CN114086084A - 一种热轧双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本申请提供一种热轧双相钢及其制备方法，涉及钢材制备技术领域。该热轧双相钢包含如下重量百分含量的组分：0.20wt％≤C≤0.23wt％，0.20wt％≤Si≤0.40wt％，1.00wt％≤Mn≤1.20wt％，0.15wt％≤Cr≤0.35wt％，0.020wt％≤Ti≤0.040wt％，0.0025wt％≤B≤0.0035wt％，0.010wt％≤Als≤0.060wt％，P≤0.015wt％，S≤0.004wt％，N≤0.004wt％。该热轧双相钢的金相组织为马氏体和铁素体，马氏体质量占金相组织总量的65～71％，该热轧双相钢具有980MPa以上强度和良好的成型性能。

Description

一种热轧双相钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及钢材制备技术领域，具体涉及一种热轧双相钢及其制备方法。
背景技术
随着现代汽车向高安全性、经济环保、高寿命等方向发展，对汽车板的强度、成型性等提出了越来越高的要求。双相钢因其优异的力学性能，是目前应用在高强度汽车板较多的钢种之一。
随着强度增加，双相钢的工艺控制难点也越来越大。由于冷轧工艺得到的产品性能稳定，表面质量高，所以人们习惯采用冷轧工艺生产980MPa的双相钢。但是，冷轧工艺同时还具有工序多、生产周期长、生产成本高的缺点，不仅如此，车轮、车厢、底盘结构件等部位用钢均要求较厚的双相钢产品，这使得用热轧工艺生产的2～6mmDP980较冷轧产品具有明显优势。同时，汽车用钢存在批量小、规格多、性能严、交期紧等特点，且成分多样化，给大生产带来了困难。因此，热轧双相钢就成为了目前研究的热点。但热轧双相钢性能波动大、且添加高含量的Si、Mn、Nb、Cr等元素，严重限制了其广泛应用。
随着双相钢强度的提高，其加工成型性变差，在弯曲成型、扩孔加工或扩孔翻边加工等过程中极易出现局部成型开裂。因此，在提高双相钢强度的同时，如何改善其成型性能，是先进高强双相钢开发和应用需要攻关的难题。
发明内容
针对上述技术问题，本申请提供一种热轧双相钢及其制备方法，旨在提供兼具较高强度和优良成型性能的热轧双相钢。
一方面，本申请实施例提出了一种热轧双相钢，包含如下重量百分含量的组分：
0.20wt％≤C≤0.23wt％，0.20wt％≤Si≤0.40wt％，1.00wt％≤Mn≤1.20wt％，0.15wt％≤Cr≤0.35wt％，0.020wt％≤Ti≤0.040wt％，0.0025wt％≤B≤0.0035wt％，0.010wt％≤Als≤0.060wt％，P≤0.015wt％，S≤0.004wt％，N≤0.004wt％，
其中，所述C、Cr和B的重量百分含量满足：4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％；
所述热轧双相钢的金相组织为马氏体和铁素体，其中，所述马氏体质量占所述金相组织总质量的65～71％。
根据本申请的一个实施例，所述热轧双相钢的抗拉强度大于980MPa，屈强比为0.50～0.65，延伸率大于14％。
另一个方面，本申请实施例提供一种热轧双相钢的制备方法，包含如下步骤：
将经精轧后的中间坯进行层流冷却，以得到包含上述金相组织的钢坯，其中，所述中间坯包含上述组分；
将所述钢坯进行卷曲，制得热轧双相钢。
根据本申请的一个实施例，所述层流冷却包括第一段层流冷却、空冷和第二段层流冷却。
根据本申请的一个实施例，包括在如下公式计算的冷却速率下进行所述第一段层流冷却：V1＝(70～90)+14.5×a1/2－4.3×(18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×Bwt％)，其中，V1为所述第一段层流冷却的冷却速率，单位为℃/s；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
根据本申请的一个实施例，包括在如下公式计算的冷却温度下进行所述空冷：T＝(813～833)－56.3×a1/2，其中，T为空冷温度，单位为℃；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
根据本申请的一个实施例，包括在如下公式计算的冷却时间下进行所述空冷：t＝7+0.035×(740－T)，其中，t为空冷时间，单位为s；T为空冷温度，单位为℃。
