CN106498296A

CN106498296A - 一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法

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Publication number: CN106498296A
Application number: CN201611081233.4A
Authority: CN
Inventors: 肖爱达; 肖尊湖; 王慎德; 严立新; 廖志; 曾交民; 李光辉; 梁亮; 周鉴; 杨志刚; 曾斌; 谢世正; 徐德强; 邓必荣; 邓之勋; 汪宏兵; 唐萌; 徐刚军
Original assignee: Lysteel Co Ltd
Current assignee: Lysteel Co Ltd
Priority date: 2016-11-30
Filing date: 2016-11-30
Publication date: 2017-03-15

Abstract

本发明公开了一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法，控制钢中的碳、硅、锰、磷、硫、铬、钼、镍、铌、钒、钛、铝及硼的质量百分含量和碳当量。将转炉冶炼的合格钢水经LF+HR+钙处理后连铸钢坯在均/加热炉中加热到1100～1250℃后轧成钢板，钢板以冷却速度100℃～300℃/S进行冷却，以10℃～25℃/s层流冷却方法将钢板冷却到500℃～700℃。终冷钢板以500～700℃卷成钢卷，对温度低于80℃钢卷横切矫直成钢板，矫直的定尺或非尺钢板在800～950℃/20～60min淬火及在200～500℃/90～180min回火，温度低于80℃后钢板经抛丸、矫直。钢板Re1≥1100MPa，Rm=1200MPa～1500MPa，δ≥10%，夏比冲击功AKv（‑40℃）≥27J，具有良好的焊接性能和折弯性能。

Description

一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法

技术领域

本发明涉及一种高强钢的制造方法，尤其涉及一种应用于工程机械（如起重机吊臂等）用的其屈服强度为1100MPa级高强钢的制造方法。

背景技术

由于重载卡车、工程机械等产业的发展，对车辆的载重和机械强度的要求不断提高，同时也要求减轻自重，因此要求采用成本更低、强度级别更高、低温冲击韧性好的超高强度钢板。高强钢的强度级别从屈服强度900MPa到屈服强度在1100MPa以上，对强度级别在1100MPa以上的高强钢的需求越来越急迫，同时，为了节省资源、节约能源及保护环境，迫切需要研发强度水平更高的高品质钢材。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1100MPa级高强度钢板已广泛应用于大型工程机械的结构件。国标《GB/T28909-2012 超高强度结构用热处理钢板》中规定了屈服强度≥1100MPa级高强钢的力学性能和碳当量标准，其屈服强度≥1100MPa、抗拉强度1200～1500MPa及延伸率≥9%，-40℃纵向冲击功≥27J，碳当量满足CEV=0.82%（其计算公式为CEV=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+（Ni+Cu/15）。

高强韧钢板的制造技术主要是控轧控冷+回火（TMCP+T）和淬火加低温回火（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，最终为马氏体组织，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。

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 treatmentonline 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。

相对传统的冷却工艺，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。

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。《GB/T 28909-2012 超高强度结构用热处理钢板》中规定屈服强度1100MPa级钢板的碳当量（CEV）均不大于0.82%。

