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CN119177392A - 具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢及其制备方法 - Google Patents

具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢及其制备方法 Download PDF

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CN119177392A
CN119177392A CN202411676154.2A CN202411676154A CN119177392A CN 119177392 A CN119177392 A CN 119177392A CN 202411676154 A CN202411676154 A CN 202411676154A CN 119177392 A CN119177392 A CN 119177392A
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刘珂
王亮赟
王飞龙
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Pangang Group Panzhihua Iron and Steel Research Institute Co Ltd
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Abstract

本发明公开了一种具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢及其制备方法。具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢包括CR550/980DP钢和CR700/980DP钢。制备方法包括以下步骤：（a）冶炼工序：根据具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的化学成分进行冶炼，并铸造成板坯，双相钢的化学成分包括：C、Si、Mn、Cr、少量的Nb、Ti、Cu、P、S、Als、N和B，其余元素是Fe及不可避免的杂质；（b）热轧工序；（c）酸轧工序；（d）连续退火工序，得到具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢。

Description

具有不同屈服强度的980MPa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，具体涉及适用于采用连续退火机组生产不同屈服强度的980MPa级连退双相钢板及其制备方法。
背景技术
现代汽车工业的发展趋势是在保证安全性能的前提下，尽可能轻量化以降油耗和排放。通过汽车用钢高强减薄，实现车身减重被认为是促进汽车工业可持续发展最科学、有效的方法之一。双相钢具有良好的强塑性、高加工硬化率等优势，已成为应用最为广泛的先进高强度钢之一。按国标GB/T20564.2-2017的要求根据屈服强度不同分类CR550/980DP和CR700/980DP两个等级的产品，以满足不用零部件的使用要求。
现有技术中双相钢一般添加了较高Mo含量（0.13~0.24%）导致合金成本升高。其他现有技术中连续退火时采用水将带钢急速（120~150℃/s）冷却至50-60℃后再以20~30℃/s的加热速率加热至250℃进行过时效，常规连退机组都是采用气体冷却，无法达到如此高的冷速，且不具备再加热功能，该技术也不便于在常规连续退火机组上推广；此外，现有技术中未考虑到以同一成分生产不同屈服强度的产品以满足不同用户的需求。
因此，如何采用连续退火机组制备出不同屈服强度的980MPa级连退双相钢板成为迫切需要解决的难题。
发明内容
基于此，上述现有技术的不足，提供一种适用于采用连续退火机组生产不同屈服强度的980MPa级连退双相钢板及其制备方法。
为了实现上述目的，采用以下技术方案：
本发明提供一种具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，包括以下步骤：
（a）冶炼工序：根据具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的化学成分进行冶炼，并铸造成板坯，所述双相钢的化学成分按质量百分比计包括：C：0.065%~0.105%，Si：0.35~0.80%，Mn：1.95%~2.45%，Cr：0.50~0.80%、Nb：0.010~0.035%、Ti：0.025~0.060%、Cu：0.020~0.10%、P≤0.014%，S≤0.008%，Als：0.025%~0.070%，N≤0.0055%，B：0.0010%~0.0035%，其余元素是Fe及不可避免的杂质；
（b）热轧工序：将步骤（a）得到的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后，获得热轧卷；
（c）酸轧工序：将步骤（b）获得的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为薄带钢；
