CN114107791A - 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法 - Google Patents

一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C 0.05～0.10％，Si≤2.0％，Mn 1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.003％，Al 0.02～0.08％，N≤0.004％，Mo 0.1～0.5％，Ti 0.01～0.05％，O≤0.0030％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。本发明所述超高扩孔钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥980MPa，扩孔率可达到60％以上，可应用在乘用车底盘零件如控制臂以及副车架等需要高强减薄以及成形复杂的部位。

Description

一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
技术领域
本发明属于高强钢领域，特别涉及一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法。
背景技术
随着国民经济的发展，汽车的生产也大幅增加，板材的使用量不断提高。国内汽车行业许多车型的零部件原设计要求使用热轧或酸洗板，如汽车的底盘件、扭力梁、轿车的副车架、车轮轮辐和轮辋、前后桥总成、车身结构件、座椅、离合器、安全带、卡车箱板、防护网、汽车大梁等零配件。其中，底盘用钢占轿车总用钢量的比例可达24-34％。
乘用车的轻量化不仅是汽车行业的发展趋势，而且还是法律法规的要求。法律法规中规定了油耗，实际上是变相地要求降低车身重量，反映到材料上的要求是高强减薄轻量化。高强减重是后续新车型的必然要求，这势必造成用钢级别更高，底盘结构上也必然带来变化：如零件更复杂，造成在材料性能、表面等要求上以及成型技术上进步，如液压成形、热冲压、激光焊接等，进而转化材料的高强、冲压、翻边、回弹以及疲劳等性能上。
国内高强度高扩孔钢的开发与国外相比不仅强度级别相对较低，而且性能稳定性也不好。如国内汽车零部件企业使用的高扩孔钢基本是抗拉强度600MPa以下的高强钢，440MPa以下级别的高扩孔钢竞争白热化。抗拉强度780MPa级别的高扩孔钢目前正在逐渐开始批量使用，但是对于延伸率和扩孔率两个成形的重要指标也提出了更高要求。而980MPa级别的高扩孔钢目前还处于研发认证阶段，尚未到达批量使用阶段。但具有更高强度超高扩孔率的980高扩孔钢是未来的必然发展趋势。为了更好地满足用户的潜在需求，需要开发具有优异扩孔性能的980MPa级高扩孔钢。
目前绝大部分相关专利文献均是780MPa及以下级别的高扩孔钢。有关980MPa级高扩孔钢涉及的文献极少。中国专利CN106119702A公开了一种980MPa级热轧高扩孔钢，其成分设计主要特点为低碳V-Ti微合金化设计，微观组织为粒状贝氏体和少量马氏体，同时添加微量Nb和Cr。在成分、工艺和组织等方面与本发明存在很大不同。
由文献可知，在通常情况下，材料的延伸率与扩孔率呈反比关系，即延伸率越高，扩孔率越低；反之，延伸率越低，扩孔率越高。那么要获得高延伸高扩孔，同时又具有高强度的高扩孔钢就显得非常困难。此外，在相同或相似的强化机制下，材料的强度越高，扩孔率越低。
为了获得具有良好的塑性和扩孔翻边性能的钢材，需要更好的平衡两者之间的关系。当然，材料的扩孔率与许多因素密切相关，最主要的因素包括组织的均匀性、夹杂物和偏析控制水平、不同的组织类型以及扩孔率的测量等。通常来说，单一均匀的组织有利于获得更高的扩孔率，而双相或多相组织通常不利于扩孔率的提高。
发明内容
本发明的目的在于提供一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法，该高扩孔钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥980MPa，扩孔率可达到60％以上，可应用在乘用车底盘零件如控制臂以及副车架等需要高强减薄以及成形复杂的部位。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明成分设计采用较低的C含量，可保证用户在使用时具有优异的焊接性、保证所获得的贝氏体组织具有优异的强度和扩孔率匹配。
具体的，本发明所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C 0.05～0.10％，Si≤2.0％，Mn 1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.003％，Al 0.02～0.08％，N≤0.004％，Mo 0.1～0.5％，Ti 0.01～0.05％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。
