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一种980MPa级高强钢及其制备方法
申请号	CN202311850641.1	申请日	2023-12-29	公开(公告)号	CN117802405A	公开(公告)日	2024-04-02
申请人	首钢集团有限公司; 首钢京唐钢铁联合有限责任公司;			发明人	邱木生; 朱国森; 韩赟; 滕华湘; 刘华赛; 阳锋; 邹英; 刘李斌; 张伟; 韩龙帅; 吕利鸽; 李钊; 周纪名; 张环宇; 张天越; 陈洪生;
摘要	本发明涉及钢铁制造技术领域，具体涉及一种增强扩孔性980MPa级高强钢及其制备方法，其化学成分包括C:0.08％‑0.18％，Si：0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti:0.01％‑0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其他为铁。本发明采用Mo、Ti微合金化，在连轧及卷取后阶段形成细小Mo、Ti复合析出物，细化奥氏体晶粒，进而细化铁素体晶粒，同时铁素体中析出相将强化铁素体基体，缩小与马氏体硬度差；采用粗轧和精轧两道次除磷，保证表面质量；利用短流程产线技术优势，获得的热轧板组织细小均匀，性能一致性优异。与此同时，冷轧退火阶段通过连续退火过时效可实现淬火后马氏体在线回火，降低马氏体与铁素体硬度差，实现扩孔性提升。
权利要求	1.一种980MPa级高强钢，其特征在于，其化学成分按质量百分比为:C:0.08％‑0.18％，Si:0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti:0.01％‑0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。 2.根据权利要求1所述的980MPa级高强钢，其特征在于，所述980MPa级增强扩孔性高强钢具有双相组织，以面积分数算，包含35％‑60％铁素体，40％‑65％马氏体，所述铁素体平均晶粒尺寸为2.1μm‑4.2μm，所述马氏体平均晶粒尺寸为1.0μm‑4μm。 3.根据权利要求2所述的980MPa级高强钢，其特征在于，所述铁素体内部或铁素体与所述马氏体相界面包含纳米析出物，所述纳米析出物包括TiC和/或MoC；优选的，所述纳米析 2 出物的直径小于10nm；优选的，所述纳米析出物的密度大于80个/μm。 4.一种权利要求1‑3任一所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：获取增强扩孔性980MPa级高强钢的钢水，所述钢水化学成分按质量百分比计包括：C: 0.08％‑0.18％，Si：0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti: 0.01％‑0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，余量为铁和其他不可避免杂质元素；将所述钢水连铸成板坯；所述板坯经加热后依次进行粗除鳞、粗轧、感应加热、精除鳞、精轧、层流冷却、卷取和空冷过程，得到980MPa级高强钢热轧板；将所述980MPa级高强钢热轧板经过冷轧后获得冷硬带钢；对所述冷硬带钢进行退火、精整，获得所述980MPa级增强扩孔性高强钢。 5.根据权利要求4所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，所述连铸的拉速为 3m/min‑7m/min；板坯厚度110mm‑125mm；所述板坯加热温度为1120℃‑1220℃。 6.根据权利要求4所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，所述精轧采用单坯轧制、半无头轧制和无头轧制中的任意一种；当所述精轧采用所述单坯轧制时，所述精除鳞采用双排除磷，除磷压力≥40MPa；当所述精轧采用所述半无头轧制或所述无头轧制时，所述精除鳞采用单排除磷，除磷压力≥30MPa；所述精除鳞中，除磷喷嘴距离所述板坯50mm‑120mm。 7.根据权利要求4所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，所述精轧采用5道次轧制，所述精轧累计变形量在60％‑70％，控制终轧温度为880℃‑920℃。 