CN117344224A - 一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法 - Google Patents

一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，化学成分按质量百分比包括：C：0.11％～0.17％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.20％～1.90％，Ni：0.10％～0.50％，Ti：0.010％～0.040％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.40％～0.80％，N≤0.0060％，且0.7％≤Als+Si≤1.1％，N≤0.0060％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。制备方法包括冶炼工序、热轧工序、酸轧工序、热镀锌工序本发明提供的一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法，得到的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢具有更佳的焊接性能，屈服强度为380～440MPa，抗拉强度为605～660MPa，伸长率A80值为30.0～36.0％，屈强比为0.59～0.65，能够满足生产需求。

Description

一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法
技术领域
本发明涉及冷轧高强汽车钢技术领域，尤其涉及一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法。
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。通过汽车用钢高强化减薄，从而实现车辆减重被认为是促进汽车工业可持续发展最科学、有效的方法。在高强钢中，双相钢具有良好的强塑性、高加工硬化率等优势，成为应用最为广泛的先进高强度钢。但随着汽车轻量化的推进，双相钢用量越来越大且高强度级别产品替代低强度级别产品已成为不可逆趋势。但是产品强度升高后难以达到低强度产品相应的塑性，在复杂(特复杂)零件冲压过程容易出现开裂，当前590MPa级热镀锌双相钢的塑性难以满足复杂(特复杂)零件的需求，需要大幅提高塑性，即引入一定量的残余奥氏体发生，通过TRIP效应来实现高塑性。主要通过适当增加C及Al+Si含量的方法来提高奥氏体的稳定性，使其保留到室温，但以上元素均会恶化焊接性能，不利于焊接。在传统增强塑性双相钢中加入微量Ti元素和少量Ni元素，除对组织性能进行调控外，强化焊缝强度、提升焊缝冲击韧性等，使得焊接性能得到改善并满足用户使用需求。
现有技术公开的冷轧热镀锌钢，一些现有技术含有较多贵金属元素Cr、Mo和V等合金成本增加，同时，高合金含量加上较高的冷轧压下率对冷轧机组负荷较大。还有一些现有技术Al含量极高(0.7～0.9％)导致变粘造成水口堵塞现象影响铸坯的浇铸，同时Al2O3夹杂增多，影响钢质的洁净度。S含量较高(≤0.065％)导致材料脆性较高，延伸率不足(A80值≤30％)，在制备复杂零件时，容易造成拉延开裂。
基于此，现有技术仍然有待改进。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明实施例提出一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法，以解决现有技术的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢不能满足生产需求的技术问题。
为解决上述技术问题，本发明一些实施例公开了一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，化学成分按质量百分比包括：
C：0.11％～0.17％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.20％～1.90％，
Ni：0.10％～0.50％，Ti：0.010％～0.040％，P≤0.020％，
S≤0.010％，Als：0.40％～0.80％，N≤0.0060％，
且0.7％≤Als+Si≤1.1％，N≤0.0060％，
其余元素是Fe及不可避免的杂质。
一些实施例中，按重量百分比计，化学成分包括：
C：0.12～0.14％，Si：0.25～0.45％，Mn：1.50～1.70％，
Ni：0.15～0.30％，Ti：0.015～0.030％，Als：0.50～0.65％，
P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.0035％，
余量为Fe及不可避免杂质。
一些实施例中，屈服强度为380～440MPa，抗拉强度为605～660MPa，伸长率A80值为30.0～36.0％，屈强比为0.59～0.65。
一些实施例中，组织由70％～75％的铁素体、15％～20％呈岛状分布的马氏体和残余奥氏体构成。
一些实施例中，铁素体的平均晶粒尺寸为5.0μm，马氏体的平均晶粒尺寸为0.7μm，残余奥氏体的平均晶粒尺寸为0.7μm。
另一方面，本发明实施例还公开了前述的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢的制备方法，依次包括冶炼工序、热轧工序、酸轧工序、热镀锌工序；其中，所述冶炼工序包括：根据权利要求1-2的化学成分进行冶炼，通过铸造成板坯。
一些实施例中，所述热轧工序包括：
将冶炼工序得到的板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；终轧温度为840～930℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为40％～60％和60％～80％；卷取温度为600～670℃。
一些实施例中，所述酸轧工序包括：
将热轧工序得到的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.7～2.2mm的薄带钢，冷轧压下率为55％～80％；
