CN115584440A - 一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法，属于冷轧板带生产技术领域。本发明的连退双相钢的化学成分重量百分比为：C：0.10～0.17％，Si：0.15～0.70％，Mn：1.80～2.60％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.015～0.070％，N≤0.0050％，Nb≤0.050％，Ti≤0.050％，Cr：0.30～0.75％，B：0.0010～0.0050％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。本发明采用铌钛硼复合微合金化低碳‑硅‑锰‑铬体系，利用Nb元素细化晶粒、Ti元素固定N元素充分发挥B的淬透性，并且在同一成分的基础上通过热轧工艺、连续退火工艺的调整，获得了不同屈强比的1180MPa级冷轧双相钢，可满足不同零部件对材料性能的要求，具有良好场潜力。

Description

一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于冷轧板带生产技术领域，具体涉及一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法。
背景技术
随着科学技术的迅猛发展，为减轻车身重量同时提高其安全性能，汽车用钢向高强度化发展已成为一种必然的趋势。目前冷轧双相钢应用的主流产品为450～780MPa级别，特别是590MPa与780MPa级别产品。而随着轻量化的不断升级，1180MPa级冷轧双相钢在未来汽车用材中的比重将进一步上升。
“双碳”背景下汽车用钢的高强化、低碳化、低成本化、兼容化已经成为行业发展的重要议题。目前白车身涉及多个钢质零部件由多种不同成分搭配多种不同厚度的钢板制成。多种不同成分钢种的生产增加了冶金、夹杂物控制、机械性能等诸多工序上进行工艺参数最优化难度；多个成分钢种的存在使汽车制造中成形、连接和涂装环节变得极其复杂，制造者几乎要为各个厚度的各钢种制定相应的生产规范；报废车身的废钢分拣/回收/再利用变成了挑战。因此，在同一成分的基础上通过生产工艺的调整，获得不同屈强比的双相钢以满足同强度级别不同应用特性要求的零部件，提高用户满意度同时降低生产组织难度及成本，提高市场占有率。1180MPa级双相钢是当前强度最高的冷成形连退超高强钢，不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的成功开发有利于增强市场占有率。通过相关专利申请的查询，与1180MPa级冷轧双相钢较为相似的专利申请如下：
CN 108642379 A公布了一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.09-0.13％，S i：0.1-0.4％，Mn：2.0-2.6％，P≤0.01％，S≤0.01％，Al：0.02-0.06％，Cr：0.3-0.6％，Mo：0.1-0.3％，Nb：0.01-0.04％，Ti：0.01-0.04％，B：0.001-0.003％，余量为Fe及不可避免杂质。通过1150-1250℃保温加热、890±20℃终轧和620±20℃卷取后，冷轧采用45-55％冷轧压下率，并采用780-840℃均热后缓慢冷却至680-740℃，缓慢冷却后的带钢在50％高氢条件下快冷至快冷出口温度为250-300℃；所述快冷结束后将带钢在250-300℃进行过时效处理；将出炉后的带钢进行平整，平整延伸率执行0.2-0.4％。该方法制备的双相钢的屈服强度为948～978MPa，抗拉强度为1270～1301MPa，伸长率为6.5～7.5％。该专利申请未考虑到不同屈强比双相钢的开发，同时添加了较多Mn、Mo合金成本较高，带钢在50％高氢条件下快冷至快冷出口温度为250-300℃，对装备要求高不利于在其他机组上进行推广。
CN 110643800 A公布了一种1200MPa级热轧高强双相钢板及其制造方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.10～0.18％；Si：0.80～1.50％；Mn：1.50～2.20％；P≤0.015％；S≤0.008％；Cr：0.40～0.80％；Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.040％；Als：0.020～0.060％；其余为Fe及不可避免的夹杂。铸坯加热温度为1180～1230℃，保温时间为1.5-2h；粗轧累积压下率为≥70％，精轧累积压下率为≥80％；粗轧开轧温度为1130～1180℃，精轧终轧温度为830～880℃。轧后采用三段冷却，钢板以≥80℃/s的冷却速度冷却至680～730℃进行空冷，空冷6～10s冷却至630-680℃，再将钢板以≥100℃/s的冷却速度冷却至≤250℃进行卷取，卷取后空冷至室温。其屈服强度范围为686～746MPa、抗拉强度为1228～1269MPa、伸长率A50值：16.56～16.78％、屈强比为0.56～0.59。该专利申请制备的双相钢屈强比为0.56～0.59，未考虑不同屈强比的情况，且产品碳含量高对成形及焊机性能不利、Si含量较高(0.80～1.50％)不利于表面质量的控制。同时，其为热轧板不适用与连退产品。