8.根据权利要求4所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，所述层流冷却的冷却速度≥25℃/s，所述卷取温度为510℃‑550℃，得到的钢卷空冷至室温，获得热轧卷。 9.根据权利要求4所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，所述冷轧的冷轧压下率为40％‑60％。 10.根据权利要求4所述的980MPa级高强钢的制备方法，其特征在于，所述对所述冷硬带钢进行退火，包括以下步骤：加热至均热温度760℃‑840℃，保温28s‑210s后，缓冷至580℃‑680℃，然后快冷至280℃‑320℃进入过时效段，保温时间为300s‑400s；加热速率为0.9℃/s‑21℃/s，之后，快冷冷却速度≥45℃/s；所述带钢通过炉区速度达到120m/min以上。
说明书全文	一种980MPa级高强钢及其制备方法技术领域 [0001] 本申请涉及金属材料技术领域，尤其涉及汽车用钢技术领域，特别是一种980MPa级高强钢及其制备方法。背景技术 [0002] 轻量化和高安全性是汽车工业发展的重要方向，而汽车车身使用更多的高强钢可以提高其安全性及燃油效率。相比较传统的高强钢，铁素体‑马氏体双相钢以其低屈强比、高初始加工硬化速率、良好的强塑性匹配等优点已广泛应用于汽车车身结构。但低屈强比双相钢存在延性与扩孔性矛盾关系，尽管具有良好的强塑性匹配，但在实际使用时同样存在局部成形性较差，如弯曲、翻边类成形时经常出现开裂，特别是具有较差的扩孔性能，在复杂成形时难以抵抗边缘早期开裂，进一步阻碍了在车身上推广应用，如何实现其扩孔局部成形性能提升是目前亟待解决的问题。复相钢通过引入贝氏体相，可较好的改善扩孔率，但相应的由于贝氏体的引入，拉延性能受到损失，难以满足较复杂零件成形。有报道表示可通过Nb/Ti微合金化在铁/马双相基础上改善扩孔率，但相应的合金成本增加，因此如何通过工艺路径创新实现低成本高扩孔性能是目前技术难点所在。发明内容 [0003] 本申请提供了一种980MPa级高强钢及其制备方法，以解决现有的如何通过工艺路径实现低成本高扩孔性能的技术问题。 [0004] 第一方面，本申请提供了一种980MPa级高强钢，其化学成分按质量百分比为：C:0.08％‑0.18％，Si:0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti: 0.01％‑0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。 [0005] 可选的，所述980MPa级高强钢具有双相组织，以面积分数算，包含35％‑60％铁素体，40％‑65％马氏体，所述铁素体平均晶粒尺寸为2.1μm‑4.2μm，所述马氏体平均晶粒尺寸为1.0μm‑4μm。 [0006] 可选的，所述铁素体内部或铁素体与所述马氏体相界面包含纳米析出物，所述纳米析出物包括TiC和/或MoC； [0007] 可选的，所述纳米析出物的直径小于10nm； [0008] 可选的，所述纳米析出物的密度大于80个/μm2。 [0009] 可选的，所述980MPa级高强钢，力学性能参数指标为：抗拉强度大于980MPa，屈服强度630‑930MPa，延伸率A50≥12％，扩孔率≥50％。 [0010] 第二方面，本发明提供了一种第一方面所述的980MPa级高强钢的制备方法，包括以下步骤： [0011] 获取980MPa级高强钢的钢水，所述钢水化学成分按质量百分比计包括：C:0.08％‑0.18％，Si：0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti:0.01％‑ 0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，余量为铁和其他不可避免杂质元素； [0012] 将所述钢水连铸成板坯； [0013] 所述板坯经加热后依次进行粗除鳞、粗轧、感应加热、精除鳞、精轧、层流冷却、卷取和空冷过程，得到980MPa级高强钢热轧板； [0014] 将所述980MPa级高强钢热轧板经过冷轧后获得冷硬带钢； [0015] 对所述冷硬带钢进行退火、精整，获得所述980MPa级高强钢。 [0016] 可选的，步骤S2中连铸的拉速为3m/min‑7m/min；板坯厚度110mm‑125mm； [0017] 步骤S3中板坯加热温度为1120℃‑1220℃。 [0018] 可选的，所述精轧采用单坯轧制、半无头轧制和无头轧制中的任意一种； [0019] 当所述精轧采用所述单坯轧制时，所述精除鳞采用双排除磷，除磷压力≥40MPa； [0020] 当所述精轧采用所述半无头轧制或所述无头轧制时，所述精除鳞采用单排除磷，除磷压力≥30MPa； [0021] 所述精除鳞中，除磷喷嘴距离所述板坯50mm‑120mm。 [0022] 可选的，步骤S3中所述精轧采用5道次轧制，所述精轧累计变形量在60％‑70％，控制终轧温度为880℃‑920℃。 [0023] 可选的，所述层流冷却的冷却速度≥25℃/s，所述卷取温度为510℃‑550℃，得到的钢卷空冷至室温，获得热轧卷。 [0024] 可选的，步骤S4中所述冷轧的冷轧压下率为40％‑60％，在单机架往复轧制5道次获得目标厚度的冷硬产品； [0025] 可选的，步骤S5中对所述冷硬带钢进行退火，包括以下步骤： [0026] 加热至均热温度760℃‑840℃，保温28s‑210s后，缓冷至580℃‑680℃，然后快冷至280℃‑320℃进入过时效段，保温时间为300s‑400s； [0027] 可选的，加热速率为0.9℃/s‑21℃/s；快冷冷却速度≥45℃/s； [0028] 可选的，所述带钢通过炉区速度达到120m/min以上。 [0029] 本发明提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点： [0030] 本发明提供了一种980MPa级高强钢及其制备方法，该产品基于新型多模式薄板坯连铸连轧短流程产线开发，采用Mo、Ti微合金化，在连轧及卷取后阶段形成细小Mo、Ti复合析出物，细化奥氏体晶粒，进而细化铁素体晶粒，同时铁素体中析出相能够强化铁素体基体，从而缩小与马氏体之间的硬度差。另外，在铸轧过程中，采用粗轧和精轧两道次除磷技术，保证带钢的优异的表面质量，利用短流程产线技术优势，获得的热轧板组织细小均匀，性能一致性优异，为冷轧成品扩孔性提升提供良好的前提，避免了传统热连轧产线性能波动大、卷边部和中部组织不均等问题。与此同时，冷轧退火阶段通过连续退火过时效可实现淬火后马氏体在线回火，进一步降低马氏体与铁素体硬度差，实现扩孔性提升。附图说明 [0031] 此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。 [0032] 为了更清楚地说明本申请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。 [0033] 图1为本发明提供的一种980MPa级高强钢的制备方法流程图； [0034] 图2为本发明实施例提供的一种980MPa级高强钢的显微组织结构图。具体实施方式 [0035] 为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。 [0036] 本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。 [0037] 在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。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。在本文中，“和/或”，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的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a‑b(即a和b),a‑c,b‑c,或a‑b‑c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。 [0038] 除非另有特别说明，本申请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。 [0039] 第一方面，本申请提供了一种980MPa级高强钢，其力学性能达到：抗拉强度大于980MPa，屈服强度630MPa‑930MPa，延伸率A50≥12％，扩孔率≥50％。 [0040] 其化学成分按质量百分比为:C:0.08％‑0.18％，Si:0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti:0.01％‑0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤ 0.010％，S：≤0.006％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。 [0041] 本发明合金成分设计的理由如下： [0042] C元素是有效元素，是为了稳定残余奥氏体，同时又能确保获得所需的目标强度而添加的，为了获得所需效果，碳含量在0.08％以上，但又必须为了避免C含量过高恶化焊接性能，同时碳过高会产生铸坯缺陷，碳含量不宜超过0.18％，因此C含量需控制0.08‑0.18％。 [0043] Si元素也是重要的固溶强化元素，同时Si可以有效促进C元素向奥氏体富集，有助于稳定残余奥氏体，同时又能抑制碳化物在铁素体析出，净化铁素体相，改善延伸率，为了获得所需效果，Si含量应大于0.2％，但Si含量大于0.8％后会显著恶化热轧板表面质量，形成含Si 氧化物，酸洗难以完全祛除，因此Si含量需控制在0.2％‑0.8％。 [0044] Mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，可以抑制铁素体相变，同时又是对残余奥氏体形成和稳定化的有效元素，当所述锰含量＜1.8％时会发生大量铁素体相变，难以获得目标强度，但Mn含量过高容易引起组织偏析，易导致成形开裂，恶化钢的综合性能，另外锰含量过高会推迟贝氏体相变，形成大量马氏体，从而难以确保所期望的延性。在本发明中，锰含量优选范围为1.8％‑3.0％。 [0045] P元素可抑制碳化物的形成，因此认为含极少量的P元素是有利的，但在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，且为碳当量贡献的显著影响元素，故本发明P元素含量控制在0.010％以下。 [0046] S元素作为有害元素，主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，且为碳当量贡献显著影响元素，本发明S元素含量控制在0.006％以下。 [0047] Cr元素可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，添加一定含量的Cr来获得强度保证了合金制造成本足够低；但同时Cr元素为铁素体区扩大元素，Cr元素过多会导致两相区缩小，还会阻碍贝氏体转变，因此限制Cr的添加以保证贝氏体的获得，因此Cr含量需控制0.2％‑0.6％。 [0048] Mo元素是有助于稳定奥氏体的元素，该元素与C、Si等元素复合作用，有助于奥氏体稳定化，因此需添加0.1％以上确保所需效果，同时Mo还会与Ti、C形成复合纳米级析出物，在铁素体中起到析出强化效果，但超过0.3％时不仅合金成本大大增加，导致两相区缩小，还会阻碍贝氏体转变，因此限制Mo的添加以保证贝氏体的获得，因此Mo含量需控制0.1％‑0.3％。 [0049] Ti是析出强化及细晶强化的有效元素，与钢中的碳和氮结合形成精细碳化物、氮化物，从而在细化晶粒具有重要作用，另一方面，上述精细碳化物、氮化物析出时强化基体组织，并降低各相之间的硬度差，从而提高钢的屈服强度和扩孔性能，当其含量小于0.01％时难以达到上述效果，当其含量超过0.04％时不仅增加合金成本，并且由于形成过多的析出物，大大降低钢板的延展性。因此本发明Ti含量需控制在0.01％‑0.04％。 [0050] Alt是钢中良好的脱氧剂，为此需要保持在0.03％以上，Al同时作用与Si类似，是较好的奥氏体间接稳定元素，但本发明添加的足够的Si，因此本发明不需要添加过多的Al，而Al过量添加会导致浇铸时水口堵塞，影响连铸效率。因此本发明Alt含量需控制在0.03％‑0.06％。 [0051] 在一些实施方式中，所述980MPa级高强钢具有双相组织，以面积分数算，包含35％‑60％铁素体，40％‑65％马氏体，所述铁素体平均晶粒尺寸为2.1μm‑4.2μm，所述马氏体平均晶粒尺寸为1.0μm‑4μm。 [0052] 如果所述铁素体分数小于35％，则马氏体分数相对快速增加，有利于确保钢的强度，但延展性却降低，因此铁素体含量不能低于35％；而当铁素体分数大于60％时，相应的马氏体或铁素体分数减小，有助于提高延伸率，但强度无法保证，同理，马氏体是钢中强度的贡献相，如果不在40％‑65％范围，其强度将无法达到本发明要求。 [0053] 铁素体晶粒尺寸控制在一定尺寸范围2.1μm‑4.2μm，达到尺寸精细效果，从而确保较高的屈强比；马氏体平均晶粒尺寸为1μm‑4μm，其作用是细小弥散分布的马氏体有利于成形时应变均匀分配和分布，有利于获得较好的扩孔性能。 [0054] 该晶粒尺寸取值过大则易形成马氏体条带状，成形时易在相界面形成初始裂纹，产生早期开裂，尺寸过小则易导致强度过高，且会给生产制造增加非常大的难度。故在一些实施方式中，所述铁素体内部或铁素体与所述马氏体相界面包含纳米析出物，所述纳米析出物包括TiC和/或MoC。 [0055] 在更优选的实施方式中，所述纳米析出物的直径小于10nm；密度大于80个/μm2。通过上述析出物TiC和/或MoC均匀分布在基体内，从而适当控制软相铁素体的硬度的提高，有利于缩小两相硬度差，实现铁素体和马氏体硬度差＜1GPa，由此能够确保优异的扩孔性能，而10nm以上尺寸的析出物则无法完全达到上述效果。 [0056] 第二方面，本发明提供了一种第一方面所述的980MPa级高强钢的制备方法，如图1所示，包括以下步骤： [0057] S1，获取增强扩孔性980MPa级高强钢的钢水，所述钢水化学成分按质量百分比计包括：C:0.08％‑0.18％，Si：0.2％‑0.8％，Mn:1.8％‑3.0％，Cr:0.2％‑0.6％，Mo:0.1％‑0.3％，Ti:0.01％‑0.04％，Alt：0.03％‑0.06％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，余量为铁和其他不可避免杂质元素； [0058] S2，基于多模式薄板坯连铸连轧产线将所述钢水连铸成板坯； [0059] S3，所述板坯经加热后依次进行粗除鳞、粗轧、感应加热、精除鳞、精轧、层流冷却、卷取和空冷过程，得到980MPa级高强钢热轧板； [0060] S4，将所述980MPa级高强钢热轧板经过冷轧后获得冷硬带钢； [0061] S5，对所述冷硬带钢进行退火、精整，获得所述980MPa级高强钢。 [0062] 在一些实施方式中，为了不影响生产节奏，防止出现漏钢或造成生产事故，步骤S2中连铸的拉速为3m/min‑7m/min；板坯厚度110mm‑125mm； [0063] 为了使得板坯合金元素均质化，在一些实施方式中，步骤S3中板坯加热温度为1120℃‑1220℃，若低于该温度达不到所需效果，温度过高则会产生巨大能耗，不可取。 [0064] 在一些实施方式中，所述精轧采用单坯轧制、半无头轧制和无头轧制中的任意一种； [0065] 当所述精轧采用所述单坯轧制时，所述精除鳞采用双排除磷，除磷压力≥40MPa； [0066] 当所述精轧采用所述半无头轧制或所述无头轧制时，所述精除鳞采用单排除磷，除磷压力≥30MPa； [0067] 所述精除鳞中，除磷喷嘴距离所述板坯50mm‑120mm。 [0068] 在一些实施方式中，步骤S3中所述精轧采用5道次轧制，所述精轧累计变形量在60％‑70％，控制终轧温度为880℃‑920℃，其目的为了降低各道次轧制负荷，控制终轧温度为880‑920℃，保证在全奥氏体区轧制及微观组织均匀性，该温度取值过小则可能末道次机架处于两相区轧制，晶粒不均，过大的不利影响是前段工序温度更高，不利于节能降耗。 [0069] 在一些实施方式中，所述层流冷却的冷却速度≥25℃/s，所述卷取温度为510℃‑550℃，得到的钢卷空冷至室温，获得热轧卷。控制冷却速率原因是使得冷却更为均匀，该速率取值过小则降低生产节奏，不利于提高产能，过大的则不利于通卷组织性能稳定性的提高。控制卷取温度是为了获得较为理想的组织性能，该温度取值过小则可能导致热轧卷取后性能较高，不利于后续冷轧轧制，同时过低的卷取温度卷取后发生贝氏体、甚至是马氏体相变，相变产生的膨胀量易造成扁卷；过大的则加大氧化铁皮形成倾向。 [0070] 为了获得所需的目标冷轧厚度，同时获得退火时再结晶形核储能，在一些实施方式中，步骤S4中所述冷轧的冷轧压下率为40％‑60％，在单机架往复轧制5道次获得目标厚度的冷硬产品；该压下率取值过小则不利于获得充分的再结晶形核储能，过大的不利影响是增加轧制负荷，降低轧辊寿命。 [0071] 在一些实施方式中，步骤S5中对所述冷硬带钢进行退火，包括以下步骤： [0072] 加热至均热温度760℃‑840℃，保温28s‑210s后，缓冷至580℃‑680℃，然后快冷至280℃‑320℃进入过时效段，保温时间为300s‑400s； [0073] 采用的退火温度为760℃‑840℃，通过退火后，经冷轧后的纤维状组织完成回复、再结晶并不过转变为奥氏体，同时残余渗碳体充分溶解，奥氏体中成分及组织充分均匀化，缓慢冷却时进一步调整奥氏体及铁素体比例，形成部分新生铁素体，缓冷后带钢快速冷却280‑320℃并保温300s‑400s，该温度范围及保温时间非常关键，此阶段进行马氏体转变，同时保温一段时间，实现马氏体在线回火，进一步降低马氏体的硬度，缩小马氏体和铁素体硬度差。 [0074] 在一些实施方式中，加热速率为0.9℃/s‑21℃/s；快冷冷却速度≥45℃/s。 [0075] 在一些实施方式中，所述带钢通过炉区速度达到120m/min以上。 [0076] 下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。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。 [0077] 本发明提供了多个980MPa级高强钢的实施例以及对比例，制备方法如下所示： [0078] (1)首先，获取各个实施例中980MPa级高强钢的钢水，其化学成分如表1所示；然后采用多模式薄板坯连铸连轧产线，获得连铸坯： [0079] 表1增强扩孔性980MPa级高强钢化学成分(wt％) [0080] 组别 C Si Mn P S Cr Alt Ti Mo实施例1 0.08 0.2 1.9 0.007 0.003 0.45 0.05 0.03 0.2 实施例2 0.10 0.28 2.2 0.008 0.004 0.22 0.03 0.02 0.22 实施例3 0.12 045 2.65 0.007 0.003 0.38 0.05 0.02 0.24 实施例4 0.14 0.45 2.4 0.007 0.003 0.4 0.04 0.015 0.24 实施例5 0.15 0.5 2.7 0.007 0.003 0.4 0.04 0.04 0.24 对比例1 0.07 0.18 1.7 0.007 0.003 0.15 0.05 0.01 0.08 对比例2 0.19 0.9 2.7 0.007 0.003 0.45 0.02 0.03 0.2 [0081] (2)将上述连铸坯经过多模式连铸连轧热轧获得热轧板，各个步骤所采用的参数如表2所示。 [0082] 表2 980MPa级高强钢连铸连轧工艺参数 [0083] [0084] (3)将上述热轧板进行冷轧，随后得到冷硬带钢进行连续退火工艺处理得到成品。其中，连退退火工艺参数见表3。 [0085] 表3 980MPa级高强钢冷轧及退火工艺参数 [0086] [0087] [0088] 对各个实施例以及对比例的成品取样，然后进行力学性能测试，结果见表4。 [0089] 表4 980MPa级高强钢力学性能 [0090]组别 Rm/MPa Rp0.2/MPa A50/％扩孔率/％实施例1 1022 785 13 66 实施例2 1011 834 13 65 实施例3 1024 815 12 64 实施例4 1043 828 12 55 实施例5 972 822 13 62 对比例1 852 528 18 45 对比例2 1110 682 1‑ 28 [0091] 由上表中的数据可以知晓，本发明中提供的980MPa级高强钢的性能各方面均优于对比例中的产品性能。同时，本发明还对实施例1中提供的980MPa级高强钢进行微观组织观测，得到的微观组织照片如图2所示。由图中可以看到微观组织中包含铁素体、马氏体。 [0092] 以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内 [0093] 以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。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申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请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。