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 的含量控制在〇. 02~0.08%。
[0026]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， 而且在带钢乳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。
[0027]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。
[0028]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°C)，Ti可发挥最佳析出强化效果的含量范围在0.10~0.20%之间。
[0029]M〇:M〇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。
[0030]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%。 [0031 ] 0:氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中0含量通过A1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0含量控 制在0.003%以内即可。
[0032]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：
[0033] 1)冶炼、铸造
[0034]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% <Μη<2.0%，P< 0.015%，S< 0.005%，0·02%SA1 <0.08%， 0<N<0.005%,0.1%<Ti<0.20%,0.2%<Mo<0.5%,0.10%<V<0.50%,0< 0.003%，其余为？6和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.10%<(11-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24 < 0.20 %；
[0035] 2)铸坯或铸锭加热
[0036]加热温度为1230~1300°C，加热时间1~2小时；
[0037] 3)热乳
[0038]开乳温度为1080~1200°C，进行3~5个道次粗乳且累计变形量2 50%;中间坯待 温度为900~950°C，进行3~5个道次精乳且累计变形量2 70% ;终乳温度为800~900°C，终 乳结束后以2l〇〇°C/s的冷速将钢板水冷至500~600°C;
[0039] 4)卷取
[0040] 卷取温度为500~600°C，卷取后以< 20°C/h的冷速冷却至室温。
[0041] 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。
[0042]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。
[0043]优选的，所述钢板的化学成分中1.2% < Μη <1.8%，以质量百分比计。
[0044]进一步，所述的980MPa级全铁素体基热乳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< 5μπι，铁素体形态为近等轴型。
[0045] 所述980MPa级全铁素体基热乳超高强钢的屈服强度2 900MPa，抗拉强度2 980MPa，延伸率 2 15%。
[0046] 再，所述980MPa级全铁素体基热乳超高强钢厚度为2.5~10mm。
[0047]本发明的制造工艺设计的理由如下：
[0048]在乳制工艺设计上，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°C，以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗乳和精乳阶段，乳制过程应 尽量快速完成，避免在粗乳和精乳阶段过多Ti的碳氮化物析出。
[0049]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2 1230°C，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U1300°C)，在炼钢或连铸以及乳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°C。
[0050]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"断还"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。
[0051]板坯出炉开始乳制时应保持较快乳制节奏，以尽量减少在粗乳和精乳阶段Ti的析 出。这是因为在粗乳尤其是精乳处于奥氏体区，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，粗乳和精乳阶段应尽快完成以 保留更多的Ti原子在卷取过程中析出。
[0052] 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°C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。
[0053]本发明在乳制工艺设计上，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；在粗乳和精乳阶段，乳制过程的节奏应尽量 快速完成，避免在粗乳和精乳阶段过多Ti的碳氮化物析出；在终乳结束后应以较高冷速U 100°C/s)快速水冷至卷取温度。这是因为，乳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5~20μπι之间，对 提高钢板的强度不利。
[0054]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