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CN113528942B - 一种热镀锌复相钢及其生产方法 - Google Patents

一种热镀锌复相钢及其生产方法 Download PDF

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CN113528942B CN202110667761.2A CN202110667761A CN113528942B CN 113528942 B CN113528942 B CN 113528942B CN 202110667761 A CN202110667761 A CN 202110667761A CN 113528942 B CN113528942 B CN 113528942B
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Abstract

本发明特别涉及一种热镀锌复相钢及其生产方法，属于钢材轧制技术领域，钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％‑0.17％，Si：0.2％‑0.6％，Mn:1.8％‑2.4％，Cr:0.2％‑0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质；该钢具有较低合金成本，未添加昂贵的Mo及Nb/Ti微合金元素，通过退火工艺调控获得目标的组织性能，本发明产品屈服强度≥570MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥12％，同时产品具有优异的扩孔性能和表面质量，扩孔率≥45％，冲孔截面光亮带占截面的比例≥25％。

Description

一种热镀锌复相钢及其生产方法
技术领域
本发明属于钢材轧制技术领域，特别涉及一种热镀锌复相钢及其生产方法。
背景技术
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。
高强钢局部成形性能影响因素复杂，扩孔率已成为描述高强钢局部成形性能的重要指标，人们普遍认为钢的微观组织对其翻边、扩孔等局部成形性能有着重要影响。从微观尺度上来讲，塑性变形行为主要取决于微观结构组分的特征，包括各自数量、类型、大小、形态、分布及晶体学取向等。改良双相钢的局部成形性能手段无外乎是尽可能减小马氏体和铁素体两相硬度差，通常的做法是减少马氏体中碳含量以减少马氏体的硬度，采用微合金化手段细化晶粒尺寸提供局部变形能力。但往往减少马氏体中碳含量需要进行低碳化成分设计及额外添加微合金元素，如何通过设计微观组织结构特征而不添加昂贵的微合金元素来改善780MPa级别多相钢的局部成形性成为亟待解决的难题。
发明内容
鉴于上述问题，提出了本发明以便提供一种克服上述问题或者至少部分地解决上述问题的热镀锌复相钢及其生产方法。
本发明实施例提供了一种热镀锌复相钢，所述钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％-0.17％，Si：0.2％-0.6％，Mn:1.8％-2.4％，Cr:0.2％-0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。
可选的，所述钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.14％-0.15％，Si：0.3％-0.5％，Mn:2.0％-2.2％，Cr:0.4％-0.5％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。
可选的，所述钢的金相组织以体积分数计为：5％-24％贝氏体和21％-50％马氏体，余量为铁素体。
可选的，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5-1.4μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1.2-1.8μm，所述铁素体的晶粒尺寸为2.1-4.2μm。
可选的，所述马氏体的体积分数与所述贝氏体的体积分数之和≥54％。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种热镀锌复相钢的生产方法，所述方法包括：
将板坯进行加热，后进行粗轧和精轧，获得热轧板；所述板坯的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％-0.17％，Si：0.2％-0.6％，Mn:1.8％-2.4％，Cr:0.2％-0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质；
将所述热轧板进行冷却和卷取，获得热轧成品；
将所述热轧成品进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火、热镀锌和光整，获得热镀锌复相钢。
可选的，所述将板坯进行加热，后进行粗轧和精轧，获得热轧板中，所述加热的加热温度为1250-1330℃，所述加热的时间为210-280min，所述加热的出炉温度为1100-1220℃。
可选的，所述将板坯进行加热，后进行粗轧和精轧，获得热轧板中，所述粗轧中，采用5-7道次进行轧制，粗轧的出口温度为900-1020℃，所述精轧的终轧温度为860-920℃。
可选的，所述将所述热轧板进行冷却和卷取，获得热轧成品中，所述冷却的速度为10-20℃/s，所述冷却的终点温度为580-670℃。
可选的，所述将所述热轧成品进行冷轧，获得冷硬带钢中，所述冷轧的压下率为总体的38％-55％。
可选的，所述将所述冷硬带钢进行退火、热镀锌和光整，获得热镀锌复相钢中，所述退火的加热速度为50-96℃/s，所述退火的加热温度为870-940℃，所述退火的保温时间为2-5min，所述退火的冷却速度为4-10℃/s，所述退火的冷却温度为450-460℃。
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：