（d）连续退火工序：将步骤（c）得到的薄带钢经过加热、均热、缓慢冷却、快速冷却、过时效步骤之后，得到具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢。
在一些实施例中，所述双相钢的化学成分按质量百分比计包括C：0.075%～0.095%，Si：0.40%～0.60%，Mn：2.00%～2.25%，Cr：0.55%~0.75%，Nb：0.015%~0.030%、Ti：0.035%~0.055%、Als：0.027%～0.063%，Cu：0.035%~0.085%，P≤0.012%，S≤0.005%，N≤0.0035%，B：0.0015%~0.0035%，余量为Fe及不可避免杂质。
在一些实施例中，具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢包括CR550/980DP钢和CR700/980DP钢。
在一些实施例中，包括以下中的一项或多项：
在步骤（c）中，冷轧压下率为40%-70%；
在步骤（d）中，对于CR550/980DP钢：加热至均热温度780℃~810℃，保温一定时间后缓慢冷却至缓慢冷却终点温度为660℃~680℃，之后快速冷却至快速冷却终点温度为265℃~300℃；过时效温度为250℃~285℃，光整延伸率范围为0.15%~0.30%；对于CR700/980DP钢：加热至均热温度为835℃~865℃，保温一定时间后缓慢冷却至缓慢冷却终点温度为715℃~735℃，之后快速冷却至快速冷却终点温度为300℃~335℃；过时效温度为285℃~320℃，光整延伸率范围为0.50~0.65%。
在一些实施例中，在步骤（b）中，对于CR550/980DP钢：终轧温度为860℃-910℃，层流冷却采用前段冷却方式，上下集管冷速为40%-60%和65%-85%，卷取温度为575-625℃；对于CR700/980DP钢：终轧温度为840℃-900℃，层流冷却采用前段冷却方式，上下集管冷速为40%-60%和65%-85%，卷取温度为520-570℃。
在一些实施例中，在步骤（c）中，薄带钢厚度相同时CR550/980DP钢的冷轧压下率较CR700/980DP钢高约3%。
在一些实施例中，在步骤（d）中，对于CR550/980DP钢：机组速度为105m/min~145m/min；对于CR700/980DP钢：机组速度为90m/min~130m/min。
本发明还提供一种具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，包括CR550/980DP钢和CR700/980DP钢，其使用如上所述的方法制备而成。
在一些实施例中，CR550/980DP钢的微观组织由40%-45%的铁素体、35%-40%马氏体和15%-25%回火马氏体构成，其屈服强度为615~690MPa，抗拉强度为985~1030MPa，总延伸率A80为11.0%~14.5%，均匀延伸率7.5%~12.0%，屈强比为0.64-0.76，扩孔率为30%~43%。
在一些实施例中，CR700/980DP钢的微观组织由35%-40%的铁素体、20%-25%马氏体和35%-45%回火马氏体构成，其屈服强度为730~785MPa，抗拉强度为1005~1065MPa，总延伸率A80为10.5%~13.5%，均匀延伸率6.8%~10.5%，屈强比为0.69-0.78，扩孔率为38%~50%。
本发明具有以下有益技术效果：
本发明公开的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢通过工艺优化，实现了同一种化学成生产不同屈服强度级别的980MPa级连退双相钢，既降低了钢种混浇等造成的损耗，又提高了生产组织节奏。采用Nb-Ti-B复合微合金化低C-Si-Mn-Cr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，同时通过热轧工艺、连退工艺的调整，获得了不同屈服强度的980MPa级连退双相钢。
本发明公开的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢：
CR550/980DP钢的微观组织由40%-45%的铁素体、35%-40%马氏体和15%-25%回火马氏体构成，其屈服强度为615~690MPa，抗拉强度为985~1030MPa，总延伸率A80为11.0%~14.5%，均匀延伸率7.5%~12.0%，屈强比为0.64-0.76，扩孔率为30%~43%。
CR700/980DP钢的微观组织由35%-40%的铁素体、20%-25%马氏体和35%-45%回火马氏体构成，其屈服强度为730~785MPa，抗拉强度为1005~1065MPa，总延伸率A80为10.5%~13.5%，均匀延伸率6.8%~10.5%，屈强比为0.69-0.78，扩孔率为38%~50%。
附图说明
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，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明的实施例的CR550/980DP钢的扫描电镜图；
图2为本发明的实施例的CR700/980DP钢的扫描电镜图；
图3为本发明的实施例的具有不同屈服强度980MPa级连退双相钢的应力-应变曲线。
具体实施方式
