CN105463329A - 一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法，该钢化学成分的质量百分比为：0.1％≤C≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，0＜N≤0.005％，0.1％≤Ti≤0.20％，0.2％≤Mo≤0.5％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且需满足：0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％；经过冶炼、铸造、高温加热、热轧、卷取工艺制造得到厚度为2.5～10mm的超高强钢，该超高强钢具有超高强度和高延伸率，其屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％。

Description

一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法

技术领域

本发明属于热轧高强钢技术领域，具体涉及一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法。

背景技术

随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，在汽车尤其是乘用车领域，高强减薄或汽车结构轻量化已成为国际上汽车制造厂商的重要研究方向。除了采用高强钢进行减薄之外，还采用更轻的镁、铝甚至碳纤维等先进材料。

然而，与乘用车高强减薄和轻量化趋势不同，商用车的轻量化工作一直没有形成趋势。这其中一方面是由于商用车普遍超载比较严重，商用车的设计人员对结构的设计裕度很大；同时，商用车自身以及载重量均较大，采用高强钢减薄之后有时刚度难以保证；另外一方面重要原因是由于商用车相对乘用车而言，属于价格敏感客户群，用户通常希望在钢板的强度提高的同时价格最好不要提高太多，而且目前的商用车的加工厂普遍存在设备较为低端，仅适合于普通低强度钢的加工，对高强钢的加工没有太多经验且现有的模具等也不适合高强钢的加工和使用。

因此，无论从对高强钢使用的需求意愿还是其自身的加工能力以及价格承受等方面都使得商用车的高强减薄和轻量化过程进展缓慢。但是，商用车的加工和使用者应认清行业发展的趋势，国家不可能一直对超载现象漠视，例如从今年开始，国家为了治理超重超载等问题出台了混凝土搅拌车的限重要求，严格限制这类车型的大小，超过国家规定的车辆严禁挂牌上路，这就促使商用车制造者和使用者不得不考虑采用高强钢进行轻量化，同时也是对自身产品的一种升级换代，有利于商用车整个行业的进步。从这也可以看出，商用车的轻量化也必将是未来的一种趋势，开发性能优异的高强钢也将是未来的发展趋势。

目前，抗拉强度在980MPa以上级别高强钢的成分设计主要采用低碳加微合金元素，在工艺上采用在线或离线淬火加低温回火处理的方法。通常情况下，淬火+低温回火之后钢板的性能表现为屈服强度与抗拉强度比值较高，通常在0.90以上甚至接近1.0，而延伸率根据大生产的实际数据统计通常在13±1％，而用户目前的需求是在保持抗拉980MPa以上的基础上将延伸率提高至14％以上，这对传统的组织设计思路以及淬火加低温回火工艺来说是极大的挑战。

日本专利P2008156681A采用了Nb微合金化成分设计和快速冷却至中温区的工艺，其组织特征为贝氏体而不是全铁素体，同时也没有采用纳米析出技术；日本专利JP4062118B9公开了一种高Ti型的纳米析出强化高强钢，但其组织主要是贝氏体和马氏体，而且抗拉强度在800MPa上下，未达到980MPa级别。

发明内容

本发明的目的在于提供一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法，可用于制造屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％的2.5～10mm厚的超高强度钢板，该钢板表现出优异的强度和塑性匹配。

本发明的主要目的是通过准确合理的成分和与之相匹配的工艺设计生产一种抗拉强度达980MPa级的全铁素体基高强钢。加入较高含量的Ti以保证在热轧卷取阶段在铁素体中析出大量弥散细小的纳米碳化物，起到强烈的弥散析出强化效果；添加适量的Mo以保证在卷取缓慢冷却的过程中纳米粒子的高温热稳定性，避免纳米碳化物发生粗化而使其弥散强化效果较弱。除了采用(Ti，Mo)C纳米粒子析出强化外，还加入微合金元素V与C在铁素体中形成纳米VC，进一步提高钢的析出强化效果。热轧过程中在终轧结束后以较高的冷速使带钢快速冷却至合适的卷取温度，使带钢获得由细小的等轴铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基组织，从而获得980MPa级超高强钢。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其化学成分的质量百分比为：0.1％≤C≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，0＜N≤0.005％，0.1％≤Ti≤0.20％，0.2％≤Mo≤0.5％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

优选的，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.15％，以质量百分比计。

更优选的，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.10％，以质量百分比计。

优选的，所述钢板的化学成分中1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

进一步，所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的微观组织为全铁素体和纳米析出碳化物，其中，铁素体晶粒尺寸≤5μm，铁素体形态为近等轴型。

