CN111893379B

CN111893379B - 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法

Info

Publication number: CN111893379B
Application number: CN202010671905.7A
Authority: CN
Inventors: 韩赟; 朱国森; 谢春乾; 刘华赛; 邱木生; 邹英; 阳锋; 姜英花; 滕华湘; 李飞; 章军
Original assignee: Shougang Group Co Ltd
Current assignee: Shougang Group Co Ltd
Priority date: 2020-07-13
Filing date: 2020-07-13
Publication date: 2022-01-18
Anticipated expiration: 2040-07-13
Also published as: CN111893379A

Abstract

本发明提供了一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，属于汽车用高强钢制造领域，所述双相钢的化学成分以质量分数计包含：C：0.16％～0.2％，Si：0.35％～0.65％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0.7％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。与同级别传统双相钢相比，本发明双相钢具有更好的成形性能，解决了传统双相钢在复杂冲压结构件上成形困难的问题。本发明还提供了一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法。

Description

一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法

技术领域

本发明属于汽车用高强钢制造领域，涉及一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法。

背景技术

从节能减排、保护环境的角度出发，汽车车体轻量化是大趋势。同时，为了保护驾乘人员的安全，还需要提高车身材料的碰撞安全性。鉴于上述要求，先进高强钢在汽车车身上的应用正逐步扩大。

然而，钢板强度提高，通常导致成形性能下降，使得一些形状复杂的汽车零部件无法由高强度钢板冲压成形。即使是具有优良强度、塑性和加工硬化性能的双相钢，当强度达到780MPa及以上时，也存在冲压成形开裂风险高的问题，这不仅增加了材料的废损率，还大大限制了高强度级别双相钢的应用。因此，在提高或保证钢板强度的同时，改善钢板的成形性能，是先进高强钢开发和应用需要攻关的难题。

发明内容

为了解决现有高强钢成形性能不佳的技术问题，本发明提供了一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，与同级别传统双相钢相比，本发明双相钢具有更好的成形性能，解决了传统双相钢在复杂冲压结构件上成形困难的问题。

本发明还提供了一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法。

本发明通过以下技术方案实现：

一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计包含：

C：0.16％～0.2％，Si：0.35％～0.65％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0.7％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质；

所述双相钢的微观组织中，铁素体的面积率为45％～60％，贝氏体和马氏体的面积率总和为35％～45％，残余奥氏体的面积率为4％～9％，其中，当量圆直径大于500nm的残余奥氏体占残余奥氏体总量的90％以上。

进一步的，所述双相钢的化学成分以质量分数计还包含下列元素中的任意一种：

Cr：0.16％～0.25％，Mo：0～0.3％。

进一步的，所述双相钢的化学成分中Si和Al含量以质量分数计满足：

Si+Al≥1.2％。

进一步的，所述双相钢的表面具有热浸锌层。

一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，包括：

钢水采用连铸方式铸成板坯，所述钢水化学成分与所述的双相钢的化学成分相同；

对板坯进行加热、粗轧和精轧，得到热轧板；

热轧板酸洗后进行冷轧，得到冷硬带铜；

将冷硬带钢进行连续退火，退火后进行表面镀锌。

进一步的，所述板坯加热温度为1250±20℃，均热30min～100min，精轧所得热轧板厚度为3.0mm～5.0mm；其中，精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度为860℃～910℃，卷取温度为660±20℃。

进一步的，所述冷轧工艺中，冷轧总压下率为60％～70％，冷轧所得冷硬带钢厚度为1.0mm～2.0mm。

进一步的，所述连续退火工艺中，炉区露点控制在-30℃～-10℃，预热温度为210℃～230℃，加热和均热温度为780℃～830℃，缓冷温度为680℃～720℃，快冷出口温度为450℃～470℃。

进一步的，所述表面镀锌工艺中，锌锅温度为450℃～470℃，镀锌后带钢的光整延伸率为0.3％～0.6％。

进一步的，所述连续退火工艺中，冷硬带铜加热速度为2℃/s～4℃/s，均热时间为60s～90s，快冷段的平均冷却速率＞10℃/s。

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

1.本发明一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，与同级别传统热镀锌双相钢相比，通过提高C含量，降低或是避免了贵重合金元素Mo、Ti和Nb的添加，从而大幅降低了材料成本，并通过精确控制Si和Al的成分配比，在抑制镀锌过程中奥氏体分解和碳化物生成的同时，改善了热镀锌双相钢的表面质量，提高了钢板的附加值。