优选地，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，冷轧压下率约降低4-6％，优选的冷轧压下率约降低5％。
一些实施例中，所述热镀锌工序包括：
将酸轧工序得到的冷轧薄带钢先分别以15～20℃/s、4～10℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和770～795℃；均热保温25～90s后分别以1～5℃/s及10～25℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，镀锌处理时间为10～40s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。
一些实施例中，机组速度为70～120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，机组速度降低10m/min；
优选地，平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.3mm，平整延伸率降低0.05％。
采用上述技术方案，本发明至少具有如下有益效果：
本发明提供的一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法，得到的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢具有更佳的焊接性能，屈服强度为380～440MPa，抗拉强度为605～660MPa，伸长率A80为30.0～36.0％，屈强比为0.59～0.65，能够满足生产需求。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅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他的附图。
图1为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢的金相照片；
图2为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢的扫描照片
图3为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢的奥氏体含量示意图；
图4为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢的点焊性能图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本公开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公开的原理，但不能用来限制本公开的范围，本公开可以以许多不同的形式实现，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。
本公开提供这些实施例是为了使本公开透彻且完整，并且向本领域技术人员充分表达本公开的范围。应注意到：除非另外具体说明，这些实施例中阐述的部件和步骤的相对布置、材料的组分、数字表达式和数值应被解释为仅仅是示例性的，而不是作为限制。
需要说明的是，在本公开的描述中，除非另有说明，“多个”的含义是大于或等于两个；术语“上”、“下”、“左”、“右”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系仅是为了便于描述本公开和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本公开的限制。当被描述对象的绝对位置改变后，则该相对位置关系也可能相应地改变。
此外，本公开中使用的“第一”、“第二”以及类似的词语并不表示任何顺序、数量或者重要性，而只是用来区分不同的部分。“垂直”并不是严格意义上的垂直，而是在误差允许范围之内。“平行”并不是严格意义上的平行，而是在误差允许范围之内。“包括”或者“包含”等类似的词语意指在该词前的要素涵盖在该词后列举的要素，并不排除也涵盖其他要素的可能。
还需要说明的是，在本公开的描述中，除非另有明确的规定和限定，术语“安装”、“相连”、“连接”应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或一体地连接；可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接相连。对于本领域的普通技术人员而言，可视具体情况理解上述术语在本公开中的具体含义。当描述到特定器件位于第一器件和第二器件之间时，在该特定器件与第一器件或第二器件之间可以存在居间器件，也可以不存在居间器件。
本公开使用的所有术语与本公开所属领域的普通技术人员理解的含义相同，除非另外特别定义。还应当理解，在诸如通用字典中定义的术语应当被解释为具有与它们在相关技术的上下文中的含义相一致的含义，而不应用理想化或极度形式化的意义来解释，除非这里明确地这样定义。
对于相关领域普通技术人员已知的技术、方法和设备可能不作详细讨论，但在适当情况下，技术、方法和设备应当被视为说明书的一部分。
如图1所示，本发明一些实施例公开了一种焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及其制备方法。化学成分范围按质量百分比为：C：0.11％～0.17％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.20％～1.90％，Ni：0.10％～0.50％，Ti：0.010％～0.040％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.40％～0.80％，N≤0.0060％，且0.7≤Als+Si≤1.1，N≤0.0060％其余元素是Fe及不可避免的杂质。
一些优选的实施例中，按重量百分比计，其化学成分为：C：0.12～0.14％，Si：0.25～0.45％，Mn：1.50～1.70％，Ni：0.15～0.30％，Ti：0.015～0.030％，Al：0.50～0.65％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.0035％余量为Fe及不可避免杂质。