国外学者Koo等人，采用低C高Mn，通过添加Nb,V,Ni,Mo,B等合金元素，通过控轧在线淬火方法制备了抗拉强度超过930MPa的中厚板钢材，钢板显微组织具有一定比例的板条马氏体。Tamehiro等人采用低C、高Mn-Ni-Mo化学成分开发了热轧高强度钢，并认为要使抗拉强度超过950MPa，钢板显微组织中必须含有90%以上的马氏体，因此，成分设计上添加了大量的Ni和Mo元素，合金成本较高。国内康永林、郑华、姚连登等学者针对高强度的低碳贝氏体进行了细致研究，通过Nb、Ti、Ni、Mo、B等合金元素的添加，通过形成铌钛析出强化结合贝氏体组织的相变强化使钢材具有更好的成形性能和低温韧性，从成分设计上，采用了大量的Nb、Ni和Mo等贵重合金元素，因此，生产成本较高。目前，国外瑞典SSAB、日本、芬兰及国内的舞阳、湘钢、南钢、宝钢等各大钢厂实际生产的900MPa级的热轧高强钢都不同程度地添加了高附加值的Mo, Cr, Ni等合金元素，且生产工艺为热轧+调质处理，调质工艺的处理过程为，首先将热轧后的钢板加热到高温奥氏体区或两相区，温度为850～950℃，在此温度下保温30～60min不等，然后淬火，将淬火后的钢板进行400～600℃回火处理，显微组织以回火马氏体为主。对于屈服强度为1100MPa的高强度钢板来说，赵四新、姜洪生等阐述了一种热处理高强钢，采用淬火加回火热处理，获得回火马氏体组织。潘辉、郭佳、朱国森等阐述了一种1100～1200MPa的热处理高强钢，其工艺特点为将铸坯加热至1150～1250℃，终轧温度为860～920℃；卷取温度为650～750℃；淬火加热温度为880～930℃，保温时间为20～90min，回火加热温度为100～450℃，保温时间大于90min，缓冷或空冷至室温。孙全社、张爱文等阐述了一种屈服强度1100MPa以上超高强度钢板，其成分特点为高Mn、Ni、Cr、Mo合金，另外添加Nb、V、Ti微合金；其工艺路线为在线淬火+离线回火。

住友金属的专利JP 60121219和JP 89025371中，采用回火工艺生产高强钢且钢中硅含量为≤0.015%，镍含量为1.00%～3.50%，铬含量为0.40%～1.20%；ExxonmobilUpstream Res公司申请的专利WO 200039352是一种低温用钢，用较低含碳量（0.03%～0.12%）和高镍含量（不小于1.0%）的方法生产低温韧性好的高强度钢，其采用较低的冷却速率（100C/s），其抗拉强度只能达到830MPa以上。

在Exxonmobil Upstream Res和新日铁合作申请的低合金超高强度钢板专利WO9905335中，虽然采用在热轧后只淬火不回火，但其成分中碳含量较低为0.05%～0.10%。

在住友金属的高强度钢板专利中（JP 59159932），采用在热轧后直接淬火加回火的方法，而且在其成分设计中，采用的钛的范围较低为0.003%～0.010%。

NIPPON KOKAN KK的“高强度厚钢板的生产”专利（GB 2132225）中，通过控制水流量来控制热轧后直接淬火的速率，生产的厚度大于25mm，其成分要求锰（0.40%～1.20%）、铬（0.20%～1.50%），并需控制酸溶铝。

在埃克森美孚的“具有优异低温韧性的超高强度奥氏体时效钢”的专利（98812446.7）中，其需要在奥氏体未再结晶区控轧，热轧后冷却至Ms～Ms+100℃，不采用回火，抗拉强度只有830MPa左右，其常温组织由2～10%（体积比）残余奥氏体薄膜层以及约90～98%（体积比）的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织组成。

在瑞典SSAB公司生产的Weldox 1100系列和德国迪林根生产的Dillimax系列高强钢中，采用高铝（总铝范围≥0.020%，实物铝在0.055%左右）依靠铝细化晶粒的方法提高钢的强韧性。

在埃克森美孚的“具有优异的低温韧性的超高强度钢”的专利（98812439.4）中，热轧后淬火至低于约Ms+200℃，淬火速率为10～40℃/s，不仅其淬火速率较低，而且未采用热轧后在线淬火。

