CN117305731A - 一种高强度高扩孔钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高强度高扩孔钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C0.01～0.10％，Si≤0.2％，Mn 0.5～2.0％，P≤0.02％，S≤0.003％，Al0.01～0.08％，N≤0.004％，Ti 0.05～0.2％，V 0.10～0.50％，O≤0.003％，Mo≤0.5％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；其中，当V 0.10～0.20％时，高扩孔钢的抗拉强度590MPa级、扩孔率≥70％；当V 0.20～0.35％时，高扩孔钢的抗拉强度780MPa级、扩孔率≥50％；当V 0.35～0.50％时，高扩孔钢的抗拉强度980MPa级、扩孔率≥30％。该高扩孔钢具有高强度、高塑性和高扩孔率良好匹配，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制造，具有广阔的应用前景。

Description

一种高强度高扩孔钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高强钢领域，特别涉及一种高强度高扩孔钢及其制造方法。

背景技术

汽车在国民经济发展中占据非常重要的地位。乘用车中许多零部件尤其是底盘和车身的部分零件经常需要用到热轧酸洗产品。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，540MPa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国内正在逐渐开始批量使用，但对延伸率和扩孔率两个成形过程中的重要指标也提出了较高要求，同时对性能稳定性的要求也愈加严格。乘用车企业为了降低工序成本，对材料的性能要求进一步提高。如在生产汽车底盘零件时，为了减少冲压工序，要求材料在高强高塑的同时，对扩孔率指标提出更高要求。如780MPa级高扩孔钢的扩孔率要求在目前保证能力≥50％的基础上进一步提高至≥70％以上。现有高扩孔钢特别是780MPa级高扩孔钢多采用热轧贝氏体+析出强化的思路，工艺路径为中温卷取，温度控制精度和组织均匀性欠佳，使得扩孔率等指标波动较大，在用户端易出现冲压开裂。

780MPa级酸洗高扩孔钢已有较多专利涉及，如：

中国专利CN103602895A涉及了一种低碳Nb-Ti微合金化高扩孔钢，其成分设计特点为低碳高硅Nb-Ti微合金化，扩孔率保证值≥50％，高硅成分设计通常带来钢板表面红铁皮，再加上形成贝氏体所需要的卷取温度区间在500℃左右，钢卷全长温度控制难度大，易造成全长性能波动大。

中国专利CN105821301A涉及了一种800MPa级热轧高强度高扩孔钢，其成分设计特点也是低碳高硅Nb-Ti微合金化，其Ti含量达到很高的程度，为0.15～0.18％，在实际生产过程中，此种成分设计思路不仅带钢表面有红铁皮等缺陷，而且高Ti易形成粗大TiN，对扩孔率稳定性不利。

中国专利CN108570604A涉及了一种780MPa级热轧酸洗高扩孔钢，其成分设计特点为低碳高铝高铬，在工艺设计上采用了三段式冷却工艺。尽管其带钢表面无红铁皮，但高铝的设计容易在实际生产过程中造成浇铸水口堵塞，且工艺过程复杂，三段式冷却工艺控制难度大，扩孔率不高。

上述780MPa级高扩孔钢均采用高Ti作为析出强化元素，根据对已有780MPa级的专利检索后的结果未发现采用高V高扩孔钢方面的专利文献。

上述专利均存在红铁皮、炼钢困难以及带钢全长温度均匀性控制难度大等问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强度高扩孔钢及其制造方法，该高强度高扩孔钢表面质量良好；当钒含量在0.10～0.20％时，屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥590MPa，延伸率A50≥18％，扩孔率≥70％；当钒含量在0.20～0.35％时，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A50≥18％，扩孔率≥50％；当钒含量在0.35～0.50％时，屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率A50≥13％，扩孔率≥30％，实现了优异的表面、强度、塑性和扩孔性能匹配，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：

