CN115491598B - 一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法，属于钢材制备技术领域，所述1180MPa级相变诱发塑性钢包括以下组分：C、Si、Mn、Cr、Ti、P、S、N、Fe和来自制备所述1180MPa级相变诱发塑性钢的杂质；以质量分数计，在所述1180MPa级相变诱发塑性钢中，所述Si的含量为：0.5％～1％，所述Cr的含量为：0.3％～0.8％，所述Ti的含量为：0.015％～0.03％。本申请通过控制在所述1180MPa级相变诱发塑性钢钢材中Si、Cr和Ti用量，在确保1180MPa级抗拉强度下，使得超高强度钢同时具有高扩孔性和高延伸率的特性。

Description

一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及钢材制备技术领域，尤其涉及一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车安全要求与轻量化标准的逐年提高，汽车用钢向更高强度级别发展。同时，其用途的不断扩大，对性能要求越来越高，不仅要有较高的强度还要具备良好的成形性，如高延伸率、高屈服、弯曲性、扩孔性等等。
传统的相变诱导塑性钢的组织为高塑性的软质相铁素体基体和硬质的第二相贝氏体及少量的残余奥氏体，组织硬度差异较大。目前，现有相变诱发塑性钢在确保1180MPa级抗拉强度下，无法兼具有高扩孔性和高延伸率的技术问题。
发明内容
本申请实施例提供了一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法，以解决现有1180MPa级相变诱发塑性钢无法兼具有高扩孔性和高延伸率的技术问题。
第一方面，本申请实施例提供了一种1180MPa级相变诱发塑性钢，所述1180MPa级相变诱发塑性钢包括以下组分：C、Si、Mn、Cr、Ti、P、S、N、Fe和来自制备所述1180MPa级相变诱发塑性钢的杂质；
以质量分数计，在所述1180MPa级相变诱发塑性钢中，所述Si的含量为：0.5％～1％，所述Cr的含量为：0.3％～0.8％，所述Ti的含量为：0.015％～0.03％。
进一步地，以质量分数计，所述1180MPa级相变诱发塑性钢包括以下组分：
C：0.18％～0.20％，Si：0.5～1％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和来自制备所述1180MPa级相变诱发塑性钢的杂质。
进一步地，以体积分数计，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的金相组织包括：贝氏体铁素体相基体70％～85％；残余奥氏体5％～10％。
进一步地，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的扩孔率大于40％，A50延伸率大于15％，屈服强度大于850MPa。
第二方面，本申请实施例提供了一种第一方面所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用含有与第一方面所述的1180MPa级相变诱发塑性钢相同化学成分的钢水进行冶炼，后连铸，得到板坯；
将所述板坯进行加热、粗轧和精轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，后第一卷取，得到热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷；
将所述冷硬卷进行连续退火，得到退火带钢；
将所述退火带钢进行平整，后第二卷取，得到所述1180MPa级相变诱发塑性钢。
进一步地，所述冶炼的工艺参数包括：转炉终点目标温度为1650～1670℃；采用Al-Fe脱氧。
进一步地，所述加热的工艺参数包括：加热温度为1220～1280℃；所述精轧的工艺参数包括：终轧温度为870～920℃。
进一步地，所述第一卷取的工艺参数包括：温度为550～620℃。
进一步地，所述冷轧的工艺参数包括：冷轧压下率为50％～60％。
进一步地，所述连续退火包括预热段、第一加热段、均热段、第一冷却段、第二加热段和第二冷却段；
所述预热段包括：由室温以8℃/s～12℃/s的速率加热至215℃～225℃；
所述第一加热段包括：由215℃～225℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至840℃～870℃；
所述均热段包括：保持840℃～870℃并保温60s～150s；
所述第一冷却段包括：由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至280℃～320℃；
所述第二加热段包括：由280℃～320℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至350℃～400℃，保温120s～180s；