根据本申请的一个实施例，包括在如下公式计算的冷却速度下进行所述第二段层流冷却：V2＝(80～100)+18.9×a1/2－3.5×(18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％)，其中，V2为所述第二段层流冷却的冷却速率，单位为℃/s；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
根据本申请的一个实施例，所述精轧的终轧温度为830～880℃。
根据本申请的一个实施例，所述中间坯在精轧之前还包括热卷箱处理，所述热卷箱处理温度为1020～1070℃。
与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：
本发明的热轧双相钢的组分中添加C、Si、Mn、B、Ti、Cr等元素，未添加Nb、V、Mo元素，且Si、Mn、Ti、Cr含量较低，由此降低了合金成本，缓减了合金元素在铸坯中心的偏析。本发明控制钢中的P、S、N含量，减少了夹杂、偏析等对成型开裂的风险。
本申请C、Cr和B的重量百分含量满足：4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％。C、Cr和B同时满足上述含量方能使钢板具有较好的淬透性，得到一定比例的马氏体组织，满足强度的要求。同时，上述元素的合理匹配，可综合降低双相钢的制造成本。
本申请热轧双相钢的金相组织为马氏体和铁素体，其中，马氏体质量占所述金相组织总质量的65～71％，铁素体质量占所述金相组织总质量的29～35％。上述含量的马氏体组织使钢板具有980MPa以上的强度，上述含量的铁素体组织使钢板具有良好的成型性能。
附图说明
下面将参考附图来描述本申请示例性实施例的特征、优点和技术效果。
图1是本申请实施例1的热轧双相钢板的金相组织结构图；
图2是本申请实施例1的热轧双相钢板的冷弯照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本申请的实施方式作进一步详细描述。以下实施例的详细描述和附图用于示例性地说明本申请的原理，但不能用来限制本申请的范围，即本申请不限于所描述的实施例。
热轧双相钢
本申请第一方面实施例提供一种热轧双相钢，包含如下重量百分含量的组分：
0.20wt％≤C≤0.23wt％，0.20wt％≤Si≤0.40wt％，1.00wt％≤Mn≤1.20wt％，0.15wt％≤Cr≤0.35wt％，0.020wt％≤Ti≤0.040wt％，0.0025wt％≤B≤0.0035wt％，0.010wt％≤Als≤0.060wt％，P≤0.015wt％，S≤0.004wt％，N≤0.004wt％，
其中，所述C、Cr和B的重量百分含量满足：4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％；其中，C wt％表示C的重量百分含量；Cr表示Cr的重量百分含量；Bwt％表示B的重量百分含量；
所述热轧双相钢的金相组织为马氏体和铁素体，其中，所述马氏体质量占所述金相组织总质量的65～71％。
根据本发明实施例的热轧双相钢通过对各组分的种类和含量的控制，使得各组分之间起到协同增效作用，从而赋予高强钢兼具优良成型性能和较高的强度。
根据本发明的实施例，C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，是决定材料强度、硬度的重要元素。C能稳定奥氏体，可控制层流冷却空冷过程中铁素体的转变量。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，必须保证一定的碳含量，但是碳含量太高会影响焊接性能，因此本发明中C含量设定为0.20wt％≤C≤0.23wt％。例如，C为0.20wt％、0.21wt％、0.22wt％和0.23wt％。C的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
根据本发明的实施例，Si是固溶强化元素，在两相区空冷时，促使碳加速向奥氏体扩散，对铁素体有净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，从而得到较低的屈强比。但太高的Si易在钢板表面形成高熔点氧化物而影响钢板表面质量。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，Si的含量设定为：0.20wt％≤Si≤0.40wt％。例如，C为0.20wt％、0.25wt％、0.30wt％、0.35wt％和0.40wt％。Si的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
