CN113215486A - 一种热基镀锌高扩孔双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种热基镀锌高扩孔双相钢及其制备方法，属于钢材制备技术领域，本发明提供的热基镀锌高扩孔双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：C：0.05％～0.10％，Si：0～0.10％，Mn：0.4％～0.8％，Al：0.01％～0.10％，Nb：0.01％～0.02％，Cr：0～0.02％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0002％，P：0～0.015％，S：0～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；所述双相钢的微观组织以面积率计为：铁素体75％～90％，贝氏体10％～25％；通过本发明提供的技术方案制得的热基镀锌高扩孔双相钢具有耐蚀性高、成形性好的优点。

Description

一种热基镀锌高扩孔双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于钢材制备技术领域，特别涉及一种热基镀锌高扩孔双相钢及其制备方法。
背景技术
随着能源和环境问题日益凸显，节能和环保成为汽车工业发展不可避免的议题。目前，钢材是汽车上应用量最大的金属材料，提高高强钢在汽车上的应用比例，实现汽车轻量化，可大幅降低燃油消耗和尾气排放。因此，占汽车车体总重四分之一以上的车轮和底盘等行走部件，已大量采用热轧高强钢制造。其中，热轧铁素体贝氏体双相钢因具有较高的强度、良好的加工硬化性能和高的局部成形性，能够满足底盘类零件高扩孔、折弯和翻边的成形需求，得到了大量应用。然而，目前各种连杆和控制臂等汽车底盘部件，多用无镀层的热轧铁素体贝氏体酸洗板或一些冷轧镀锌板制造。热轧酸洗板的耐蚀性低，生命周期短，在大气环境下使用会加快失效，而冷轧镀锌板制造复杂且成本偏高。
如何提供一种耐蚀性高、成形性好、成本低廉，且适于复杂形状底盘类零件成形的钢，成为本领域亟待解决的问题。
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一种热基镀锌高扩孔双相钢及其制备方法。
本发明实施例提供一种热基镀锌高扩孔双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.05％～0.10％，Si：0～0.10％，Mn：0.4％～0.8％，Al：0.01％～0.10％，Nb：0.01％～0.02％，Cr：0～0.02％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0002％，P：0～0.015％，S：0～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的微观组织以面积率计为：铁素体75％～90％，贝氏体10％～25％。
可选的，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～10μm，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5μm～2μm。
可选的，所述双相钢的厚度为1.8mm～4.0mm。
可选的，所述双相钢的表面具有镀锌层。
可选的，所述镀锌层的厚度为10μm～20μm。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种热基镀锌高扩孔双相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
获得以所述质量分数计的所述化学成分的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板卷；
将所述热轧板卷开卷，后进行酸洗，获得镀锌基板；
将所述镀锌基板进行镀锌处理，后进行光整，获得热基镀锌高扩孔双相钢。
可选的，所述轧前加热的温度为1240℃～1270℃，所述粗轧的开轧温度为1080℃～1160℃，所述粗轧的结束温度为1030℃～1100℃，所述精轧的开轧温度为1000℃～1050℃，所述精轧的终轧温度为860℃～940℃。
