CN112430785A - 一种含稀土高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于合金技术领域，具体涉及一种含稀土高强钢及其制备方法。本发明提供的含稀土高强钢，包括特定含量的C、Si、Mn、Ti、Nb、Mo、Cr、V、Ni、Al、B、稀土和Fe以及不可避免的杂质；所述稀土为La和/或Ce。在本发明中，稀土元素可以净化钢液体，改善夹杂物形态，强化晶界，还能够与Nb元素协同作用，稳定残余奥氏体；各元素种类和含量协同配合，同步提高含稀土高强钢的强度和塑性。实验结果表明，本发明提供的含稀土高强钢屈服强度为554～774MPa，拉伸强度为1011～1228MPa，强度高；屈强比为50.1～65.0，屈强比低；总延伸率为26.1～31.9％，总延伸率高，塑性优异。

Description

一种含稀土高强钢及其制备方法
技术领域
本发明属于合金技术领域，具体涉及一种含稀土高强钢及其制备方法。
背景技术
车身轻量化是降低汽车污染物排放和提高安全性最有效的手段之一。在降低车身质量的同时，必须提高车体的强度、刚度并优化结构以保证汽车行驶的安全性。在传统微合钢和低合金高强钢的开发和生产中，强度的提升往往伴随着成形性的劣化。因此，为了在保证塑性的前提下提高钢材的强度，基于软基体结合较硬相的设计理念，诞生了双相钢。汽车用双相钢组织一般由铁素体和马氏体构成，具有优异的力学性能，如低屈强比、高初始加工硬化率、良好的强度和延展性配合等，能够兼顾汽车安全性和节能性，满足汽车多种部件的应用条件，已经成为一种重要的汽车用高强钢。
然而，在目前双相钢的生产中，在合金成分和晶粒尺寸不变的前提下，提升钢材强度需要增加组织中马氏体的体积分数，往往导致钢材塑性明显下降，如申请号为201810507377.4的中国专利申请公开了不同屈服强度级别的经济型冷轧DP780钢，其中实施例3记载了当马氏体体积分数从21.5％增加到31.4后，屈服强度明显提升，但延伸率也从22.2％降低至16.6％。目前的双相钢无法兼顾较高的强度和良好的塑形。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种含稀土高强钢，本发明提供的含稀土高强钢具有强度高、屈强比低和延伸率高的特点。
为了实现上述发明的目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种含稀土高强钢，以质量百分含量计，包括以下元素：
C 0.04～0.21％，Si 0.01～0.32％，Mn 3.5～6.0％，Ti 0.003～0.180％，Nb0.003～0.150％，Mo 0.01～1.00％，Cr 0.01～0.80％，V 0.01～0.50％，Ni 0.05～0.90％，Al 0.005～0.800％，B 0.001～0.004％，稀土0.001～0.010％，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述稀土为La和/或Ce。
优选的，当Ti和Nb的总质量与C的质量之比≥7时，所述含稀土高强钢中稀土的质量百分含量为0.005～0.008％，所述稀土为La和Ce，所述La和Ce的质量比≥1.2。
优选的，所述含稀土高强钢的组织包括多边形铁素体18～50vol.％，马氏体15～25vol.％，残余奥氏体≥10vol.％。
优选的，所述含稀土高强钢组织中晶粒的平均粒径≤2.1μm，晶粒的平均长宽比≤2。
优选的，所述残余奥氏体中的Mn与多边形铁素体中的Mn的质量比≥1.8。
本发明还提供了上述技术方案所述含稀土高强钢的制备方法，包括以下步骤：
将合金原料熔炼后浇铸，得到铸坯；
将所述铸坯依次进行保温、热轧、卷曲、第一退火、冷轧和第二退火，得到所述含稀土高强钢。
优选的，所述热轧的开轧温度为1025～1250℃，终轧温度为790～850℃；热轧过程中，轧制温度为开轧温度至920℃时，轧制道次≥3次；轧制温度为920℃至终轧温度时，轧制道次≥3次；热轧中每道次的压下率独立≥11％。
优选的，所述第一退火的保温温度为高于Ac1温度30～90℃，保温时间为10～300min；升温至第一退火保温温度的速率≥80℃/s。
优选的，所述冷轧的温度为18～40℃；所述冷轧的总压下率≥35％。
优选的，所述第二退火的保温温度为高于Ac1温度60～100℃，保温时间为10～300min；升温至第二退火保温温度的速率≥80℃/s。