进一步，还包括Cr≤0.5％，B≤0.002％，Ca≤0.005％，Nb≤0.06％，V≤0.05％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％中的一种或一种以上元素；其中，所述Nb、V含量分别优选为≤0.03％；所述Cu、Ni含量分别优选为≤0.3％；所述Cr含量优选为0.2-0.4％；所述B含量优选为0.0005-0.0015％，所述Ca含量优选为≤0.002％。
C含量为0.06-0.09％。Mn含量为1.4-1.8％。S含量控制在0.0015％以下。Al含量为0.02-0.05％。N含量控制在0.003％以下。Ti含量为0.01-0.03％。Mo含量为0.15-0.35％。O含量在30ppm以内。
本发明所述超高扩孔钢的显微组织为全贝氏体。
本发明所述超高扩孔钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率横向A50≥10％、冷弯性能d≤4a，180°，扩孔率≥60％。
在本发明所述超高扩孔钢的成分设计中：
碳，是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳扩大奥氏体相区，稳定奥氏体。碳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。在本发明中，为了获得超高强度和超高扩孔率，需要获得单相均匀的低碳贝氏体组织。为获得抗拉强度达980MPa级的高强钢，必须保证碳的含量在0.05％以上，否则碳含量在0.05％以下，所形成的贝氏体组织抗拉强度达不到980MPa；但是碳的含量也不能高于0.10％。碳的含量太高，形成的低碳贝氏体组织中容易出现较多的马奥组元，对延伸率和扩孔率不利。因此，碳的含量应控制在0.05-0.10％之间，优选范围在0.06-0.09％之间。
硅，是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。前已提及，硅含量的不同对钢的性能特别是延伸率和扩孔率有重要影响。硅含量较低时，组织中的残余奥氏体较少，延伸率相对较低；当硅含量达到0.8％以上时，在相同工艺下组织中的残余奥氏体含量增加，有利于提高延伸率。在本发明的硅含量范围内，硅含量的不同主要影响延伸率指标，对扩孔率的影响较小。由于较多的硅加入钢中易提高轧机负荷，对钢的表面也不利。因此，为了改善钢的表面质量，同时为了降低实际轧制力，钢中Si含量不宜太高，通常不超过2.0％。根据实际用户的需求不同，成分设计时可分别采用低硅和高硅两种思路。
锰，是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知，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。在本发明中，为保证钢板的强度，Mn含量一般应控制在1.0％以上；同时，Mn的含量一般也不宜超过2.0％，否则炼钢时容易发生Mn偏析，同时板坯连铸时也容易发生热裂。因此，钢中Mn的含量一般控制在1.0-2.0％，优选范围在1.4-1.8％。
磷，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，故其含量越低越好，一般控制在0.02％以内较好且不提高炼钢成本。
硫，是钢中的杂质元素。钢中的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，不仅降低了钢的横向塑性，而且增加了组织的各项异性，对扩孔性能不利。故钢中S含量越低越好，考虑到本发明中Mn的含量必须在较高的水平上，为了减少MnS的含量，故对S含量要加以严格控制，要求S含量控制在0.003％以内，优选范围在0.0015％以下。
铝，在钢中的作用主要是脱氧和固氮。在有强碳化物形成元素如Ti、Nb、V等存在的前提下，Al的主要作用是脱氧和细化晶粒。在本发明中，Al作为常见的脱氧元素和细化晶粒的元素，其含量通常控制在0.02-0.08％即可；Al含量低于0.02％，起不到细化晶粒的作用；同样，Al含量高于0.08％时，其细化晶粒效果达到饱和。因此，钢中Al的含量控制在0.02-0.08％之间即可，优选范围在0.02-0.05％之间。
氮，在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。但是氮在炼钢过程中是不可避免的元素。虽然其含量较少，但是与强碳化物形成元素如Ti等结合，形成的TiN颗粒对钢的性能带来非常不利的影响，尤其对扩孔性能非常不利。由于TiN呈方形，其尖角与基体之间存在很大的应力集中，在扩孔变形的过程中，TiN与基体之间的应力集中容易形成裂纹，从而大大降低材料的扩孔性能。在尽量控制氮含量的前提下，Ti等强碳化物形成元素含量越低越好。在本发明中，加入微量的Ti以固定氮，尽量减少TiN带来的不利影响。因此，氮的含量应控制在0.004％以下，优选范围在0.003％以下。
钛，是本发明中的重要元素之一。Ti在本发明中主要起两个作用：一是与钢中的杂质元素N结合形成TiN，起到一部分“固氮”的作用；二是在材料后续的焊接过程中形成一定数量的弥散细小的TiN，抑制奥氏体晶粒尺寸，细化组织和改善低温韧性。因此，钢中Ti的含量范围控制在0.01-0.05％，优选范围为0.01-0.03％。