2.本发明一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，通过对精轧、退火和热镀锌工艺进行改进，控制组织中铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体相对于钢板组织整体的面积率，明显改善了双相钢的成形性能，断后延伸率(A₈₀)可达23％及以上，使本发明双相钢更适宜用于形状复杂的汽车零部件生产。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图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它的附图。

图1是本发明实施例1制得的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢表面质量图；

图2是本发明实施例1制得的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢与传统DP780的成形极限曲线(Forming Limit Curve，FLC)对比图。

具体实施方式

下文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。

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：

针对现有高强钢成形性能不佳的技术瓶颈，发明人进行了深入研究和反复试验，结果发现：在双相钢的室温组织中保留一定量的奥氏体，并严格控制组织中铁素体、贝氏体和马氏体相对于钢板组织整体的面积率，有助于改善双相钢的成形性能。进而，就需要精确控制退火过程中的加热温度、均热温度、缓冷温度和快冷温度，包括各段的加热和冷却速度。另外还发现，对残余奥氏体的尺寸进行合理控制，确保变形过程中多数残余奥氏体能够产生相变诱发塑性(Transformation-induced plasticity，TRIP)效应，是提高成形性能的关键。

基于此，本发明提供了一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法，与同级别传统双相钢相比，具有更好的成形性能，断后延伸率(A₈₀)达到23％及以上，明显优于传统DP780，具有更高的成形安全裕度，解决了传统双相钢在复杂冲压结构件上成形困难问题。

本发明的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，化学成分以质量百分比计包含：

C：0.16％～0.2％，Si：0.35％～0.65％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0.7％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。

优选的，化学成分以质量百分比计还含有下列元素中的任意一种：

Cr：0.16％～0.25％，Mo：0～0.3％。

优选的，化学成分中Si和Al含量以质量百分比计满足：

Si+Al≥1.2％。

本发明的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，微观组织中铁素体的面积率为45％～60％，贝氏体和马氏体的面积率总和为35％～45％，残余奥氏体的面积率为4％～9％。其中，当量圆直径大于500nm的残余奥氏体占残余奥氏体总量的90％以上。

本发明一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，其表面具有热浸锌层。

本发明一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，具有如下工序：

(1)：按780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的化学成分配比，利用转炉炼钢，并采用连铸方式铸成板坯；

(2)：将板坯加热至1250±20℃，均热30min～100min，进行粗轧和精轧，得到3.0mm～5.0mm厚热轧板；其中，精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度为860℃～910℃，卷取温度为660±20℃；

(3)：将热轧板酸洗去除氧化铁皮，冷轧得到1.0mm～2.0mm厚冷硬带钢，冷轧总压下率在60％～70％之间；

(4)：将上述冷硬带钢在连续退火炉中退火，控制炉区露点在-30℃～-10℃之间，设定预热温度为210℃～230℃，加热和均热温度为780℃～830℃，缓冷温度为680℃～720℃，快冷出口温度为450℃～470℃；随后，进行表面镀锌，锌锅温度为450℃～470℃，镀锌后带钢的光整延伸率为0.3％～0.6％。

其中，步骤(4)中，带钢加热速度为2℃/s～4℃/s，均热时间为60s～90s，快冷段的平均冷却速率＞10℃/s。

1.首先，对本发明780MPa级增强成形性热镀锌双相钢化学成分的限定范围及理由进行说明。

[C：0.16％～0.2％]

C是一种奥氏体稳定化元素，可在连续退火和镀锌过程中向奥氏体富集，对室温下奥氏体的保留至关重要；作为固溶强化元素，C还可提高马氏体的硬度，进而保证双相钢的抗拉强度。为了获得上述两方面的效果，C含量需要达到0.16％，而C含量超过0.2％时，强度富余量增大且焊接性能受损。优选C含量为0.16％～0.19％。

[Si：0.35％～0.65％]

Si在双相钢中主要起固溶强化作用，提高双相钢的强度。同时，Si不溶于渗碳体，可有效抑制镀锌阶段渗碳体的形成，进而促进C在奥氏体中的富集，有助于奥氏体的稳定化。然而，对于不具备预氧化功能的镀锌产线，Si含量过高会导致镀锌表面质量严重恶化。因此，限定Si范围为0.35％～0.65％，优选0.4％～0.6％。