所述第二冷却段包括：由350℃～400℃以2℃/s～4℃/s的速率冷却至155℃～170℃。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供了一种1180MPa级相变诱发塑性钢，该相变诱发塑性钢为一种1180MPa级的贝氏体基体相变诱发塑性钢，通过控制在所述1180MPa级相变诱发塑性钢钢材中Si、Cr和Ti用量，使得超高强度钢同时具有高扩孔性和高延伸率的特性。主要原理如下：控制Si的含量为：0.5％～1％，可禁止渗碳体析出，使碳富集于奥氏体中，获得一定含量的奥氏体，提高延伸率；同时，提高软相强度，减少硬相和软相之间的硬度差异，细化低温硬相组；控制所述Cr的含量为：0.3％～0.8％，保证引入的所需硬相含量，细化低温硬相组织，提高屈服强度；控制所述Ti的含量为：0.015％～0.03％，可细化微观组织，提高扩孔性。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的一种1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法的流程示意图；
图2为本申请实施例提供的一种1180MPa级相变诱发塑性钢微观结构图。
具体实施方式
下面将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
随着汽车安全要求与轻量化标准的逐年提高，汽车用钢向更高强度级别发展。同时，其用途的不断扩大，对性能要求越来越高，不仅要有较高的强度还要具备良好的成形性，如高延伸率、高屈服、弯曲性、扩孔性等等。
传统的相变诱导塑性钢的组织为高塑性的软质相铁素体基体和硬质的第二相贝氏体及少量的残余奥氏体，组织硬度差异较大。在成形过程中，应力主要集中在硬质相附近的软相中产生局部应变变形，从而损害凸缘翻边性能和弯曲性能。因此，在成形过程中出现开裂问题。开裂又分边部和内部开裂。一般为了避免边部开裂钢需要具有高的扩孔性，而避免内部开裂钢则需要具有一定的延伸率。
采用通过平整预屈服或引入析出物虽然可以减小硬质相和软质相硬度差异，一定程度改善凸缘翻边性能和弯曲性能，但其本质结构未变，不能彻底解决相变诱导塑性钢在扩孔方面的缺陷，同时还要损失一定的延伸率。因此，需要开发不损失延伸率情况下具有高扩孔性的高强钢。
本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
第一方面，本申请实施例提供了一种1180MPa级相变诱发塑性钢，所述1180MPa级相变诱发塑性钢包括以下组分：C、Si、Mn、Cr、Ti、P、S、N、Fe和来自制备所述1180MPa级相变诱发塑性钢的杂质；
以质量分数计，在所述1180MPa级相变诱发塑性钢中，所述Si的含量为：0.5％～1％，所述Cr的含量为：0.3％～0.8％，所述Ti的含量为：0.015％～0.03％。
本申请实施例提供了一种1180MPa级相变诱发塑性钢，该相变诱发塑性钢为一种1180MPa级的贝氏体基体相变诱发塑性钢，通过控制在所述1180MPa级相变诱发塑性钢钢材中Si、Cr和Ti用量，使得超高强度钢同时具有高扩孔性和高延伸率的特性。主要原理如下：控制Si的含量为：0.5％～1％，可禁止渗碳体析出，使碳富集于奥氏体中，获得一定含量的奥氏体，提高延伸率；同时，提高软相强度，减少硬相和软相之间的硬度差异，细化低温硬相组；控制所述Cr的含量为：0.3％～0.8％，保证引入的所需硬相含量，细化低温硬相组织，提高屈服强度；控制所述Ti的含量为：0.015％～0.03％，可细化微观组织，提高扩孔性。
作为本发明实施例的一种实施方式，以质量分数计，所述1180MPa级相变诱发塑性钢包括以下组分：
C：0.18％～0.20％，Si：0.5～1％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和来自制备所述1180MPa级相变诱发塑性钢的杂质。
本申请中各化学成分设计中控制原理如下：
C：0.18％～0.20％，C是最有效的固溶强化元素，是保证钢硬质相含量的最重要的元素，因此需要把C的重量百分含量控制在0.18～0.20％以内，过小不能保证硬质相含量，很难达到所需强度，过大会恶化焊接性。
Si：0.5％～1％，Si是抑制渗碳体析出的重要元素，因此需要把Si的重量百分含量控制在0.5％～1％，过小很难抑制渗碳体析出，导致产生少量的残余奥氏体，影响钢的延性，过大热轧过程导致大量氧化铁皮，导致表面缺陷。
Mn：1.8％～2.5％，Mn是固溶强化元素同时稳定奥氏体重要元素，因此本发明将Mn的重量百分含量控制在1.8％～2.5％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性和焊接性。
Cr：0.3％～0.8％，Cr是固溶强化元素，是提高淬透性、提高钢板强度。本发明将Cr的重量百分含量控制在0.3％～0.8％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性。
Ti：0.015％～0.03％，Ti通过细化晶粒和析出强化提高钢组织均匀性，因此本发明将Ti含量控制在0.015％～0.03％，过小起不到晶粒细化作用，过大易于C结合析出，从而减少形成硬质相的有效碳含量，降低强度。
P：磷容易使钢的可塑性及韧性明显下降，因此含量要求尽可能低，需要控制P的重量百分含量控制在0.01％以下。