所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％。

再，所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢厚度为2.5～10mm。

在本发明的成分设计中：

C：C是钢中的基本元素，也是本发明的重要元素之一。C作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。本发明为了获得抗拉强度达980MPa级的全铁素体基超高强钢，除了铁素体平均晶粒尺寸必须满足≤5μm外，必须依靠纳米析出物的强烈析出强化作用，钢中C的含量至少在0.10％以上，这是因为本发明加入的C必须被微合金元素Ti、Mo、V等所完全固定或固溶在钢中，C不能以渗碳体的形式出现在钢中；同时碳的含量也不能超过0.2％，否则在热轧高温卷取过程中不能形成全铁素体微观组织，会形成少量的珠光体类型的组织。

本发明中C的加入量与Ti、Mo和V的加入量密切相关，本发明成分设计的一个重要原则是保证加入的C应全部与Ti、Mo和V原子相结合并形成大量弥散细小的且具有高热稳定性的纳米级(Ti，Mo)C和VC粒子。这些纳米粒子在高温卷取后的缓慢冷却过程中可有效的抑制铁素体晶粒长大，同时起到析出强化效果。

需要说明的是，尽管从理论上而言，只要C，Ti、Mo和V的添加量按照碳化物原子百分比添加或者高于原子百分比添加就可以将碳原子全部固定，从而避免形成少量的珠光体类型的组织。但在实际生产过程中，由于Ti、Mo和V元素的固碳能力并不能完全发挥，钢板的组织中仍不可避免地出现极少量珠光体类型组织。因此，碳的含量必须控制在0.20％以下，且与Ti、Mo和V的含量之间满足下式，即0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。综上，C的含量应控制在0.10～0.20％。

Si：在本发明中Si在炼钢过程起到部分脱氧的作用。Si在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时Si还有较强的固溶强化效果。但Si容易在轧制后的钢板表面形成不均匀分布的“红铁皮”，这些“红铁皮”在随后的酸洗过程中难以彻底去除。虽然带有“红铁皮”的钢板在后续的加工过程中对性能没有不良影响，但在构件的涂漆过程中，由于钢板表面“红铁皮”去除不彻底，涂漆之后构件表面容易产生色差，影响美观。大量的生产统计结果表明，当钢中硅的含量在0.15％以下时可完全消除“红铁皮”现象，因此，本发明控制Si含量≤0.15％，更优选，Si含量≤0.10％。

Mn：Mn是钢中最基本的元素，同时也是本发明最重要的元素之一。Mn是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。本发明为保证钢板的强度，Mn含量应控制在1.0％以上，Mn含量过低，过冷奥氏体不够稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，当Mn的含量超过2.0％，炼钢时容易发生Mn偏析，板坯连铸时易发生热裂。因此，本发明控制Mn含量为1.0～2.0％，优选范围为1.2～1.8％。

P：P是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故P含量越低越好，控制P≤0.015％较好且不提高炼钢成本。

S：S是钢中的杂质元素。S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当S和Mn的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。因此，钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。

Al：Al是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外的另一重要合金元素。Al在本发明中的基本作用是在炼钢过程中脱氧。钢中Al的含量一般不低于0.02％；同时，若Al的含量若超过0.08％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，本发明将铝的含量控制在0.02～0.08％。

N：N在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。N是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中N的残余含量通常≤0.005％。这些固溶或游离的N元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的“锯齿裂”缺陷。本发明专利中通过添加强碳化物或氮化物形成元素Ti，形成稳定的TiN从而固定N原子。因此，N的含量控制在0.005％以内且越低越好；因此，本发明控制N含量在0.005％以内且越低越好。

Ti：Ti是本发明的重要元素之一，Ti与钢中C、N原子有很强的结合力。本发明的成分设计思路主要是获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物，但Ti与N的结合力大于Ti与C之间的结合力，为了尽量减少钢中TiN的形成量，钢中N的含量应控制得越低越好。本发明加入较高含量的Ti，主要目的是为了在奥氏体向铁素体转变过程中，在铁素体基体中形成更多的纳米级碳化物，同时需要添加一定量Mo元素以保证纳米级碳化物在高温时仍具有较强的抗粗化能力，即具有高的热稳定性。类似地，加入较高的V主要目的是在铁素体中形成更多的纳米碳化钒粒子，进一步提高弥散强化的效果。

本发明中关键元素N、Ti、Mo和V的含量须满足关系式0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％，否则钢中形成的纳米碳化物不能最大程度发挥弥散析出强化效果或者钢中可能出现少量珠光体组织，使得钢板的强度难以达到980MPa的高强度。纳米碳化物的最佳析出温度主要与Ti、Mo、V的含量密切相关。经过理论计算和试验证实，在高温卷取温度范围内(500～600℃)，Ti可发挥最佳析出强化效果的含量范围在0.10～0.20％之间。