可选的，所述轧后冷却采用第一水冷+空冷+第二水冷的三段式冷却模式，其中，所述第一水冷以40℃/s～60℃/s的冷速冷却至温度600℃～660℃，后进行所述空冷，所述空冷以5℃/s～10℃/s的冷速冷却6-10s，所述第二水冷以20℃/s～30℃/s的冷速冷却至温度430℃～470℃。
可选的，所述将所述镀锌基板进行镀锌处理，包括：
将所述镀锌基板预热至210℃～230℃，后以2℃/s～4℃/s的速率加热至640℃-660℃，并保温15s～22s进行预氧化；
预氧化后，以0.1℃/s～0.4℃/s的速率加热至680℃～720℃并均热保温110s～150s；
均热保温后，以1℃/s～4℃/s的速率缓冷至620℃～660℃；
缓冷后，以12℃/s～20℃/s的速率快冷至450℃～470℃；
将经所述快冷的所述镀锌基板进行镀锌处理，后冷却至室温。
可选的，所述卷取的温度为430℃～470℃，所述光整延伸率为1.6％～2.0％。
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基镀锌高扩孔双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.05％～0.10％，Si：0～0.10％，Mn：0.4％～0.8％，Al：0.01％～0.10％，Nb：0.01％～0.02％，Cr：0～0.02％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0002％，P：0～0.015％，S：0～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；所述双相钢的微观组织以面积率计为：铁素体75％～90％，贝氏体10％～25％。通过化学成分的相互配合，同时采用“水冷+空冷+水冷”的三段式冷却模式，灵活控制铁素体和贝氏体的相比例；通过Nb微合金化沉淀析出，强化铁索体，缩小两相硬度差，抑制变形过程中裂纹萌生；采用热轧板为基板，酸洗后不经冷轧而直接进行热镀锌，通过预氧化还原技术获得良好的锌层粘附效果。-通过上述技术方案，使制得的热基镀锌高扩孔双相钢具有耐蚀性高、成形性好的优点。
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是本发明一实施例的制备热基镀锌高扩孔双相钢的流程图；
图2本发明一实施例的一种热基镀锌高扩孔双相钢的热轧板显微组织图；
图3是本发明一实施例的一种热基镀锌高扩孔双相钢的最终成品显微组织图；
图4是本发明一实施例的一种热基镀锌高扩孔双相钢的工程应力-应变曲线；
图5是本发明一实施例提供的一种热基镀锌高扩孔双相钢横纵向折弯后表面状态。
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，提供一种热基镀锌高扩孔双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.05％～0.10％，Si：0～0.10％，Mn：0.4％～0.8％，Al：0.01％～0.10％，Nb：0.01％～0.02％，Cr：0～0.02％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0002％，P：0～0.015％，S：0～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的微观组织以面积率计为：铁素体75％～90％，贝氏体10％～25％。
限定上述质量分数的化学成分的原理如下：
[C：0.05％～0.10％]
C是钢中最常用的强化元素，可以提高基体组织的硬度和强度，C还可以提高淬透性，促进贝氏体组织形成。为了获得理想的抗拉强度及烘烤硬化性能，设定C含量下限为0.05％。然而，C含量过高又会导致贝氏体硬度升高，造成铁素体和贝氏体两相硬度差过大，易在相界面处萌生裂纹，导致扩孔性能下降。因此，本发明将C含量控制在0.05％～0.10％。
[Si：0～0.10％]
Si是重要的铁素体形成元素，可促进铁素体相变，推迟珠状体形成。同时Si是固溶强化元素，可提高基体组织的强度。不过，Si含量过高会导致热轧板卷表面质量恶化，在一定程度上影响镀锌效果。因此，在可通过C、Mn进行强化的情况下，本发明限制Si的加入量，最终将Si含量控制在0～0.10％。
[Mn：0.4％～0.8％]
Mn是钢中常用的合金元素，在铁素体贝氏体高强钢中的主要作用是固溶强化和促进贝氏体相变强化，因此Mn含量下限不能低于0.4％。然而，Mn含量过高时，钢的淬透性提高，易生成硬度较高的马氏体组织，还易导致元素偏析，这些都不利于钢板成形性能，故设定钢中Mn含量不超过0.8％。