本发明提供了一种含稀土高强钢，以质量百分含量计，包括以下元素：C 0.04～0.21％，Si 0.01～0.32％，Mn 3.5～6.0％，Ti 0.003～0.180％，Nb 0.003～0.150％，Mo0.01～1.00％，Cr 0.01～0.80％，V 0.01～0.50％，Ni 0.05～0.90％，Al 0.005～0.800％，B 0.001～0.004％，稀土0.001～0.010％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述稀土为La和/或Ce。在本发明中，较低含量的C，可以稳定残余奥氏体，提高钢的淬透性，并有助于得到一定比例的马氏体组织；同时，较低含C量也有利于保证成品板材的焊接性能；特定含量的Ti和Nb，可以与C、N形成碳化物第二相颗粒，起到析出强化的作用；特定含量的Mn，可以稳定残余奥氏体，保证合金的韧性，并起到固溶强化的作用；特定含量的Ni，有助于稳定残余奥氏体以保证钢的韧性，同时通过固溶强化作用提高钢的强度；少量Cr、Mo和V可以提高钢的淬透性，有利于得到马氏体组织，同时起到固溶强化的作用；特定含量的稀土元素La和/或Ce，可以净化钢液体，改善夹杂物形态，强化晶界，还能够与Nb元素协同作用，稳定残余奥氏体。本发明提供的含稀土高强钢中各元素种类和含量协同配合，有利于同步提高含稀土高强钢的强度和塑性。
在本发明中，由于稀土La和Ce在Fe中的扩散速度较慢，在相变过程中和相变发生后的等温退火过程中，稀土原子在各相间的重新分配非常缓慢，也有部分稀土会偏聚在铁素体(或马氏体)与奥氏体相界面处；在奥氏体基体中，稀土La、Ce与C具有一定的吸引作用，其中Ce与C之间的吸引作用更强，这种吸引作用会使等温退火过程中，在奥氏体相内，以及铁素体(或马氏体)/奥氏体相界面处中C浓度升高，这种富集C的作用会增加残余奥氏体的稳定性；同时，本发明限定的元素配比，可以保证Nb、Ti碳化物所需的C原子含量，有利于在铁素体和马氏体中形成足够的碳化物第二相，防止由于稀土元素对C的富集导致Nb、Ti碳化物所需的C原子含量的不足，避免C原子在相界面区的富集对相界面在变形过程中抵抗断裂的能力的削弱。
实验结果表明，本发明提供的含稀土高强钢屈服强度为554～774MPa，拉伸强度为1011～1228MPa，具有较高的强度；屈强比为50.1～65.0，屈强比低；总延伸率为26.1～31.9％，总延伸率高，具有良好的塑性。
具体实施方式
本发明提供了一种含稀土高强钢，以质量百分含量计，包括以下元素：
C 0.04～0.21％，Si 0.01～0.32％，Mn 3.5～6.0％，Ti 0.003～0.180％，Nb0.003～0.150％，Mo 0.01～1.00％，Cr 0.01～0.80％，V 0.01～0.50％，Ni 0.05～0.90％，Al 0.005～0.800％，B 0.001～0.004％，稀土0.001～0.010％，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述稀土为La和/或Ce。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括C0.04～0.21％，优选为0.06～0.20％，更优选为0.08～0.195％。在本发明中，适量的C有助于和Ti、Nb形成碳化物颗粒强化相，并且起到稳定奥氏体的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Si0.01～0.32％，优选为0.1～0.25％，更优选为0.13～0.2％。在本发明中Si溶入铁基体晶格，起到固溶强化的效果。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Mn3.5～6.0％，优选为3.7～5.2％，更优选为4～5％。在本发明中，Mn可以提高钢的淬透性，稳定奥氏体组织，并可以降低马氏体转变开始温度，起到细化马氏体晶粒的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Ti 0.003～0.180％，优选为0.005～0.150％，更优选为0.009～0.130％。在本发明中，Ti可以与C、N形成碳化物第二相颗粒，起到析出强化的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Nb 0.003～0.150％，优选为0.007～0.140％，更优选为0.008～0.130％。在本发明中，Nb可以与C、N形成碳化物第二相颗粒，起到析出强化的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Mo 0.01～1.00％，优选为0.05～0.80％，更优选为0.2～0.6％。