Mo：Mo也是本发明的关键元素之一。Mo与C之间也有较强的结合力，但Mo与C结合形成的碳化物在奥氏体中有很大的固溶度。因此，与Ti相比，MoC通常大部分在铁素体中析出，但Mo与Ti相比一个最大的优点是具有良好的高温热稳定性。本发明研究发现，单纯添加Ti的高强钢中，TiC在高温卷取过程中粗化现象比较严重，钢卷缓慢冷却至室温后TiC的弥散强化效果会大大减弱。添加一定量的Mo元素之后，降低了TiC与基体之间的界面能，从而使得(Ti，Mo)C的粗化过程比单一的TiC的粗化过程缓慢得多，因此，(Ti，Mo)C具有更高的热稳定性。根据试验结果，Mo的含量控制在0.20～0.50％之间时，其与Ti形成的(Ti，Mo)C均具有较强的高温热稳定性。

V：V是本发明中的关键元素之一。V与Mo类似，由于其碳氮化物在奥氏体中的固溶度较大而通常在铁素体中析出。采用低C含Ti、Mo钢所能达到的最高抗拉强度只有800MPa左右，若要继续提高全铁素体基纳米析出强化钢的强度，一方面需要提高C含量，但C含量增加带来的结果是高温卷取时组织中出现带状珠光体；另一方面，如果同时提高Ti和Mo的含量，所形成的碳化物不仅容易粗大，而且也难以完全避免珠光体出现。V也是碳化物形成元素，其与C之间的结合力大于Mo与C之间的结合力，加入适量的V可固定多余的C，不仅可以进一步起到析出强化效果，而且还避免了高温卷取时珠光体的形成。本发明V含量控制在0.1～0.5％范围内，且与Ti和Mo以及N应满足0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

O：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中O含量通过Al脱氧之后一般都可以达到0.003％以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的O含量控制在0.003％以内即可。

本发明所述的980MPa级全铁素体高强度钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按下述化学成分进行冶炼、精炼、连铸成铸坯或铸锭，所述化学成分的质量百分比为：0.1％≤C≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，0＜N≤0.005％，0.1％≤Ti≤0.20％，0.2％≤Mo≤0.5％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度为1230～1300℃，加热时间1～2小时；

3)热轧

开轧温度为1080～1200℃，进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温度为900～950℃，进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至500～600℃；

4)卷取

卷取温度为500～600℃，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

优选的，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.15％，以质量百分比计。

更优选的，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.10％，以质量百分比计。

优选的，所述钢板的化学成分中1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

进一步，所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的微观组织为全铁素体和纳米析出碳化物，其中，铁素体晶粒尺寸≤5μm，铁素体形态为近等轴型。

所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％。

再，所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢厚度为2.5～10mm。

本发明的制造工艺设计的理由如下：

在轧制工艺设计上，为了配合高Ti的成分设计，铸坯(锭)的加热温度必须控制在1230～1300℃，以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗轧和精轧阶段，轧制过程应尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段过多Ti的碳氮化物析出。

同时，对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热温度是一个很重要的工艺参数。本发明控制加热温度≥1230℃，主要目的是在加热的板坯中固溶尽可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高(≥1300℃)，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低，因此，必须保证高的加热温度才有可能在最终的卷取过程中获得更多的纳米碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须为1230～1300℃。

对于高Ti钢而言，铸坯(锭)的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在这一阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的“烧透”。但，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中板坯在加热炉中发生“断坯”现象。因此，根据板坯厚度不同，加热温度通常控制在1～2小时即可。

板坯出炉开始轧制时应保持较快轧制节奏，以尽量减少在粗轧和精轧阶段Ti的析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在此温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十微米，对最终的析出强化效果不大。因此，粗轧和精轧阶段应尽快完成以保留更多的Ti原子在卷取过程中析出。

卷取温度的正确选择对获得良好的强度和塑性匹配非常重要。本发明控制卷取温度为500～600℃主要目的就是让(Ti，Mo)C和VC的析出更细小更充分，最大限度获得弥散细小的纳米析出相，以最大限度发挥纳米析出相的析出强化效果。

本发明在轧制工艺设计上，为了配合高Ti的成分设计，钢坯的加热温度必须足够高以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段过多Ti的碳氮化物析出；在终轧结束后应以较高冷速(≥100℃/s)快速水冷至卷取温度。这是因为，轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短的时间内完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生铁素体相变时，形成的铁素体晶粒较为粗大，通常在5～20μm之间，对提高钢板的强度不利。

