CN110643894A - 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法，该钢板和钢带成分重量百分比为：C：0.07～0.14％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.55～2.00％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al：0.01～0.05％，N≤0.005％，Cr：0.15～0.50％，V：0.1～0.35％，Nb：0.01％～0.06％，Mo：0.15～0.50％，且Ti≤0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质；且同时需满足：1.0≤[(Cr/52)/(C/4)+(Nb/93+Ti/48+V/51+Mo/96)/(C/12)]≤1.6。本发明超高强热轧钢板和钢带的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥660MPa，拉伸疲劳极限(循环1000万次)FL≥570MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.72，扩孔率满足：若原始孔为冲压孔：扩孔率＞85％；若原始孔为铰孔：扩孔率＞120％。

Description

具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制 造方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，具体涉及一种具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法，主要应用于制造汽车底盘、悬挂件等产品。
背景技术
汽车“轻量化”可直接减少排放，降低油耗，是当今汽车制造业发展的目标。汽车“轻量化”的一个重要的措施就是采用高强度和超高强度的钢板来代替软钢。大量采用高强钢后可实现20～25％的减重效果。在过去的十年中，白车身结构件已广泛采用兼具高强度与高延伸率的先进高强钢实现“轻量化”，取得了优异的节能减排效果。目前，“轻量化”概念进一步沿用至汽车底盘及悬挂系统，日益严苛的环保要求和市场需求也要求汽车底盘材料采用高强钢实现“轻量化”。
然而，对于汽车底盘及悬挂系统的结构件，其成形过程要求材料具有很高的扩孔率性能。此外，底盘及悬挂系统的结构件的服役特点亦要求材料具有较高的疲劳性能。尽管以贝氏体组织为主的高强钢因具有高强度和良好的扩孔性能而成为目前汽车底盘及悬挂系统零件的常用钢种，但由于贝氏体钢成分及组织复杂，且材料的高强度、高扩孔率与高疲劳极限三项性能之间相互制约，设计及制造兼具高强度、良好扩孔性与良好疲劳性能的钢材，具有极大的难度。
中国专利CN102612569A公开了一种高强度热轧钢板，其抗拉强度大于780MPa，1000万次弯曲疲劳极限比大于0.45，扩孔率(原始孔为冲孔)为30～50％。尽管该钢板具有较高的强度和一定的弯曲疲劳极限，但是扩孔率相对较低。
中国专利CN103108971A公开了一种耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板，该钢板抗拉强度大于780MPa，200万次拉伸疲劳极限0.66～0.78。但是，该疲劳极限仅是200万次加载下的疲劳极限，根据公知常识，疲劳极限与循环次数成反比，故若进一步增加该材料的疲劳试验加载次数，其疲劳极限会进一步降低，且该专利未考虑材料的扩孔性能。
中国专利CN101906567A公开了一种扩孔加工性优异的高强度热轧钢板，该钢板抗拉强度大于780MPa，扩孔率(原始孔为冲孔)介于43～89％。中国专利文件CN104136643A公开了一种抗拉强度大于780MPa，扩孔率(原始孔为铰孔)介于37～103％的高强度热轧钢板。但是，上述两个专利均未考虑材料的疲劳性能。
而在上述四个专利中，Ti元素均为可选或必选的有益元素，是为了提高材料强度或抑制原始奥氏体晶粒长大。但是Ti元素与钢中常见杂质N元素在高温下会形成方形(或三角形)的大块、脆性、具有尖锐边角的TiN颗粒，会对钢材的弯曲、扩孔等成形性能产生有害影响，并会大幅降低钢材的疲劳极限。现有技术中均未考虑Ti元素会导致的这些不利影响。
