CN114107796A - 一种1180MPa级高塑性高扩孔钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种1180MPa级高塑性高扩孔钢及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C 0.06～0.10％，Si 0.8～2.0％，Mn 1.5～2.0％，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。本发明所述高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1180MPa，同时具有良好的延伸率(横向A₅₀≥10％)、冷弯性能(d≤4a，180°)以及扩孔性能(扩孔率≥30％)，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的部位。

Description

一种1180MPa级高塑性高扩孔钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强钢领域，特别涉及一种1180MPa级高塑性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较高要求。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。更高强度级别如1180MPa的高扩孔钢尚无厂家进行开发。基于高扩孔钢的发展趋势，为了更好地满足用户潜在需求，有必要开发具有更高强度级别的1180MPa级高扩孔钢。

有关980MPa级高扩孔钢涉及的文献极少，而1180MPa级的高扩孔钢更是空白。已有绝大部分相关专利文献均是780MPa及以下级别的高扩孔钢。大量研究指出，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。同样，材料的强度越高，扩孔率越低。

为了获得具有较好塑性和扩孔翻边性能的钢材，需要更好地平衡两者之间的关系。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1180MPa级高塑性高扩孔钢及其制造方法，该高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1180MPa，同时具有良好的延伸率(横向A₅₀≥10％)、冷弯性能(d≤4a，180°)以及扩孔性能(扩孔率≥30％)，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、保证所获得的马氏体组织具有良好的扩孔性和冲击韧性；在满足抗拉强度≥1180MPa的基础上，碳含量越低越好；设计较高的Si含量，与工艺匹配获得较多的残余奥氏体，从而提高材料的塑性；同时，较高的Si含量有利于降低钢的未再结晶温度，使钢在较宽的终轧温度范围内即可完成动态再结晶过程，从而细化奥氏体晶粒和最终的马氏体板条尺寸，改善塑性和扩孔率。

具体的，本发明所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C0.06～0.10％，Si 0.8～2.0％，Mn 1.5～2.0％，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。

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，Nb、V含量分别优选为≤0.03％，Cu、Ni含量分别优选为≤0.3％，Cr含量优选为0.2-0.4％，B含量优选为0.0005-0.0015％，Ca含量优选为≤0.002％。

在本发明所述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，由于要获得的组织为单相低碳马氏体，为获得抗拉强度达1180MPa级的高强钢，必须保证碳的含量在0.06％以上，否则碳含量在0.06％以下，即使完全淬火至室温，其抗拉强度也达不到1180MPa；但是碳含量不能高于0.10％。碳含量太高，形成的低碳马氏体强度太高，延伸率和扩孔率均较低。因此，碳的含量应控制在0.06-0.10％之间，优选范围在0.07-0.09％之间。

硅，也是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。Si含量提高，不仅提高了固溶强化效果，更重要的是起到以下两个作用。一是大大降低了钢的未再结晶温度，使钢在很低的温度范围内即可完成动态再结晶。这样，在实际轧制过程中，可在相对较低的终轧温度下进行轧制，如在800-850℃的终轧温度范围内进行轧制，可大大减小奥氏体的晶粒尺寸，从而减小最终的马氏体板条尺寸，既有利于提高强度和塑性，同时也有利于获得良好的扩孔率；Si的另一个重要作用是可以抑制渗碳体析出，在适当的轧制工艺条件下，尤其是在获得以马氏体为主的组织时，可保留一定量残余奥氏体，有利于提高延伸率。众所周知，在相同的强度级别条件下，马氏体的延伸率通常是最低的，而为了提高马氏体的延伸率，保留一定量稳定的残余奥氏体是其中重要的一个手段。Si的这种作用必须在其含量达到0.8％以上时才表现出来；但Si含量也不宜太高，否则实际轧制过程中轧制力负荷过大，不利于产品稳定生产。因此，钢中Si含量通常在0.8-2.0％之间，优选范围在1.0-1.4％之间。