根据本发明的实施例，Mn属于置换型元素，起到固溶强化的作用；它可扩大奥氏体相区，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。为保证抗拉强度≥980MPa强度，Mn含量应控制在1.00％以上，并且Mn含量过低，过冷奥氏体不够稳定，空冷时容易转变为珠光体类型的组织；Mn含量过高，则影响合金成本。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，Mn的含量设定为：1.00wt％≤Mn≤1.20wt％。例如，Mn为1.00wt％、1.05wt％、1.10wt％、1.15wt％和1.20wt％。Mn的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
根据本发明的实施例，P和S作为钢中有害夹杂，对钢的成型性能、低温韧性、焊接性及疲劳性能均有巨大的损害作用；本发明从降低生产成本和提高产品质量出发，将P含量控制在≤0.015％和S含量控制在≤0.004％，使P和S对成型性能的影响降到尽可能低的水平。
根据本发明的实施例，B元素是提升钢淬透效果的元素，微量的B就可极大提高钢中的淬透性。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，B的含量设定为：0.0025wt％≤B≤0.0035wt％。例如，B为0.0025wt％、0.0028wt％、0.0030wt％、0.0032wt％和0.0035wt％。B的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
根据本发明的实施例，Ti元素具有一定的细晶强化和析出强化效果。少量的Ti还能提高焊接性能，本发明的实施例中主要发挥Ti的细晶强化和焊接性能。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，Ti的含量设定为：0.020wt％≤Ti≤0.040wt％。例如，Ti为0.020wt％、0.025wt％、0.030wt％、0.035wt％和0.040wt％。Ti的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
根据本发明的实施例，Cr元素可提高钢的淬透性，并降低带钢表面氧化铁皮的粘结性，减少钢板表面氧化铁皮的粉化，提高钢板表面质量。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，Cr的含量设定为：0.15wt％≤Cr≤0.35wt％。例如，Cr为0.15wt％、0.20wt％、0.25wt％、0.30wt％和0.35wt％。Cr的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
在一些实施例中，N含量控制在≤0.004％，可以降低生成粗大TiN夹杂的风险。
根据本发明的实施例，Als在炼钢过程中具有脱氧作用，可提高钢水的纯净度。此外，Als还能固定钢中的N，并与N形成稳定的化合物，有效细化晶粒。
在一些实施例中，为综合改善热轧双相钢的性能，Als的含量设定为：0.010wt％≤Als≤0.060wt％。例如，Als为0.010wt％、0.020wt％、0.030wt％、0.040wt％、0.050wt％和0.060wt％。Als的含量也可以是以上数值的任意组合范围。
根据本发明的实施例，所述热轧双相钢的金相组织为马氏体和铁素体，其中，所述马氏体质量占所述金相组织总质量的65～71％，例如65％、66％、67％、68％、69％、70％和71％，也可以是以上数值的任意组合范围。
具体地，马氏体属于双相钢中的硬相组织，它决定着双相钢的抗拉强度，它的占比为65～71％，可使其具有980MPa上的抗拉强度。而铁素体属于双相钢中的软相，它决定着双相钢的屈服强度。当其含量为29～35％时，可使本发明具有较低的屈服强度，使其具有良好的成型性能。
本申请实施例的热轧双向钢板的厚度为2.0～6.0mm，热轧双相钢板经检测：抗拉强度Rm≥980MPa，屈强比为0.50～0.65，延伸率A≥14％；弯心直径d＝2a(a表示成品钢板厚度)，180°冷弯合格；将其应用在高强度汽车板上，在弯曲成型、扩孔加工或扩孔翻边加工等过程中成型性良好，没有发生局部成型开裂。
热轧双相钢的制备
本发明第二方面的实施例提供一种热轧双相钢的制备方法，该方法包括如下步骤：
1)将经精轧后的中间坯进行层流冷却，以得到包含金相组织为马氏体和铁素体的钢坯，其中，所述马氏体质量占所述金相组织总质量的65～71％，
所述中间坯包含如下组分：
0.20wt％≤C≤0.23wt％，0.20wt％≤Si≤0.40wt％，1.00wt％≤Mn≤1.20wt％，0.15wt％≤Cr≤0.35wt％，0.020wt％≤Ti≤0.040wt％，0.0025wt％≤B≤0.0035wt％，0.010wt％≤Als≤0.060wt％，P≤0.015wt％，S≤0.004wt％，N≤0.004wt％，