此外，对于抗拉强度达到800MPa级别的，以贝氏体为主且以碳化物析出为增强相的本类材料(以下简称本类材料)，强度、疲劳极限和扩孔性能三者之间属于相互制约的性能。首先，材料的强度通常与扩孔性能成反比，本类钢种为了获得较高的强度，尤其是屈服强度，亟需碳化物的析出强化效应。但是，碳化物的大量析出与粗化更会极大的损害材料的扩孔性能。此外，通常来说，材料的屈服强度越高，材料的疲劳极限越高；但是，对于本类材料，屈服强度的提升极大地依赖于碳化物的大量析出，但是碳化物大量析出与粗化同样会大幅降低本类材料的疲劳极限。因此，本类材料要想获得同时兼备高强度、高扩孔性与高疲劳极限，具有极大的设计与制造难度。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法，该钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥660MPa，拉伸疲劳极限(循环1000万次)FL≥600MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.75，扩孔率满足：若原始孔为冲压孔：扩孔率＞85％；若原始孔为铰孔：扩孔率＞120％，主要用于汽车底盘、悬挂系统零部件的制备。
为达到上述目的，本发明的技术方案如下：
一种具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其成分重量百分比为：C：0.07～0.14％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.55～2.00％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al：0.01～0.05％，N≤0.005％，Cr：0.15～0.50％，V：0.1～0.35％，Nb：0.01％～0.06％，Mo：0.15～0.50％，且Ti≤0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素同时需满足如下关系：1.0≤[(Cr/52)/(C/4)+(Nb/93+Ti/48+V/51+Mo/96)/(C/12)]≤1.6。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中C：0.07～0.09％，以重量百分比计。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Si：0.1～0.3％，以重量百分比计。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Mn：1.70～1.90％，以重量百分比计。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Cr：0.35～0.50％，以重量百分比计。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中V：0.12～0.22％，以重量百分比计。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Mo：0.15～0.3％，以重量百分比计。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Ti≤0.005％，以重量百分比计。
更优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Ti≤0.003％，N≤0.003％，以重量百分比计。
进一步，所述超高强热轧钢板和钢带的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥660MPa，扩孔率性能指标：若原始孔为冲压孔：扩孔率＞85％；若原始孔为铰孔：扩孔率＞120％；抗疲劳性能指标：高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥570MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.72。
更优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的抗疲劳性能指标：高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥600MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.75。
优选的，所述超高强热轧钢板和钢带的抗疲劳性能指标：高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥640MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.8。