在本发明中，Mo可以提高钢的淬透性，有助于得到马氏体组织，同时起到固溶强化的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Cr 0.01～0.80％，优选为0.05～0.55％，更优选为0.1～0.3％。在本发明中，Cr可以提高钢的淬透性，有助于得到马氏体组织，同时起到固溶强化的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括V 0.01～0.50％，优选为0.02～0.35％，更优选为0.05～0.2％。在本发明中，V可以提高钢的淬透性，有助于得到马氏体组织，同时起到固溶强化的作用。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Ni 0.05～0.90％，优选为0.08～0.80％，更优选为0.2～0.6％。在本发明中，Ni有助于稳定残余奥氏体以保证钢的韧性，同时通过固溶强化作用提高钢的强度。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括Al 0.005～0.800％，优选为0.05～0.70％，更优选为0.2～0.6％。在本发明中，Al起到脱氧剂的作用，并可以与N形成AlN，阻止奥氏体晶粒的长大，同时有利于增加铁素体-奥氏体双相组织的稳定性。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括B 0.001～0.004％，优选为0.0015～0.0035％，更优选为0.002～0.003％。在本发明中，B有可以抑制铁素体在奥氏体晶界的形成和生长，有利于生产过程中的组织控制。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括稀土0.001～0.010％，优选为0.005～0.009％。在本发明中，所述稀土元素为La和/或Ce。在本发明中，稀土可以净化钢液体，改善夹杂物形态，强化晶界，还能够与Nb元素协同作用，稳定残余奥氏体。
在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢包括余量的Fe和不可避免的杂质。在本发明中，所述杂质优选包括N、P和S中的一种或多种。在本发明中，以质量百分含量计，所述含稀土高强钢中杂质N优选≤0.01％；杂质P优选≤0.02％；杂质S优选≤0.05％。本发明严格控制有害的杂质元素，以防止杂质元素对所述含稀土高强钢的微观组织结构产生不利影响。
在本发明中，当Ti和Nb的总质量与C的质量之比≥7时，所述含稀土高强钢中稀土的质量百分含量优选为0.005～0.008％，更优选为0.0055～0.0075％，所述稀土为La和Ce，所述La和Ce的质量比优选≥1.2，更优选为1.2～1.5，再优选为1.25～1.45。
在本发明中，由于稀土La和Ce在Fe中的扩散速度较慢，在相变过程中和相变发生后的等温退火过程中，稀土原子在各相间的重新分配非常缓慢，也有部分稀土会偏聚在铁素体(或马氏体)与奥氏体相界面处；在奥氏体基体中，稀土La、Ce与C具有一定的吸引作用，其中Ce与C之间的吸引作用更强，这种吸引作用会使等温退火过程中，在奥氏体相内，以及铁素体(或马氏体)/奥氏体相界面处中C浓度升高，这种富集C的作用会增加残余奥氏体的稳定性；同时，本发明限定的元素配比，可以保证Nb、Ti碳化物所需的C原子含量，有利于在铁素体和马氏体中形成足够的碳化物第二相，防止由于稀土元素对C的富集导致Nb、Ti碳化物所需的C原子含量的不足，避免C原子在相界面区的富集对相界面在变形过程中抵抗断裂的能力的削弱。
在本发明中，所述含稀土高强钢的组织优选包括多边形铁素体18～50vol.％，马氏体15～25vol.％，残余奥氏体≥10vol.％。
在本发明中，所述含稀土高强钢的组织优选包括多边形铁素体18～50vol.％，更优选为20～45vol.％，再优选为23～40vol.％。
在本发明中，所述含稀土高强钢的组织优选包括马氏体15～25vol.％，更优选为17～23vol.％，再优选为19～21vol.％。
在本发明中，所述含稀土高强钢的组织优选包括残余奥氏体≥10vol.％，更优选为15～33vol.％，再优选为19～26vol.％。
在本发明中，所述含稀土高强钢组织中晶粒的平均粒径优选≤2.1μm。在本发明中，所述含稀土高强钢组织中晶粒的平均长宽比优选≤2。
在本发明中，所述残余奥氏体中的Mn与多边形铁素体中的Mn的质量比优选≥1.8。
