CN104831177B - 一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种冷轧热镀锌双相钢，其化学成分重量百分比分别为：C：0.11‑0.14％，Si：0.1‑0.3％，Mn：1.2‑1.5％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.03‑0.07％，Cr：0.5‑0.7％，Ti：0‑0.03％，B≤0.005％，余量为Fe。还涉及一种冷轧热镀锌双相钢的制备方法，包括以下步骤：钢水经过转炉冶炼后采用连铸方式获得连铸坯；连铸坯经过热轧获得热轧板，热轧板经冷轧得到冷硬带钢；冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到冷轧热镀锌双相钢成品。本发明使冷轧热镀锌双相钢在满足强度要求的基础上降低合金成本，同时提高塑性，并可以根据需要调整产品屈强比，满足不同成型性能需求。

Description

一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及炼钢技术领域，特别涉及一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法。

背景技术

通常冷轧热镀锌双相钢由于提高淬透性及提高镀锌表面质量的要求而需要添加Cr、Mo等元素来替代Si、Mn等元素，且随着双相钢牌号的提高，合金元素含量随之增加。但是Mo元素成本较高，随着其含量的增加，极大增加了冷轧热镀锌双相钢的合金成本，尤其在当前严峻的钢铁形势下，为钢铁厂带来较大的压力。

另外，零件成型方式的不同对材料性能有不同的要求。冲压成型性能要求材料具有低的屈强比，而翻边折弯成型则要求较高的屈强比。合金元素的种类、双相钢中MA的形态及分布、强化方式的选择都将直接影响双相钢的力学性能及其最终冲压成型性能，但现有技术中双相钢的生产方法不能调整产品屈强比，无法满足不同成型性能需求。

发明内容

本申请实施例提供了一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，解决了或部分解决了现有技术中炼钢成本高、制备方法不能调整产品屈强比，无法满足不同成型性能需求的技术问题，实现了冷轧热镀锌双相钢在满足强度要求的基础上降低成本，同时提高双相钢的塑性，并可以根据需要调整产品屈强比，满足不同成型性能需求的技术效果。

本发明提供的一种冷轧热镀锌双相钢的化学成分如下：以质量百分比计算，C：0.11～0.14％、Si:0.1～0.3％、Mn：1.2～1.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、Al：0.03～0.07％、Cr：0.5～0.7％、Ti：0～0.03％、B≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质。

作为优选，所述双相钢的组织包括铁素体及马奥岛；

所述双相钢的参数指标包括：抗拉强度大于590MPa，屈强比值范围在0.58～0.65，标距在80mm的延伸率范围在20.5～22.5％。

本发明提供的一种冷轧热镀锌双相钢的制备方法包括以下步骤：

钢水经过转炉冶炼后获得连铸板坯；所述连铸板坯的化学成分如下：以质量百分比计算，C：0.11～0.14％、Si:0.1～0.3％、Mn：1.2～1.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、Al：0.03～0.07％、Cr：0.5～0.7％、Ti：0～0.03％、B≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；