S：在钢中S是有害杂质元素，使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。因此控制S的重量百分含量在0.01％以下。
N≤0.004％，氮与碳一样，也是固溶元素。随着钢中N含量的增加，将导致其冲压加工性能变坏，同时，固溶N是造成镀锌板成品时效的主要原因，特别是对于平整后的应变时效作用，氮的影响尤其大，因此要求N尽量低。对本发明镀锡板来说，钢中的N含量应控制在0.004％以下。
作为本发明实施例的一种实施方式，以体积分数计，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的金相组织包括：贝氏体铁素体相基体70％～85％；残余奥氏体5％～10％。
本申请中，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的金相组织包括：贝氏体铁素体相基体70％～85％；残余奥氏体5％～10％。该金相组织中细小均匀硬质相基体提供高扩孔性，而残余奥氏体的TRIP(相变诱发塑性)效应提供了钢的延性。在一些具体实施例中，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的金相组织还包括：其他5-25％的回火马氏体和铁素体组成。
本申请中，贝氏体铁素体相基体是指贝氏体和铁素体组合。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的扩孔率大于40％，A50延伸率大于15％，屈服强度大于850MPa。
第二方面，本申请实施例提供了一种第一方面所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用含有与第一方面所述的1180MPa级相变诱发塑性钢相同化学成分的钢水进行冶炼，后连铸，得到板坯；
将所述板坯进行加热、粗轧和精轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，后第一卷取，得到热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷；
将所述冷硬卷进行连续退火，得到退火带钢；
将所述退火带钢进行平整，后第二卷取，得到所述1180MPa级相变诱发塑性钢。
本申请中，在一些具体实施例中，将钢水通过冶炼后连铸获得板坯；所述冶炼过程中，转炉终点目标温度为1650～1670℃。在出钢过程中，加入渣料，具体是加入渣料白灰200-800kg，预熔渣0-1000kg，萤石0-400kg，出钢前期就开始随钢流加入渣料，出钢量达到1/5前加入所有渣料，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4分钟。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述冶炼的工艺参数包括：转炉终点目标温度为1650～1670℃；采用Al-Fe脱氧。
本申请中，在一些具体实施例中，采用Al-Fe脱氧时，所述Al-Fe的加入量为4kg/t。作为优选，所述冶炼在出钢过程中，采用Mn-Fe调Mn，Al-Fe调Al,Si-Fe调Si。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述加热的工艺参数包括：加热温度为1220～1280℃；所述精轧的工艺参数包括：终轧温度为870～920℃。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述第一卷取的工艺参数包括：温度为550～620℃。
本申请中，采用低温进行第一卷取，使得热轧板头尾和宽度方向边中具有均匀的组织性能，避免接下来后续冷硬板性能波动。此外，采用低温卷取，避免晶界氧化使获得具有良好表面的热轧原料。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述冷轧的工艺参数包括：冷轧压下率为50％～60％。
作为本发明实施例的一种实施方式，所述连续退火包括预热段、第一加热段、均热段、第一冷却段、第二加热段和第二冷却段；
所述预热段包括：由室温以8℃/s～12℃/s的速率加热至215℃～225℃；
所述第一加热段包括：由215℃～225℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至840℃～870℃；
所述均热段包括：保持840℃～870℃并保温60s～150s；
所述第一冷却段包括：由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至280℃～320℃；
所述第二加热段包括：由280℃～320℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至350℃～400℃，保温120s～180s；
所述第二冷却段包括：由350℃～400℃以2℃/s～4℃/s的速率冷却至155℃～170℃。
本申请中，将所述冷硬卷首先加热至215℃～225℃(优选220℃)实现预热获得带钢，其加热速度8℃/s～12℃/s；该过程中，冷变形的铁素体发生回复。