由以上对比专利可知，这些专利存在以下一个或多个不足：①加入了较高含量的昂贵合金元素，钢材成本高。如JP 60121219和JP 89025371中加入的镍为1.00%～3.50%，铬含量0.40%～1.20%；WO 200039352中镍含量不小于1.0%；②工艺复杂，工序成本高。如专利WO 9905335中碳含量较低为0.05%～0.10%，专利GB2132225中碳0.04%～0.16%，专利98802878.6中碳含量为0.02%～0.10%，过低的碳含量造成炼钢时脱碳时间长，冶炼生产效率低；专利98812439.4和98812446.7中，不仅其淬火速率较低，而且未采用热轧后在线淬火，降低了生产效率。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度为1100MPa级和具有优良焊接性能的热处理高强钢的制造方法。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：所述的一种屈服强度1100MPa级高强钢，钢中的化学成分以质量百分含量计：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，余量为Fe和不可避免的杂质，钢的碳当量 CEV≤0.82%。将转炉冶炼的合格钢水经吹氩、真空及加钙处理后由连铸机连铸成钢坯，连铸钢坯在加/均执炉中的加热温度为1100～1250℃，保温时间≥15min。对加热后的钢坯在奥氏体可发生再结晶温度范围内其压下率不小于60%，而在低于奥氏体发生再结晶而高于Ar3转变温度范围内的压下率不小于50%。钢坯的终轧温度控制在800℃～880℃，经终轧后的钢板以冷却速度100℃～300℃/S进行冷却，以10℃～25℃/s层流冷却将钢板冷却到500℃～700℃后卷成钢卷；对温度低于80℃的钢卷进行定尺或非定尺横切后矫直成钢板，把矫直的钢板进行热处理：淬火加热温度为800℃～950℃、保温时间为20mim～60min，回火温度为200℃～500℃、保温时间为90min～180min。

采用如上技术方案提供的一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法与现有技术相比，其技术效果在于：①本发明提供的一种屈服强度1100MPa级高强钢（板）不仅具有较高的抗拉强度，还具有优良的焊接性能。②本发明设计的整体思路是采用低C+高Mn的成分体系，以及控轧控冷和热处理的工艺体系，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≤0.82%）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。

具体实施方式

下面对本发明的具体实施方式作进一步的详细描述。

本发明所述的一种屈服强度1100MPa级高强钢（板）的化学成分配比（wt%）为：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，余量为Fe及其它不可避免的杂质；CEV≤0.82%。所述CEV为钢的碳当量，计算公式为CEV（%）=C+Mn/6+（Mo+Cr+V）/5+（Ni+Cu）/15，其中Cu的质量百分含量可随机检测。

本发明中化学元素的添加原理如下：

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。在回火过程中，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1100MPa、抗拉强度1200MPa及综合几方面因素考虑，本发明将C的质量含量控制在0.15～0.25%范围内。

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%。

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元素会恶化钢板的焊接性能，添加其它贵重元素会提高钢板成本。因此，本发明中加入0.80～1.40wt%Mn元素，从而有利于形成细化的贝氏体组织，使钢板具有良好的强韧性。

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。但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0.10～0.50wt%的Cr，以保证钢板的强度和冲击功。

Mo：Mo元素在奥氏体化时固溶在钢中，冷却过程中通过抑制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0.20～0.80wt%的Mo。

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0.015～0.055wt%Nb以控制钢板微观组织和力学性能。

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。

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%。

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。

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≤0.010wt%范围内。

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（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。

可知本发明采用相对其它专利更为适中的碳含量（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。其中C含量与钢板中加入的Nb含量尽可能保证按溶度积公式Lg[Nb][C]=2.96-7510/T，计算的T小于1523K（1250℃）；加入V，也要保证按类似公式计算的T小于1523K，这是要保证钢坯再加热时所有碳氮化物完全溶解，以便在后续的轧制和冷却过程中析出强化，充分发挥各元素的作用。加入的元素Ti与N含量保证Ti/N≥3.42，让Ti完全固定N，使Nb能形成足够的Nbc强化；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，提高钢板的横向冲击性能和冷弯性能。钢中的Cu、Ni、Cr、Mo同时加入时，不可同时接近上限或者下限，这样做的目的是保证强度和碳当量。对以上所述元素的适当控制，目的在于用较低的合金成本、精确的成分配比、简单的炼钢、轧制与冷却工艺获得钢板（材）较好的力学、焊接等综合性能。