锰，也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，同时为了稳定残余奥氏体，Mn含量一般应控制在1.5％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1.5-2.0％，优选范围在1.6-1.9％。

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。当温度降低开始相变时，钒才开始在铁素体中形成。在本发明中，加入钒的主要目的是与钼一起共同改善焊接热影响区抗软化。从抗焊接软化效果看，钼和钒的效果最强，在含钼的情况下，钒可以选择性添加。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1180MPa级高塑性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900-950℃，然后进行3～7个道次轧制且累计变形量≥70％；终轧温度800～900℃；

4)冷却

先进行0～10秒空冷，然后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至马氏体相变开始点Ms点以下某温度，卷取后缓慢冷却冷却至室温；

5)退火

采用罩式退火，加热速度≥20℃/h，罩退温度100-300℃，罩退时间12-48h；以≤50℃/h的冷速将钢板冷却至≤100℃出炉；

6)酸洗

带钢酸洗运行速度可在30～90m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤1.5％，以减小带钢延伸率损失，然后漂洗、带钢带钢表面烘干，涂油。

优选的，步骤6)酸洗后，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。

本发明的创新点在于：

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、保证所获得的马氏体组织具有良好的扩孔性和冲击韧性；在满足抗拉强度≥1180MPa的基础上，碳含量越低越好；设计较高的Si含量，与工艺匹配获得较多的残余奥氏体，从而提高材料的塑性；同时，较高的Si含量有利于降低钢的未再结晶温度，使钢在较宽的终轧温度范围内即可完成动态再结晶过程，从而细化奥氏体晶粒和最终的马氏体板条尺寸，改善塑性和扩孔率。

本发明在组织设计上，采用低碳马氏体设计思路、加入较高的硅以抑制和减少渗碳体形成，同时降低未再结晶温度，采用相对较低的终轧温度和轧后空冷，可获得晶粒细小均匀等轴的原始奥氏体晶粒，最终获得组织均匀的马氏体和残余奥氏体组织。残余奥氏体赋予钢板较高的塑性和冷弯性能、马氏体则赋予钢板高强度、均匀细小的组织则赋予钢板更高的扩孔性能和低温韧性。

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，先进行一定时间的空冷或终轧后直接水冷。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型奥氏体，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淬火过程中获得组织均匀的马氏体。为了获得马氏体组织，水冷速度应大于低碳马氏体的临界冷却速度，在本发明中，为确保所有成分设计都能获得马氏体，要求带钢轧后水冷的速度≥30℃/s。

由于本发明中涉及的微观组织为低碳回火马氏体，因此，只要带钢在终轧结束后以大于临界冷却速度的冷速冷却至室温即可，在随后的罩退过程中，将罩退温度和时间控制在一定的范围内，即可获得强度、塑性、扩孔等性能均匀的超高强扩孔钢。

罩退过程中，首先，钢卷以≥20℃/s的速度加热至100-300℃，在该温度区间进行12-48h较长时间保温，以便使整个钢卷温度均匀化，有利于组织和性能的稳定。保温温度越低，相应的保温时间越长；反之，保温温度越高，则相应的保温时间越短。最后，钢卷以≤50℃/s的冷速冷却至100℃以下出罩退炉自然冷却即可。

通常情况下，罩退温度越低，则罩退时间越长；反之，罩退温度越高，则罩退时间越短。若罩退温度低于100℃，则强度偏高，扩孔率较低，达不到30％以上扩孔率；若罩退温度高于300℃，则强度难以满足≥1180MPa要求。因此罩退温度选在100-300℃之间。由于采用了高硅成分设计思路，在低温罩退过程中，硅能够有效地抑制钢中渗碳体的形成，同时有利于碳原子从马氏体向残余奥氏体中扩散，进一步提高了残余奥氏体的稳定性，使带钢具有比相同强度级别高强钢更高的延伸率和更好的成形性能。