钼，是本发明中的重要元素之一。钼加入钢中可以大大推迟铁素体和珠光体相变。钼的这种作用有利于在实际的轧制过程中多种工艺的调整，如在终轧结束之后既可以进行分段冷却，也可以先进行空冷再进行水冷等。在本发明中，采用先空冷再水冷或轧后直接水冷的工艺，钼的加入可以确保在空冷过程中不会形成铁素体或珠光体等组织，同时，在空冷的过程变形奥氏体可以发生动态回复，有利于提高组织均匀性；钼具有很强的抗焊接软化特性。由于本发明的主要目的是获得单一低碳马氏体和少量残余奥氏体的组织，而低碳马氏体在焊接之后很容易发生软化现象，加入一定量的钼可以有效地减小焊接软化程度。因此，钼的含量应控制在0.1-0.5％之间，优选范围在0.15-0.35％。
铬，是本发明中的可添加元素之一。少量铬元素的加入并非为了提高钢的淬透性，而是为了与B相结合，有利于焊接后在焊接热影响区形成针状铁素体组织，可大大提高焊接热影响区的低温韧性。由于本发明所涉及的最终应用零件为乘用车底盘类产品，其焊接热影响区的低温韧性是很重要的指标。除了要保证焊接热影响区的强度不能降低太多外，焊接热影响区的低温韧性也要满足一定要求。此外，铬本身也有一定的抗焊接软化作用。因此，钢中铬元素加入量一般≤0.5％，优选范围在0.2-0.4％。
硼，是本发明中的可添加元素之一。硼在钢中的作用主要是偏聚在原始奥氏体晶界处，抑制先共析铁素体的形成；硼加入钢中还可以大大提高钢的淬透性。但在本发明中，微量硼元素的加入主要目的不是为了提高淬透性，而是为了与铬相结合，改善焊接热影响区组织，获得韧性良好的针状铁素体组织。钢中硼元素的加入一般控制在0.002％以下，优选范围在0.0005-0.0015％之间。
钙，是本发明中的可添加元素。钙能够改善硫化物如MnS形态，使长条形的MnS等硫化物变为球形CaS，有利于改善夹杂物形态，进而减小长条形硫化物对扩孔性能的不利影响，但过多钙的加入会增加氧化钙的数量，对扩孔性能不利。因此，钢种钙的添加量通常≤0.005％，优选范围在≤0.002％。
氧，是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中O的含量通过脱氧之后一般都可以达到30ppm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30ppm以内即可。
铌，是本发明的可添加元素之一。铌与钛相似，是钢中的强碳化物元素，铌加入钢中可以大大提高钢的未再结晶温度，在精轧阶段可获得位错密度更高的形变奥氏体，在后续转变过程中可细化最终的相变组织。但铌的加入量不可太多，一方面铌的加入量超过0.06％，易在组织中形成比较粗大的铌的碳氮化物，消耗了部分碳原子，降低了碳化物的析出强化效果。同时，铌的含量较多，还容易造成热轧态奥氏体组织的各向异性，在后续的冷却相变过程中遗传给最终的组织，对扩孔性能不利。因此，钢中铌含量通常控制在≤0.06％，优选范围在≤0.03％。
钒，是本发明中的可添加元素。钒与钛、铌类似，也是一种强碳化物形成元素。但钒的碳化物固溶或析出温度低，在精轧阶段通常全部固溶在奥氏体中。只有当温度降低开始相变时，钒才开始在铁素体中形成。由于钒的碳化物在铁素体中的固溶度大于铌和钛的固溶度，故钒的碳化物在铁素体中形成的尺寸较大，不利于析出强化，对钢的强度贡献远小于钛，但由于钒的碳化物形成也消耗了一定的碳原子，对钢的强度提高不利。因此，钢中钒的添加量通常≤0.05％，优选范围≤0.03％。
铜，是本发明中的一种可添加元素。铜加入钢中可提高钢的耐蚀性，当其与P元素共同加入时，耐蚀效果更佳；当Cu加入量超过1％时，在一定条件下，可形成ε-Cu析出相，起到较强的析出强化效果。但Cu的加入容易在轧制过程中形成“Cu脆”现象，为了在某些应用场合下充分利用Cu的改善耐蚀性效果，同时又不至于引起显著的“Cu脆”现象，通常将Cu元素的含量控制在0.5％以内，优选范围在0.3％以内。
镍，是本发明中的一种可添加元素。镍加入钢中具有一定的耐蚀性，但耐蚀效果较铜弱，镍加入钢中对钢的拉伸性能影响不大，但可以细化钢的组织和析出相，大大提高钢的低温韧性；同时在添加铜元素的钢中，添加少量的镍可以抑制“Cu脆”的发生。添加较高的镍对钢本身的性能无明显不利影响。若铜和镍同时添加，不仅可以提高耐蚀性，而且对钢的组织和析出相进行细化，大大提高低温韧性。但由于铜和镍均属于比较贵重的合金元素。因此，为了尽量降低合金设计的成本，镍的添加量通常≤0.5％，优选范围≤0.3％。
本发明所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、浇铸
按所述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼后浇铸成铸坯或铸锭；
2)铸坯或铸锭再加热，加热温度1100-1200℃，保温时间1～2小时；
3)热轧
开轧温度：950～1100℃，在950℃以上3-5道次大压下且累计变形量≥50％，主要目的是细化奥氏体晶粒；随后中间坯待温至930-950℃，然后进行5-7个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度800-930℃；
4)冷却