本发明所述超高强热轧钢板和钢带的微观组织为下贝氏体为主的贝氏体微观组织。
在本发明钢的成分设计中：
碳(C)：碳对钢板的强度、成形性能和焊接性能影响很大。碳和其他合金元素形成合金碳化物提高钢板的强度，若碳含量低于0.07％，钢的强度达不到目标要求；碳含量高于0.14％，则易生成马氏体组织和粗大的渗碳体，使延伸率和扩孔率下降，因此，本发明控制碳含量的范围为0.07～0.14％。
硅(Si)：硅是炼钢脱氧的必要元素，也具有一定的固溶强化作用，当低于0.1％时，难以获得充分的脱氧效果；当硅含量高于0.5％时，易于生成多边形铁素体组织，对扩孔率的提高不利，同时使得可镀性恶化，不利于生产热镀锌钢板。因此，本发明将硅含量限定在0.1～0.4％的范围内。
锰(Mn)：锰是提高强度的有效元素，而且成本低廉，因此本发明将锰作为主要添加元素。但是当锰含量高于2.00％时，有大量马氏体生成，对扩孔性能不利；当锰含量低于1.55％时，钢板的强度不足。因此本发明将锰含量限定在1.55～2.00％。
铝(Al)：铝在炼钢过程中具有脱氧的作用，是为了提高钢水纯净度而添加的元素。铝还能固定钢中的氮使之形成稳定的化合物，有效的细化晶粒，但铝含量小于0.01％时，效果较小：铝含量超过0.05％时，脱氧作用达到饱和，含量再高则对母材及焊接热影响区有负面影响。因此，本发明将铝含量限定在0.01～0.05％。
铌(Nb)：铌能够有效的延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒的长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时提高强度和延伸率。但铌含量高于0.06％时，使成本增加，且效果不再显著，因此，本发明中铌含量限定在0.06％以下。
钒(V)，钒的作用是形成碳化物析出与固溶强化来提高钢的强度，但钒含量大于0.35％后，再增加其含量效果并不显著，V含量小于0.10％时沉淀强化效果不显著。因此，本发明中钒含量限定在0.1～0.35％。
铬和钼(Cr、Mo)：铬和钼使CCT曲线中珠光体和铁素体的孕育期增长，抑制珠光体的铁素体的形成，使冷却时易于得到贝氏体组织，有利于提高扩孔率。同时，铬和钼有助于轧制时奥氏体晶粒的细化和细小的贝氏体的生成，并通过固溶强化和形成碳化物析出来提高钢的强度，但添加量超过0.5％时，成本提高，可焊性明显降低。Cr和Mo含量小于0.15％时对CCT曲线影响不显著。因此，本发明将铬和钼含量都限定在0.15～0.5％。
此外，上述合金元素与碳元素的计量关系还应满足如下公式：1.0≤[(Cr/52)/(C/4)+(Nb/93+Ti/48+V/51+Mo/96)/(C/12)]≤1.6：合金元素的添加可以通过固溶强化效应与碳化物析出效应来提升材料的强度。但是，相比固溶强化，碳化物析出效应对扩孔性能和疲劳极限的负面影响更大。合金元素越多，越容易与钢中的碳元素大量结合，形成粗大的碳化物析出相。因此，合金元素与碳元素的配比需要达到上述公式设定的范围，以保证材料可以同时获得达到设计标准的强度与扩孔性能。
钛(Ti)：钛在本发明中属于降低疲劳极限的有害元素，虽然Ti元素的添加能提高该类钢种的强度，但是会生产大块、脆性、具有尖锐边角的TiN颗粒，成为潜在的疲劳裂纹源，大幅降低钢材的疲劳性能，且Ti元素含量越高，形成的TiN颗粒尺寸越大，对疲劳性能的不利影响越严重。此外，Ti元素大量添加亦会导致粗大的TiC大量析出，损害扩孔性能。因此，需要Ti元素含量严控上限。在不额外添加Ti元素的情况下，要求Ti≤0.02％，优选的，要求Ti≤0.005％。
钢中的杂质元素的上限控制在P：≤0.015％，S：≤0.004％，N：≤0.005％，钢质越纯净效果更佳。更进一步地，为获得最高的疲劳极限，在保证Ti元素含量低于0.003％时，要求N元素含量≤0.003％。
本发明所述具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼和铸造成铸坯；
2)轧制
对铸坯加热，加热温度为1100～1250℃；精轧开轧温度为950～1000℃，精轧终轧温度为900～950℃；
3)冷却、卷取
将上轧制后坯料进行水冷却，冷却速度≥30℃/s，卷取温度为450～580℃；
4)酸洗。
进一步，步骤3)冷却、卷取后进行保温缓冷，再进行酸洗，其中保温缓冷步骤中控制在450℃以上保温2～4h。该保温缓冷可将热轧卷放于非加热型保温装置中于450℃以上保温2～4h。
上述步骤2)中，板坯加热温度影响奥氏体晶粒尺寸。制造超高强度的复相钢时，加入的合金元素如V和Nb会形成碳化物，以提高钢板的强度。板坯加热时，这些合金元素须溶入奥氏体中形成完全的固溶体，在后续的冷却过程中才能形成细小的碳化物或氮化物，起到强化的作用，因此，本发明将板坯加热温度限定在1100～1250℃。