[Mn：1.8％～2.3％]

Mn也是一种固溶强化元素，对提高双相钢的强度有利；同时，Mn可向奥氏体富集而使其稳定化，有助于提高双相钢的塑性。为了得到这样的效果，Mn含量需控制在1.8％及以。然而，当Mn含量超过2.3％时，奥氏体的淬透性过高，会过度生成马氏体，甚至产生较严重的偏析。优选Mn含量为1.9％～2.2％。

[Al：0.7％～1.0％]

与Si相似，Al可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出，并且采用Al代替部分Si，还可以有效提高镀锌钢板的表面质量。考虑本发明双相钢中较高的C含量和较低的Si含量，Al的添加量不宜少于0.7％。但是，Al含量过高无法保证钢板的强度，并且容易造成连铸过程水口堵塞，因此Al含量上限设在1.0％。优选Al含量为0.7％～0.9％。

[P≤0.01％]

P易在晶界偏聚而恶化钢板的塑性，故P含量不能超过0.01％，但过度脱P又会导致生产成本上升，因此P含量优选为0.005％～0.01％。

[S≤0.003％]

S易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂，恶化钢板的冲孔加工等成形性能，故S含量需控制在0.003％以下，同时为了避免过度脱S导致的成本升高，优选S含量为0.0003％～0.003％。

[Cr：0.16％～0.25％和Mo：0～0.3％中的任意一种]

Cr和Mo均可提高淬透性，促进马氏体生成，提高钢板的强度。为了避免Mn含量过高而产生偏析，可采用少量的Cr替代Mn。Mo的作用与Cr相似，然而Mo属于昂贵的合金元素，故从材料成本的角度出发，对其含量应加以限制。

[Si+Al≥1.2％]

Si和Al均可以抑制碳化物析出和奥氏体分解。与普通冷轧退火双相钢不同，热镀锌双相钢在460℃左右(镀锌过程)停留时间长，此时极易出现碳化物的析出，且奥氏体易分解而难以保留。因此，在保证Si和Al含量分别处在各自约束范围内的情况下，还需使二者总量达到1.2％及以上，否则无法完全达到上述效果。

2.其次，对本发明780MPa级增强成形性热镀锌双相钢显微组织的限定范围及理由进行说明。

本发明的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，其显微组织具有以面积率计的如下组成：

铁素体：45％～60％

贝氏体+马氏体：35％～45％

残余奥氏体：4％～9％。

其中：当量圆直径大于500nm的残余奥氏体占残余奥氏体总量的90％以上。

[铁素体：45％～60％]

铁素体属于双相钢中的软相组织，是保证双相钢塑性和成形性的最重要组成相。除在变形过程中承担大部分应变外，在残余奥氏体相变为硬质马氏体时，铁素体还可以起到协同变形的作用。组织中铁素体面积率不足45％时，难以在抗拉强度大于780MPa的前提下获得优良的塑性，而铁素体面积率超过60％时，又无法保证预期的强度。因此，铁素体的面积率设定在45％～60％之间。

[贝氏体+马氏体：35％～45％]

对于连续热镀锌双相钢，在镀锌阶段及后续冷却过程中会生成部分贝氏体和马氏体，二者均属于硬质相，尤其马氏体，是确保所需强度的重要组成相。当二者合计面积率小于35％时，无法保证780MPa的抗拉强度，而当二者合计面积率超过45％时，强度富余量增大且无法获得期望的塑性和成形性。因此，贝氏体和马氏体的合计面积率设定在35％～45％之间。

[残余奥氏体：4％～9％]

变形过程中，残余奥氏体相变为马氏体，可缓解应力集中，改善材料塑性和成形性。本发明中，为了保证变形过程中有足够的残余奥氏体发生TRIP效应，其含量至少要在4％以上。但是，残余奥氏体的含量超过9％时，其内部平均C富集量降低，导致稳定性下降，易在变形的早期阶段发生相变，且过高的残余奥氏体含量也会增加凸缘成形的边部裂纹敏感性。因此，残余奥氏体含量限定在4％～9％。

[当量圆直径大于500nm的残余奥氏体占残余奥氏体总量的90％以上]