为满足用户对更高表面质量、更高的强度、塑性和扩孔性匹配等需求，需要对传统高扩孔钢作出颠覆性的改变。

众所周知，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。在相同的强化机制下，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，需要更好地平衡两者之间的关系。另一方面，为获得强度、塑性和扩孔性的良好匹配，较多硅元素的加入似乎是高强高塑高扩孔钢不可或缺的，但是高硅的成分设计带来较差的钢板表面，即在热轧环节形成的红铁皮缺陷在后面的酸洗工序很难清除彻底，使得酸洗高强钢的表面出现条纹状红铁皮，严重影响表面质量。

因此，本发明采用低碳高钛高钒成分设计，不添加硅元素，与传统高扩孔钢多采用高钛加微合金元素完全不同。

具体的，本发明所述的高强度高扩孔钢，其成分重量百分比为：C 0.01～0.10％，Si≤0.2％，Mn 0.5～2.0％，P≤0.02％，S≤0.003％，Al 0.01～0.08％，N≤0.004％，Ti0.05～0.2％，V 0.10～0.50％，O≤0.003％，Mo≤0.5％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；其中，

当V 0.10～0.20％时，高扩孔钢的抗拉强度590MPa级、扩孔率≥70％；

当V 0.20～0.35％时，高扩孔钢的抗拉强度780MPa级、扩孔率≥50％；

当V 0.35～0.50％时，高扩孔钢的抗拉强度980MPa级、扩孔率≥30％。

进一步，还包含Mo≤0.5％，Nb≤0.1％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，B≤0.002％中的一种或一种以上成分。

本发明所述钢的组织为铁素体和贝氏体，其中铁素体内含有纳米TiC，贝氏体内含有纳米VC。

在本发明所述高强度高扩孔钢的成分设计中：

碳，是钢中的基本元素，同时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，由于在热轧阶段所要获得的组织为低碳贝氏体，为获得最终抗拉强度达780MPa级的高强钢，须保证碳含量在0.01％以上；同时，碳含量也不能高于0.10％。碳含量太高，低温卷取时易形成低碳马氏体。因此，本发明将碳含量控制在0.01-0.10％，优选为0.03-0.07％之间；

硅，是钢中的基本元素。前已述及，为了满足用户提出的高强、高塑和高扩孔率的要求，通常在成分设计时添加较多的硅，但是高硅的成分设计带来的是钢板表面质量降低，有较多的红铁皮缺陷。在本发明中，为了保证获得良好的表面质量，在成分设计时应严格控制硅的含量。换言之，硅在本发明中属于杂质元素，考虑到实际炼钢时需要用到硅锰进行脱氧，完全避免硅的添加似乎是比较困难的。根据实际生产的大量统计数据显示，硅含量在0.2％以下时，热轧时可避免出现表面红铁皮缺陷，通常在0.10％以下可保证不出现红铁皮。因此，本发明钢中硅含量控制在0.2％以内，优选为0.10％以内；

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，为保证钢板的强度和晶粒细化效果，Mn含量通常控制在0.5％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，本发明钢中Mn含量一般控制在0.5-2.0％，优选为0.8-1.6％；

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，为了减少MnS的含量，需对S含量严格控制，本发明要求S含量控制在0.003％以内，优选为0.0018％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0.01-0.08％即可；Al含量低于0.01％，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，本发明钢中Al的含量控制在0.01-0.08％之间即可，优选为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V等结合，形成的VN颗粒对钢的性能带来不利的影响，尤其对扩孔性能非常不利。由于VN呈方形，其尖角与基体之间存在很大应力集中，在扩孔变形的过程中，VN与基体之间的应力集中容易形成裂纹源，从而大大降低材料的扩孔性能。由于本发明在成分体系上采用了高钒设计，为了尽量减少VN带来的对扩孔不利影响。因此，本发明将氮含量控制在0.004％以下，优选为0.003％以下；

钛，是本发明中的重要元素。钛加入钢中，一方面可以在高温阶段与N结合形成TiN，起到固氮的作用，有利于后续减少VN形成；另一方面，与N结合之后多余的钛可在第一阶段水冷之后的空冷阶段与碳结合形成纳米TiC，起到强化铁素体的作用。钛的含量至少应在0.05％以上才能具有较强烈的析出强化效果；当钛的含量高于0.20％时，钛的析出强化效果达到饱和状态。因此，本发明钢中钛的含量控制在0.05-0.20％，优选为0.08-0.15％；