本发明实施例提供的热镀锌复相钢，钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％-0.17％，Si：0.2％-0.6％，Mn:1.8％-2.4％，Cr:0.2％-0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质；该钢具有较低合金成本，未添加昂贵的Mo及Nb/Ti微合金元素，通过退火工艺调控获得目标的组织性能，本发明产品屈服强度≥570MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥12％，同时产品具有优异的扩孔性能和表面质量，扩孔率≥45％，冲孔截面光亮带占截面的比例≥25％。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
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是本发明实施例提供的方法的流程图；
图2是本发明实施例提供的钢的成品微观组织图；
图3是本发明实施例提供的标准冲孔条件下孔截面光亮带宽度示意图。
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。
本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
根据本发明一种典型的实施方式，提供了一种热镀锌复相钢，所述钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％-0.17％，Si：0.2％-0.6％，Mn:1.8％-2.4％，Cr:0.2％-0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。
C元素是热镀锌复相钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制0.12％-0.17％；
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，提高奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善延伸率，但Si的缺点在于其过高的含量(＞0.6％)会对镀锌过程中的可镀性产生非常恶化的影响，因此Si含量需控制在0.2％-0.6％。；
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，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。
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的添加以保证一定量贝氏体的获得，因此Cr含量需控制0.2％-0.7％。
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，本发明P元素含量控制在0.010％以下。
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。
作为一种可选的实施方式，钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.14％-0.15％，Si：0.3％-0.5％，Mn:2.0％-2.2％，Cr:0.4％-0.5％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。
作为一种可选的实施方式，钢的金相组织以体积分数计为：5％-24％贝氏体和21％-50％马氏体，余量为铁素体。
采用以上设计，可以使得最终获得的产品的扩孔率达45％以上。
5％-24％体积分数的贝氏体的作用是控制获得较高的屈强比，同时有利于减小马氏体和铁素体硬度梯度，获得优良扩孔率，该体积分数取值过大的的不利影响是则相应的马氏体体积分数减小，不利于获得相应抗拉强度，过小的不利影响是达不到所需目标效果。
21％-50％体积分数的马氏体的作用是提供产品所需的抗拉强度，该体积分数取值过大的的不利影响是强度偏高，过小的不利影响是强度偏低。
5％-24％体积分数的贝氏体、21％-50％体积分数的马氏体和余量为铁素体的三者协同作用(即1+1+1＞3)的原理如下：通过相应的复相组织调控，对组织中各相的体积分数及尺寸进行精准调控，可以达到铁-马双相或单相所不能达到的效果，复相组织中在铁素体、马氏体两相中引入一定量的贝氏体相有利于获得较高的屈强比，同时获得优异的扩孔性能。
作为一种可选的实施方式，贝氏体的晶粒尺寸为0.5-1.4μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1.2-1.8μm，所述铁素体的晶粒尺寸为2.1-4.2μm。
贝氏体的晶粒尺寸为0.5-1.4μm的作用是获得所需的强化效果，该晶粒尺寸取值过大的不利影响是强化效果弱，过小的不利影响是强化效果大，需要说明的是，本申请所要求的贝氏体尺寸本身已经非常细小。
马氏体的晶粒尺寸为1.2-1.8μm的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，该晶粒尺寸取值过大的的不利影响是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，而且马氏体岛已经非常细小，而更细小的马氏体岛会给生产增加非常大的难度，且意义不大。
铁素体的晶粒尺寸为2.1-4.2μm的作用是提供所需的塑性，该晶粒尺寸取值过大则软相过大，不利于成形时应变均匀分布及拓展，过小的不利影响是增加过剩的细晶强化，不利于产品综合性能提高。
作为一种可选的实施方式，马氏体的体积分数与所述贝氏体的体积分数之和≥54％。
另外还规定了本发明涉及产品在冲孔时光亮带比例要求，进而有利于获得目标扩孔率。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种热镀锌复相钢的生产方法，所述方法包括：
S1.将板坯进行加热，后进行粗轧和精轧，获得热轧板；所述板坯的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％-0.17％，Si：0.2％-0.6％，Mn:1.8％-2.4％，Cr:0.2％-0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质；