其中，所述C、Cr和B的重量百分含量满足：4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％；
2)将所述钢坯进行卷曲，制得热轧双相钢。
在本发明的一些实施例中，在步骤1)之前，方法还包括：
(a)将包含上述组分的钢水进行冶炼、精炼、Si-Ca处理，
其中，Si-Ca处理时的Ca/S控制在1.0～3.0之间；钙处理前5min至钙处理后8min进行软吹；
(b)将Si-Ca处理后钢水进行连铸，形成铸坯；
(c)将铸坯进行加热，然后进行粗轧和精轧，得到精轧后中间坯。
例如，在上述步骤(b)中，连铸的连铸坯厚度为210～230mm；电磁搅拌采用正反向交替搅拌模式，交替时间为40～60s，电磁搅拌电流为320～480A，电磁搅拌频率为14～18Hz；铸坯芯部冷速为28～36℃/min。
例如，在上步骤(c)中，预热段为400～600℃；第一加热段加热温度为950～1050℃；第二加热段和均热段的加热温度为1180～1220℃；粗轧温度：1040～1100℃，精轧前采用热卷箱处理，热卷箱温度1020～1070℃，精轧的终轧温度：830～880℃。
根据本发明的一些实施例，Si-Ca处理一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，提高制品的成型性能。连铸过程采用强冷冷却模式，以及采用正反向交替搅拌的电磁搅拌，能使连铸器中的钢液混合均匀，降低凝固末期元素的偏析含量，从而降低中心偏析。
根据本发明的实施例，热轧双相钢包含一定含量的Ti元素，主要用于细晶强化和提高焊接性能，并可以使得铸坯的加热温度无需达到其固溶温度。故铸坯的最高加热温度可设定为例如1180～1220℃，结合TiN粒子的钉轧作用，实现细晶效果。
在一些实施例中，采用热卷箱，调转中间坯头尾顺序，减少轧钢过程中中间坯的温降，有利于薄规格带钢轧制，并实现了精轧过程中的匀速轧制，有利于提高两段式冷却工艺的命中率。
在一些实施例中，采用精轧的终轧温度为830～880℃的较低轧制温度，将提高材料在非再结晶奥氏体区的变形，增加变形奥氏体中的位错密度，促进细晶粒转变组织，提高了制品的强度。
在本发明的实施例中，所述层流冷却包括第一段层流冷却、空冷和第二段层流冷却。
在一些实施例中，上述方法包括在如下公式计算的冷却速率下进行所述第一段层流冷却：V1＝(70～90)+14.5×a1/2－4.3×(18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％)，其中，V1为所述第一段层流冷却的冷却速率，单位为℃/s；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm；C wt％为C的重量百分含量；Cr wt％为Cr的重量百分含量；B wt％为B的重量百分含量。
在一些实施例中，上述方法包括在如下公式计算的冷却温度下进行所述空冷：T＝(813～833)－56.3×a1/2，其中，T为空冷温度，单位为℃；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
在一些实施例中，上述方法包括在如下公式计算的冷却时间下进行所述空冷：t＝7+0.035×(740－T)，其中，t为空冷时间，单位为s；T为空冷温度，单位为℃。
在一些实施例中，上述方法包括在如下公式计算的冷却速度下进行所述第二段层流冷却：V2＝(80～100)+18.9×a1/2－3.5×(18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％)，其中，V2为所述第二段层流冷却的冷却速率，单位为℃/s；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm；C wt％为C的重量百分含量；Cr wt％为Cr的重量百分含量；B wt％为B的重量百分含量。
具体地，第一段层流冷却速率采用快冷，细化晶粒，使未结晶区轧制的形变奥氏体尽量保留下来并转变成细小的铁素体组织。但冷速过快会因内应力过大造成板型问题，因此需要将其控制在一个合理的区间。
空冷温度与空冷时间匹配，可得到适量的铁素体组织。对于本发明中的成分来说，空冷时间过长，会得到较多的铁素体含量，强度无法满足抗拉强度≥980MPa，而空冷时间过短，则无法生成铁素体组织或铁素体含量不够，因此要将空冷时间与空冷温度合理匹配。空冷温度较高，则空冷时间应适当缩短，而空冷温度较低，则空冷时间适当延长，这样就可根据各自产线进行工艺设计，提高了本发明的适用性。