CN 110499457 A公布了一种高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.07～0.10％，Si：0.25～0.55％，Mn：1～4％，P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.01～0.05％，N≤0.006％，Ti：0.04～0.08％，Nb：0.015～0.055％，Mo：0.15～0.45％，B：0.008～0.010％，余量为Fe及不可避免杂质。热轧加热温度1200～1260℃，终轧温度为900～920℃，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部和尾部的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃，改善通卷性能稳定性。热镀锌过程中均热温度800～830℃，缓冷温度680～700℃，快冷温度380～400℃，平整延伸率0.2～0.3％，炉鼻子内部露点-35～-15℃，锌液温度波动≤±2℃，锌锅液位波动控制≤±4mm，锌锅铝含量0.18～0.24％，带钢速度控制为90～110mpm，同时利用镀锌炉内预氧化技术，预氧化温度控制在620±10℃，炉内气氛为体积百分比含量为2.0％ O2+98％N2，预氧化时间10±1s，退火炉内氢含量≥4.5％，氧含量≤20ppm。其屈服强度为792～878MPa，抗拉强度为1233～1301MPa，伸长率为5.96～10.0％。该专利申请未考虑不同屈强比的生产，同时添加的Mo、Mn含量较高合金成本高，Ti含量高容易出现液析TiN，降低带钢塑性。此外，该专利指导生产的产品为热镀锌而非冷轧连退产品。
CN 109536837 A公布了一种高N含量超细晶1200MPa级冷轧双相钢及其生产工艺，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.14～0.17％，Si：0.20～0.30％，Mn：1.5～2.0％，P≤0.015％，S≤0.010％，V：0.10～0.15％，Cr：0.03～0.04％，Als：0.02～0.03％，N：0.012～0.018％，其中C/N≤12，N/V≤0.15，余量为Fe及不可避免杂质。通过1220～1250℃加热保温＞120min，热轧开轧温度为1150～1200℃，终轧温度高于900℃，轧制结束后采取轧后前段冷却工艺，以12～13℃/s的冷速冷却至450～550℃，进行卷取。冷轧压下量控制为60～70％，连退为控制均热温度为740～770℃，缓冷温度为670～700℃，过时效温度为280～330℃。屈服强度为605～630MPa、抗拉强度为1235～1285MPa、伸长率A50值为15.8～17.6％，屈强比为0.490～0.494。该方法制备的双相钢的屈强比为0.490～0.494，不能满足零部件对高硬度的需求。同时由于N含量较高(0.012～0.018％)冶炼时既不容易稳定控制又增加了时效风险，Als含量范围太窄(0.02～0.03％)工业生产时无法控制，热轧后冷却速度要求太高(12～13℃/s)无法在工业中实现，过低的卷取温度(450～550℃)对卷取设备要求高，不利于该方法的推广。
发明内容
为了解决现有技术存在的问题，本发明提供了一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法，在相同成分下通过调整工艺参数得到不同屈强比的1180MPa级连退双相钢。
本发明第一方面保护一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.17％，Si：0.15～0.70％，Mn：1.80～2.60％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.015～0.070％，N≤0.0050％，Nb≤0.050％，Ti≤0.050％，Cr：0.30～0.75％，B：0.0010～0.0050％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述1180MPa级连退双相钢的化学成分重量百分比为：C：0.110～0.145％，Si：0.25～0.45％，Mn：2.00～2.30％，Nb：0.015～0.035％，Ti：0.020～0.040％，Als：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.70％，P≤0.010％，S≤0.003％，N≤0.003％，B：0.0015～0.0035％，余量为Fe及不可避免杂质。
进一步地，所述1180MPa级连退双相钢包括低屈强比连退双相钢、中屈强比连退双相钢和高屈强比连退双相钢；所述低屈强比连退双相钢的屈强比≤0.73，铁素体含量为30～40％，马氏体含量为60～70％，屈服强度为825～890MPa，抗拉强度为1190～1235MPa，伸长率A80值为7.0～12.0％，扩孔率为18～22％；所述中屈强比连退双相钢的屈强比为0.73～0.83，铁素体含量为15～25％，马氏体含量为75～85％，屈服强度为890～1050MPa，抗拉强度为1235～1275MPa，伸长率A80值为6.5～9.5％，扩孔率为23～27％；所述高屈强比连退双相钢的屈强比≥0.83，铁素体含量为5～15％，马氏体含量为85～95％，屈服强度为1050～1120MPa，抗拉强度为1275～1320MPa，伸长率A80值为5.0～8.5％，扩孔率为28～32％。