上述步骤2)中，当精轧终轧温度不小于900℃时，可获得细小均匀的组织，精轧终轧温度低于900℃时，热加工时形成的带状组织将会保留，对提高扩孔性能不利，因此，精轧终轧温度限定为不小于900℃。通常情况下终轧温度的上限并不需要特别规定，但考虑到板坯加热温度，精轧终轧温度不超过950℃。
上述步骤3)中，冷却速率限定为不小于30℃/s是为了阻止过冷奥氏体转变为多边形铁素体或珠光体以及在较高温度碳化物的析出，形成以下贝氏体为主的微观组织。
上述步骤3)中，卷取温度是获得高强度、高扩孔率和高疲劳极限的最为关键的工艺参数之一。当卷取温度大于580℃时，由于合金碳化物的强烈析出和粗化，降低了铁素体的强度，对钢板扩孔率和疲劳极限均有负面作用，另一方面，当卷取温度小于450℃时会形成较多的马氏体组织，虽然能增强材料的强度，但会对扩孔率产生不利影响，因此。本发明将卷取温度限定为450～580℃。
进一步地，可以通过热轧保温的方法，进一步提升该类钢种的抗拉强度，具体是：卷曲后将热卷放入保温坑中，利用热卷自身热量保温缓冷，在450℃以上保温2～4h，可以促进碳化钒的细小弥散析出，从而显著提高本发明材料的强度，同时并不会造成扩孔率和疲劳极限的明显下降。在热卷保温工艺中，最低保温温度和保温时间对最终产品性能有影响。其中保温温度若低于450℃，则碳化钒(钼)析出动力不足，无法形成细小弥散的碳化钒(钼)析出。若保温时间小于2h，则碳化钒(钼)析出有限，无法提高该类钢种的强度；而若保温时间大于4h，则碳化钒(钼)析出后长大、粗化，会显著降低该类钢种的扩孔率和疲劳极限。
汽车底盘、悬挂系统零部件对材料的首要需求是高强度及高扩孔性能，为了达到780MPa以上强度以及至少60％以上的扩孔性能(原始孔为冲孔)，目前通常采用铁素体或铁素体加贝氏体组织(其中贝氏体组织含量大于50％)的钢种。由于铁素体基体较软，通常需要加入较多的合金元素，形成固溶强化和细小的合金碳化物强化铁素体基体以得到较高的强度。在现有技术中，Ti元素均作为必选或可选的有益元素，用于提高这类钢种的强度，但是，Ti元素与钢中N元素会在高温下形成大块、脆性、具有尖锐边角的TiN颗粒，不利于该类钢种的扩孔性能。此外，随着汽车用底盘零件对钢材疲劳性能的要求愈来愈高，本发明研究证明：大块、脆性、具有尖锐边角的TiN颗粒更会成为潜在的疲劳裂纹源而大幅降低该类钢种的疲劳极限。而且研究发现由于TiN颗粒是在炼钢、连铸(或模铸)过程中生成，后续工艺几乎无法改变TiN颗粒的尺寸及形貌，更无法消除TiN颗粒，因而，为获得更高的扩孔性能和疲劳性能，该类钢种应尽可能降低Ti元素的含量。
因此，本发明采用无Ti元素的成分设计思路，严格控制钢中的Ti含量，以减少TiN颗粒的生成，获得高疲劳极限；并通过Mo-V复合和制造工艺的优化来获得兼具高强度、高扩孔率和高疲劳极限的高强热轧钢板。该钢板的组织采用下贝氏体为主的贝氏体微观组织，以保证钢板的强度和韧性，添加合金元素Cr、Mo使得铁素体相变区右移，可以降低临界冷却速率，易于得到贝氏体组织。另外，通过加入Mo、V、Nb合金元素细化晶粒，生成弥散细小的碳化物，以进一步提高钢种的强度。但碳化物析出过多后会进一步粗化，不仅不利于强度的进一步提高，更会降低钢材的扩孔性能和疲劳极限。因此，需要优化热轧工艺，以获得细小弥散分布的合金碳化物，达到提高扩孔性能的目的。
经检测，本发明提供的超高强热轧钢板和钢带性能满足如下指标：
常温力学性能：
抗拉强度≥780MPa；屈服强度≥660MPa。
扩孔率性能：
若原始孔为冲压孔：则扩孔率大于85％；
若原始孔为铰孔：则扩孔率大于120％。
抗疲劳性能：
高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥570MPa；
或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.72。
当钢成分中Ti≤0.005％，抗疲劳性能满足如下指标：
高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥600MPa；
或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.75。
当钢成分中Ti≤0.003％且N≤0.003％，抗疲劳性能满足如下指标：
高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥640MPa；或
疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.8。