[Al：0.01％～0.10％]
Al能够抑制碳化物析出，促进铁素体形成。采用Al代替部分Si，还可以提高热轧板卷的表面质量，有利于提高锌层粘附性。同时，为了避免Al过量添加造成钢板强度降低，设定Al含量上限设在0.10％。
[Nb：0.01％～0.02％]
Nb是一种析出强化元素，可提高基体组织的强度。通过析出强化，可替代部分固溶强化和相变强化，这样就可以适当减少C、Mn和Si的加入量，有利于成形性能改善。然而，Nb具有显著的抑制再结晶效果，当终轧温度较低时，会导致热轧板卷组织形成明显的沿轧向变形带，组织的不均匀会导致扩孔性能下降。综合以上因素，限定Nb的加入量为0.01％～0.02％。
[Cr：0～0.02％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，Ti：0～0.005％]
Cr、Cu、Ni和Ti均属于较昂贵的合金元素，从控制合金成本的角度出发，必须加以限制。因此，本发明不刻意添加这些元素，若其不可避免地以杂质状态存在，则限定其含量在上述范围。
[B：0～0.0002％]
B在钢中的主要作用是提高淬透性，促进奥氏体的低温转变，即促进贝氏体和马氏体形成。本发明控制贝氏体含量在较低范围，无需过多加入B元素提高淬透性，因此限定B含量不超过0.0002％。
[P：0～0.015％]
P可适当提高钢板强度，但也易在晶界偏聚而恶化塑性，故P含量不能超过0.015％，优选P含量为0.005％～0.015％。
[S：0～0.005％]
S易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂，恶化钢板的扩孔、翻边等成形性能，故设定S含量上限为0.005％。
本发明热基镀锌高扩孔双相钢以面积率计的微观组织中，铁素体占75％～90％，贝氏体占10％～25％。
限定上述面积率的微观组织的原理如下：
[铁素体：75％～90％]
铁素体强度低、硬度小，易于变形，在变形过程中承担大部分应变，是保证高扩孔双相钢塑性和成形性的重要组成相。当铁素体比例小于75％时，钢板的强度提高，但塑性和扩孔性能变差；当铁素体比例超过90％时，贝氏体比例过低，导致钢板强度不足。
[贝氏体：10％～25％]
贝氏体是铁素体贝氏体高扩孔双相钢中保证强度的硬相组织。贝氏体比例小于10％时，无法保证450MPa以上的抗拉强度，且由于比例较低，热轧获得的贝氏体会高度富碳，在随后的高温退火镀锌过程中极易分解出碳化物，将导致成品钢板的扩孔性能下降。贝氏体比例大于25％时，钢板无法获得期望的高扩孔性能。
作为一种可选的实施方式，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～10μm，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5μm～2μm。
限定铁素体的晶粒尺寸在上述范围主要是为了获得良好的强塑性，铁素体晶粒过大时，难以保证双相钢的抗拉强度，铁素体晶粒过于细小时，又会导致成形性下降；贝氏体晶粒过大时，与铁素体基体之间的协同变形能力差，容易造成变形开裂，而贝氏体晶粒过于细小时，又会高度富集C和Mn，导致硬度增加，两相之间硬度差过大也会造成成形开裂。
作为一种可选的实施方式，所述双相钢的厚度为1.8mm～4.0mm。
限定双相钢厚度在上述范围主要是出于实际应用的角度考虑。厚度过小时，难以保证成形零件的刚性、抗扭转和疲劳性能；厚度过大时，不符合轻量化原则。
作为一种可选的实施方式，所述双相钢的表面具有镀锌层。
作为一种可选的实施方式，所述镀锌层的厚度为10μm～20μm。
锌层厚度可以根据产品的使用场合和防腐要求而定。
对于非海洋气候和重工业区，锌层每年被腐蚀约1μm。根据汽车底盘类零件的生命周期(10-20年)，控制锌层厚度为10μm～20μm。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种热基镀锌高扩孔双相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
获得以所述质量分数计的所述化学成分的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板卷；
将所述热轧板卷开卷，后进行酸洗，获得镀锌基板；
将所述镀锌基板进行镀锌处理，后进行光整，获得热基镀锌高扩孔双相钢。