所述连铸板坯经过热轧获得热轧板，所述热轧板经冷轧得到冷硬带钢；

所述冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到所述冷轧热镀锌双相钢成品。

作为优选，所述钢水经过转炉冶炼的过程控制包括：

所述转炉冶炼的终点目标温度控制为：第一炉温度1670～1690℃，连浇炉温度1660～1680℃；

采用Al-Fe合金脱氧；加入Mn-Fe合金用以添加Mn元素；加入低碳Cr-Fe合金用以添加Cr元素；

所述转炉冶炼的出钢过程的下渣量≤80mm，所述出钢过程的时间控制为4～8分钟；所述出钢过程前期开始随钢流加入造渣剂，出钢量达到总出钢量的1/5前加入所有造渣剂；

所述转炉冶炼的RH-TOP精炼结束目标温度：第一炉1565～1575℃，连浇炉1560～1570℃；所述RH-TOP精炼周期30～40分钟。

作为优选，所述连铸板坯经过热轧获得热轧板包括：

所述连铸板坯加热温度控制为1210～1300℃；

所述热轧终轧温度控制为850～890℃；

所述热轧卷取温度控制为600～680℃。

作为优选，所述热轧板经冷轧得到冷硬带钢包括：

所述冷轧压下率为50％～75％。

作为优选，所述冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到所述冷轧热镀锌双相钢成品包括：

所述冷硬带钢预加热至220℃；

所述预加热后的冷硬带钢再加热并保温的温度为760℃～820℃；

将保温后的带钢缓冷至680℃～740℃；

将缓冷后的所述带钢经高氢冷却快冷至镀锌温度，所述镀锌温度控制为450～460℃，镀锌过程结束后所述带钢冷却至410～430℃；

所述带钢经所述镀锌过程后进行风冷冷却，冷却塔顶辊的温度控制为250～300℃。

本发明提供的冷轧热镀锌双相钢通过提高Cr元素的含量，避免高成本的Mo元素的加入，保证了最终冷轧热镀锌双相钢产品的淬透性，通过适当降低Si及Mn元素含量、加以适量Al替代Si以满足该双相钢产品的镀锌质量要求；通过Cr元素的添加调整MA形态及分布来提高了该双相钢产品的塑性，提高其冲压成型性能；通过适量添加析出强化元素Ti，提高了该双相钢产品的屈服强度和屈强比，同时提高翻边折弯性能。

进一步的，本发明提供的冷轧热镀锌双相钢的制备方法通过在转炉冶炼获得连铸板坯过程中，合理提高了Cr元素的添加量，Cr元素在晶内的富集促进了晶内MA的生成，MA常包含部分稳定奥氏体，从而降低了MA岛硬度，避免了变形过程中MA岛与铁素体界面开裂而提高塑性，使得该制备方法制成的双相钢产品在满足抗拉强度达到标准要求的前提下，有效降低了屈强比，从而具有良好的冲压成型性能。通过合理控制Ti元素的添加量，由于Ti为强碳化物形成元素，会在铁素体晶内析出TiC，避免了晶界处C元素富集，从而减少了晶界处连续MA的生成，使得MA分布更弥散，同时，TiC的析出强化作用使该制备方法制成的双相钢产品的屈服强度获得提高，屈强比升高，有利于翻边折弯等成型性能。

附图说明

图1为本发明实施例一提供的冷轧热镀锌双相钢的显微组织照片。

图2为本发明实施例三提供的冷轧热镀锌双相钢的显微组织照片。

图3为本发明实施例一的实验钢中沿晶界分布的马奥岛形貌。

图4为本发明实施例一的实验钢中在铁素体晶内分布的马奥岛形貌。

图5为本发明实施例三的实验钢中铁素体内的析出相。

具体实施方式

本申请实施例提供了一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，解决了或部分解决了现有技术中炼钢成本高、制备方法不能调整产品屈强比，无法满足不同成型性能需求的技术问题，通过提高Cr元素的含量，适当降低Si及Mn元素含量、加以适量Al替代Si以满足该双相钢产品的镀锌质量要求，适量添加析出强化元素Ti，提高了该双相钢产品的屈服强度和屈强比，同时提高翻边折弯性能，实现了冷轧热镀锌双相钢在满足强度要求的基础上降低成本，同时提高双相钢的塑性，并可以根据需要调整产品屈强比，满足不同成型性能需求的技术效果。

本发明提供的一种冷轧热镀锌双相钢的化学成分如下：以质量百分比计算，C：0.11～0.14％、Si:0.1～0.3％、Mn：1.2～1.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、Al：0.03～0.07％、Cr：0.5～0.7％、Ti：0～0.03％、B≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质。

进一步的，该双相钢的组织包括铁素体及马奥岛；该双相钢的参数指标包括：抗拉强度大于590MPa，屈强比值范围在0.58～0.65，标距在80mm的延伸率范围在20.5～22.5％。

其中，对该双相钢各个组成元素的作用的详细说明如下，以质量百分比计算：

C：0.11～0.14％，碳能升高屈服点和抗拉强度，但造成塑性和冲击性降低，当碳量超过0.23％时，钢的焊接性能变坏，因此用于焊接的低合金结构钢，含碳量一般不超过0.20％。