第二段冷却采用更高的冷速，且冷却至120℃以下，是为了让未转变的奥氏体组织全部转变为马氏体组织，防止生成珠光体或贝氏体组织。由于第二段冷却时，钢板本身温度较低，因此较高的冷却速率对板型的影响较小。第一段和第二段均采取了快冷，且空冷时间较短，奥氏体组织来不及长大，因此得到的马氏体组织尺寸较小，提高了成品的强度和折弯性能。
因此，在一些实施例中，第一段和第二段均采取了快冷，且空冷时间较短，奥氏体组织来不及长大，从而得到组织尺寸较小的马氏体，提高了成品的强度和成型性能。
在一些实施例中，在层流冷却后即进行卷取，制得热轧双相钢，其中，卷取温度≤120℃，且不与其它热卷堆放，防止得到的马氏体在低温下发生回火，影响其强度。
本发明提供的热轧双相钢的制备方法采用“水冷+空冷+水冷”的层流冷却方式，得到与成分、厚度匹配的冷却速率；采用温度和时间匹配的空冷工艺，适应于不同长度的层流冷却设备，提高了本发明的适用性；采用“热卷箱+匀速轧制”来实现两段式冷却方式，且避开了400～500℃莱顿佛斯特效应显著的温度区间，提高其工艺命中率。
实施例
实施例1～9提供的热轧双相钢板的组分及含量如表1所示，并同时满足如下关系：
4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％。
表1实施例1～9的热轧双相钢板的组分与质量百分含量
Figure BDA0003338810680000091
将包含表1所示的组分和质量百分含量的钢水按如下步骤制备成热轧双相钢板：
(a)将包含上述组分的钢水进行冶炼、精炼、Si-Ca处理；
(b)将Si-Ca处理后钢水进行连铸，形成铸坯；
(c)将铸坯进行加热，然后进行粗轧和精轧，得到精轧后中间坯；
(d)将经精轧后的中间坯进行层流冷却，得到钢坯；
(e)将所述钢坯进行卷曲，制得热轧双相钢。
各步骤中的主要工艺技术参数如表2所示。
表2实施例1～9的主要工艺技术参数
Figure BDA0003338810680000101
对实施例1～9所得热轧双相钢板按照GB/T 228.1-2010中的试验方法要求进行性能测试，整卷钢板的抗拉强度波动值的检测是在钢卷的头部、中部和尾部各切5m，分别对头部、中部和尾部进行取样，并检测各个样品的抗拉强度，样品之间的最大抗拉强度差为整卷钢板的抗拉强度波动值；结果如表3所示。
表3实施例1～9制得的热轧双相钢的性能检测结果
Figure BDA0003338810680000102
Figure BDA0003338810680000111
由表3可知，实施例1～9制得的热轧双相钢板厚度为2.0～6.0mm，抗拉强度Rm≥980MPa，屈强比为0.50～0.65，延伸率A≥14％；弯心直径d＝2a(a表示成品钢板厚度)，180°冷弯合格。图2为实施例1所得钢板的冷弯照片。
在实施例1所得钢板上截取小块金相试样，将试样磨平、抛光，经4％的硝酸酒精溶液和浸蚀后，在金相显微镜观察下观察微观组织，如图1所示。用Lepera试剂(1％Na2S2O5+4％苦味酸试剂)进行腐蚀，并用图象仪测定实验钢的马氏体体积分数为65～71％，铁素体组织体积分数为29～35％。
对比例
对比例1～4提供的热轧双相钢板的组分及含量如表4所示，并同时满足如下关系：
4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％。
表4对比例1～4的热轧双相钢板的组分与质量百分含量
Figure BDA0003338810680000112
将包含表4所示的组分和质量百分含量的钢水按如下步骤制备成热轧双相钢板：
(a)将包含上述组分的钢水进行冶炼、精炼、Si-Ca处理；
(b)将Si-Ca处理后钢水进行连铸，形成铸坯；
(c)将铸坯进行加热，然后进行粗轧和精轧，得到精轧后中间坯；
(d)将经精轧后的中间坯进行层流冷却，得到钢坯；
(e)将所述钢坯进行卷曲，制得热轧双相钢。
各步骤中的工艺技术参数如表5所示。
表5对比例1～4的主要工艺技术参数
Figure BDA0003338810680000121
对对比例1～4所得热轧双相钢板按实施例1～9相同的方法进行性能测试，结果如表6所示。
表6对比例1～4制得的热轧双相钢的性能检测结果
Figure BDA0003338810680000122
由表1～6可知，对比例1的组分和含量与实施例3相同，但制备工艺与实施例3不同的是未采用热卷箱，其头整卷抗拉强度波动值达106MPa，远高于实施例3的51MPa。
由表1～6可知，对比例2的组分和含量，以及制备方法均与各实施例不同，但其钢板的性能与各实施例相当。与各实施例相比，对比例2的成分上约增加0.9％Si、0.7％Mn、0.3％Al，降低0.25％Cr，按当前合金价格及收得率，成本约增加184元/t。