作为一种可选的实施方式，板坯加热温度为1250～1330℃，保持在炉时间为210-280min，出炉温度为1100～1220℃；所述粗轧经6个道次，粗轧出口温度为900～1020℃，所述精轧的终轧温度为860～920℃。
控制板坯加热温度为1250～1330℃和在炉时间为210-280min的原因是使得板坯合金元素均质化，该温度取值过小则达不到所需效果，过大的不利影响则产生巨大能耗，不可取
控制出炉温度为1100～1220℃的原因是综合考虑保障精轧入口温度及获得所需的综合性能，该温度取值过小则可能导致精轧入口处于两相区轧制，过高则不利于节能降耗。
粗轧经6个道次的原因是降低各道次轧制负荷。
控制粗轧出口温度为900～1020℃，若高于1020℃，易导致热轧晶粒尺寸粗大；若低于900℃，将增大热轧机负荷，并不利于控制终轧温度。
控制精轧的终轧温度为860～920℃的原因是保证微观组织均匀性，该温度取值过小的不利影响是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端温度更高，不利于节能降耗。
S2.将所述热轧板进行冷却和卷取，获得热轧成品；
作为一种可选的实施方式，以10～20℃/s的速率层流冷却至580～670℃后卷取，自然冷却至室温，得到热轧成品。
控制冷却速率为10～20℃/s的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。
控制冷却温度为580～670℃的原因是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。
S3.将所述热轧成品进行冷轧，获得冷硬带钢；
作为一种可选的实施方式，冷轧的冷轧压下率为总体38％-55％，在单机架往复轧制3道次获得目标厚度的冷硬产品。
控制冷轧压下率为总体38％-55％的原因是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。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。
S4.将所述冷硬带钢进行退火、热镀锌和光整，获得热镀锌复相钢。
作为一种可选的实施方式，退火的加热速度为50-96℃/s，加热和均热温度为870～940℃，保温时间2-5min，然后以4～10℃/s速率缓冷至820～860℃，缓冷后带钢在75％高氢冷却条件下以40～60℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450～460℃，时效10-20s后进行镀锌处理。所述退火加热段露点为-39～-47℃，镀锌炉箅子露点为-45～-50℃。镀锌结束后所述带钢经风冷冷却至400-420℃，随后自然冷却至室温，最后在四辊平整机上进行光整处理获得成品，光整延伸率为0.2-0.4％。
采用的退火温度为870-940℃，通过全奥氏体化后，经冷轧后的纤维状组织完成回复、再结晶并全部转变为奥氏体，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，缓慢冷却至较高温度确保抑制初始冷却过程中新生铁素体的形成，这样不仅能够防止组织不均匀性演变，还能避免碳富集奥氏体而延缓贝氏体的转变并增加马氏体的含量，奥氏体中最小化碳富集会提高Ms点温度，从而促进最终冷却过程中形成马氏体。另外从元素分配角度考虑，Mn在全奥氏体化中分散更加均匀，同时在较高温度下缓冷也避免了大量铁素体的析出，缓冷之后仍然存在大量的奥氏体，同时Mn在少量铁素体当中短程扩散非常快，使得Mn元素在最终铁素体和马氏体之间的分配更加均匀。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的热镀锌复相钢及其生产方法进行详细说明。
实施例1-5
一种780MPa级低成本冷轧热镀锌复相钢及其生产方法，包括以下步骤：
(1)将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实际化学成分如下表所示。
实施例 C wt％ Si wt％ Mn wt％ P wt％ S wt％ Cr wt％
1 0.15 0.38 1.8 0.008 0.002 0.22
2 0.13 0.27 1.95 0.009 0.002 0.28
3 0.14 0.32 2.20 0.008 0.003 0.38
4 0.14 0.55 2.32 0.007 0.001 0.50
5 0.17 0.31 2.3 0.006 0.002 0.24
(2)将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，连铸坯加热至1250～1330℃，保温，终轧温度860-920℃，卷取温度580～670℃，热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量38-55％，具体如下表所示。
实施例 加热温度 终轧温度 卷取温度 热轧厚度 冷轧厚度
1 1252℃ 884℃ 655℃ 3.0mm 1.5mm
2 1302℃ 870℃ 669℃ 3.0mm 1.4mm
3 1320℃ 920℃ 581℃ 2.5mm 1.2mm
4 1302℃ 894℃ 657℃ 2.5mm 1.1mm
5 1280℃ 889℃ 595℃ 2.4mm 0.9mm
(3)将上述冷硬带钢进行连续退火工艺处理得到成品。连退退火工艺见下表。
Figure BDA0003117588580000071
对比例1-4
一种780MPa级低成本冷轧热镀锌复相钢及其生产方法，包括以下步骤：
(1)将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实际化学成分如下表所示。
Figure BDA0003117588580000072
Figure BDA0003117588580000081
(2)将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量38-55％，具体参数如下表所示。
实施例 加热温度 终轧温度 卷取温度 热轧厚度 冷轧厚度
1 1302℃ 894℃ 657℃ 2.5mm 1.1mm
2 1302℃ 894℃ 657℃ 2.5mm 1.1mm
3 1302℃ 894℃ 657℃ 2.5mm 1.1mm
4 1302℃ 894℃ 657℃ 2.5mm 1.1mm