本申请中，将所述经过预热的带钢进一步加热到840℃～870℃，其加热速度为1℃/s～3℃/s；该过程实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。
本申请中，将所述经过进一步加热后的带钢在840℃～870℃温度范围内保温60s～150s，该过程实现全或部分奥氏体化，获得更多的奥氏体量。同时有效控制奥氏体晶粒，有效改善扩孔性。
本申请中，将带钢经吹气快冷却至时效温度280℃～320℃；该过程中，得到一定比例的未转变奥氏体和马氏体。该过程中形成的马氏体提供贝氏体相变有效形核位置和应力，从而促进贝氏体相变。
本申请中，实施快冷后经过感应加热加热至温度350℃～400℃，保温120s～180s进行过时效处理。该过程中，部分奥氏体转变为贝氏体，进一步使碳富集在残留奥氏体中，并使得提高奥氏体稳定性。本发明中采用了低温冷却-时效加热工艺，使得低温形成的马氏体相促进贝氏体相变充分发生，以便更多的碳富集于残余奥氏体，避免最后快冷段大量不稳定的奥氏体转变成块状马氏体-奥氏体组织，影响钢的扩孔性。同时，硬质马氏体得到回火软化，获得均匀组织。
本申请中，将经过过时效处理的带钢最后冷却至160℃，冷却速度约为2℃/s～4℃/s。该过程中，一部分少量不稳定的奥氏体有可能会转变为马氏体，有利于提高带钢强度。将所述带钢经平整后卷取成成品。
综上所述，本申请实施例提供了一种具有高扩孔性的1180MPa级贝氏体基体相变诱发塑性钢的生产方法，采用高Si-Cr成分体系和高温加热-低温快冷-时效加热处理工艺模式，获得硬质贝氏体铁素体相基体和硬相间薄膜状残余奥氏体。该组织还有少量回火马氏体和铁素体相。同时，添加少量Ti元素获得细化均匀的微观组织。该组织中细化硬质相基体提供强度，同时减小硬质相和软质相硬度差异，使得获得均匀组织，从而提高扩孔性。高碳富集的膜状残余奥氏体提供了钢的延性。
下面结合具体实施例，进一步阐述本发明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。
实施例1-4及对比例1提供了一种相变诱发塑性钢，其制备方法如图1所示，包括：
采用含有与所述的1180MPa级相变诱发塑性钢相同化学成分的钢水冶炼，获得连铸板坯；其中，所述冶炼的工艺参数包括：转炉终点目标温度为1650～1670℃；采用Al-Fe脱氧；实施例1-实施例4以及对比例1分别采用如表1所示的化学成分冶炼获得钢水；
S2、将所述连铸板坯经加热、粗轧和精轧，获得热轧板；其中，加热的工艺参数包括：加热温度为1250℃；所述精轧的工艺参数包括：终轧温度为900℃；
S3、将所述热轧板冷却后卷取，获得热轧卷；其中，所述第一卷取的工艺参数包括：温度为600℃；
S4、将所述热轧卷进行冷轧，获得冷硬卷；其中，冷轧压下率为55％；
S5、将所述冷硬卷进行连续退火，获得退火带钢；所述连续退火包括预热段、第一加热段、均热段、第一冷却段、第二加热段和第二冷却段；实施例1-实施例4以及对比例1的连续退火工艺参数如表2所示；
所述预热段包括：由室温以8℃/s～12℃/s的速率加热至215℃～225℃；
所述第一加热段包括：由215℃～225℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至840℃～870℃；
所述均热段包括：保持840℃～870℃并保温60s～150s；
所述第一冷却段包括：由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至280℃～320℃；
所述第二加热段包括：由280℃～320℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至350℃～400℃，保温120s～180s；
所述第二冷却段包括：由350℃～400℃以2℃/s～4℃/s的速率冷却至155℃～170℃；
将所述退火带钢进行平整，后第二卷取，得到所述相变诱发塑性钢。
表1
编号 C％ Si％ Mn％ Cr％ Ti％ P％ S％ N％
实施例1 0.18 1 2.4 0.4 0.015 0.007 0.003 0.004
实施例2 0.19 0.8 2.2 0.6 0.02 0.006 0.003 0.004
实施例3 0.20 0.5 2.0 0.5 0.018 0.008 0.004 0.005
实施例4 0.18 0.7 1.8 0.8 0.03 0.006 0.003 0.004
对比例1 0.24 0.3 2.2 0.2 0.005 0.006 0.003 0.004
表2
Figure BDA0003847283730000081
Figure BDA0003847283730000091
测试例
本例对实施例1-4及对比例1提供的相变诱发塑性钢进行性能测试及表征，结果如表3所示，本发明实施例1制得的1180MPa级相变诱发塑性钢的金相组织图如图2所示。
表3
Rp0.2,N/mm2 Rm,N/mm2 A50,％ λ％
对比例1 740 1163 17 26
实施例1 863 1189 18 42
实施例2 889 1203 16.5 46
实施例3 910 1210 17 43
实施例4 893 1185 17.5 41
