.70wt％；Mo：0.30wt％；P：0.008wt％；S：0.002wt％；Als：0.03wt％；Nb：0.04wt％；Ti：0.12wt％；其余为铁和其他不可避免的杂质；其中，所述屈服强度800MPa级热轧钢板的碳当量控制为0.37wt％；所述屈服强度800MPa级热轧钢板的厚度为6mm，屈服强度为830Mpa，伸长率17％，夏比冲击功AKv(-40℃)为134J。

其制造方法包括以下步骤：高炉铁水依次经转炉冶炼、LF工位吹氩和RH真空处理及钙处理后，浇注成钢坯；所述钢坯依次经加热、粗轧、精轧、冷却后，卷取成钢卷；所述钢卷开平成钢板，钢板经回火处理后，获得屈服强度800MPa级热轧钢板；其中，所述中间坯以30℃/s进行快速冷却，所述中间坯的表层温度控制为950℃；卷取温度为520℃，回火温度为610℃，回火保温时间为35min。

实施例2

与实施例1不同的是，卷取温度为540℃，回火温度为620℃，回火保温时间为35min。所述屈服强度800MPa级热轧钢板的屈服强度为850Mpa，伸长率16％，夏比冲击功AKv(-40℃)为122J。

实施例3

与实施例1不同的是，卷取温度为560℃，回火温度为640℃，回火保温时间为25min。所述屈服强度800MPa级热轧钢板的屈服强度为875Mpa，伸长率20％，夏比冲击功AKv(-40℃)为115J。

实施例4

与实施例1不同的是，所述中间坯以60℃/s进行快速冷却，所述中间坯的表层温度控制为920℃。所述屈服强度800MPa级热轧钢板的屈服强度为860Mpa，伸长率17％，夏比冲击功AKv(-40℃)为145J。

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。