钒，是本发明中的重要元素。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。为了充分利用钒的析出强化效果，钢中钒的加入量至少应达到0.10％以上才有明显的析出强化；随着钒含量的增加，钒的析出强化效果逐渐增强，当钒的含量超过0.50％时，钒的析出强化效果饱和且形成的碳化钒尺寸较大，对强度的贡献反而降低。因此，本发明钢中钒的添加量通常≤0.50％；当钒含量在0.10-0.20％之间时，可获得590MPa级高扩孔钢；当V含量在0.20-0.35之间时，可获得780MPa级高扩孔钢；当V含量在0.35-0.50之间时，可获得980MPa级高扩孔钢；

钼，是本发明中的重要元素之一。钼加入钢中可显著推迟铁素体和珠光体相变，有利于获得贝氏体组织。另外，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低碳铁素体和贝氏体组织，而低碳铁素体和贝氏体在焊接之后热影响区易发生软化现象，加入一定量钼可有效减小焊接热影响区的软化程度。但钼的含量也不宜添加过多，一方面增加了合金成本，另一方面对分段冷却过程中铁素体形成起到一定的抑制作用。因此，本发明将钼含量控制在≤0.5％，优选为≤0.3％；

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0.10％，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，本发明钢中铌含量通常控制在≤0.10％，优选为≤0.06％；

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，本发明将Cu含量控制在0.5％以内，优选为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，本发明钢中镍的添加量≤0.5％，优选为≤0.3％；

铬，是本发明中的可添加元素。铬加入钢中主要通过固溶强化或细化组织等方式提高钢的强度。由于本发明中的组织为铁素体和贝氏体加纳米析出碳化物，使得钢的屈服强度和抗拉强度之比即屈强比较高，通常达到0.90以上。加入少量铬元素，可适当降低钢的屈服强度，从而降低屈强比。少量铬的加入还可以起到提高耐蚀性的作用，本发明将铬的加入量控制为≤0.5％，优选为≤0.3％；

硼，是本发明中的可添加元素。硼能够大大提高钢的淬透性，促进贝氏体转变，在中温贝氏体相变时，促进板条贝氏体的转变。因此，本发明钢中加入微量的硼有利于获得细小的板条贝氏体组织，但硼含量不宜过多，过多硼的加入会导致形成马氏体和较多的马奥岛，对塑性和扩孔不利。故本发明钢中硼的添加量控制在≤0.002％，优选为≤0.001％；

氧是本发明中的杂质元素，为了获得性能更优异的钢卷，钢中氧的含量越低越好，但更低的氧化量会提高炼钢成本，在保证带钢性能的条件下，本发明钢中氧含量控制在0.003％以内，优选为0.002％以内。

现有高强钢添加微合金元素V主要目的是细化晶粒，其添加量一般在0.1％以内，且未检索到采用高V成分设计的高扩孔钢方面的相关专利文献。

本发明在成分设计上除添加高V外，还复合添加高Ti。添加较多V的主要目的是与C结合，形成弥散分布的纳米VC，起到析出强化作用。高Ti高V成分设计与分段冷却工艺相结合，铁素体形成区间在铁素体晶粒内部形成纳米TiC，贝氏体形成区间在贝氏体内部形成纳米VC。通过成分和工艺的配合，在铁素体中引入纳米TiC可减小铁素体与贝氏体之间性能差异，有利于扩孔率提高；通过V含量的不同，控制贝氏体的强度，可获得不同强度级别的高扩孔钢，满足下游用户对不同强度级别高扩孔钢的需求。

本发明所述的高强度高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分采用转炉或电炉冶炼，真空炉二次精炼，铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭再加热