Si:0.1～0.3％，能增加钢的强度、弹性、耐热、耐酸性等，可降低钢的比重并有利于强度的改善，但如果过量地加入会使钢的表面上生成一层厚的、不规则的高温氧化膜，大大降低钢的延展性。

Mn：1.2～1.5％，Mn与C一起使用有助于控制高温下碳化物性质和奥氏体的形成。特别是Mn与C共存可促进碳化物的高温沉淀，从而抑制碳化物在晶界上的形成以限制热脆性，最终有助于钢强度的改善。但是用量过多，就会发生Mn的中心偏析和热轧板中带结构的过剩，造成延展性降低。

P≤0.01％，是一种加入量应尽可能少的元素，磷在钢中固溶强化和冷作硬化作用强，作为合金元素加入低合金结构钢中，能提高其强度和钢的耐大气腐蚀性能，但会降低其冷冲压性能。

S≤0.01％，提高硫和锰的含量，可改善钢的被切削性能，在易切削钢中硫作为有益元素加入。硫在钢中偏析严重，恶化钢的质量。在高温下，降低钢的塑性，是一种有害元素，它以熔点较低的FeS的形式存在；单独存在的FeS的熔点只有1190℃，而在钢中与铁形成共晶体的共晶温度更低，只有988℃，当钢凝固时，硫化铁析集在原生晶界处。钢在1100-1200℃进行轧制时，晶界上的FeS就将熔化，大大地削弱了晶粒之间的结合力，导致钢的热脆现象。

Al：0.03～0.07％，Al的加入可减小钢的比重，因此其加入量为3％或以上。考虑到比重的降低，优选加入大量的Al。然而，如果加入过量的Al，金属间化合物例如卡帕碳化物、FeAl或Fe3Al将增加从而大大降低钢的延展性。

Cr：0.5～0.7％，组织主要由铁素体及MA岛组成，Cr元素在晶内的富集促进了晶内MA的生成，MA常包含部分稳定奥氏体，从而降低了MA岛硬度，避免了变形过程中MA岛与铁素体界面开裂而提高塑性。

Ti：0～0.03％，由于Ti为强碳化物形成元素，会在铁素体晶内析出TiC。TiC的析出，避免了晶界处C元素富集，从而减少了晶界处连续MA的生成，使得MA分布更弥散。另外TiC的析出强化作用使得实验钢屈服强度提高，屈强比升高，这对于翻边折弯等成型性能是有利的。

B≤0.005％，提高淬透性的能力极强0.001％～0.003％硼的作用可分别相当于0.6％锰、0.7％铬、0.5％钼和1.5％镍,因此其提高淬透性的能力很强，只需极少量硼即可节约大量的贵重合金元素。

本发明提供的一种冷轧热镀锌双相钢的制备方法包括以下步骤：

S1：钢水经过转炉冶炼后获得连铸板坯；所连铸板坯的化学成分如下：以质量百分比计算，C：0.11～0.14％、Si:0.1～0.3％、Mn：1.2～1.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、Al：0.03～0.07％、Cr：0.5～0.7％、Ti：0～0.03％、B≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；

S2：连铸板坯经过热轧获得热轧板，热轧板经冷轧得到冷硬带钢；

S3：冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到冷轧热镀锌双相钢成品。

进一步的，钢水经过转炉冶炼的过程控制包括：转炉冶炼的终点目标温度控制为：第一炉温度1670～1690℃，连浇炉温度1660～1680℃；采用Al-Fe合金脱氧；加入Mn-Fe合金用以添加Mn元素；加入低碳Cr-Fe合金用以添加Cr元素；转炉冶炼的出钢过程的下渣量≤80mm，出钢过程的时间控制为4～8分钟；出钢过程前期开始随钢流加入造渣剂，出钢量达到总出钢量的1/5前加入所有造渣剂；转炉冶炼的RH-TOP精炼结束目标温度：第一炉1565～1575℃，连浇炉1560～1570℃；RH-TOP精炼周期30～40分钟。

