CN105154769A - 一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法，该钢化学成分的质量百分比为：0.03％≤C≤0.07％，Si≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.05％，N≤0.005％，0.08≤Ti≤0.20％，0.15％≤Mo≤0.25％，O≤0.003％，其余为Fe以及不可避免的杂质元素，且需同时满足：0.25≤Ti/Mo≤1.5，0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％。经过冶炼、铸造、高温加热、热轧、卷取工艺制造得到本发明的高强度高扩孔钢，其屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且厚度为3～6mm时扩孔率≥70％的高强度高扩孔钢。

Description

一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法

技术领域

本发明属于热轧高强钢技术领域，具体涉及一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法。

背景技术

随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，在汽车尤其是乘用车领域，高强减薄或汽车结构轻量化已成为国际上汽车制造厂商的重要研究方向。从节能减排的角度看，提高汽车燃油效率主要有两个途径：一是开发燃油效率更高的发动机；二是采用高强钢或轻钢来降低车身重量从而降低排放量。

乘用车的底盘和悬架等部件由于结构复杂通常需要采用扩孔率较高的钢板才能保证冲压成形过程不开裂。钢板的扩孔性与强度之间是相互矛盾的关系，高强度通常意味着较低的扩孔性能。因此，为了冷成形制造出汽车底盘和悬架等部件，汽车厂商通常采用440MPa和590MPa等较低强度级别的高扩孔钢，这就限制了这些部件的高强减薄的潜力。

目前高扩孔钢的强度级别主要集中在440和590MPa强度级别上，其显微组织主要是铁素体和贝氏体，有时含少量的马氏体组织。钢板的扩孔性能与多种因素有关，这些因素主要包括夹杂物水平、组织中各相的性能差异、组织均匀性、屈强比以及组织类型等。从组织类型角度看，铁素体型和贝氏体型的组织具有比较高的扩孔性能，但其强度相对较低，难以达到780MPa及以上级别，这也是目前高扩孔钢主要集中在440和590MPa两个强度级别上的主要原因。铁素体和马氏体组织虽然具有较低的屈强比和较高的强度，但由于铁素体和马氏体两相性能差异大，其扩孔性在同样强度级别不同组织类型的高强钢中表现最差。

为了解决钢板的扩孔性与强度间的矛盾，迫切需要开发一种更高强度如780MPa甚至980MPa级、同时又具有与低强度钢板相当的扩孔性和翻边性能。

发明内容

本发明的目的在于提供一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法，可用于制造屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且厚度为3～6mm时扩孔率≥70％的高强度高扩孔钢板，该钢板表现出优异的强度、扩孔性、塑性和韧性匹配，满足汽车底盘和悬架等部件对于高强减薄以及复杂成形的要求。

本发明通过设计准确合理的成分和与之相匹配的工艺设计生产出一种抗拉强度达780MPa级的高强度高扩孔钢。具体思路是：加入较高含量的Ti以保证在热轧卷取阶段在铁素体中析出大量弥散细小的纳米碳化物，起到强烈的弥散析出强化效果；添加适量的Mo以保证在卷取缓慢冷却的过程中纳米粒子的高温热稳定性，避免纳米碳化物发生粗化而使其弥散析出强化效果减弱。同时，热轧过程中在终轧结束后应以较高的冷速使带钢快速冷却至合适的卷取温度，使带钢获得由细小的等轴铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基微观组织，从而既保证了高强度又获得高扩孔率(≥70％)。本发明通过控制铁素体和纳米碳化物的尺寸级别，可获得抗拉强度达780MPa级的高强度高扩孔钢，应用在汽车悬架和摆臂等需要高强减薄和复杂成形的部位。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其化学成分的质量百分比为：0.03％≤C≤0.07％，Si≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.05％，N≤0.005％，0.08≤Ti≤0.20％，0.15％≤Mo≤0.25％，O≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：1.5≤Ti/Mo≤0.25，0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％。

优选的，所述钢板的化学成分中Si≤0.15％，1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

进一步，所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的微观组织结构是由细小等轴或类针状铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基微观组织。

所述的微观组织中铁素体晶粒的尺寸≤5μm，纳米碳化物的尺寸≤10nm。

所述780MPa级热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且厚度为3～6mm的钢板的扩孔率≥70％。

在本发明的成分设计中：

C：C是钢中的基本元素，也是本发明的重要元素之一。C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。本发明为了获得抗拉强度达780MPa级的高强钢，必须保证C含量在0.03％以上；同时C含量也不能太高，否则在高温卷取过程中会形成少量的珠光体类型的组织，不能形成全铁素体微观组织，对扩孔性能造成不利影响。