加热温度≥1200℃，保温时间：1～2小时；

3)热轧、冷却

热轧的开轧温度1050～1150℃，在1050℃以上3～5道次大压下轧制且累计变形量≥50％，随后中间坯待温至950～1000℃，然后进行最后3～7道次轧制且累计变形量≥70％，终轧温度在800～950℃；

冷却采用分段冷却，终轧后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至600～750℃之间，空冷1～10秒后，再以≥10℃/s的冷速冷却至400～550℃之间卷取，然后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

进一步，步骤4)酸洗，带钢酸洗运行速度在30～140m/min，酸洗温度控制在75～85℃，拉矫率控制在≤3％，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，获得酸洗高强度高扩孔钢。

在本发明所述的高强度高扩孔钢的制造方法中：

传统高钛型高扩孔钢大多采用高温卷取工艺，而本发明采用了创新性的分段冷却和中温卷取工艺，并与独特的高钛高钒成分设计结合，开发出不同强度级别即590、780和980MPa级高扩孔钢系列产品。

在轧后第一次水冷后的空冷阶段，形成所需数量的铁素体并在铁素体晶粒内部析出纳米碳化钛，提高铁素体的性能；在第二次水冷后的中温卷取阶段，利用钒的析出作用，在贝氏体中形成纳米碳化钒，提高贝氏体的强度，通过成分和工艺的创新，获得了纳米碳化钛强化的铁素体和纳米碳化钒强度的贝氏体组织。通过对钒含量的不同设计，可获得不同强度级别的高扩孔钢系列产品，表现出成分和工艺的创新性以及由此带来的组织和性能的独特性。纳米TiC和VC分别赋予铁素体和贝氏体更高的强度和更平衡的性能。

热轧开轧温度为1050～1150℃，在1050℃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，同时保留更多的固溶钛；随后中间坯待温至950-1000℃，然后进行最后3-7个道次轧制且累计变形量≥70％；在800-950℃之间终轧结束后，以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至600-750℃，空冷1-10秒，然后再以≥10℃/s的冷速将钢板继续冷却到400-550℃，卷取后缓冷至室温。

在粗轧和精轧阶段，轧制节奏应尽量快速完成，保证更多的固溶钛和钒在奥氏体中。高温终轧结束后，带钢以≥30℃/s的冷却速度首先冷却到600-750℃，在空冷阶段形成铁素体和铁素体晶内纳米TiC，随后以≥10℃/s的冷速水冷至400-550℃以获得贝氏体和纳米析出VC，最终获得以铁素体和贝氏体以及铁素体和贝氏体内部纳米析出TiC和VC为主的微观组织。

卷取后的热轧带钢经过酸洗之后即可获得酸洗高扩孔钢。酸洗工艺按照现场常规酸洗工艺即可，即带钢酸洗运行速度在30～140m/min的区间内调整，酸洗温度控制在75～85℃之间，拉矫率控制在≤3％，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。

现有技术相比，本发明的优点在于：

与中国专利CN103602895A和CN105821301A采用高硅成分设计相比，本发明采用了独特的，即采用不含硅、高铝的成分设计，避免带钢表面出现红铁皮，提高酸洗高强钢的表面质量。

与中国专利CN108570604A相比，尽管其硅含量在0.05～0.5％，但仍无法保证带钢表面完全消除红铁皮缺陷，且三段冷却工艺控制难度大，性能稳定性难以保证。

中国专利CN105154769A由于成分设计中含有钼等抑制铁素体相变的元素，使得相变过程发生在卷取之后，实际生产中存在钢卷内外圈性能波动大的问题等。

本发明采用创新性的低碳高钛高钒成分设计，结合创新性的分段冷却和中温卷取工艺，可获得表面、强度、塑性和扩孔性能优异的不同强度级别的热轧酸洗高扩孔钢且性能稳定性良好。

利用本发明所提供的技术制造获得的高强度酸洗高扩孔钢的抗拉强度≥590～≥980MPa，且，具有良好的延伸率(横向A50≥13～≥18％)和高扩孔性能(扩孔率≥30％～≥70％)，表现出优异的表面、强度、塑性和扩孔性能匹配，还可根据实际需要调整成分和工艺，从而获得不同强度等级的高扩孔钢，可应用于汽车底盘、副车架等需要高强减薄和扩孔翻边等复杂零部件的制造，具有非常广阔的应用前景。