上述焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢板中，屈服强度为380～440MPa，抗拉强度为605～660MPa，伸长率A80为30.0～36.0％，屈强比为0.59～0.65；其组织由70％～75％的铁素体(平均晶粒尺寸为5.0μm)+约15％～20％呈岛状分布的马氏体(平均晶粒尺寸为0.7μm+少量残余奥氏体(约10％)构成。
前述的焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢板的生产步骤包括：
(a)冶炼工序：根据焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢板的化学成分进行冶炼，通过铸造成板坯；
(b)热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；其终轧温度为840～930℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为40％～60％和60％～80％，卷取温度为600～670℃。
(c)酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.7～2.2mm的薄带钢，其冷轧压下率为55％～80％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，原料厚度进行相应调整，冷轧压下率约降低5％。
(d)热镀锌工序：冷轧薄带钢先分别以15～20℃/s、4～10℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和770～795℃；均热保温25～90s后分别以1～5℃/s及10～25℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，其时间为10～40s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。机组速度为70～120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，机组速度进行相应调整，机组速度降低10m/min。平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.3mm平整延伸率降低0.05％。
本发明各实施例中，合金元素在焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢板的作用如下：
碳：C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。并直接影响临界区处理后增强塑性双相钢中贝氏体、马氏体等的体积分数，C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低。需要增加大量的Mn、Cr等合金元素的含量来保证强度，从而导致成本增加。因此，本发明C含量为0.11％～0.17％，优选为0.12～0.14％。
硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性。过低的Si含量难以在室温获得残余奥氏体；然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除鳞难度；同时在退火过程中易向表面富集形成FeO/Fe2SiO4，从而导致漏镀等表面缺陷。因此，本发明Si含量为0.20～0.60％，优选为0.25～0.45％。
锰：通过添加锰在常规连续退火/镀锌作业线的冷却速率能力范围内提高淬透性。锰还有助于固溶强化，这提高拉伸强度并强化铁素体相，由此有助于稳定残余奥氏体。锰降低了双相钢的奥氏体至铁素体转变温度范围。此外，Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本发明中Mn含量为1.20％～1.90％，优选为1.50～1.70％。
铝：Al是强脱氧元素，为了保证钢中的氧含量尽可能的低，需要添加一定量的铝，同时，可溶铝常用作微合金元素来结合钢中的氮，弥散很细的AlN阻止奥氏体晶粒的长大。在γ-α转变过程中，AlN起成核作用，从而加速奥氏体转变。同时Al与Si相同具有抑制渗碳体产生的作用，有利于在室温条件下获得残余奥氏体；但添加多量的铝容易形成氧化铝团块。因此，本发明中Al含量为0.40％～0.80％，优选为0.50～0.65％。
钛：Ti在钢中以析出强化为主，与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到强烈析出强化的作用，并显著细化晶粒。Ti与C形成TiC粒子对焊缝起弥散强化作用，保证焊缝具有较高强度的同时获得较高的冲击韧性。Ti含量过低不利于细化晶粒和强化焊缝，但Ti含量过高一方面会显著增加轧制过程中的变形抗力，增加冷轧机组负荷，另一方面高Ti容易形成液析TiN，粗大的液析TiN会导致材料塑韧性剧烈恶化。因此，本发明中Ti含量为0.010％～0.040％，优选为0.015～0.030％。
镍：钢中添加少量Ni元素提高奥氏体淬透性的同时还会提高焊缝韧性尤其是低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，调控焊缝金属的相转变过程，兼顾高的抗裂性和高强度。但钢中Ni含量较高时热裂纹(主要是液化裂纹)倾向明显增加。过低大Ni含量难以起到强化焊缝的目的，而过高的Ni含量会增加热裂纹的同时会增加合金成本。因此，本发明中Ni含量为0.10％～0.50％，优选为0.15～0.30％。
P为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，弱化晶间结合力，在快速凝固过程中，P含量偏高容易导致铸坯开裂。因此，本发明中P含量为≤0.020％，优选为≤0.010％。
S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，在快速凝固过程中，易导致铸坯表面出现细小微裂纹。因此，本发明中S含量为≤0.010％，优选为≤0.005％。