本发明还提供了上述技术方案所述含稀土高强钢的制备方法，包括以下步骤：
将合金原料熔炼后浇铸，得到铸坯；
将所述铸坯依次进行保温、热轧、卷曲、第一退火、冷轧和第二退火，得到所述含稀土高强钢。
本发明将合金原料熔炼后浇铸，得到铸坯。
在本发明中，所述合金原料以保证含稀土高强钢的元素组成和配比为准。在本发明中，所述合金原料的纯度优选≥99.99％。本发明对所述合金原料的来源没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的市售合金原料即可。
在本发明中，所述熔炼的设备优选为真空炉。在本发明中，所述熔炼的温度优选为1550～1620℃，更优选为1580～1610℃；本发明对所述熔炼的时间没有特殊限定，以合金原料完全熔化为液态为准。在本发明中，所述熔炼的真空度优选为0.1～0.2Pa。
本发明对所述浇铸没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的浇铸即可。在本发明中，所述浇铸中中间包过热度优选为20～40℃，更优选为25～35℃。本发明对所述铸坯的尺寸没有特殊的限制，在本发明的实施例中，所述铸坯的尺寸可以为300mm×250mm×120mm。
得到铸坯后，本发明将所述铸坯进行保温，得到待轧坯。
在本发明中，所述保温的温度优选为1180～1280℃，更优选为1200～1250℃；时间优选为10～60min，更优选为20～50min。本发明通过保温，有利于实现碳化物回溶和合金原料成分的均匀。
得到待轧坯后，本发明将所述待轧坯进行热轧，得到热轧坯。
在本发明中，所述热轧的开轧温度优选为1025～1250℃，更优选为1050～1225℃；终轧温度优选为790～850℃，更优选为800～840℃。在本发明中，热轧过程中，轧制温度为开轧温度至920℃时，轧制道次优选≥3次，轧制温度为920℃至终轧温度时，轧制道次优选≥3次。在本发明中，所述热轧中每道次的压下率独立地优选≥11％，更优选为11～31％，再优选为12～30％。
得到热轧坯后，本发明将所述热轧坯进行卷曲，得到卷取坯。
在本发明中，所述卷曲的温度优选为350～700℃，更优选为400～650℃，再优选为510～640℃。在本发明中，所述卷曲的温度优选为由热轧的终轧温度降温得到；所述降温的速率优选≤25℃/s，更优选为19～25℃/s，再优选为20～24℃/s。
所述卷曲后，本发明优选将卷曲所得材料的表面进行酸洗；本发明对所述酸洗没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的酸洗即可。本发明通过酸洗，去除卷曲所得材料表面的氧化皮。
得到卷曲坯后，本发明将所述卷取坯进行第一退火，得到退火板材。
在本发明中，所述第一退火的保温温度优选高于Ac1温度30～90℃，更优选高于Ac1温度40～80℃；保温时间优选为10～300min，更优选为30～270min。在本发明中，所述第一退火的保温温度优选为由室温升温得到；所述升温至第一退火保温温度的速率优选≥80℃/s，更优选为80～110℃/s，再优选为80～105℃/s。在本发明中，所述Ac1温度优选通过淬火膨胀仪测试确定。第一退火后，本发明优选将所得板材空冷至室温。
得到退火板材后，本发明将所述退火板材进行冷轧，得到冷轧坯。
在本发明中，所述冷轧的温度优选为18～40℃，更优选为20～30℃。在本发明中，所述冷轧的总压下率优选≥35％，更优选为40～70％，再优选为45～65％。
得到冷轧坯后，本发明将所述冷轧坯进行第二退火，得到所述含稀土高强钢。
在本发明中，所述第二退火的保温温度优选高于Ac1温度60～100℃，更优选高于Ac1温度65～95℃；保温时间优选为10～300min，更优选为30～270min，再优选为90～200min。在本发明中，所述第二退火的保温温度优选为由室温升温得到；所述升温至第二退火保温温度的速率优选≥80℃/s，更优选为80～110℃/s，再优选为80～105℃/s。在本发明中，所述Ac1温度优选通过淬火膨胀仪测试确定。
第二退火后，本发明优选将所得板材空冷至室温，得到所述含稀土高强钢。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的含稀土高强钢及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。显然，所描述的实施例仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例所用试剂均为市售。
实施例1