附图说明

图1为本发明所述高强度高扩孔钢的轧制和冷却工艺示意图；

图2为本发明所述高强度高扩孔钢的轧后冷却工艺示意图。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例钢的成分参见表1，成分余量包含Fe和不可避免杂质。

本发明实施例的工艺路径为：冶炼、铸造－铸坯或铸锭再加热－热轧、冷却，如图1、图2所示。表2为本发明实施例钢的生产工艺参数。表3为本发明实施例钢的性能参数。

从表1可以看出，本发明实施例成分设计为低碳高钛高钒且不含硅，而对比例的成分设计为低碳高硅高钛不含钒，两者在成分设计方面存在显著差异。

从表3可以看出，通过对成分与关键工艺过程参数进行定量化设计和精确控制，可获得屈服强度≥500～≥800MPa，抗拉强度≥590～≥980MPa，延伸率A50≥13～≥18％，扩孔率≥30～≥70％的三种不同强度级别的高扩孔钢，本发明所述高扩孔钢具有高强度、高塑性和高扩孔率良好匹配，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制造，具有广阔的应用前景。

Claims (20)

1.一种高强度高扩孔钢，其成分重量百分比为：C 0.01～0.10％，Si≤0.2％，Mn 0.5～2.0％，P≤0.02％，S≤0.003％，Al 0.01～0.08％，N≤0.004％，Ti 0.05～0.2％，V 0.10～0.50％，O≤0.003％，Mo≤0.5％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；其中，

当V 0.10～0.20％时，高扩孔钢的抗拉强度590MPa级、扩孔率≥70％；

当V 0.20～0.35％时，高扩孔钢的抗拉强度780MPa级、扩孔率≥50％；

当V 0.35～0.50％时，高扩孔钢的抗拉强度980MPa级、扩孔率≥30％。

2.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，还包含Mo≤0.5％，Nb≤0.1％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，B≤0.002％中的一种或一种以上成分。

3.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，C 0.03-0.07％。

4.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Si≤0.10％。

5.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Mn 0.8～1.6％。

6.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，S≤0.0018％。

7.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Al 0.02～0.05％。

8.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，N≤0.003％。

9.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，O≤0.002％。

10.如权利要求1所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Mo≤0.3％。

11.如权利要求2所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Nb≤0.06％。

12.如权利要求2所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Ti 0.08～0.15％。

13.如权利要求2所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Cu≤0.3％。

14.如权利要求2所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Ni≤0.3％。

15.如权利要求2所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，Cr≤0.3％。

16.如权利要求2所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，B≤0.001％。

17.如权利要求1～16任一项所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，所述钢的组织为铁素体和贝氏体，其中，铁素体内含有纳米TiC，贝氏体内含有纳米VC。

18.如权利要求1～17任一项所述的高强度高扩孔钢，其特征在于，所述高强度高扩孔钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％。

19.如权利要求1～18任一项所述的高强度高扩孔钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1～16任一项所述的成分采用转炉或电炉冶炼，真空炉二次精炼，铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭再加热

加热温度≥1200℃，保温时间：1～2小时；

3)热轧、冷却

热轧的开轧温度1050～1150℃，在1050℃以上3～5道次大压下轧制且累计变形量≥50％，随后中间坯待温至950～1000℃，然后进行最后3～7道次轧制且累计变形量≥70％，终轧温度在800～950℃；

冷却采用分段冷却，终轧后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至600～750℃之间，空冷1～10秒后，再以≥10℃/s的冷速冷却至400～550℃之间卷取，然后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

20.如权利要求19所述的高强度高扩孔钢的制造方法，其特征是，步骤4)酸洗，带钢酸洗运行速度在30～140m/min，酸洗温度控制在75～85℃，拉矫率控制在≤3％，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，获得酸洗高强度高扩孔钢。