残余奥氏体的力学稳定性，决定其能否发生TRIP效应。本发明中的残余奥氏体大多分布在铁素体晶界处，但尺寸大小不均。残余奥氏体尺寸过小时，其内部C、Mn富集程度高，致使其稳定性过高；另外，变形过程中的也应变不易传递到细小尺寸的奥氏体，这些都导致残余奥氏体在变形过程中不易相变，进而无法起到改善塑性和成形性的效果。因此，为了获得良好的塑性和成形性，必须保证当量圆直径大于500nm的残余奥氏体占残余奥氏体总量的90％以上，以使得绝大多数残余奥氏体能够产生TRIP效应。

3.最后，对本发明一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法进行说明。

本发明的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，具有如下工序：

(1)按780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的化学成分配比，利用转炉炼钢，并采用连铸方式铸成板坯；

此过程只要得到符合要求的板坯，就没有特别限定。

(2)将板坯加热至1250±20℃，均热30min～100min，进行粗轧和精轧，得到3.0mm～5.0mm厚热轧板；其中，精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度为860℃～910℃，卷取温度为660±20℃；

[终轧温度：860℃～910℃]

终轧温度大于910℃，易导致晶粒粗大且加大工艺控制难度；终轧温度低于860℃，热轧板的变形抗力过大，并且容易出现混晶。

[卷取温度：660±20℃]

卷取温度过高容易出现塌卷；卷取温度过低会过度生成贝氏体和马氏体，加大冷轧难度。

(3)将热轧板酸洗去除氧化铁皮，冷轧得到1.0mm～2.0mm厚冷硬带钢，冷轧总压下率在60％～70％之间；

[冷轧总压下率：60％～70％]

冷轧变形量不足会导致变形储能不够，不利于退火过程的再结晶，进而影响产品性能；冷轧变形量过大会增加轧机负荷，也易造成边裂。

(4)将上述冷硬带钢在连续退火炉中退火，控制炉区露点在-30℃～-10℃之间，设定预热温度为210℃～230℃，加热和均热温度为780℃～830℃，缓冷温度为680℃～720℃，快冷出口温度为450℃～470℃；随后，进行表面镀锌，锌锅温度为450℃～470℃，镀锌后带钢的光整延伸率为0.3％～0.6％。

其中，带钢加热速度为2℃/s～4℃/s，均热时间为60s～90s，快冷段的平均冷却速率＞10℃/s。

[炉区露点：-30℃～-10℃]

抑制带钢的外氧化，保证产品的可镀性。

[均热温度：780℃～830℃]

均热温度大于830℃时，两相区铁素体的比例大幅降低，影响双相钢的塑性；均热温度低于780℃时，奥氏体比例不足，后续冷却过程中无法得到预期比例的贝氏体和马氏体，导致强度不足。

[缓冷温度：680℃～720℃]

缓冷温度高于720℃会导致铁素体比例下降，奥氏体中平均C、Mn含量降低而稳定性下降，最终不能获得稳定的残余奥氏体；缓冷温度低于680℃会导致铁素体比例过高，不能保证780MPa以上的抗拉强度。

[均热时间：60s～90s]

均热时间通过控制带钢在炉区的运行速度而进行调控。均热时间过短，再结晶不充分，会保留带状组织；均热时间过长，晶粒过分长大。

[快冷段平均冷速：＞10℃/s]

快冷段冷速低于10℃/s时，会导致铁素体在缓冷之后继续生成，影响双相钢最终的组织比例及力学性能。

下面，以表格形式列举8项本发明的具体实施例。同时，列举部分对比例，以突出显示本发明的技术效果并强调为获得这样技术效果所必须遵循的成分和工艺设计思路。各实施例和对比例的化学成分请参阅表1，热轧和冷轧工艺参数请参阅表2，连续热镀锌工艺请参阅表3，显微组织与力学性能分析结果请参阅表4。

实施例

本发明一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计包含：

C：0.16％～0.2％，Si：0.35％～0.65％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0.7％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.003％，Si+Al≥1.2％，其余为Fe及不可避免的杂质；

Cr：0.16％～0.25％，Mo：0～0.3％。

本发明各实施例及对比例的化学成分如表1所示：

表1各实施例和对比例的化学成分(wt.％)