以质量百分含量计，设计含稀土高强钢元素组成为C 0.121％，Si 0.23％，Mn4.11％，Ti 0.041％，Nb 0.032％，Mo 0.330％，Cr 0.21％，V 0.032％，Ni 0.31％，Al0.12％，B 0.002％，La 0.008％，S 0.021％，P 0.008％，N 0.005％，余量为Fe；
按照设计的含稀土高强钢元素组成，将合金原料置于真空熔炼炉中，于0.1Pa真空度、1610℃下熔炼后浇铸，得到尺寸为300mm×250mm×120mm的铸坯；
将所述铸坯于1230℃下保温30min后，降温至1200℃进行热轧，其中，在开轧温度至920℃的轧制温度范围内轧制6道次，每道次压下率均为30％；在920℃至终轧温度的轧制温度范围内轧制6道次，前5次每道次压下率均为24％，最后一道次压下率为13％，终轧温度为841℃，得到厚度为6mm的热轧坯；将热轧坯以25℃/s的速率降温至570℃进行卷曲，然后酸洗，得到卷曲坯；将所得卷曲坯以80℃/s的速率升温至685℃(Ac1温度为621℃)，保温180min后，空冷至室温，得到退火板材；将所得退火板材在室温下进行冷轧，冷轧总下压率为70％，得到厚度为1.8mm的冷轧坯；将所得冷轧板以80℃/s的速率升温至690℃，保温160min后，空冷至室温，得到所述含稀土高强钢。
实施例2
以质量百分含量计，设计含稀土高强钢元素组成为C 0.159％，Si 0.25％，Mn5.22％，Ti 0.023％，Nb 0.040％，Mo 0.355％，Cr 0.15％，V 0.015％，Ni 0.44％，Al0.23％，B 0.002％，La 0.005％，Ce 0.003％，S 0.011％，P 0.009％，N 0.007％，余量为Fe；
按照设计的含稀土高强钢元素组成，将合金原料置于真空熔炼炉中，于0.1Pa真空度、1610℃下熔炼后浇铸，得到尺寸为300mm×250mm×120mm的铸坯；
将所述铸坯于1230℃下保温30min后，降温至1200℃进行热轧，其中，在开轧温度至920℃的轧制温度范围内轧制6道次，每道次压下率均为30％；在920℃至终轧温度的轧制温度范围内轧制6道次，前5次每道次压下率均为24％，最后一道次压下率为13％，终轧温度为838℃，得到厚度为6mm的热轧坯；将热轧坯以25℃/s的速率降温至565℃进行卷曲，然后酸洗，得到卷曲坯；将所得卷曲坯以80℃/s的速率升温至675℃(Ac1温度为613℃)，保温200min后，空冷至室温，得到退火板材；将所得退火板材在室温下进行冷轧，冷轧总下压率为70％，得到厚度为1.8mm的冷轧坯；将所得冷轧板以80℃/s的速率升温至685℃，保温180min后，空冷至室温，得到所述含稀土高强钢。
实施例3
以质量百分含量计，设计含稀土高强钢元素组成为C 0.088％，Si 0.30％，Mn4.51％，Ti 0.029％，Nb 0.031％，Mo 0.420％，Cr 0.18％，V 0.019％，Ni 0.35％，Al0.34％，B 0.002％，La 0.003％，Ce 0.004％，S 0.025％，P 0.014％，N0.009％，余量为Fe；
按照设计的含稀土高强钢元素组成，将合金原料置于真空熔炼炉中，于0.1Pa真空度、1605℃下熔炼后浇铸，得到尺寸为300mm×250mm×120mm的铸坯；
将所述铸坯于1230℃下保温30min后，降温至1200℃进行热轧，其中，在开轧温度至920℃的轧制温度范围内轧制6道次，每道次压下率均为30％；在920℃至终轧温度的轧制温度范围内轧制6道次，前5次每道次压下率均为24％，最后一道次压下率为13％，终轧温度为843℃，得到厚度为6mm的热轧坯；将热轧坯以25℃/s的速率降温至565℃进行卷曲，然后酸洗，得到卷曲坯；将所得卷曲坯以80℃/s的速率升温至680℃(Ac1温度为627℃)，保温180min后，空冷至室温，得到退火板材；将所得退火板材在室温下进行冷轧，冷轧总下压率为70％，得到厚度为1.8mm的冷轧坯；将所得冷轧板以80℃/s的速率升温至690℃，保温160min后，空冷至室温，得到所述含稀土高强钢。
实施例4
以质量百分含量计，设计含稀土高强钢元素组成为C 0.194％，Si 0.31％，Mn4.99％，Ti 0.055％，Nb 0.036％，Mo 0.415％，Cr 0.05％，V 0.011％，Ni 0.42％，Al0.31％，B 0.002％，La 0.002％，Ce 0.005％，S 0.013％，P 0.009％，N 0.004％，余量为Fe；