由于本发明钢的微观组织为全部铁素体和纳米析出碳化物组织。钢板的高强度来自两方面：一是纳米析出强化，根据经典的Orowan机制，纳米碳化物对强度的贡献大约在200-400MPa之间。因此，仅有纳米析出强化远远不够；钢板的高强度还必须来自于细小的铁素体晶粒，要达到980MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在5μm以下，这就需要钢板在终轧结束后必须快速冷却至所需的卷取温度。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力较大且易形成。因此，终轧后的冷却速度应足够快(≥100℃/s)，避免在连续冷却过程中形成铁素体，而应是在带钢卷取之后缓慢冷却的过程中形成细小的铁素体和纳米级碳化物。正是基于这种创新性的成分和工艺设计思路，本发明可获得强度和塑性优异的先进高强钢。

本发明通过巧妙合理的成分设计，同时配合创新性的热轧工艺可获得强度和塑性优异的980MPa级纳米析出强化超高强钢。该钢板在抗拉强度达到980MPa高强度的同时，具有≥15％的高延伸率。在成分设计上，N、Ti、Mo和V的含量必须满足如下关系：0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。只有满足上述关系，同时配合所要求的制造工艺，才能获得本发明所述的高强度高塑性先进高强钢。高Ti含量的添加主要目的是为了在带钢卷取过程中析出弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的析出强化效果；同时加入适量的Mo元素是为了在卷取后的缓慢冷却过程中保持Ti的碳化物的高温热稳定性，强化纳米碳化物的析出强化效果的持续时间；加入一定量的V则是为了进一步增加纳米析出相的数量，起到更强的弥散强化效果；而碳含量的设计一方面要保证强度，同时也要与Ti、Mo和V的含量相配合，最终获得全铁素体和纳米析出相的微观组织。

本发明的有益效果：

1.本发明采用相对经济的成分设计思路，配合现有的热连轧产线就可以生产出具有超高强度和高延伸率的纳米析出强化先进高强钢。

2.本发明制造的钢板厚度为2.5～10mm，屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，具有优异的高强度和塑性匹配，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄的地方，具有广阔的应用前景。

附图说明

图1为本发明实施例1钢的典型金相照片。

图2为本发明实施例2钢的典型金相照片。

图3为本发明实施例3钢的典型金相照片。

图4为本发明实施例4钢的典型金相照片。

图5为本发明实施例5钢的典型金相照片。

具体实施方式

结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例的制造工艺，表3为本发明实施例钢板的力学性能。

本实施例的工艺流程：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)加热→热轧+轧后快冷→钢卷。

图1-图5给出了实施例1-5钢的典型金相照片。从图1-图5可以看出，钢板的显微组织全部为细小的铁素体(纳米级碳化物从金相照片上无法分辨)，平均铁素体晶粒尺寸约4～5μm。正是由于这些细小近等轴铁素体和大量纳米级碳化物赋予钢板超高强度和良好的塑性。

由表3可知，本发明可制造出屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，且厚度在2.5～10mm的热轧超高强钢，同时该钢具有良好的延伸率(≥15％)，表现出优异的强度和塑性匹配。

Claims (14)

1.一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其化学成分的质量百分比为：0.1％≤C≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，0＜N≤0.005％，0.1％≤Ti≤0.20％，0.2％≤Mo≤0.5％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。

2.根据权利要求1所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其特征在于，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.15％，以质量百分比计。

3.根据权利要求1所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其特征在于，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.10％，以质量百分比计。

4.根据权利要求1所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其特征在于，所述钢板的化学成分中1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

5.根据权利要求1-4任一项所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其特征在于，所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的微观组织为全铁素体和纳米析出碳化物，其中，铁素体晶粒尺寸≤5μm，铁素体形态为近等轴型。

6.根据权利要求1-6任一项所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其特征在于，所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢厚度的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％。

7.根据权利要求1-7任一项所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢，其特征在于，所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢厚度为2.5～10mm。

8.一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造按下述化学成分进行冶炼、精炼、连铸成铸坯或铸锭，所述化学成分的质量百分比为：0.1％≤C≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，0＜N≤0.005％，0.1％≤Ti≤0.20％，0.2％≤Mo≤0.5％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.10％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度为1230～1300℃，加热时间为1～2小时；

3)热轧

开轧温度为1080～1200℃，进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温度为900～950℃，进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至500～600℃；

4)卷取

卷取温度为500～600℃，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

9.根据权利要求8所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.15％，以质量百分比计。

10.根据权利要求8所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，所述钢板的化学成分还包含0＜Si≤0.10％，以质量百分比计。

11.根据权利要求8所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，所述的化学成分中1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

12.根据权利要求8-11任一项所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，制备得到的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的微观组织为全铁素体和纳米析出碳化物，其中，铁素体晶粒尺寸≤5μm，铁素体形态为近等轴型。

13.根据权利要求8-12任一项所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，制备得到的所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％。

14.根据权利要求8-13任一项所述的980MPa级全铁素体基热轧超高强钢的制造方法，其特征在于，制备得到的所述980MPa级全铁素体基热轧超高强钢厚度为2.5～10mm。