本发明制造的超高强热轧钢板和钢带同时兼备高强度、高扩孔性与高疲劳极限，所述超高强热轧钢板和钢带产品经热镀锌获得热轧热镀锌钢板成品，该超高强热轧钢板产品和钢带产品及热镀锌钢板成品可用于制备汽车底盘、悬挂系统零部件，实现汽车“轻量化”。
附图说明
图1为本发明实施例G-1钢微观组织照片(放大1000倍)。
图2为对比例P钢微观组织中TiN颗粒形貌照片(放大1000倍)。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
将表1中所示的不同成分的钢经冶炼后按表2所示加热+热轧工艺后得到厚度小于4mm的钢板。取沿横向JIS 5#拉伸试样测定屈服及抗拉强度，取板中部区域测定扩孔率和疲劳极限，疲劳极限的测定采用横向试样，试样尺寸与实验方法参照GB 3075-2008金属轴向疲劳试验方法；试验数据如表2所示。其中，扩孔率采用扩孔试验测定，用凸模把中心带孔的试件压入凹模，使试件中心孔扩大，直到板孔边缘出现颈缩或贯穿裂纹为止。由于试件中心原始孔的制备方式对扩孔率测试结果存在较大影响，因此，分别采用冲孔和铰孔制备试件中心原始孔，后续试验及测试方法按ISO/DIS 16630标准中规定的扩孔率测试方法执行。疲劳极限测定采用轴向高频拉伸疲劳试验测定，采用GB 3075-2008金属轴向疲劳试验方法，试验频率85Hz，取试样循环加载1000万次后未发生失效的最大强度作为其疲劳极限RL。
表1中，实施例A～H为本发明的钢，对比例J～P中碳或锰或其他合金元素含量超出本发明成分的范围，备注：表中M(all)指成分中(Cr/52)/(C/4)+(Nb/93+Ti/48+V/51+Mo/96)/(C/12)项的计算值。
由表1～3可知，当C、Mn等合金成分偏离本发明范围时，如C和Mn含量较低时，对比例J和对比例K钢的屈服强度小于660MPa，抗拉强度小于780MPa；而当C和Mn含量高出本发明的成分范围时，热轧态组织中含有大量的马氏体，会对钢的成形性能产生负面影响，扩孔性能变差，不符合本发明的目的，如对比例I和L的扩孔率均小于本发明。
而当Ti元素含量偏离本发明范围时，会对钢材的疲劳极限产生负面影响。如比较例M、N、O、P。其中比较例M和P中Ti含量较高，使得钢材尽管达到了本发明设计的强度标准，但是疲劳极限远低于570MPa，疲劳极限比也远低于0.72的最低设计标准；而比较例N和O中，Ti含量较低，但仍然超过本发明的最低上限值，使得疲劳极限和疲劳极限比未达到本发明的要求。同时又由于这两组成分设计中，合金元素与碳元素的配比即M(all)未达到本发明设计的区间范围，导致两组材料扩孔性能未达标。
由表2～3可知，当卷终轧温度较低时，如表2中的对比钢A-2和F-1，扩孔率不满足本发明设计标准；当卷取温度大于550℃时则会产生珠光体组织和大量的碳化物析出，恶化了扩孔性能，如比较例F-2。另外，若采用保温缓冷技术，保温温度过低会抑制碳化物的析出，导致钢材强度不足，而若保温时间过长，则会生成大量粗大的碳化物，对扩孔率产生比例影响，如比较例F-3，G-3和H-3。
由图1可知，G-1钢中由于Ti元素含量被控制的极低，组织中无大块方形的TiN颗粒，碳化物析出主要是细小弥散的(Mo,V)C。而如图2所示，对比例P钢，由于采用Ti元素增强的设计思路，组织中常见大块方形的TiN颗粒，且颗粒边界具有尖锐边角。此外，本发明钢中存在Mo、V复合的碳化物析出相所形成的细小弥散析出分布(如图1所示)，而对比例P钢中基体中的TiC析出相(基体中的黑灰色团状、圆形析出)尺寸更粗大，分布也不够均匀弥散(如图2所示)，因此降低材料的扩孔性能。
综上所述，本发明在碳锰钢的基础上，控制合理的成分范围，并添加微合金元素，限制Ti元素的含量，在常规的汽车用钢生产线基础上，进一步控制卷取温度，并可进一步通过采用保温环冷技术，生产出兼具良好扩孔性能与疲劳性能的超高强热轧钢板和钢带，其屈服强度Rp0.2≥660MPa，抗拉强度Rm≥780MPa，扩孔率≥85％(原始孔为冲孔)，扩孔率≥120％(原始孔为铰孔)，高频疲劳极限强度RL≥570MPa，或拉伸疲劳极限比RL/Rm≥0.72，适合用于制造汽车底盘、悬挂件等产品。
Figure BDA0001710695970000111
Figure BDA0001710695970000121
Figure BDA0001710695970000131
Figure BDA0001710695970000141

Claims (15)