本发明中C的加入量与Ti和Mo的加入量密切相关，因为本发明成分设计的一个重要原则是保证加入的C应全部与Ti和Mo原子相结合并形成大量弥散细小的且具有高热稳定性的纳米级(Ti，Mo)C粒子。这些纳米粒子在高温卷取后的缓慢冷却过程中可有效抑制铁素体晶粒长大，同时起到析出强化效果。

同时，尽管理论上，只要C、Ti和Mo的添加量按照(Ti，Mo)C碳化物原子百分比添加或者高于原子百分比添加更多的Ti或Mo就可以将C原子全部固定，从而避免形成少量的珠光体类型的组织。但在实际生产过程中，由于Ti和Mo元素的固碳能力并不能完全发挥，钢板组织中仍不可避免地出现极少量珠光体类型组织，对高强钢的扩孔性能造成不利影响。因此，C含量必须控制在0.07％以下。

Si：Si是钢中的基本元素，但在本发明中Si在炼钢过程起到部分脱氧的作用。Si在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时Si还有较强的固溶强化效果。但Si容易在轧制后的钢板表面形成不均匀分布的“红铁皮”，这些“红铁皮”在随后的酸洗过程中难以彻底去除。虽然钢板在制造汽车悬架和摆臂过程中没有明显不良影响，但在构件的涂漆过程中，由于钢板表面“红铁皮”去除不彻底，涂漆之后构件表面容易产生色差。当Si含量在0.2％以下时不易产生“红铁皮”，因此，本发明控制Si含量≤0.2％，优选的，Si≤0.15％。

Mn：Mn是钢中最基本的元素，同时也是本发明最重要的元素之一。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。本发明为保证钢板的强度，Mn含量应控制在1.0％以上，Mn含量过低，过冷奥氏体不够稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，当Mn的含量超过2.0％，炼钢时容易发生Mn偏析，板坯连铸时易发生热裂。因此，本发明控制Mn含量为1.0～2.0％，优选范围为1.2～1.8％。

P：P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P含量越低越好，控制P≤0.02％较好且不提高炼钢成本。

S：S是钢中的杂质元素。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，降低钢板的横向拉伸性能。因此，钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。

Al：Al在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中Al的含量一般不低于0.02％；同时，若Al的含量若超过0.06％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，本发明将铝的含量控制在0.02～0.06％。

N：N在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。N是钢中不可避免的元素，这些固溶或游离的N元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的“锯齿裂”缺陷。本发明通过添加强碳化物或氮化物形成元素Ti，形成稳定的TiN从而固定N原子。但本发明成分设计思路主要是获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物，而且Ti与N的结合力大于Ti与C之间的结合力，为了尽量减少TiN的形成量，钢中N含量应控制得越低越好，且需满足0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％，才能获得高强度和全铁素体基型微观组织。因此，本发明控制N含量在0.005％以内且越低越好。

Ti：Ti是本发明的重要元素之一。本发明加入较高含量的Ti主要目的是为了在奥氏体向铁素体转变过程中，在铁素体基体中形成更多的纳米级碳化物，同时需要添加一定量Mo元素以保证纳米级碳化物在高温时仍具有较强的抗粗化能力，即具有高的热稳定性。本发明中纳米级碳化物的最佳析出温度主要与Ti的含量密切相关，在高温卷取温度600～700℃内，Ti发挥最佳析出强化效果的含量范围为0.08～0.20％。

Mo：Mo也是本发明的关键元素之一。Mo与C之间也有较强的结合力，但Mo与C结合形成的碳化物在奥氏体中有很大的固溶度。因此，与Ti相比，MoC通常大部分在铁素体中析出，但Mo具有良好的高温热稳定性。本发明研究发现，单纯添加Ti的高强钢中，TiC在600～700℃的高温卷取过程中粗化现象比较严重，钢卷缓慢冷却至室温后TiC的弥散强化效果会大大减弱。添加一定量的Mo元素之后，由于形成(Ti，Mo)C不仅需要Ti原子的扩散，同时还需要Mo元素的扩散，而Mo的扩散过程是非常缓慢的。因此，使得(Ti，Mo)C的粗化过程比单一TiC的粗化过程缓慢得多，从而使(Ti，Mo)C具有更高的热稳定性。同时，Ti和Mo的含量必须满足0.25≤Ti/Mo≤1.5才能达到最佳效果。本发明中Mo的含量控制在0.15～0.25％时，其与Ti形成的(Ti，Mo)C具有最强的高温热稳定性。

Ti、Mo：Ti与Mo必须满足0.25≤Ti/Mo≤1.5，钢中形成的纳米级(Ti，Mo)C才能同时达到最大体积分数和最小平均尺寸，能最大程度发挥弥散析出强化效果，使得钢板的强度达到780MPa级高强度。