作为一种可选的实施方式，所述轧前加热的温度为1240℃～1270℃，所述粗轧的开轧温度为1080℃～1160℃，所述粗轧的结束温度为1030℃～1100℃，所述精轧的开轧温度为1000℃～1050℃，所述精轧的终轧温度为860℃～940℃。
板坯加热温度过高，晶粒过度长大粗化，导致最终产品力学性能下降；板坯加热温度过低，热轧精轧阶段易进入未再结晶区，导致热轧组织出现较为明显的变形带，进而恶化扩孔性能。
控制终轧温度是为了调控热轧组织并获得良好的热轧板卷质量。对于本发明双相钢化学成分，终轧温度大于940℃时，热轧组织晶粒粗大，易导致成品钢板抗拉强度不足；终轧温度低于860℃，热轧板变形抗力增大，将增加热轧机轧制负荷，微观组织也会呈明显的条带状，影响最终钢板的成形性能。
作为一种可选的实施方式，所述轧后冷却采用第一水冷+空冷+第二水冷的三段式冷却模式，其中，所述第一水冷以40℃/s～60℃/s的冷速冷却至温度600℃～660℃，后进行所述空冷，所述空冷以5℃/s～10℃/s的冷速冷却6-10s，所述第二水冷以20℃/s～30℃/s的冷速冷却至温度430℃～470℃。
第一(段)水冷在终轧后立即进行，目的是抑制晶粒在高温区长大，使带钢快速进入铁素体转变区(600℃～660℃)；空冷段保持6-10s，目的是促进铁素体生成并调控铁素体和贝氏体比例；第二(段)水冷的目的是使带钢快速进入贝氏体转变区(430℃～470℃)，随即卷取，促进贝氏体生成。与常规冷却路径相比，本发明冷却方法获得的显微组织晶粒细小，并且可灵活控制铁素体和贝氏体的相比例，有利于双相钢力学性能改善，尤其是会显著提升扩孔性能。
作为一种可选的实施方式，所述将所述镀锌基板进行镀锌处理，包括：
将所述镀锌基板预热至210℃～230℃，后以2℃/s～4℃/s的速率加热至640℃-660℃，并保温15s～22s进行预氧化；
预氧化后，以0.1℃/s～0.4℃/s的速率加热至680℃～720℃并均热保温110s～150s：
均热保温后，以1℃/s～4℃/s的速率缓冷至620℃～660℃；
缓冷后，以12℃/s～20℃/s的速率快冷至450℃～470℃；
将经所述快冷的所述镀锌基板进行镀锌处理，后冷却至室温。
[预氧化温度：640℃～660℃]
根据本发明钢板的合金成分特点，在640℃～660℃进行预氧化，可得到较好的氧化层厚度及致密性，优选地预氧化温度为650℃。
[均热温度：680℃～720℃]
为了保证预氧化效果及镀锌工艺连续性，本发明均热温度不能低于650℃，优选均热温度下限为680℃。然而，均热温度高于720℃时，贝氏体回火严重，将形成较多碳化物，甚至进入两相区形成大量奥氏体，在随后的缓冷和快冷过程中有可能出现外延铁素体和马氏体等非期望组织，不仅工艺控制难度增大，并且还会导致钢板成形性能下降。此外，均热温度过高也会增加生产成本。
[均热时间：110s～150s]
由于本发明钢板厚度在1.8mm～4.0mm之间，相对常规冷轧板属于较厚规格，故为了保证厚度方向的温度均匀性，均热时间不宜小于110s；然而，均热时间超过150s时，贝氏体回火严重，易分解形成碳化物，不利于钢板的成形性能。
作为一种可选的实施方式，所述卷取的温度为430℃～470℃，所述光整延伸率为1.6％～2.0％。
[卷取温度：430℃～470℃]
控制卷取温度是为了得到理想的显微组织及其比例关系。对于本发明双相钢成分体系，卷取温度大于470℃时，铁素体比例增高，贝氏体晶粒尺寸增大且回火明显，将导致热轧基板强度不足；卷取温度小于430℃时，贝氏体碳富集程度高，且易出现马氏体组织，导致相邻相之间硬度差增大，影响钢板的成形性能。
[光整延伸率：1.6％～2.0％]
对光整延伸率执行范围进行限定，主要是为了调整钢板屈服特性并获得良好的板形质量。本发明热基镀锌高扩孔双相钢的退火温度在680℃～720℃之间，相当于高温回火，拉伸曲线通常会出现较明显的屈服平台。为了调控屈服强度并消除屈服平台，本发明将光整延伸率设定在1.6％～2.0％之间，一方面可提高屈服强度至370MPa以上，另一方面可以消除屈服平台。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的热基镀锌高扩孔双相钢及其制备方法进行详细说明。
(1)制备实施例1-5以及对比例1-3的钢液并铸成板坯，所述板坯的化学成分如表1所示。
表1各实施例和对比例的化学成分质量百分数
组别 C Si Mn Al Nb Cr P S