N在钢中的杂质元素，由于其原子尺寸较小容易进入铁元素间隙处显著提升晶格畸变，大幅增加强度，但会明显恶化钢的塑韧性。同时N容易与钢中的Al、B、Ti结合形成AlN、BN和TiN等第二相强化的同时恶化钢的塑韧性，尤其是N含量过高时与Ti结合液析TiN尺寸可达微米级，不但起不到强化的作用还会造成应力集中形成裂纹源，需严格控制N元素的含量。因此，本发明中N含量为≤0.0060％，优选为≤0.0035％。
实施例：本实施例提供了四组焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，其化学成分如表1所示；
表1 590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢化学成分(wt.％)
编号 C Si Mn P S N Als Ni Ti
实施1 0.125 0.40 1.63 0.009 0.002 0.0028 0.58 0.36 0.025
实施2 0.130 0.38 1.60 0.008 0.003 0.0033 0.62 0.28 0.028
实施3 0.135 0.35 1.55 0.009 0.004 0.0026 0.60 0.33 0.030
实施4 0.133 0.30 1.58 0.007 0.002 0.0030 0.55 0.35 0.032
对比1 0.165 0.60 1.95 0.016 0.010 0.0040 0.48 - -
对比2 0.09 0.35 1.75 0.010 0.005 0.0031 0.043 - -
上述焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢板的制备方法，具体工艺如下：
A、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的双相钢板坯；
B、热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示；
表2 590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢热轧主要工艺参数
编号 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 上下集管冷速℃/s
实施1 1065 912 641 50％、75％
实施2 1077 921 654 50％、75％
实施3 1083 918 637 50％、75％
实施4 1078 915 646 50％、75％
对比1 1086 922 675 50％、75％
对比2 1075 908 585 75％、100％
C、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其热轧板厚度、冷硬卷厚度及冷轧压下率见表3所示。
表3 590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢冷轧原料、成品及压下率
编号 热轧板厚度/mm 冷轧板厚度/mm 冷轧压下率/％
实施1 4.60 1.60 65
实施2 4.80 2.00 58
实施3 4.35 1.30 70
实施4 4.00 1.00 75
对比1 4.60 1.60 65
对比2 4.60 1.60 65
D、热镀锌工序：冷轧薄带钢先分别以15～20℃/s、4～10℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和770～795℃；均热保温25～90s后分别以1～5℃/s及10～25℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，其时间为10～40s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。机组速度为70～120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，机组速度进行相应调整，机组速度降低10m/min。平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.3mm平整延伸率降低0.05％。具体连续退火工艺参数如表4所示：
表4 590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢主要连退工艺参数
经上述工艺制备的焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢其微观组织如图1至图2所示，应力-应变曲线见图3所示。按照GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述连退用增强塑性双相钢性能，按照GB/T 8366-2021《电阻焊电阻焊设备机械和电器要求》测试以具体以厚度开方的4.5倍作为电流下限，以飞溅判断电流上限，上述焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢点焊性能，见表5所示：
表5焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢性能
综上所述，本发明实施例所公开的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及制备方法，在传统590MPa级增强塑性双相钢(DH钢)基础上添加微量Ti元素一方面调控基板的组织性能，另一方面通过Ti与C形成TiC粒子对焊缝起弥散强化(主要起显微组织调控作用、细晶)作用，保证焊缝具有较高强度的同时获得较高的冲击韧性。添加少量Ni元素在提高奥氏体淬透性的同时提高焊缝韧性尤其是低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，调控焊缝金属的相转变过程，兼顾高的抗裂性和高强度。通过添加微量Ti元素一方面调控基板的组织性能，另一方面通过Ti与C形成TiC粒子对焊缝起弥散强化作用，保证焊缝具有较高强度的同时获得较高的冲击韧性。添加少量Ni元素在提高奥氏体淬透性的同时提高焊缝韧性尤其是低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，调控焊缝金属的相转变过程，兼顾高的抗裂性和高强度。形成了焊接性能优良的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢调控方法，实现了批量稳定供货能力，提高市场竞争能力，将产生显著的经济效益，并优化了产品结构。获得了具有优良焊接性能的增强塑性双相钢，改善用户使用情况。此外，根据产品厚度规格对各工艺进行调控，通过柔性控制使得产品组织性能稳定性更佳。得到的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢具有更佳的焊接性能，屈服强度为380～440MPa，抗拉强度为605～660MPa，伸长率A80为30.0～36.0％，屈强比为0.59～0.65，能够满足生产需求。