O：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中O含量通过Al脱氧之后一般都可以达到0.003％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0.003％以内即可。

在成分设计上，N、Ti和Mo的含量必须满足一定的关系：0.25≤Ti/Mo≤1.5，0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％。高Ti含量的添加主要目的是为了在带钢卷取过程中析出弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的析出强化效果；同时加入适量的Mo元素是为了在卷取后的缓慢冷却过程中保持Ti的碳化物的高温热稳定性，强化纳米碳化物的析出强化效果的持续时间；而碳含量的设计一方面要保证强度，同时N也要与Ti和Mo含量相配合，满足0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％，最终获得全铁素体类型的微观组织而不含影响扩孔性能的珠光体类型的组织。因此，只有满足上述关系，同时配合所要求的制造工艺，才能获得具有高强度高扩孔率的先进高强钢。

本发明所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按下述化学成分进行冶炼、精炼、连铸成铸坯或铸锭，化学成分的质量百分比为：0.03％≤C≤0.07％，Si≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.05％，N≤0.005％，0.08≤Ti≤0.20％，0.15％≤Mo≤0.25％，O≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：0.25≤Ti/Mo≤1.5，0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度≥1230℃，加热时间1～2小时；

3)热轧

开轧温度为1080～1200℃，粗轧累计变形量≥50％；中间坯待温至900～950℃，进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至600～700℃；

4)卷取

卷取温度600～700℃，卷取后以≤20℃/h的冷速空冷至室温。

优选的，所述钢板的化学成分中Si≤0.15％，1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

进一步，本发明制备的780MPa级热轧高强度高扩孔钢微观组织结构是由细小等轴或类针状铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基微观组织。

所述的微观组织中铁素体晶粒的尺寸≤5μm，纳米碳化物的尺寸≤10nm。

本发明制备的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且厚度为3-6mm钢板的扩孔率≥70％。

本发明的制造工艺设计的理由如下：

在轧制工艺设计上，为了配合高Ti的成分设计，铸坯(锭)的加热温度必须≥1230℃，以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗轧和精轧阶段，轧制过程应尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段过多Ti的碳氮化物析出。

同时，对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热温度是一个很重要的工艺参数。本发明控制加热温度≥1230℃，主要目的是在加热的板坯中固溶尽可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高(≥1300℃)，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低，因此，必须保证高的加热温度才有可能在最终的卷取过程中获得更多的纳米碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须≥1230℃；加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，只要不超过钢坯的液相线温度即可。

铸坯(锭)的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在这一阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的“烧透”。但，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中板坯在加热炉中发生“断坯”现象。因此，根据板坯厚度不同，加热温度通常控制在1～2小时即可。

板坯出炉开始轧制时应保持较快轧制节奏，以尽量减少在粗轧和精轧阶段Ti的析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在此温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十微米，对最终的析出强化效果不大。因此，热轧阶段应尽快完成以保留更多的Ti原子在卷取过程中析出。

本发明轧制工艺包括粗轧和精轧两个阶段，粗轧阶段只要轧到要求的中间坯厚度即可，中间坯厚度通常在40～60mm；而精轧阶段采用较少的道次(3～5个道次)，较大的变形量(累计变形量≥70％)，主要是获得含有较多位错的“硬化”的奥氏体，以利于后续的相变过程中获得细小的铁素体。

在终轧结束后应以≥100℃/s的高冷速快速冷却至卷取温度。这是由于，钢板轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短的时间内完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后冷却过程发生铁素体相变时，形成的铁素体晶粒也较为粗大，通常在5～20μm之间，对提高钢板的强度不利。

卷取温度控制在600～700℃：主要目的是为了获得近等温转变的细小均匀的铁素体。当卷取温度接近下限600℃时，获得的是类针状铁素体；当卷取温度接近上限700℃时，获得的是等轴状细小铁素体。

卷取后控制冷却速度≤20℃/h：是为了保证碳化物在600～700℃的温度范围内有充分的时间析出，从而获得最大的析出强化效果。细小的铁素体晶粒所起到的细晶强化和纳米级的碳化物析出所起的析出强化综合起来赋予钢板优异的综合性能。

本发明高强度高扩孔钢的微观组织是全部铁素体和纳米碳化物组织，其高强度主要来自两个方面：一是纳米析出强化，根据经典的Orowan机制，纳米碳化物对强度的贡献大约在100～300MPa之间，但仅有纳米析出强化是远远不够的；钢板的高强度还必须来自于细小的铁素体晶粒的贡献。本发明钢要达到780MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在5μm以下，这就需要钢板在终轧结束后必须快速冷却至卷取温度。