进一步的，连铸板坯经过热轧获得热轧板包括：连铸板坯加热温度控制为1210～1300℃；热轧终轧温度控制为850～890℃；热轧卷取温度控制为600～680℃。

进一步的，热轧板经冷轧得到冷硬带钢包括：冷轧压下率为50％～75％。

进一步的，冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到冷轧热镀锌双相钢成品包括：冷硬带钢预加热至220℃；预加热后的冷硬带钢再加热并保温的温度为760℃～820℃；将保温后的带钢缓冷至680℃～740℃；将缓冷后的带钢经高氢冷却快冷至镀锌温度，镀锌温度控制为450～460℃，镀锌过程结束后带钢冷却至410～430℃；带钢经镀锌过程后进行风冷冷却，冷却塔顶辊的温度控制为250～300℃。

下面结合附图和实施例对本发明的技术方案进行详细描述。

实施例一

本实施例使用的冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，包括以下步骤：

S1：将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；

S2：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；

S3：将上述冷硬带钢进行连续镀锌退火工艺处理得到成品。

冶炼过程中：(1)控制转炉冶炼终点温度：第一炉1675℃，连浇炉1660℃；(2)采用Al-Fe脱氧；采用Mn-Fe配Mn，采用Cr-Fe配Cr；出钢下渣量80mm，出钢时间4分钟；出钢过程加入造渣剂，出钢前期就开始加入渣料，随钢流加入，出钢1/5前加入所有渣料；(3)控制RH-TOP精炼结束温度：第一炉1569℃，连浇炉1560℃；RH-TOP精炼周期按35分钟控制。冶炼完成后，获得的连铸坯化学成分百分比分别为：C：0.117％，Si：0.18％，Mn：1.43％，P：0.01％，S：0.004％，Al：0.046％，Cr：0.59％，B:0.0006％，余量为Fe及杂质。

热轧过程中的工艺参数为：预热温度为220℃，加热温度为780℃，均热温度为780℃，缓冷出口温度为690℃，快冷出口温度为460℃，气刀冷却到420℃，冷却塔的顶辊温度为250℃，热轧板的光整延伸率为0.3％，拉矫延伸率为0。

最后获得的冷轧热镀锌双相钢力学性能：抗拉强度为623.1MPa，屈服强度为362.8MPa，标距在80mm的延伸率为22.3％。

实施例二

本实施例使用的冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，包括以下步骤：

S1：将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；

S2：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；

S3：将上述冷硬带钢进行连续镀锌退火工艺处理得到成品。

冶炼过程中：(1)控制转炉冶炼终点温度：第一炉1675℃，连浇炉1660℃；(2)采用Al-Fe脱氧；采用Mn-Fe配Mn，采用Cr-Fe配Cr；出钢下渣量80mm，出钢时间4分钟；出钢过程加入造渣剂，出钢前期就开始加入渣料，随钢流加入，出钢1/5前加入所有渣料；(3)控制RH-TOP精炼结束温度：第一炉1569℃，连浇炉1560℃；RH-TOP精炼周期按35分钟控制。冶炼完成后，获得的连铸坯化学成分百分比分别为：C：0.123％，Si：0.19％，Mn：1.49％，P：0.01％，S：0.004％，Al：0.049％，Cr：0.62％，B:0.0007％，余量为Fe及杂质。

热轧过程中的工艺参数为：预热温度为220℃，加热温度为800℃，均热温度为800℃，缓冷出口温度为700℃，快冷出口温度为460℃，气刀冷却到420℃，冷却塔的顶辊温度为250℃，热轧板的光整延伸率为0.3％，拉矫延伸率为0。

最后获得的冷轧热镀锌双相钢力学性能：抗拉强度为637.6MPa，屈服强度为375.1MPa，标距在80mm的延伸率为21.8％。

实施例三

本实施例使用的冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，包括以下步骤：

S1：将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；

S2：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；

S3：将上述冷硬带钢进行连续镀锌退火工艺处理得到成品。

冶炼过程中：(1)控制转炉冶炼终点温度：第一炉1677℃，连浇炉1680℃；(2)采用Al-Fe脱氧；采用Mn-Fe配Mn，采用Cr-Fe配Cr；出钢下渣量60mm，出钢时间5分钟；出钢过程加入造渣剂，出钢前期就开始加入渣料，随钢流加入，出钢1/5前加入所有渣料；(3)控制RH-TOP精炼结束温度：第一炉1568℃，连浇炉1570℃；RH-TOP精炼周期按34分钟控制。冶炼完成后，获得的连铸坯化学成分百分比分别为：C：0.129％，Si：0.18％，Mn：1.47％，P：0.01％，S：0.004％，Al：0.048％，Cr：0.58％，Ti：0.028％，B:0.0006％，余量为Fe及杂质。