实施例1 0.07 0.01 0.54 0.04 0.015 0.01 0.01 0.004
实施例2 0.05 0.05 0.80 0.02 0.010 0.01 0.008 0.002
实施例3 0.10 0 0.40 0.10 0.020 0.02 0.008 0.003
实施例4 0.06 0.03 0.69 0.05 0.016 0.02 0.009 0.001
实施例5 0.08 0.10 0.75 0.01 0.020 0 0.007 0.002
对比例1 0.07 0.02 <u>0.20</u> 0.04 0.013 0.01 0.008 0.004
对比例2 <u>0.03</u> 0.05 0.75 0.05 <u>0</u> 0.02 0.01 0.004
对比例3 0.07 0.02 0.62 0.04 0.013 0.01 0.008 0.004
(2)将上述板坯加热，依次进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得1.8m～4.0mm厚热轧板卷。所述板坯加热温度为1240℃～1270℃，粗轧开轧温度为1080℃～1160℃，粗轧结束温度为1030℃～1100℃，精轧开轧温度为1000℃～1050℃，终轧温度为860℃～940℃；轧后冷却采用水冷+空冷+水冷的三段式冷却模式，第一段水冷的冷速为40℃/s～60℃/s，冷至600℃～660℃进行空冷，空冷时间为6-10s，空冷冷速为5℃/s～10℃/s，第二段水冷的冷速为20℃/s～30℃/s，冷至430℃～470℃，并在此温度卷取。
(3)将上述热轧板卷开卷酸洗去除氧化铁皮，得到具有良好表面质量的镀锌基板，各实施例和对比例的具体工艺参数如表2所示。
表2各实施例和对比例的轧制及冷却工艺参数
Figure BDA0003023790120000081
Figure BDA0003023790120000091
(4)将上述镀锌基板在连续热镀锌产线进行镀锌，具体工艺为：将钢板预热至210℃～230℃，然后以2℃/s～4℃/s的速率加热至650℃，保温15s～22s进行预氧化，接着以0.1℃/s～0.4℃/s的速率继续加热至680℃～720℃并均热110s～150s，随后以1℃/s～4℃/s的速率缓慢冷却至620℃～660℃，再以12℃/s～20℃/s的速率快速冷却至450℃～470℃，入锌锅镀锌之后冷却至室温，其中通过光整机控制的光整延伸率为1.6％～2.0％。
各实施例和对比例的连续热镀锌工艺参数如表3所示。
表3各实施例和对比例的连续热镀锌工艺参数
Figure BDA0003023790120000092
Figure BDA0003023790120000101
组织检测：准备用于显微组织观察的试样，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，用于统计各相比例。金相照片下呈白色的组织为铁素体，呈灰黑色的组织为贝氏体。
性能检测：利用ZWICK/Roel I Z100拉伸试验机，按照GB/T228.1-2010标准检测屈服、抗拉强度和断后延伸率；利用ZWICK BUP1000成形试验机，按照ISO 16630-2003标准检测扩孔率。
各实施例和对比例的显微组织与力学性能如表4所示。
表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能
Figure BDA0003023790120000102
Figure BDA0003023790120000111
附图的具体说明：
附图2表明，本发明热基镀锌高扩孔双相钢的热轧板卷微观组织为铁素体和贝氏体；附图3表明，本发明热基镀锌高扩孔双相钢的成品微观组织为铁素体和少量贝氏体，贝氏体晶粒细小，主要分布于铁素体晶界处；附图4和表4共同表明，本发明热基镀锌高扩孔双相钢屈服强度≥370MPa，抗拉强度≥450MPa，断后延伸率(A80)≥27％，扩孔率≥110％，具有优异的强塑性能和成形性能。附图5表明，本发明热基镀锌高扩孔双相钢经180度零圆角折弯后，无锌层脱落和开裂。