先经过0-10秒空冷以进行动态回复和动态再结晶，然后进行水冷，以≥10℃/s的冷速将带钢水冷至贝氏体相变温度范围即Bs～Bf之间，卷取后采用风冷加快钢卷的冷却直至室温；
5)酸洗
带钢酸洗运行速度在30～100m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤2％，以减小带钢延伸率损失；在35-50℃温度区间进行漂洗，并在120-140℃之间进行带钢表面烘干，涂油。
优选的，步骤5)酸洗后，在35-50℃温度区间进行漂洗，并在120-140℃之间进行带钢表面烘干，涂油。
本发明的创新点在于：
本发明在成分设计上，采用单相低碳贝氏体设计思路、采用合适的终轧温度和轧后空冷或直接水冷，卷取后钢卷采用风冷或其他可加速钢卷冷却的模式，尽快使钢卷温度冷却下来直至室温，最终获得组织均匀细小的单相贝氏体，从而表现出较高的塑性、韧性、良好的冷弯性能和超高扩孔率。
在轧制工艺设计上，在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成。在终轧结束后，先进行不同时间的空冷，也可以终轧结束后直接进行层流冷却。空冷的主要目的如下：由于在成分设计中含有较高的锰和钼，锰是稳定奥氏体的元素，而钼则大大推迟铁素体和珠光体相变。因此，在空冷一定时间的过程中，经过轧制的变形奥氏体不会发生相变，即不会形成铁素体组织，而是发生动态再结晶和驰豫过程。变形的奥氏体发生动态再结晶可形成组织均匀的近等轴奥氏体，而经过驰豫之后奥氏体晶粒内部的位错会大大减少，二者结合可在后续的水冷层流冷却过程中获得组织均匀细小的单相贝氏体。为了获得贝氏体氏体组织，要求带钢水冷的速度≥10℃/s。
由于本发明中涉及的微观组织为低碳贝氏体，因此，只要带钢在终轧结束后以≥10℃/s的冷速冷却至贝氏体相变温度范围即Bs～Bf之间卷取即可。由于贝氏体相变时间较长，钢卷在卷取之后仍有相变发生。因此，为了获得强度、塑性和扩孔率均优异的高强钢，需要将卷取后的钢卷在尽量短的时间内通过风冷或其他强制冷却模式尽快将钢卷温度降低直至室温，从而获得单相均匀细小的贝氏体组织。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、塑性、韧性、冷弯和扩孔性能优异的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢。
本发明的有益效果：
(1)采用相对经济的成分设计思路，同时采用创新性的冷却工艺路径，可获得强度、塑性、韧性和扩孔性能优异的980MPa级超高扩孔钢；
(2)钢卷或钢板具有优异的强度、塑性、韧性和扩孔率匹配，同时还兼具良好的冷弯性能和扩孔翻边性能，其屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥980MPa，且厚度在2-6mm的热轧或酸洗超高扩孔钢，同时且具有良好的延伸率(横向A50≥8％)、冲击韧性以及扩孔性能(扩孔率≥60％)，可应用于汽车底盘、副车架等需要高强减薄和扩孔翻边等需要复杂成形的零部件制造，具有非常广阔的应用前景。
附图说明
图1为本发明所述980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢制造方法的工艺流程图；
图2为本发明所述980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢制造方法中轧制工艺示意图；
图3为本发明所述980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢制造方法中冷却工艺示意图；
图4为本发明所述超高扩孔钢实施例3的典型金相照片；
图5为本发明所述超高扩孔钢实施例5的典型金相照片；
图6为本发明所述超高扩孔钢实施例7的典型金相照片。
具体实施方式
参见图1～图3，本发明所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、浇铸
按所述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼后浇铸成铸坯或铸锭；
2)铸坯或铸锭再加热，加热温度1100-1200℃，保温时间1～2小时；
3)热轧
开轧温度：950～1100℃，在950℃以上3-5道次大压下且累计变形量≥50％；随后中间坯待温至930-950℃，然后进行5-7个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度800-930℃；
4)冷却
先经过0-10秒空冷以进行动态回复和动态再结晶，然后进行水冷，以≥10℃/s的冷速将带钢水冷至贝氏体相变温度范围即Bs～Bf之间，卷取后采用风冷加快钢卷的冷却直至室温；
5)酸洗
带钢酸洗运行速度在30～100m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤2％，在35-50℃温度区间进行漂洗，并在120-140℃之间进行表面烘干，涂油。
本发明所述超高扩孔钢实施例的成分参见表1，表2、表3为本发明钢实施例的生产工艺参数，其中，轧制工艺中钢坯厚度230mm；表4为本发明实施例钢板的力学性能。