由表1～6可知，对比例3、4的成分与实施例6相同，它们的区别在于空冷时间与实施例6不同。对比例3的空冷时间长达10.3s，导致铁素体含量过多，其抗拉强度仅为902MPa；而比对比4的空冷时间仅为5.2s，其空冷过程中奥氏体组织来不及转变为铁素体，导致其抗拉强度高达1617MPa，冷弯性能甚至无法满足d＝4a的要求。
本发明实施例通过控制层流冷却工艺，采用“热卷箱+两段式冷却”方式，提高工艺命中率，降低了整卷性能波动性。
虽然已经参考优选实施例对本申请进行了描述，但在不脱离本申请的范围的情况下，可以对其进行各种改进并且可以用等效物替换其中的部件，尤其是，只要不存在结构冲突，各个实施例中所提到的各项技术特征均可以任意方式组合起来。本申请并不局限于文中公开的特定实施例，而是包括落入权利要求的范围内的所有技术方案。

Claims (10)

1.一种热轧双相钢，其特征在于，包含如下重量百分含量的组分：
0.20wt％≤C≤0.23wt％，0.20wt％≤Si≤0.40wt％，1.00wt％≤Mn≤1.20wt％，0.15wt％≤Cr≤0.35wt％，0.020wt％≤Ti≤0.040wt％，0.0025wt％≤B≤0.0035wt％，0.010wt％≤Als≤0.060wt％，P≤0.015wt％，S≤0.004wt％，N≤0.004wt％，
其中，所述C、Cr和B的重量百分含量满足：4.35％≤18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％≤4.80％；
所述热轧双相钢的金相组织为马氏体和铁素体，其中，所述马氏体质量占所述金相组织总质量的65～71％。
2.根据权利要求1所述的热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的抗拉强度≥980MPa，屈强比为0.50～0.65，延伸率大于14％。
3.一种热轧双相钢的制备方法，其特征在于，包含如下步骤：
将经精轧后的中间坯进行层流冷却，以得到包含如权利要求1或2所述的金相组织的钢坯，其中，所述中间坯包含如权利要求1或2所述的组分；
将所述钢坯进行卷曲，制得热轧双相钢。
4.根据权利要求3所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述层流冷却包括第一段层流冷却、空冷和第二段层流冷却。
5.根据权利要求4所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括在如下公式计算的冷却速率下进行所述第一段层流冷却：
V1＝(70～90)+14.5×a1/2－4.3×(18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％)，
其中，V1为所述第一段层流冷却的冷却速率，单位为℃/s；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
6.根据权利要求4所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括在如下公式计算的冷却温度下进行所述空冷：
T＝(813～833)－56.3×a1/2，
其中，T为空冷温度，单位为℃；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
7.根据权利要求4所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括在如下公式计算的冷却时间下进行所述空冷：
t＝7+0.035×(740－T)，
其中，t为空冷时间，单位为s；T为空冷温度，单位为℃。
8.根据权利要求4所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括在如下公式计算的冷却速度下进行所述第二段层流冷却：
V2＝(80～100)+18.9×a1/2－3.5×(18.6×C wt％+1×Cr wt％+93.2×B wt％)，
其中，V2为所述第二段层流冷却的冷却速率，单位为℃/s；a为所述热轧双相钢的钢板厚度，单位为mm。
9.根据权利要求3所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述精轧的终轧温度为830～880℃。
10.根据权利要求3所述热轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述中间坯在精轧之前还包括热卷箱处理，所述热卷箱处理温度为1020～1070℃。
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