本发明第二方面保护一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的制备方法，包括如下步骤：
S1.冶炼工艺：将钢水铸造成板坯，所述板坯的化学成分重量百分比为：C：0.10～0.17％，Si：0.15～0.70％，Mn：1.80～2.60％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.015～0.070％，N≤0.0050％，Nb≤0.050％，Ti≤0.050％，Cr：0.30～0.75％，B：0.0010～0.0050％，其余元素是Fe及不可避免的杂质；
S2.热轧工艺：将所述板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，所述层流冷却温度分为680～720℃、635～665℃和585～615℃三种，其中，经过冷却温度为680～720℃的所述层流冷却得到低屈强比热轧卷；经过冷却温度为635～665℃的所述层流冷却得到中屈强比热轧卷；经过冷却温度为585～615℃的所述层流冷却得到高屈强比热轧卷；
S3.酸轧工序：将所述低屈强比热轧卷、所述中屈强比热轧卷和所述高屈强比热轧卷分别酸洗、冷轧成为低屈强比冷轧薄带钢、中屈强比冷轧薄带钢和高屈强比冷轧薄带钢；
S4.连续退火工艺：将所述低屈强比冷轧薄带钢、所述中屈强比冷轧薄带钢和所述高屈强比冷轧薄带钢分别经过不同的连续退火工艺得到低屈强比连退双相钢、中屈强比连退双相钢和高屈强比连退双相钢；所述低屈强比连退双相钢的连续退火工艺包括均热温度为790～810℃、缓冷终点温度为660～680℃、快冷终点温度为300～320℃、过时效温度为260～300℃、平整延伸率为0.10～0.25％；所述中屈强比连退双相钢的连续退火工艺包括均热温度为820～840℃、缓冷终点温度为690～710℃、快冷终点温度为280～300℃、过时效温度为240～280℃、平整延伸率为0.30～0.45％；所述高屈强比连退双相钢的连续退火工艺包括均热温度为845～865℃、缓冷终点温度为720～740℃、快冷终点温度为260～280℃、过时效温度为230～260℃、平整延伸率为0.45～0.60％。
进一步地，所述步骤S2中所述加热的温度为1210～1260℃。
进一步地，所述步骤S2中所述精轧的开轧温度为1000～1100℃，所述精轧的终轧温度为860～960℃。
进一步地，所述步骤S2中所述热轧卷的厚度为2.0～4.5mm。
进一步地，所述步骤S3中所述冷轧的压下率为25～70％。
有益效果：
本发明采用铌钛硼复合微合金化低碳-硅-锰-铬体系，利用Nb元素细化晶粒、Ti元素固定N元素充分发挥B的淬透性，并且在同一成分的基础上通过热轧工艺、连续退火工艺的调整，获得了不同屈强比的1180MPa级冷轧双相钢，可满足不同零部件对材料性能的要求，具有良好场潜力。同时本发明中的制备方法降低了1180MPa级连退双相钢的生产组织难度及成本，同时满足了不同用户的需求，实现了个性化化服务，极大的提高了市场竞争力。
本发明中连续退火工艺将低屈强比冷轧薄带钢、中屈强比冷轧薄带钢和高屈强比冷轧薄带钢制成所需产品，先将带钢缓慢加热至均热温度保温一段时间形成一定量的铁素体与奥氏体比例后，缓慢冷却至缓冷终点温度使部分过冷奥氏体发生分解，形成少量取向附生铁素体并对剩余奥氏体进行“富碳”，其后将带钢快速冷却，使奥氏体转变成马氏体，并在过时效段发生低温回火适当改善塑性，最后冷却至室温，并通过光整机调整带钢板形，增加屈服强度。
附图说明
图1为本发明中一个实施例的低屈强比连退双相钢的微观组织示意图。
图2为本发明中一个实施例的中屈强比连退双相钢的微观组织示意图。
图3为本发明中一个实施例的高屈强比连退双相钢的微观组织示意图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明中各化学成分及比例的设置原理：
C作为双相钢最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能。C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，双相钢中一般不低于0.02％；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.18％。因此，本发明C含量为0.10～0.17％，优选为0.110～0.145％。
Si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，但Si含量过高，会显著增加薄规格轧制时的变形抗力，不利于薄规格轧制硅能提高碳元素的活度，促进碳在富锰区的偏聚。在两相区保温时，有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，从而得到较低的屈强比。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要尽量降低钢中的硅含量。因此，本发明Si含量为0.15～0.70％，优选为0.25～0.45％。
Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，双相钢中一般不低于1.20％。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本发明中Mn含量为1.80～2.60％，优选为2.00～2.30％。
Cr可以代替Mn，提高钢的强度，减少偏析。也可以抑制珠光体转变。此外，本发明中加入一定量的Cr，还可以改善表面质量。加入Cr后，Cr可以在氧化铁皮与铁基体的交界处与氧反应并聚集，生成致密的富(Fe,Cr)2O3或者(Fe,Cr)3O4尖基石膜，富Fe-Cr尖基石膜的存在阻碍了氧的扩散，降低了氧化铁皮的生成，因此加入Cr可以有效减少氧化铁皮厚度以及AlN的形成，并改善氧化铁皮的附着性能从而可以有效较少氧化铁皮压入造成的压坑麻点缺陷。因此，在本发明中Cr含量为0.30～0.75％，优选为0.50～0.70％。
Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。因此，本发明中Al含量为0.015～0.070％，优选为0.02～0.05％。
Nb在双相钢中主要以NbC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热镀锌退火加热过程中，未溶解NbC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，NbC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在冷却过程中，铁素体中的NbC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，Nb含量≤0.050％，优选为0.015～0.0350％。
Ti在钢中起到固溶强化作用，Ti与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到析出强化的作用。同时TiN在热轧加热过程中抑制了奥氏体晶粒长大、在精轧过程中含Ti第二相析出钉扎晶界起到细化晶粒的作用。因此，Ti含量≤0.050％，优选为0.020～0.040％。
B在钢中容易在晶界处偏聚，显著的提高钢铁产品的淬透性，其可与N元素结合形成BN从而降低钢铁产品的时效性，并有一定的沉淀强化作用，B含量过低不易起到提高淬透性的作用，而B含量过高则容易降低钢铁产品的塑性。因此B含量为0.0010～0.0050％，优选为0.0015～0.0035％。
本发明中实施例包括如下步骤：
S1.冶炼工艺：将钢水铸造成板坯，板坯的化学成分重量百分比如表1所示：
表1各实施例板坯的化学成分(wt.％)
Figure BDA0003898728140000101
S2.热轧工序：将所述板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，格式示例具体热轧工艺参数如表2所示：
表2各实施例的热轧工艺的参数
Figure BDA0003898728140000102
Figure BDA0003898728140000111
S3.酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中实施例1、2和3带钢的厚度均为1.80mm，冷轧压下率均为为44.6％。
S4.连续退火工艺：将冷轧薄带钢经连续退火工艺处理后制成所需产品，先将带钢缓慢加热至均热温度保温一段时间形成一定量的铁素体与奥氏体比例后，缓慢冷却至缓冷终点温度使部分过冷奥氏体发生分解，形成少量取向附生铁素体并对剩余奥氏体进行“富碳”，其后将带钢快速冷却，使奥氏体转变成马氏体，并在过时效段发生低温回火适当改善塑性，最后冷却至室温，并通过光整机调整带钢板形，增加屈服强度；具体连续退火工艺参数如表3所示：
表3连续退火工艺的参数
Figure BDA0003898728140000112
其中实施例1得到的产品为低屈强比连退双相钢，微观组织参考图1，低屈强比连退双相钢的铁素体体积分数为35％，平均晶粒尺寸1.1μm；马氏体体积分数为65％平均晶粒尺寸1.5μm。
实施例2得到的产品为中屈强比连退双相钢，微观组织参考图2，中屈强比连退双相钢的铁素体体积分数为20％，平均晶粒尺寸0.8μm；马氏体体积分数为80％平均晶粒尺寸1.3μm。
实施例3得到的产品为高屈强比连退双相钢，微观组织参考图3，高屈强比连退双相钢的铁素体体积分数为10％，平均晶粒尺寸0.8μm；马氏体体积分数为90％平均晶粒尺寸1.1μm。
设置对比例1-4，其中，对比例1为专利申请CN 108642379 A中的双相钢，对比例2为专利申请CN 110643800 A中的双相钢，对比例3为专利申请CN 110499457 A中的双相钢，对比例4为专利申请CN 109536837 A中的双相钢。
按照GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试实施例1-3及对比例1-4的双相钢性能，其力学性能如下表4所示：
表4各实施例及对比例的力学性能
Figure BDA0003898728140000121
通过表4可知，本发明通过改变工艺参数得到了不同屈强比的1180MPa级连退双相钢。
以上所揭露的仅为本发明较佳实施例而已，当然不能以此来限定本发明之权利范围，因此依本发明权利要求所作的等同变化，仍属本发明所涵盖的范围。

Claims (8)