(3)将上述冷硬带钢进行连续退火工艺处理得到成品。连退退火工艺见下表。
Figure BDA0003117588580000082
相关实验：
将实施例1-5和对比例1-4制得的钢进行性能检测，测试结果如下表所示。
Figure BDA0003117588580000083
Figure BDA0003117588580000091
由上表数据可得，采用本发明实施例提供的方法制得的钢成品的屈服强度≥570MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥12％，同时产品具有优异的扩孔性能和表面质量，扩孔率≥45％，通过对比例1、对比例2和实施例数据的对比可得，当钢的化学成分不在本申请实施例提供的范围内时，最终产品强度未达到780MPa以上要求或强度过高，延伸率过低；通过对比例3、对比例4和实施例数据的对比可得，当退火的工艺参数不在本发明实施例提供的范围内时，最终产品获得的为双相钢性能，其屈强比和扩孔率均偏低，另外当退火温度过高时，强度偏高，延伸率偏低，扩孔率也较低。
附图2-3的详细说明：
如图2所示，本发明提供的钢的成品微观组织图，由图可得，组织含铁素体、贝氏体及马氏体组成；
如图3所示，本发明提供的标准冲孔条件下孔截面光亮带宽度示意图，由图可得，光亮带比例＞25％。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本发明实施例提供的热镀锌复相钢，未添加昂贵的Mo及Nb/Ti微合金元素，产品具有较低合金成本，产品屈服强度≥570MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥12％，同时产品具有优异的扩孔性能和表面质量；
(2)本发明实施例提供的热镀锌复相钢中，Mn在全奥氏体化中分散更加均匀，同时在较高温度下缓冷也避免了大量铁素体的析出，缓冷之后仍然存在大量的奥氏体，同时Mn在少量铁素体当中短程扩散非常快，使得Mn元素在最终铁素体和马氏体之间的分配更加均匀；
(3)本发明实施例提供的方法采用的退火温度为870-940℃，通过全奥氏体化后，经冷轧后的纤维状组织完成回复、再结晶并全部转变为奥氏体，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，缓慢冷却至较高温度确保抑制初始冷却过程中新生铁素体的形成，这样不仅能够防止组织不均匀性演变，还能避免碳富集奥氏体而延缓贝氏体的转变并增加马氏体的含量，奥氏体中最小化碳富集会提高Ms点温度，从而促进最终冷却过程中形成马氏体。
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 (8)

1.一种热镀锌复相钢，其特征在于，所述钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.12％-0.17％，Si：0.2％-0.6％，Mn:1.8％-2.4％，Cr:0.2％-0.7％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质，所述钢的金相组织以体积分数计为：5％-24％贝氏体和21％-50％马氏体，余量为铁素体，所述马氏体的体积分数与所述贝氏体的体积分数之和≥54％，所述热镀锌复相钢的屈服强度≥570MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥12％，扩孔率≥45％，所述热镀锌复相钢的制备工艺包括将冷硬带钢进行退火、热镀锌和光整，获得热镀锌复相钢，其中，退火加热和均热温度为870～940℃，保温时间2-5min，然后以4～10℃/s速率缓冷至820～860℃，缓冷后带钢在75％高氢冷却条件下以40～60℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450～460℃，时效10-20s后进行镀锌处理，所述退火加热段露点为-39～-47℃，镀锌炉箅子露点为-45～-50℃，光整延伸率为0.2-0.4％。
2.根据权利要求1所述的热镀锌复相钢，其特征在于，所述钢的化学成分以质量分数计包括：C:0.14％-0.15％，Si：0.3％-0.5％，Mn:2.0％-2.2％，Cr:0.4％-0.5％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的热镀锌复相钢，其特征在于，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5-1.4μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1.2-1.8μm，所述铁素体的晶粒尺寸为2.1-4.2μm。
4.一种如权利要求1-3中任一项所述的热镀锌复相钢的生产方法，其特征在于，所述方法包括：
将板坯进行加热，后进行粗轧和精轧，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷却和卷取，获得热轧成品；
将所述热轧成品进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火、热镀锌和光整，获得热镀锌复相钢。
5.根据权利要求4所述的热镀锌复相钢的生产方法，其特征在于，所述将板坯进行加热，后进行粗轧和精轧，获得热轧板中，所述加热的加热温度为1250-1330℃，所述加热的时间为210-280min，所述加热的出炉温度为1100-1220℃；所述粗轧中，采用5-7道次进行轧制，粗轧的出口温度为900-1020℃，所述精轧的终轧温度为860-920℃。
6.根据权利要求4所述的热镀锌复相钢的生产方法，其特征在于，所述将所述热轧板进行冷却和卷取，获得热轧成品中，所述冷却的速度为10-20℃/s，所述冷却的终点温度为580-670℃。
7.根据权利要求4所述的热镀锌复相钢的生产方法，其特征在于，所述将所述热轧成品进行冷轧，获得冷硬带钢中，所述冷轧的压下率为总体的38％-55％。
8.根据权利要求4所述的热镀锌复相钢的生产方法，其特征在于，所述将所述冷硬带钢进行退火、热镀锌和光整，获得热镀锌复相钢中，所述退火的加热速度为50-96℃/s。
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