从表3可以看出，本发明实施例提供的一种高扩孔1180MPa级贝氏体基体相变诱发塑性钢的生产方法，获得的1180MPa级贝氏体基体相变诱发塑性钢相比于对比例传统相变诱发塑性钢具有高的扩孔率和延伸率。抗拉强度大于1180MPa，屈服强度大于850MPa，A50延伸率大于15％，扩孔率大于40％。
综上所述，本发明提供的一种高扩孔1180MPa级贝氏体基体相变诱发塑性钢及其生产方法，采用高Si-Cr成分体系和高温加热-低温快冷-高温时效工艺模式，获得板条贝氏体铁素体硬质基体，薄膜残余奥氏体为主的混合组织的高强钢。该组织类型不同于铁素体软质相为基体，主要为板条或膜状组织，块状组织很少，整体组织比较均匀细化，不会引起局部应变集中。该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体TRIP效应提供了钢的延性，而细小均匀的组织构成提供高扩孔率。根据本发明，能够获得具有高扩孔率的1180MPa级连退高强钢，使得满足汽车零部件对加工性能的特殊要求。
应该理解，在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者任何其他变体意在涵盖非排他性地包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。另外，本文中出现的术语“和/或”，仅仅是一种描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B这三种情况。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (7)

1.一种1180MPa级相变诱发塑性钢，其特征在于，以质量分数计，所述1180MPa级相变诱发塑性钢包括以下组分：
C：0.18％～0.20％，Si：0.5～1％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和来自制备所述1180MPa级相变诱发塑性钢的杂质；以体积分数计，所述1180MPa级相变诱发塑性钢的金相组织包括：贝氏体铁素体相基体70％～85％；残余奥氏体5％～10％；所述1180MPa级相变诱发塑性钢的扩孔率大于40％，A50延伸率大于15％，屈服强度大于850MPa。
2.一种权利要求1所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
采用含有与权利要求1所述的1180MPa级相变诱发塑性钢相同化学成分的钢水进行冶炼，后连铸，得到板坯；
将所述板坯进行加热、粗轧和精轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，后第一卷取，得到热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷；
将所述冷硬卷进行连续退火，得到退火带钢；
将所述退火带钢进行平整，后第二卷取，得到所述1180MPa级相变诱发塑性钢。
3.根据权利要求2所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，所述冶炼的工艺参数包括：转炉终点目标温度为1650～1670℃；采用Al-Fe脱氧。
4.根据权利要求2所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，所述加热的工艺参数包括：加热温度为1220～1280℃；所述精轧的工艺参数包括：终轧温度为870～920℃。
5.根据权利要求2所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，所述第一卷取的工艺参数包括：温度为550～620℃。
6.根据权利要求2所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，所述冷轧的工艺参数包括：冷轧压下率为50％～60％。
7.根据权利要求2所述的1180MPa级相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，所述连续退火包括预热段、第一加热段、均热段、第一冷却段、第二加热段和第二冷却段；
所述预热段包括：由室温以8℃/s～12℃/s的速率加热至215℃～225℃；
所述第一加热段包括：由215℃～225℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至840℃～870℃；
所述均热段包括：保持840℃～870℃并保温60s～150s；
所述第一冷却段包括：由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至280℃～320℃；
所述第二加热段包括：由280℃～320℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至350℃～400℃，保温120s～180s；
所述第二冷却段包括：由350℃～400℃以2℃/s～4℃/s的速率冷却至155℃～170℃。
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