从表4可以看出，钢卷的屈服强度均≥800MPa，而抗拉强度≥980MPa，延伸率通常在≥10％，冲击功较为稳定，-40℃的低温冲击功≥40J，扩孔率≥60％。从上述实施例可以看出，本发明所涉及的980MPa高强钢具有优异的强度、塑性、韧性以及扩孔性能匹配，特别适合汽车底盘结构等需要高强减薄和扩孔翻边成形的零件如控制臂等，也可用于车轮等需要翻孔翻边等复杂成形的零件，具有广阔的应用前景。
Figure BDA0002658561640000111
Figure BDA0002658561640000121
Figure BDA0002658561640000131
Figure BDA0002658561640000141

Claims (13)

1.一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C 0.05～0.10％，Si≤2.0％，Mn 1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.003％，Al 0.02～0.08％，N≤0.004％，Mo0.1～0.5％，Ti 0.01～0.05％，O≤0.0030％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，还包括Cr≤0.5％，B≤0.002％，Ca≤0.005％，Nb≤0.06％，V≤0.05％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％中的一种或一种以上元素；其中，所述Nb、V含量分别优选为≤0.03％；所述Cu、Ni含量分别优选为≤0.3％；所述Cr含量优选为0.2-0.4％；B含量优选为0.0005-0.0015％；所述Ca含量优选为≤0.002％。
3.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述C含量为0.06-0.09％。
4.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述Mn含量为1.4-1.8％。
5.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述S含量控制在0.0015％以下。
6.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述Al含量为0.02-0.05％。
7.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述N含量控制在0.003％以下。
8.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述Ti含量为0.01-0.03％。
9.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述Mo含量为0.15-0.35％。
10.如权利要求1所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述超高扩孔钢的显微组织为全贝氏体。
11.如权利要求1或10所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢，其特征在于，所述超高扩孔钢的屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率横向A50≥10％、冷弯性能d≤4a，180°，扩孔率≥60％。
12.如权利要求1～11中任何一项所述的的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢的制造方法，其特征是：包括如下步骤：
1)冶炼、浇铸
按权利要求1～10所述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼后浇铸成铸坯或铸锭；
2)铸坯或铸锭再加热，加热温度1100-1200℃，保温时间1～2小时；
3)热轧
开轧温度：950～1100℃，在950℃以上3-5道次大压下且累计变形量≥50％；随后中间坯待温至930-950℃，然后进行5-7个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度800-930℃；
4)冷却
先经过0-10秒空冷以进行动态回复和动态再结晶，然后进行水冷，以≥10℃/s的冷速将带钢水冷至贝氏体相变温度范围即Bs～Bf之间，卷取后采用风冷将钢卷温度冷却至室温；
5)酸洗
带钢酸洗运行速度在30～100m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤2％，然后漂洗、带钢表面烘干，涂油。
13.如权利要求12所述的980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢的制造方法，其特征是，步骤5)酸洗后，在35-50℃温度区间进行漂洗，并在120-140℃之间进行带钢表面烘干，涂油。
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