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合具体实施例，并参照附图，对本发明实施例进一步详细说明。
应当理解，在示例性实施例中所示的本发明的实施例仅是说明性的。虽然在本发明中仅对少数实施例进行了详细描述，但本领域技术人员很容易领会在未实质脱离本发明主题的教导情况下，多种修改是可行的。相应地，所有这样的修改都应当被包括在本发明的范围内。在不脱离本发明的主旨的情况下，可以对以下示例性实施例的设计、操作条件和参数等做出其他的替换、修改、变化和删减。
在本发明的实施例中，CR550/980DP和CR700/980DP两个等级的产品主要区别在于其最小屈服强度的不同。CR550/980DP是一种冷轧双相钢，其中“CR”代表冷轧（coldrolled），550表示规定的最小屈服强度为550 MPa，980则表示规定的最小抗拉强度为980MPa。CR700/980DP同样是一种冷轧双相钢，其中700表示规定的最小屈服强度为700 MPa，980表示规定的最小抗拉强度为980 MPa。总结来说，CR550/980DP和CR700/980DP两个等级的产品主要区别在于其最小屈服强度的不同，分别适用于不同的汽车制造需求。随着汽车工业的不断发展和消费者对汽车质量要求的提高，这两种高强度钢材在汽车制造中的应用前景将更加广阔。
基于上述目的，本发明的实施例的第一个方面，提出了具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，双相钢的化学成分按质量百分比计包括：C：0.065%~0.105%，Si：0.35~0.80%，Mn：1.95%~2.45%，Cr：0.50~0.80%、Nb：0.010~0.035%、Ti：0.025~0.060%、Cu：0.020~0.10%、P≤0.014%，S≤0.008%，Als：0.025%~0.070%，N≤0.0055%，B：0.0010%~0.0035%，其余元素是Fe及不可避免的杂质。
在优选的实施例中，具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，按质量百分比计，其化学成分为：C：0.075%～0.095%，Si：0.40%～0.60%，Mn：2.00%～2.25%，Cr：0.55%~0.75%，Nb：0.015%~0.030%、Ti：0.035%~0.055%、Als：0.027%～0.063%，Cu：0.035%~0.085%，P≤0.012%，S≤0.005%，N≤0.0035%，B：0.0015%~0.0035%，余量为Fe及不可避免杂质。
其中，CR550/980DP钢的微观组织由40%-45%的铁素体、35%-40%马氏体和15%-25%回火马氏体构成，其屈服强度为615~690MPa，抗拉强度为985~1030MPa，总延伸率A80为11.0%~14.5%，均匀延伸率7.5%~12.0%，屈强比为0.64-0.76，扩孔率为30%~43%。CR700/980DP钢的微观组织由35%-40%的铁素体、20%-25%马氏体和35%-45%回火马氏体构成，其屈服强度为730~785MPa，抗拉强度为1005~1065MPa，总延伸率A80为10.5%~13.5%，均匀延伸率6.8%~10.5%，屈强比为0.69-0.78，扩孔率为38%~50%。
碳元素（C）是稳定奥氏体并提双相钢强度的重要元素，碳元素主要影响退火过程中形成的奥氏体的体积分数。碳元素在奥氏体或铁素体中的扩散过程实际上起到了控制奥氏体晶粒长大的作用，随碳含量升高奥氏体体积分数增加，进而冷却后所形成的马氏体组织增加，马氏体的淬硬性也会增增加，导致材料的强度增加，同时材料的塑性有所下降，导致两相间硬度差增大，对具有较高翻边、扩孔要求的零件用钢而言，碳含量不宜过高。若碳含量过低会导致淬透性不足产生贝氏体转变或强度不足，需要添加其他合金来提高淬透性，导致合金成本增加。因此，本发明C含量为0.065%~0.105%，优选为0.075%～0.095%。
硅元素（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，在临界区保温时，Si有加速碳元素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，促进铁素体形成扩大了工艺窗口。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，需要将硅含量控制在一定水平，既起到强化铁素体的作用又不显著降低脆性及表面质量。因此，本发明Si含量为：0.35~0.80%，优选0.40%～0.60%。
锰元素（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。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锰的氧化物，从而导致表面质量下降，更为关键的是，Mn含量过高容易导致偏析形成带状组织，使得材料各向异性增大。因此，在本发明中Mn含量为1.95%~2.45%，优选为2.00%～2.25%。