按照设计的含稀土高强钢元素组成，将合金原料置于真空熔炼炉中，于0.1Pa真空度、1605℃下熔炼后浇铸，得到尺寸为300mm×250mm×120mm的铸坯；
将所述铸坯于1230℃下保温30min后，降温至1200℃进行热轧，其中，在开轧温度至920℃的轧制温度范围内轧制6道次，每道次压下率均为30％；在920℃至终轧温度的轧制温度范围内轧制6道次，前5次每道次压下率均为24％，最后一道次压下率为13％，终轧温度为833℃，得到厚度为6mm的热轧坯；将热轧坯以25℃/s的速率降温至545℃进行卷曲，然后酸洗，得到卷曲坯；将所得卷曲坯以80℃/s的速率升温至665℃(Ac1温度为603℃)，保温200min后，空冷至室温，得到退火板材；将所得退火板材在室温下进行冷轧，冷轧总下压率为70％，得到厚度为1.8mm的冷轧坯；将所得冷轧板以80℃/s的速率升温至675℃，保温190min后，空冷至室温，得到所述含稀土高强钢。
对实施例1～4制备的含稀土高强钢进行以下测试：
依据GB/T6394-2017《金属平均晶粒度测定方法》，从所得含稀土高强钢的板材上切取金相试样，利用扫描电镜在试样厚度方向和轧制方向组成的面上观察金相组织并测定晶粒尺寸；
依据GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》，从所得含稀土高强钢的板材上沿轧制方向切取拉伸试样进行常温拉伸试验；
测试结果见表1。
表1实施例1～4所得含稀土高强钢测试结果
Figure BDA0002788155160000111
由表1可见，本发明提供的含稀土高强钢强度高、屈强比低且总延伸率高，同时具有良好的强度和塑性。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种含稀土高强钢，其特征在于，以质量百分含量计，包括以下元素：
C 0.04～0.21％，Si 0.01～0.32％，Mn 3.5～6.0％，Ti 0.003～0.180％，Nb 0.003～0.150％，Mo 0.01～1.00％，Cr 0.01～0.80％，V 0.01～0.50％，Ni 0.05～0.90％，Al0.005～0.800％，B 0.001～0.004％，稀土0.001～0.010％，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述稀土为La和/或Ce。
2.根据权利要求1所述的含稀土高强钢，其特征在于，当Ti和Nb的总质量与C的质量之比≥7时，所述含稀土高强钢中稀土的质量百分含量为0.005～0.008％，所述稀土为La和Ce，所述La和Ce的质量比≥1.2。
3.根据权利要求1所述的含稀土高强钢，其特征在于，所述含稀土高强钢的组织包括多边形铁素体18～50vol.％，马氏体15～25vol.％，残余奥氏体≥10vol.％。
4.根据权利要求1或2所述的含稀土高强钢，其特征在于，所述含稀土高强钢组织中晶粒的平均粒径≤2.1μm，晶粒的平均长宽比≤2。
5.根据权利要求3所述的含稀土高强钢，其特征在于，所述残余奥氏体中的Mn与多边形铁素体中的Mn的质量比≥1.8。
6.权利要求1～5任一项所述含稀土高强钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
将合金原料熔炼后浇铸，得到铸坯；
将所述铸坯依次进行保温、热轧、卷曲、第一退火、冷轧和第二退火，得到所述含稀土高强钢。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述热轧的开轧温度为1025～1250℃，终轧温度为790～850℃；热轧过程中，轧制温度为开轧温度至920℃时，轧制道次≥3次；轧制温度为920℃至终轧温度时，轧制道次≥3次；热轧中每道次的压下率独立≥11％。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述第一退火的保温温度为高于Ac1温度30～90℃，保温时间为10～300min；升温至第一退火保温温度的速率≥80℃/s。
9.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧的温度为18～40℃；所述冷轧的总压下率≥35％。
10.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述第二退火的保温温度为高于Ac1温度60～100℃，保温时间为10～300min；升温至第二退火保温温度的速率≥80℃/s。
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