如上所述成分质量百分含量及其屈限强度为1100MPa的高强钢（板）的制造方法包括：

冶炼：对高炉铁水进行脱硫预处理，经预处理的高炉铁水入氧气顶底复合吹炼转炉（如210t级）冶炼，冶炼钢水经吹氩、真空及加钙热处理后，钢水化学成分（即合格钢水中各冶金元素的质量百分含量）相同于成品材的化学成分，钢水经LF+RH+钙处理后的钢水送连铸机连铸成所需断面的钢坯。

将钢坯送入均热炉（或加热炉）加热，当钢坯加热至1100℃～1250℃后保温时间≥15min，这样的加热温度与保温时间可以使钢坯的奥氏体组织均匀化，还可使钢坯中的Nb、V和Ti等的碳化物充分溶解，而氮化钛也会有部分熔解以阻止原始奥氏体晶粒的长大。

把加热后的钢坯进行轧制：在奥氏体可发生再结晶温度范围内，采用一个或多个道次轧制钢坯，期间允许采用一次或多次转钢以提高成品钢板的横向塑性和韧性，此温度区间的压下率不小于60%。这样固溶于钢中的微合金元素起着阻滞奥氏体动态再结晶的作用，形变的奥氏体发生再结晶并达到细化的目的。在低于奥氏体发生再结晶但高于Ar3转变点的温度范围内，采用一个或多个道次并允许采用一次或多次转钢，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，此温度区间的压下率不小于50%。

在轧制的第二阶段其终轧温度控制在820℃～880℃之间。在此轧制过程中，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、钒和钛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，钢的组织由变形的奥氏体组织。终轧后钢板厚度控制在4.0mm～25.0mm。

钢坯经终轧后的钢板以冷却速度100℃～300℃/S进行超快速冷却，以10℃～25℃/s层流冷却的方法将钢板冷却到500℃～700℃。在轧制变形的钢板中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。本发明的终冷温度较低，在较快的冷却速度和较低的终冷温度条件下，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。

终冷后的钢板通过卷取机卷成钢卷，卷取温度控制在500℃～700℃。

对温度低于80℃的钢卷进行定尺或非定尺横切，其后矫直成钢板。

对矫直的钢板进行热处理：淬火加热温度为800℃～950℃，保温时间为20min～60min；回火加热温度为200℃～500℃，保温时间为90min～180min。

经如上制作方法获得的钢板屈服强度≥1100MPa、抗拉强度为1200MPa～1500MPa、伸长率≥10%及夏比冲击功AKv（-40℃）≥27J，钢板用于起重机臂架，具有良好的焊接性能和折弯性能。

Claims

1.一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法，钢中的化学成分以质量百分含量计：C=0.15～0.25、Mn=0.80～1.40、Mo=0.20～0.80、Ti≤0.010，余量为Fe和其它不可避免的杂质，钢的碳当量 CEV≤0.82%；将转炉冶炼的合格钢水经吹氩、真空及加钙处理后由连铸机连铸成钢坯；其特征在于：钢坯的终轧温度控制在800℃～880℃，经终轧后的钢板以冷却速度100℃～300℃/S进行冷却，以10℃～25℃/s层流冷却将钢板冷却到500℃～700℃后卷成钢卷；对温度低于80℃的钢卷进行定尺或非定尺横切后矫直成钢板，把矫直的钢板进行热处理：淬火加热温度为800℃～950℃、保温时间为20mim～60min，回火温度为200℃～500℃、保温时间为90min～180min。

2.根据权利要求1所述的一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法，其特征在于：钢中还含有的其它化学成分以质量百分含量计为Si≤0.10～0.50、P≤0.015、S≤0.005、Cr=0.10～0.50、Nb=0.015～0.055、V=0.020～0.060、Ni=0.20～0.60、AI=0.02～0.07和B=0.0006～0.0025。

3.根据权利要求1所述的一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法，其特征在于：连铸钢坯在加/均热炉中的加热温度为1100℃～1250℃，保温时间大于等于15min。

4.根据权利要求1所述的一种屈服强度1100MPa级高强钢的制造方法，其特征在于：对加热后的钢坯在奥氏体可发生再结晶温度范围内的压下率不小于60%，在低于奥氏体发生再结晶而高于Ar3转变点温度范围内的压下率不小于50%。