本发明的一种热基镀锌高扩孔双相钢的制备方法，在热轧冷却阶段采用“水冷+空冷+水冷”的三段式冷却模式。第一(段)水冷在终轧后立即进行，抑制晶粒在高温区长大，使带钢快速进入铁素体转变区(600℃～660℃)；空冷段保持6-10s，促进铁素体生成并调控铁素体和贝氏体比例；第二(段)水冷的目的是使带钢快速进入贝氏体转变区(430℃～470℃)，随即卷取，促进贝氏体生成。与常规冷却路径相比，本发明冷却方法获得的显微组织晶粒细小，并且可灵活控制铁素体和贝氏体的相比例，有利于双相钢力学性能改善，尤其是会显著提升扩孔性能。另外，本发明的制备方法是以热轧板作为基板，酸洗后不经冷轧而直接进行热镀锌的工艺方法，简化了工艺流程并降低了制造成本。镀锌过程中通过气刀控制锌层厚度为10μm～20μm，并利用预氧化还原技术获得良好的锌层粘附效果，极大提高了热轧双相钢耐蚀性。
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 (10)

1.一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.05％～0.10％，Si：0～0.10％，Mn：0.4％～0.8％，AI：0.01％～0.10％，Nb：0.01％～0.02％，Cr：0～0.02％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0002％，P：0～0.015％，S：0～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的微观组织以面积率计为：铁素体75％～90％，贝氏体10％～25％。
2.根据权利要求1所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～10μm，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5μm～2μm。
3.根据权利要求1所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述双相钢的厚度为1.8mm～4.0mm。
4.根据权利要求1所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述双相钢的表面具有镀锌层。
5.根据权利要求4所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述镀锌层的厚度为10μm～20μm。
6.一种如权利要求1-5任一项所述的热基镀锌高扩孔双相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
获得以所述质量分数计的所述化学成分的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板卷；
将所述热轧板卷开卷，后进行酸洗，获得镀锌基板；
将所述镀锌基板进行镀锌处理，后进行光整，获得热基镀锌高扩孔双相钢。
7.根据权利要求6所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述轧前加热的温度为1240℃～1270℃，所述粗轧的开轧温度为1080℃～1160℃，所述粗轧的结束温度为1030℃～1100℃，所述精轧的开轧温度为1000℃～1050℃，所述精轧的终轧温度为860℃～940℃。
8.根据权利要求6所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述轧后冷却采用第一水冷+空冷+第二水冷的三段式冷却模式，其中，所述第一水冷以40℃/s～60℃/s的冷速冷却至温度600℃～660℃，后进行所述空冷，所述空冷以5℃/s～10℃/s的冷速冷却6-10s，所述第二水冷以20℃/s～30℃/s的冷速冷却至温度430℃～470℃。
9.根据权利要求6所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述将所述镀锌基板进行镀锌处理，包括：
将所述镀锌基板预热至210℃～230℃，后以2℃/s～4℃/s的速率加热至640℃-660℃，并保温15s～22s进行预氧化；
预氧化后，以0.1℃/s～0.4℃/s的速率加热至680℃～720℃并均热保温110s～150s：
均热保温后，以1℃/s～4℃/s的速率缓冷至620℃～660℃；
缓冷后，以12℃/s～20℃/s的速率快冷至450℃～470℃；
将经所述快冷的所述镀锌基板进行镀锌处理，后冷却至室温。
10.根据权利要求6所述的一种热基镀锌高扩孔双相钢，其特征在于，所述卷取的温度为430℃～470℃，所述光整延伸率为1.6％～2.0％。
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