1.一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢，其特征在于，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.17％，Si：0.15～0.70％，Mn：1.80～2.60％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.015～0.070％，N≤0.0050％，Nb≤0.050％，Ti≤0.050％，Cr：0.30～0.75％，B：0.0010～0.0050％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢，其特征在于，其化学成分重量百分比为：C：0.110～0.145％，Si：0.25～0.45％，Mn：2.00～2.30％，Nb：0.015～0.035％，Ti：0.020～0.040％，Als：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.70％，P≤0.010％，S≤0.003％，N≤0.003％，B：0.0015～0.0035％，余量为Fe及不可避免杂质。
3.根据权利要求1所述的具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢，其特征在于，所述1180MPa级连退双相钢包括低屈强比连退双相钢、中屈强比连退双相钢和高屈强比连退双相钢；所述低屈强比连退双相钢的屈强比≤0.73，铁素体含量为30～40％，马氏体含量为60～70％，屈服强度为825～890MPa，抗拉强度为1190～1235MPa，伸长率A80值为7.0～12.0％，扩孔率为18～22％；所述中屈强比连退双相钢的屈强比为0.73～0.83，铁素体含量为15～25％，马氏体含量为75～85％，屈服强度为890～1050MPa，抗拉强度为1235～1275MPa，伸长率A80值为6.5～9.5％，扩孔率为23～27％；所述高屈强比连退双相钢的屈强比≥0.83，铁素体含量为5～15％，马氏体含量为85～95％，屈服强度为1050～1120MPa，抗拉强度为1275～1320MPa，伸长率A80值为5.0～8.5％，扩孔率为28～32％。
4.一种如权利要求1～3任意一项所述具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
S1.冶炼工艺：将钢水铸造成板坯，所述板坯的化学成分重量百分比为：C：0.10～0.17％，Si：0.15～0.70％，Mn：1.80～2.60％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.015～0.070％，N≤0.0050％，Nb≤0.050％，Ti≤0.050％，Cr：0.30～0.75％，B：0.0010～0.0050％，其余元素是Fe及不可避免的杂质；
S2.热轧工艺：将所述板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，所述层流冷却温度分为680～720℃、635～665℃和585～615℃三种，其中，经过冷却温度为680～720℃的所述层流冷却得到低屈强比热轧卷；经过冷却温度为635～665℃的所述层流冷却得到中屈强比热轧卷；经过冷却温度为585～615℃的所述层流冷却得到高屈强比热轧卷；
S3.酸轧工序：将所述低屈强比热轧卷、所述中屈强比热轧卷和所述高屈强比热轧卷分别酸洗、冷轧成为低屈强比冷轧薄带钢、中屈强比冷轧薄带钢和高屈强比冷轧薄带钢；
S4.连续退火工艺：将所述低屈强比冷轧薄带钢、所述中屈强比冷轧薄带钢和所述高屈强比冷轧薄带钢分别经过不同的连续退火工艺得到低屈强比连退双相钢、中屈强比连退双相钢和高屈强比连退双相钢；所述低屈强比连退双相钢的连续退火工艺包括均热温度为790～810℃、缓冷终点温度为660～680℃、快冷终点温度为300～320℃、过时效温度为260～300℃、平整延伸率为0.10～0.25％；所述中屈强比连退双相钢的连续退火工艺包括均热温度为820～840℃、缓冷终点温度为690～710℃、快冷终点温度为280～300℃、过时效温度为240～280℃、平整延伸率为0.30～0.45％；所述高屈强比连退双相钢的连续退火工艺包括均热温度为845～865℃、缓冷终点温度为720～740℃、快冷终点温度为260～280℃、过时效温度为230～260℃、平整延伸率为0.45～0.60％。
5.根据权利要求4所述的具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中所述加热的温度为1210～1260℃。
6.根据权利要求4所述的具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中所述精轧的开轧温度为1000～1100℃，所述精轧的终轧温度为860～960℃。
7.根据权利要求4所述的具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中所述热轧卷的厚度为2.0～4.5mm。
8.根据权利要求4所述的具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中所述冷轧的压下率为25～70％。
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