铬元素（Cr）是中强碳化物形成元素，和锰元素一样能提高钢的淬透性，与其他合金元素搭配加入钢中，能大大提高钢的淬透性，从而推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了卷取窗口。Cr也是一种固溶强化元素，起到对基体的强化作用。另一方面，过高的Cr含量，会使钢的淬透性大大提高，从而使强度大大增加，由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于双相钢中。但是Cr也会造成塑性下降，恶化了钢的成型性能与焊接性能。因此，本发明中Cr含量为0.50~0.80%，优选为0.55%~0.75%。
铌元素（Nb）在钢中作用的主要作用是细化晶粒，Nb原子尺寸较大在热轧加热过程中具有显著的原子拖曳作用抑制奥氏体晶粒的长大，在精轧过程中析出含Nb第二相（NbC、NbN）钉扎晶界抑制奥氏体的粗化，且Nb具有显著抑制再结晶的作用。Nb是细化晶粒最有效和便于操作的元素，只需“低温大压下率”便可实现晶粒的细化是应用最为广泛的微合金元素之一。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。在连续退火加热过程中，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。Nb含量过低时晶粒细化作用不显著，但过高的Nb含量会导致合金成本大幅增加。因此，本发明中Nb含量为0.010~0.035%，优选为0.015%~0.03%。
钛元素（Ti）在钢中以析出强化为主，与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到强烈析出强化的作用，并显著细化晶粒。在含B钢中Ti最为重要的最用是固定N元素，使得B元素处于固溶态，充分发挥其显著提升淬透性的效应。此外，Ti具有显著抑制再结晶的作用，进一步细化晶粒，但Ti含量过高一方面会显著增加轧制过程中的变形抗力，增加冷轧机组负荷，另一方面高Ti容易形成液析TiN，粗大的液析TiN会导致材料塑韧性剧烈恶化。因此，本发明中Ti含量为0.025~0.060%，优选为0.035%~0.055%。
铜元素（Cu）元素具有很好的时效强化能力，通过Cu的纳米析出物可以有效地强化铁素体，在带钢退火冷却到一定温度后需要进行保温，可以有效的产生时效强化效果。此外由于Cu的弥散析出可以抑制粗大的TiC、TiN形成，起到对复合强化的作用，但是过高的Cu会增加钢的脆性，而且会使热轧带钢强度过高，冷轧轧制时边裂严重，因此Cu元素的含量设定为0.020~0.10%，优选为0.035%~0.085%。
铝元素（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。当Al含量较低时难以除尽钢液中的O元素；当Al含量过高时容易生成大量Al2O3夹杂影响钢的洁净度。因此，本发明中Als含量为0.025%~0.070%，优选为0.027%～0.063%。
磷元素（P）为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，弱化晶间结合力，在快速凝固过程中，P含量偏高容易导致铸坯开裂。因此，本发明中P含量为≤0.014%，优选为≤0.012%。
硫元素（S）为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，在快速凝固过程中，易导致铸坯表面出现细小微裂纹。因此，本发明中S含量为≤0.008%，优选为≤0.005%。
硼元素（B）具有具体提高淬透性和抑制再结晶的作用，B原子较小容易在晶界偏聚极大的抑制了再结晶的进行，同时显著的增加了珠光体和贝氏体的孕育期，从而提高淬透性，但B容易与N结合形成BN，不能起到抑制再结晶和提高淬透性的作用。因此，本发明中B含量为0.0010%~0.0035%，优选为0.0015%~0.0035%。
氮元素（N）在钢中为杂质元素，由于其原子尺寸较小容易进入铁元素间隙处显著提升晶格畸变大幅增加强度，但会明显恶化钢的塑韧性。同时N容易与钢中的Al、B、Ti结合形成AlN、BN和TiN等第二相强化的同时恶化钢的塑韧性，尤其是N含量过高时与Ti结合形成液析TiN，其尺寸可达微米级不但起不到强化的作用还会造成应力集中形成裂纹源，需严格控制N元素的含量。因此，本发明中N含量为≤0.0055%，优选为0.0035%。
本发明的实施例的第二个方面，提出了一种具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，包括以下步骤：
（a）冶炼工序：根据上述具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的化学成分进行冶炼，并铸造成板坯；
（b）热轧工序：将步骤（a）得到的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后，获得热轧卷；
（c）酸轧工序：将步骤（b）获得的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为薄带钢；冷轧压下率为40%-70%；
（d）连续退火工序：将步骤（c）得到的薄带钢经过加热、均热、缓慢冷却、快速冷却、过时效步骤之后，得到具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢。
在一些实施例中，具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢包括CR550/980DP钢和CR700/980DP钢。