本发明的有益效果：

(1)采用相对经济的成分设计思路，如不添加或少添加贵重金属元素，同时采用创新性的冷却工艺路径，可获得强度、塑性、韧性、冷弯以及扩孔性能优异的1180MPa级高塑性高扩孔钢；

(2)钢卷或钢板具有优异的超高强度、塑性和韧性匹配，同时还兼具良好的冷弯性能和扩孔翻边性能，其屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1180MPa，且厚度在2-6mm的热轧或酸洗高扩孔钢，同时且具有良好的延伸率(横向A₅₀≥10％)、冷弯性能(d≤4a，180°)以及扩孔性能(扩孔率≥30％)，可应用于汽车底盘、副车架等需要高强减薄和扩孔翻边的零部件制造，具有非常广阔的应用前景。

附图说明

图1为本发明所述1180MPa级洗高扩孔钢制造方法的工艺流程图；

图2为本发明所述1180MPa级高塑性高扩孔钢制造方法中轧制工艺示意图；

图3为本发明所述1180MPa级高塑性高扩孔钢制造方法中冷却工艺示意图；

图4为本发明所述1180MPa级高塑性高扩孔钢制造方法中罩退工艺示意图。

具体实施方式

参见图1～图4，本发明所述1180MPa级高塑性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900-950℃，然后进行3～7个道次轧制且累计变形量≥70％；终轧温度800～900℃；

4)冷却

先进行0～10秒空冷，然后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至Ms点以下某温度，卷取后缓慢冷却冷却至室温；

5)退火

采用罩式退火，加热速度≥20℃/h，罩退温度100-300℃，罩退时间12-48h；以≤50℃/h的冷速将钢板冷却至≤100℃出炉；

6)酸洗

带钢酸洗运行速度可在30～90m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤1.5％，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。

本发明所述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120mm；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≥900MPa，而抗拉强度≥1180MPa，延伸率通常在10-13％之间，冲击功较为稳定，-40℃的低温冲击功稳定在80-110J，残余奥氏体含量随着卷取温度不同而有所变化，扩孔率满足≥30％。

从上述实施例可以看出，本发明所涉及的1180MPa高强钢具有良好的强度、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的零件，具有广阔的应用前景。

Claims (14)

1.一种1180MPa级高塑性高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C 0.06～0.10％，Si0.8～2.0％，Mn 1.5～2.0％，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1180MPa级高塑性高扩孔钢，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，Nb、V含量分别优选为≤0.03％，Cu、Ni含量分别优选为≤0.3％，Cr含量优选为0.2-0.4％，B含量优选为0.0005-0.0015％，Ca含量优选为≤0.002％。

3.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述C含量为0.07-0.09％。

4.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述Si含量为1.0-1.4％。

5.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述Mn含量为1.6-1.9％。

6.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述S含量控制在0.0015％以下。

7.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述Al含量为0.02-0.05％。

8.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述N含量在0.003％以下。

9.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述Ti含量0.01-0.03％。

10.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述Mo含量为0.15～0.35％。

11.如权利要求1所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述高扩孔钢的显微组织为低碳回火马氏体。

12.如权利要求1或11所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢，其特征在于，所述高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率横向A₅₀≥10％、冷弯性能(d≤4a，180°)、扩孔率≥30％。

13.如权利要求1～12任何一项所述的1180MPa级高塑性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900-950℃，然后进行3～7个道次轧制且累计变形量≥70％；终轧温度800～900℃；

4)冷却

先进行0～10秒空冷，然后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至Ms点以下某温度，卷取后缓慢冷却冷却至室温；

5)退火

采用罩式退火，加热速度≥20℃/h，罩退温度100-300℃，罩退时间12-48h；以≤50℃/h的冷速将钢板冷却至≤100℃出炉；

6)酸洗

带钢酸洗运行速度在30～90m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤1.5％，然后漂洗、带钢带钢表面烘干，涂油。

14.如权利要求13所述的1180MPa级高塑性高扩孔钢的制造方法，其特征是，步骤6)酸洗后，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。

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