热轧过程中的工艺参数为：预热温度为220℃，加热温度为780℃，均热温度为780℃，缓冷出口温度为690℃，快冷出口温度为460℃，气刀冷却到420℃，冷却塔的顶辊温度为250℃，热轧板的光整延伸率为0.3％，拉矫延伸率为0。

最后获得的冷轧热镀锌双相钢力学性能：抗拉强度为635.7MPa，屈服强度为413.5MPa，标距在80mm的延伸率为20.6％。

实施例四

本实施例使用的冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，包括以下步骤：

S1：将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；

S2：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；

S3：将上述冷硬带钢进行连续镀锌退火工艺处理得到成品。

冶炼过程中：(1)控制转炉冶炼终点温度：第一炉1679℃，连浇炉1680℃；(2)采用Al-Fe脱氧；采用Mn-Fe配Mn，采用Cr-Fe配Cr；出钢下渣量60mm，出钢时间5分钟；出钢过程加入造渣剂，出钢前期就开始加入渣料，随钢流加入，出钢1/5前加入所有渣料；(3)控制RH-TOP精炼结束温度：第一炉1566℃，连浇炉1570℃；RH-TOP精炼周期按35分钟控制。冶炼完成后，获得的连铸坯化学成分百分比分别为：C：0.127％，Si：0.19％，Mn：1.41％，P：0.01％，S：0.004％，Al：0.050％，Cr：0.55％，Ti：0.024％，B:0.0007％，余量为Fe及杂质。

热轧过程中的工艺参数为：预热温度为220℃，加热温度为800℃，均热温度为800℃，缓冷出口温度为700℃，快冷出口温度为460℃，气刀冷却到420℃，冷却塔的顶辊温度为250℃，热轧板的光整延伸率为0.3％，拉矫延伸率为0。

最后获得的冷轧热镀锌双相钢力学性能：抗拉强度为640.2MPa，屈服强度为411.2MPa，标距在80mm的延伸率为20.9％。

实施例一至四获得的连铸坯冶炼热轧过程中：连铸坯加热温度为1250℃；热轧终轧温度870℃；热轧卷取温度640℃。热轧结束，获得的热轧板厚度为4mm；冷轧过程中的控制冷轧压下率50％～75％，冷轧结束后获得厚度为1.5mm的冷硬带钢。

附图1所示为实施例一未添加Ti元素的高Cr体系实验钢，已采用苦味酸偏重亚硫酸钠溶液腐蚀，其中灰色为铁素体基体，黑色为贝氏体组织，亮白色为马奥(MA)岛。可以看出组织主要由铁素体及马奥岛组成。另外附图3、附图4分别给出了实施例一中马奥岛分别在晶界及铁素体晶内的形貌，Cr元素在晶内的富集促进了晶内马奥岛的生成，马奥岛常包含部分稳定奥氏体，从而降低了马奥岛硬度，避免了变形过程中马奥岛与铁素体界面开裂而提高塑性。从表2性能看出其屈强比较低，从而具有良好的冲压成型性能。

附图2所示为实施例三添加Ti元素后的高Cr体系实验钢，已采用苦味酸偏重亚硫酸钠溶液腐蚀，其中灰色为铁素体基体，黑色为贝氏体组织，亮白色为马奥(MA)岛。由于Ti为强碳化物形成元素，会在铁素体晶内析出TiC(附图5所示)。TiC的析出，避免了晶界处C元素富集，从而减少了晶界处连续马奥岛的生成，使得马奥岛分布更弥散。另外TiC的析出强化作用使得实验钢屈服强度提高，屈强比升高，这对于翻边折弯等成型性能是有利的。

通过上述4个实施例可以得出，该制备方法制成的冷轧热镀锌双相钢产品达到590MPa级的抗拉强度要求，同时，该方法可根据成型性能需要生产低屈强比或高屈强比的冷轧热镀锌双相钢。