在一些实施例中，在步骤（d）中，对于CR550/980DP钢：加热至均热温度780℃~810℃，保温一定时间后缓慢冷却至缓慢冷却终点温度为660℃~680℃，之后快速冷却至快速冷却终点温度为265℃~300℃；过时效温度为250℃~285℃，光整延伸率范围为0.15%~0.30%，随着带钢厚度增加均热温度、缓冷终点温度、过时效温度及光整延伸率逐步升高，机组速度逐步降低；对于CR700/980DP钢：加热至均热温度为835℃~865℃，保温一定时间后缓慢冷却至缓慢冷却终点温度为715℃~735℃，之后快速冷却至快速冷却终点温度为300℃~335℃；过时效温度为285℃~320℃，光整延伸率范围为0.50~0.65%，连退工艺也随着带钢厚度进行柔性化调节。
在一些实施例中，在步骤（b）中，对于CR550/980DP钢：终轧温度为860℃-910℃，层流冷却采用前段冷却方式，上下集管冷速为40%-60%和65%-85%，卷取温度为575-625℃；对于CR700/980DP钢：终轧温度为840℃-900℃，层流冷却采用前段冷却方式，上下集管冷速为40%-60%和65%-85%，卷取温度为520-570℃。
在一些实施例中，在步骤（c）中，薄带钢厚度相同时CR550/980DP钢的冷轧压下率较CR700/980DP钢高约3%。
在一些实施例中，在步骤（d）中，对于CR550/980DP钢：机组速度为105m/min~145m/min；对于CR700/980DP钢：机组速度为90m/min~130m/min。
实施例
本实施例提供了四组具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，分别为实施例1-4，还提供了对比例1-2，其化学成分如表1所示；
表1 不同屈服强度980MPa级连退双相钢化学成分(wt.%)
上述不同屈服强度980MPa级连退双相钢板的制备方法，具体工艺如下：
A、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的双相钢板坯；
B、热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示；
表2 不同屈服强度980MPa级连退双相钢热轧主要工艺参数
C、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢。
D、连续退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，制得不同屈服强度980MPa级连退双相钢。其中CR550/980DP的均热温度为780℃~810℃、缓冷终点温度为660℃~680℃、快冷终点温度为265℃~300℃、过时效温度为250℃~285℃、机组速度为105m/min~145m/min、光整延伸率为0.15%~0.30%，随着带钢厚度增加均热温度、缓冷终点温度、过时效温度及光整延伸率逐步升高，机组速度逐步降低；CR700/980DP的均热温度为835℃~865℃、缓冷终点温度为715℃~735℃、快冷终点温度为300℃~335℃、过时效温度为285℃~320℃、机组速度为90m/min~130m/min、光整延伸率为0.50~0.65%，连退工艺也随着带钢厚度进行柔性化调节。具体连续退火工艺参数如表3所示：
表3 不同屈服强度980MPa级连退双相钢主要连退工艺参数
经上述工艺制备的不同屈服强度980MPa级连退双相钢其微观组织如图1至图2所示，应力-应变曲线见图3所示。按照GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述连退双相钢性能，具体见表4所示：
表4 不同屈服强度980MPa级连退双相钢性能
可见，实施例1-4实现了同一种化学成生产不同屈服强度级别的980MPa级连退双相钢，既降低了钢种混浇等造成的损耗，又提高了生产组织节奏。采用Nb-Ti-B复合微合金化低C-Si-Mn-Cr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，同时通过热轧工艺、连退工艺的调整，获得了不同屈服强度的980MPa级连退双相钢。
对比案例1添加的C及合金元素较少其强度远低于980MPa级产品（为780MPa强度级别产品）；对比案例2添加了较多C、Si和Al元素，显著恶化焊接性能（碳当量Ceq和裂纹敏感指数较高Pcm）和扩孔性能（仅为22%），同时合金成本大幅增加制造难度也显著增大。
以上是本发明公开的示例性实施例，但是应当注意，在不背离权利要求限定的本发明实施例公开的范围的前提下，可以进行多种改变和修改。尽管本发明实施例公开的元素可以以个体形式描述或要求，但除非明确限制为单数，也可以理解为多个。
所属领域的普通技术人员应当理解：以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围（包括权利要求）被限于这些例子；在本发明实施例的思路下，以上实施例或者不同实施例中的技术特征之间也可以进行组合，并存在如上本发明实施例的不同方面的许多其它变化，为了简明它们没有在细节中提供。因此，凡在本发明实施例的精神和原则之内，所做的任何省略、修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明实施例的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