具体的，本发明各实施例及对比例的轧制工艺参数如表2所示，连续退火及热镀锌工艺参数如表3所示：

表2各实施例和对比例的轧制工艺参数

表3各实施例和对比例的连续热镀锌工艺参数

双相钢性能检测：将用于微观组织观察的试样用体积比为4％的硝酸酒精溶液腐蚀，在金相显微镜下观察并获取图像。其中，铁素体呈亮白色，马氏体、贝氏体及残余奥氏体呈灰黑色，以此求出铁素体的面积率；另外，利用电子背散射衍射(EBSD)测定残余奥氏体的面积率，并统计出当量圆直径大于500nm的残余奥氏体比例；最后，以整体100％面积减去铁素体和残余奥氏体的面积率，可得贝氏体和马氏体的面积率总和。

屈服、抗拉强度和断后延伸率，利用ZWICK/Roe||Z100拉伸试验机，按照GB/T228.1-2010标准进行检测。

本发明各实施例及对比例制得的双相铜的显微组织与力学性能统计结果如表4所示：

表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能统计结果

由实施例1-8可知，通过对双相钢组分和制备工艺进行上述改进，可得到屈服强度452MPa～485MPa，抗拉强度803MPa～853MPa，断后延伸率(A₈₀)大于23％的新型双相钢，相比传统镀锌DP780，本发明双相钢的延伸率大幅提升；而对比例1-5的钢板，其化学成分或制备工艺与本发明不同，无法达到抗拉强度和断后延伸率的同时满足。

由附图1可知，本发明实施例1制得的双相钢具有良好的镀锌表面质量。附图2横纵坐标分别代表板材胀形破裂时，椭圆网格短轴和长轴方向的应变，主应变与次应变的比值越大代表成形性越好。图2显示本发明双相钢成形安全裕度较传统DP780明显提高，表明本发明双相钢更适宜用于形状复杂的高拉延性零件成形。另外，本发明780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的合金成分和制造方法简单，在普通连续热镀锌产线即可进行生产，具有广泛的可推广及应用性。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，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，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims

1.一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分以质量分数计包含：

C：0.16％～0.2％，Si：0.35％～0.65％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0.7％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.003％，且Si和Al含量以质量分数计满足：

Si+Al≥1.2％，其余为Fe及不可避免的杂质；

所述双相钢的微观组织中，铁素体的面积率为45％～60％，贝氏体和马氏体的面积率总和为35％～45％，残余奥氏体的面积率为4％～9％，其中，当量圆直径大于500nm的残余奥氏体占残余奥氏体总量的90％以上，所述双相钢的抗拉强度803MPa～853MPa，断后延伸率A₈₀大于23％。

2.根据权利要求1所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分以质量分数计还包含下列元素中的任意一种：

Cr：0.16％～0.25％，Mo：0～0.3％。

3.根据权利要求1所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢，其特征在于，所述双相钢的表面具有热浸锌层。

4.一种如权利要求1-3中任一项所述的780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，其特征在于，包括：

钢水采用连铸方式铸成板坯，所述钢水化学成分与权利要求1-3中任一项所述的双相钢的化学成分相同；

对板坯进行加热、粗轧和精轧，得到热轧板；

热轧板酸洗后进行冷轧，得到冷硬带钢；

将冷硬带钢进行连续退火，退火后进行表面镀锌。

5.根据权利要求4所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，其特征在于，所述板坯加热温度为1250±20℃，均热30min～100min，精轧所得热轧板厚度为3.0mm～5.0mm；其中，精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度为860℃～910℃，卷取温度为660±20℃。

6.根据权利要求4所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，其特征在于，所述冷轧工艺中，冷轧总压下率为60％～70％，冷轧所得冷硬带钢厚度为1.0mm～2.0mm。

7.根据权利要求4所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，其特征在于，所述连续退火工艺中，炉区露点控制在-30℃～-10℃，预热温度为210℃～230℃，加热和均热温度为780℃～830℃，缓冷温度为680℃～720℃，快冷出口温度为450℃～470℃。

8.根据权利要求4所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，其特征在于，所述表面镀锌工艺中，锌锅温度为450℃～470℃，镀锌后带钢的光整延伸率为0.3％～0.6％。

9.根据权利要求4所述的一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢的制造方法，其特征在于，所述连续退火工艺中，冷硬带钢加热速度为2℃/s～4℃/s，均热时间为60s～90s，快冷段的平均冷却速率＞10℃/s。