本发明提供的冷轧热镀锌双相钢通过提高Cr元素的含量，避免高成本的Mo元素的加入，保证了最终冷轧热镀锌双相钢产品的淬透性，通过适当降低Si及Mn元素含量、加以适量Al替代Si以满足该双相钢产品的镀锌质量要求；通过Cr元素的添加调整MA形态及分布来提高了该双相钢产品的塑性，提高其冲压成型性能；通过适量添加析出强化元素Ti，提高了该双相钢产品的屈服强度和屈强比，同时提高翻边折弯性能。

进一步的，本发明提供的冷轧热镀锌双相钢的制备方法通过在转炉冶炼获得连铸板坯过程中，合理提高了Cr元素的添加量，Cr元素在晶内的富集促进了晶内MA的生成，MA常包含部分稳定奥氏体，从而降低了MA岛硬度，避免了变形过程中MA岛与铁素体界面开裂而提高塑性，使得该制备方法制成的高Cr无Mo低成本冷轧热镀锌双相钢产品在满足抗拉强度达到标准要求的前提下，有效降低了屈强比，从而具有良好的冲压成型性能。通过合理控制Ti元素的添加量，由于Ti为强碳化物形成元素，会在铁素体晶内析出TiC，避免了晶界处C元素富集，从而减少了晶界处连续MA的生成，使得MA分布更弥散，同时，TiC的析出强化作用使该制备方法制成的双相钢产品的屈服强度获得提高，屈强比升高，有利于翻边折弯等成型性能。

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。

Claims (2)

1.一种冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：

所述双相钢的化学成分如下：以质量百分比计算，C：0.117～0.14％、Si:0.1～0.3％、Mn：1.2～1.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、Al：0.03～0.07％、Cr：0.55～0.7％、Ti：0.024～0.03％、B≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；

所述双相钢的组织包括铁素体及马奥岛；

所述双相钢的参数指标包括：抗拉强度大于590MPa，屈强比值范围在0.58～0.65，标距在80mm的延伸率范围在20.5～22.5％。

2.一种冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

钢水经过转炉冶炼后获得连铸板坯；所述连铸板坯的化学成分如下：以质量百分比计算，C：0.117～0.14％、Si:0.1～0.3％、Mn：1.2～1.5％、P≤0.01％、S≤0.01％、Al：0.03～0.07％、Cr：0.55～0.7％、Ti：0.024～0.03％、B≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；所述转炉冶炼的终点目标温度控制为：第一炉温度1670～1690℃，连浇炉温度1660～1680℃；所述钢水经过转炉冶炼的过程控制包括：采用Al-Fe合金脱氧；加入Mn-Fe合金用以添加Mn元素；加入低碳Cr-Fe合金用以添加Cr元素；所述转炉冶炼的出钢过程的下渣量≤80mm，所述出钢过程的时间控制为4～8分钟；所述出钢过程前期开始随钢流加入造渣剂，出钢量达到总出钢量的1/5前加入所有造渣剂；所述转炉冶炼的RH-TOP精炼结束目标温度：第一炉1565～1575℃，连浇炉1560～1570℃；所述RH-TOP精炼周期30～40分钟；

所述连铸板坯经过热轧获得热轧板，所述连铸板坯加热温度控制为1210～1300℃；所述热轧终轧温度控制为850～890℃；所述热轧板经冷轧得到冷硬带钢；所述冷轧压下率为50％～75％；所述热轧卷取温度控制为600～680℃；

所述冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到所述冷轧热镀锌双相钢成品；其中，所述连续镀锌退火工艺处理包括：所述冷硬带钢预加热至220℃；

所述预加热后的冷硬带钢再加热并保温的温度为760℃～820℃；

将保温后的带钢缓冷至680℃～740℃；

将缓冷后的所述带钢经高氢冷却快冷至镀锌温度，所述镀锌温度控制为450～460℃，镀锌过程结束后所述带钢冷却至410～430℃；所述带钢经所述镀锌过程后进行风冷冷却，冷却塔顶辊的温度控制为250～300℃。