（a）冶炼工序：根据具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的化学成分进行冶炼，并铸造成板坯，所述双相钢的化学成分按质量百分比计包括：C：0.065%~0.105%，Si：0.35~0.80%，Mn：1.95%~2.45%，Cr：0.50~0.80%、Nb：0.010~0.035%、Ti：0.025~0.060%、Cu：0.020~0.10%、P≤0.014%，S≤0.008%，Als：0.025%~0.070%，N≤0.0055%，B：0.0010%~0.0035%，其余元素是Fe及不可避免的杂质；
（b）热轧工序：将步骤（a）得到的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后，获得热轧卷；
（c）酸轧工序：将步骤（b）获得的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为薄带钢；
（d）连续退火工序：将步骤（c）得到的薄带钢经过加热、均热、缓慢冷却、快速冷却、过时效步骤之后，得到具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢。
2.根据权利要求1所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，所述双相钢的化学成分按质量百分比计包括C：0.075%～0.095%，Si：0.40%～0.60%，Mn：2.00%～2.25%，Cr：0.55%~0.75%，Nb：0.015%~0.030%、Ti：0.035%~0.055%、Als：0.027%～0.063%，Cu：0.035%~0.085%，P≤0.012%，S≤0.005%，N≤0.0035%，B：0.0015%~0.0035%，余量为Fe及不可避免杂质。
3.根据权利要求1-2任一项所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢包括CR550/980DP钢和CR700/980DP钢。
4.根据权利要求3所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，包括以下中的一项或多项：
在步骤（c）中，冷轧压下率为40%-70%；
在步骤（d）中，对于CR550/980DP钢：加热至均热温度780℃~810℃，保温后缓慢冷却至缓慢冷却终点温度为660℃~680℃，之后快速冷却至快速冷却终点温度为265℃~300℃；过时效温度为250℃~285℃，光整延伸率范围为0.15%~0.30%；对于CR700/980DP钢：加热至均热温度为835℃~865℃，保温后缓慢冷却至缓慢冷却终点温度为715℃~735℃，之后快速冷却至快速冷却终点温度为300℃~335℃；过时效温度为285℃~320℃，光整延伸率范围为0.50~0.65%。
5.根据权利要求3所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，在步骤（b）中，对于CR550/980DP钢：终轧温度为860℃-910℃，层流冷却采用前段冷却方式，上下集管冷速为40%-60%和65%-85%，卷取温度为575-625℃；对于CR700/980DP钢：终轧温度为840℃-900℃，层流冷却采用前段冷却方式，上下集管冷速为40%-60%和65%-85%，卷取温度为520-570℃。
6.根据权利要求4所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，在步骤（c）中，薄带钢厚度相同时CR550/980DP钢的冷轧压下率较CR700/980DP钢高约3%。
7.根据权利要求4所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢的制备方法，其特征在于，在步骤（d）中，对于CR550/980DP钢：机组速度为105m/min~145m/min；对于CR700/980DP钢：机组速度为90m/min~130m/min。
8.一种具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，其特征在于，包括CR550/980DP钢和CR700/980DP钢，其使用权利要求1-7中任一项所述的方法制备而成。
9.根据权利要求8所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，其特征在于，CR550/980DP钢的微观组织由40%-45%的铁素体、35%-40%马氏体和15%-25%回火马氏体构成，其屈服强度为615~690MPa，抗拉强度为985~1030MPa，总延伸率A80为11.0%~14.5%，均匀延伸率7.5%~12.0%，屈强比为0.64-0.76，扩孔率为30%~43%。
10.根据权利要求8所述的具有不同屈服强度的980MPa级连退双相钢，其特征在于，CR700/980DP钢的微观组织由35%-40%的铁素体、20%-25%马氏体和35%-45%回火马氏体构成，其屈服强度为730~785MPa，抗拉强度为1005~1065MPa，总延伸率A80为10.5%~13.5%，均匀延伸率6.8%~10.5%，屈强比为0.69-0.78，扩孔率为38%~50%。
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