至此，已经详细描述了本公开的各实施例。为了避免遮蔽本公开的构思，没有描述本领域所公知的一些细节。本领域技术人员根据上面的描述，完全可以明白如何实施这里公开的技术方案。
虽然已经通过示例对本公开的一些特定实施例进行了详细说明，但是本领域的技术人员应该理解，以上示例仅是为了进行说明，而不是为了限制本公开的范围。本领域的技术人员应该理解，可在不脱离本公开的范围和精神的情况下，对以上实施例进行修改或者对部分技术特征进行等同替换。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。

Claims (10)

1.一种590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，其特征在于，化学成分按质量百分比包括：
C：0.11％～0.17％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.20％～1.90％，
Ni：0.10％～0.50％，Ti：0.010％～0.040％，P≤0.020％，
S≤0.010％，Als：0.40％～0.80％，N≤0.0060％，
且0.7％≤Als+Si≤1.1％，N≤0.0060％，
其余元素是Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，其特征在于，按重量百分比计，化学成分包括：
C：0.12～0.14％，Si：0.25～0.45％，Mn：1.50～1.70％，
Ni：0.15～0.30％，Ti：0.015～0.030％，Al：0.50～0.65％，
P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.0035％，
余量为Fe及不可避免杂质。
3.根据权利要求1所述的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，其特征在于，屈服强度为380～440MPa，抗拉强度为605～660MPa，伸长率A80为30.0～36.0％，屈强比为0.59～0.65。
4.根据权利要求1所述的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，其特征在于，组织由70％～75％的铁素体、15％～20％呈岛状分布的马氏体和残余奥氏体构成。
5.根据权利要求4所述的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢，其特征在于，铁素体的平均晶粒尺寸为5.0μm，马氏体的平均晶粒尺寸为0.7μm，残余奥氏体的平均晶粒尺寸为0.7μm。
6.权利要求1-5任意一项所述的590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于，依次包括冶炼工序、热轧工序、酸轧工序、热镀锌工序；其中，所述冶炼工序包括：根据权利要求1-2的化学成分进行冶炼，通过铸造成板坯。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述热轧工序包括：
将冶炼工序得到的板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；终轧温度为840～930℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为40％～60％和60％～80％；卷取温度为600～670℃。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述酸轧工序包括：
将热轧工序得到的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.7～2.2mm的薄带钢，冷轧压下率为55％～80％；
优选地，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，冷轧压下率约降低4-6％。
9.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述热镀锌工序包括：
将酸轧工序得到的冷轧薄带钢先分别以15～20℃/s、4～10℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和770～795℃；均热保温25～90s后分别以1～5℃/s及10～25℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，镀锌处理时间为10～40s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。
10.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，机组速度为70～120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，机组速度降低10m/min；
优选地，平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.3mm，平整延伸率降低0.05％。
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