由于本发明为低碳或超低碳钢，铁素体相变驱动力大，很容易形成铁素体相。因此，带钢终轧后的冷却速度应足够快，必须≥100℃/s，避免在冷却过程中形成铁素体，而是在带钢卷取之后缓慢冷却的过程中形成细小的铁素体和纳米级碳化物。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、韧性以及扩孔性能均非常优异的高强钢。

本发明通过合理的成分设计，同时配合创新性的热轧工艺可获得强度、塑性和韧性均优异的高强度高扩孔钢板。该高强度高扩孔钢板的组织为全铁素体和纳米析出碳化物粒子。其中，铁素体晶粒尺寸为4～5μm，铁素体形态为等轴型或类针状型。该钢板在抗拉强度达到780MPa高强度的同时，仍具有≥70％的高扩孔率。

本发明的有益效果：

1.本发明采用相对经济的成分设计思路，配合现有的热连轧产线就可以生产出具有高强度和高扩孔性能的先进高强钢。

2.本发明制造的高强度高扩孔钢的屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且厚度为3-6mm的钢板的扩孔率≥70％，表现出优异的强度、塑性和韧性匹配，同时具有优异的扩孔性能。

3.相对于目前汽车行业广泛使用的440MPa和590MPa级高扩孔钢，本发明在提高钢板强度的同时仍具有优异的扩孔和翻边性能，可应用于汽车底盘和悬架等需要复杂成形的构件，起到高强减薄效果，具有极大的应用前景。

附图说明

图1为本发明实施例1钢的典型金相照片。

图2为本发明实施例2钢的典型金相照片。

图3为本发明实施例3钢的典型金相照片。

图4为本发明实施例4钢的典型金相照片。

图5为本发明实施例5钢的典型金相照片。

具体实施方式

结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例的制造工艺，表3为本发明实施例钢板的力学性能。

本实施例的工艺流程：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)再加热→热轧+分段冷却工艺→钢卷。

参见图1-图5，从金相照片上可以看出，本发明钢板的显微组织为细小的铁素体+纳米级碳化物(纳米级碳化物从金相照片上无法分辨)，铁素体平均晶粒尺寸约4～5μm，组织中未出现对扩孔性不利的珠光体类型的组织。

如图1和图4所示，当终轧温度相对较低时，铁素体呈现不规则或类似针状特征，这与较低终轧温度下形变奥氏体中位错分布不均匀导致后续冷却过程中铁素体相变不均匀有关。同时，实施例1、4钢中Mo的含量相对较高，而Mo元素同样具有促进类针状铁素体组织形成的作用，这些因素导致实施例1、4钢的显微组织与其他三个实施例的显微组织有所差别，但其最终的力学性能以及扩孔性能并未有明显差异。

Claims (12)

1.一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其化学成分的质量百分比为：0.03％≤C≤0.07％，Si≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.05％，N≤0.005％，0.08≤Ti≤0.20％，0.15％≤Mo≤0.25％，O≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：1.5≤Ti/Mo≤0.25，0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％。

2.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述的化学成分中Si≤0.15％，以质量百分比计。

3.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述的化学成分中1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

4.根据权利要求1-3任一项所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的微观组织是由细小等轴或类针状铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基微观组织。

5.根据权利要求4所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述的微观组织中铁素体晶粒的尺寸≤5μm，纳米碳化物的尺寸≤10nm。

6.根据权利要求1-3任一项所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且3～6mm厚度钢板的扩孔率≥70％。

7.一种如权利要求1～6任一项所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按下述化学成分进行冶炼、精炼、连铸成铸坯或铸锭，化学成分的质量百分比为：0.03％≤C≤0.07％，Si≤0.2％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.05％，N≤0.005％，0.08≤Ti≤0.20％，0.15％≤Mo≤0.25％，O≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：0.25≤Ti/Mo≤1.5，0.03％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.07％；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度≥1230℃，加热时间为1～2小时；

3)热轧

开轧温度为1080～1200℃，粗轧累计变形量≥50％；中间坯待温至900～950℃，进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至600～700℃；

4)卷取

卷取温度600～700℃，卷取后以≤20℃/h的冷速空冷至室温。

8.根据权利要求7所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，所述的化学成分中Si≤0.15％，以质量百分比计。

9.根据权利要求7所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，所述的化学成分中1.2％≤Mn≤1.8％，以质量百分比计。

10.根据权利要求7-9任一项所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，制备得到的所述780MPa级热轧高强度高扩孔钢微观组织是由细小等轴或类针状铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基微观组织。

11.根据权利要求10所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，所述的微观组织中铁素体晶粒的尺寸≤5μm，纳米碳化物的尺寸≤10nm。

12.根据权利要求7-9任一项所述的780MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，制备得到的所述780MPa级热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，且3～6mm厚度钢板的扩孔率≥70％。