1.具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其成分重量百分比为：C：0.07～0.14％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.55～2.00％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al：0.01～0.05％，N≤0.005％，Cr：0.15～0.50％，V：0.1～0.35％，Nb：0.01％～0.06％，Mo：0.15～0.50％，且Ti≤0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素同时需满足如下关系：1.0≤[(Cr/52)/(C/4)+(Nb/93+Ti/48+V/51+Mo/96)/(C/12)]≤1.6。
2.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中C：0.07～0.09％，以重量百分比计。
3.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Si：0.1～0.3％，以重量百分比计。
4.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Mn：1.70～1.90％，以重量百分比计。
5.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Cr：0.35～0.50％，以重量百分比计。
6.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中V：0.12～0.22％，以重量百分比计。
7.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Mo：0.15～0.3％，以重量百分比计。
8.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Ti≤0.005％，以重量百分比计。
9.如权利要求1所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的化学成分中Ti≤0.003％，N≤0.003％，以重量百分比计。
10.如权利要求1-9任一项所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的微观组织为下贝氏体为主的贝氏体微观组织。
11.如权利要求1-10任一项所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥660MPa，扩孔率性能指标：若原始孔为冲压孔：扩孔率＞85％；若原始孔为铰孔：扩孔率＞120％；抗疲劳性能指标：高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥570MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.72。
12.如权利要求1或8或10所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥660MPa，扩孔率性能指标：若原始孔为冲压孔：扩孔率＞85％；若原始孔为铰孔：扩孔率＞120％；抗疲劳性能指标：高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥600MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.75。
13.如权利要求1或9或10任一项所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带，其特征在于，所述超高强热轧钢板和钢带的抗疲劳性能指标：高频疲劳极限(循环1000万次)FL≥640MPa，或疲劳极限比抗拉强度FL/Rm≥0.8。
14.如权利要求1-13任一项所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1-9任一项所述的化学成分冶炼和铸造；
2)轧制
加热温度为1100～1250℃；精轧开轧温度为950～1000℃，精轧终轧温度为900～950℃；
3)冷却、卷取
冷却速度≥30℃/s，卷取温度为450～580℃；
4)酸洗。
15.如权利要求14所述的具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带的制造方法，其特征在于，在步骤3)轧后冷却、卷取后，还包括保温缓冷：控制在450℃以上保温2～4h。
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