JP2024512730A - 高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法 - Google Patents

高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法 Download PDF

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Abstract

引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼および急速熱処理溶融メッキ製造方法において、この鋼の成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０４５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００６％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。本発明は、急速熱処理により、焼鈍過程における変形組織の回復や、フェライトの再結晶およびオーステナイトの相転移過程を変え、結晶核形成点を増加させ、結晶粒成長時間を短縮させ、熱処理效率を高めると同時に材料の強度および成形性能（ｎ９０値）を高め、材料の性能区間範囲を広める。

Description

本発明は、材料の急速熱処理分野に属し、特に高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品および溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を含む）およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法に関する。
エネルギー節約および材料の安全性に対する人々の関心が高まるとともに、数多くの自動車製造社は自動車用材料として高強度鋼を使う。例えば自動車の排気システムに使う材料は、高強度、高靱性、高耐腐食性の他、一定の耐熱特性が要される。一方、家電製品および建築用材料は、基板材料に対し高強度、薄肉化が要され、そしてコーティングには良好な耐腐食性が要される。そのように、自動車、家電、建築などの分野では、コーティングやメッキ製品に対する耐腐食性、耐凹み性、耐久性、大変形衝撃強度および安全性などの要求がますます厳しくなる。
自動車用溶融亜鉛メッキ高強度鋼において、溶融亜鉛メッキ二相鋼が一番広く応用され、その期待が一番大きい。低炭素低合金溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏比が小さく、初期加工硬化速度が高く、強度と延性の配合が良いという特徴があり、現在では高強度、高成形性の自動車構造のプレス加工用鋼として広く使用される。
しかし、鋼製品に対する耐腐食性の要求がますます厳しくなり、溶融純亜鉛メッキはもはや要求に答えず、新型の高耐腐食コーティングを有する品種の開発が要される。そのため、耐腐食性がより優れた溶融アルミニウム亜鉛メッキ、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキコーティングに関する研究がますます盛んになる。それに応じ、溶融アルミニウム亜鉛メッキ、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ高強度鋼製品も誕生する。
現在、溶融アルミニウム亜鉛メッキ、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキコーティング二相鋼に関する主要な手段は、合金元素の添加や、臨界焼鈍プロセスでの均熱温度、時間および冷速の調整により、溶融メッキ二相鋼の組織性能を変えることである。
中国特許出願ＣＮ２０１７１０９９４６６０．Ｘは「５５０ＭＰａ級構造用溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板およびその作製方法」を開示し、その化学成分はＣ：０．０２－０．０７％、Ｓｉ≦０．０３％、Ｍｎ：０．１５－０．３０％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓｉ≦０．０２０％、Ｎｂ：０．０１５－０．０３０％、Ａｌｓ：０．０２０－０．０７０％であり、冷間圧延は５５－６０％の低冷間圧延圧下率で行われ、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が５６０ＭＰａであり、伸び率が１０％前後である。この特許による鋼板は、伸び率が低く、降伏強度比が高いという問題があり、後続の加工過程には影響がある。
中国特許出願ＣＮ１０２３６３８５７Ｂは「降伏強度が５５０ＭＰａである構造用塗装ボードの生産方法」を開示し、Ｔｉ、Ｎｂは０．０５％および０．０４５％を超えず、その降伏強度Ｒｐ０．２が５５０－６００ＭＰａに達し、引張強度Ｒｍが５６０－６１０ＭＰａであり、断裂後伸び率Ａ８０ｍｍ≧６％、その強化方式は主に低温焼鈍に基づくものであり、再結晶していない帯状組織の大部分が保持され、強度が高まる一方、可塑性が悪く、成形には影響が生じる。
中国特許出願ＣＮ１００５２９１４１Ｃは「全硬化アルミニウム亜鉛メッキ鋼板およびその生産方法」を開示し、この方法で作製される鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａ以上に達し、断裂伸び率≦７％、そのＴｉ、Ｎｂの総含有量が０．１５％－０．１００％である。焼鈍温度は６３０－７１０℃とし、低温回復焼鈍の方式で全硬化鋼板を得るが、この方法で得られる鋼板製品の伸び率が低すぎて、現在の加工成形性の要求に答えない。
中国特許出願ＣＮ２０１９１１１６１５５６．８は「溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ高強度鋼、作製方法および応用」を開示し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ高強度鋼は基材および基材の表面にある亜鉛アルミニウムマグネシウム合金コーティングを含み、成分設計および成分設計の上に生産プロセスに対する制御により、ＣＳＰ薄スラブ連続鋳造連続圧延生産ラインおよび普通の溶融亜鉛メッキ生産ラインを中核プロセスとする製錬、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍のプロセス生産方法および中核生産技術が提供される。上記の溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ高強度鋼は、降伏強度が５５０ＭＰａを超え、伸び率＞１７％。成形性が悪いため、太陽光発電架台、道路ガードレールなどの、高耐腐食性が要されるが成形性があまり要されない産業にしか適しない。
中国特許出願ＣＮ１０６８１１６８６Ａは「表面品質が良い高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムコーティング鋼板およびその製造方法」を開示し、鋼板の化学成分はＣ：０．０９－０．１８％、Ｓｉ：０．４０－１．６０％、Ｍｎ：０．８０－２．１０％、Ｓ：０．００１－０．００８％を含み、Ｃｒ：０．０１－０．６０％、および／またはＭｏ：０．０１－０．３０％をさらに入れてもよい。コーティングの化学成分はＡｌ：１－１４％、Ｍｇ：１．０－５．０％であり、残部は亜鉛および不可避的不純物である。この特許は、高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムコーティング鋼板の生産方法を提供したものの、そのコストが高く、Ｓｉ含有量が高すぎるため表面品質にも問題が起こりやすく、降伏強度が高すぎて、伸び率が低く、後続の加工および成形にも影響がある。
中国特許出願ＣＮ１０４４１９８６７Ａは「１２５０ＭＰａ級超高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムコーティング鋼板およびその生産方法」を開示し、鋼板の化学成分の重量百分率は以下の通りである：Ｃ：０．１５～０．３５％、Ｓｉ：０．５０～１．８０％、Ｍｎ：２．０～５．０％、Ｍｎ／Ｓｉが２以上であり、残部は鉄および不可避的不純物である；コーティングの化学成分の重量百分率は以下の通りである：Ａｌ：１～１５％、Ｍｇ：１～５％、Ａｌ／Ｍｇ≧１、残部はＺｎおよび不可避的不純物である。生産方法は製錬－連続鋳造－熱間連続圧延－冷間連続圧延－連続溶融メッキプロセスを含み、本発明によって製造される高耐腐食超高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムコーティング鋼板は、強度が１２５０～１５００ＭＰａであり、断裂後伸び率が１２～１８％であり、耐腐食性が普通の亜鉛メッキ板の４倍以上であり、コーティングは１８０°５ａ湾曲時でも割れや剥がれがなく、高耐腐食、高強度、軽量化のニーズに満たす。この特許は、高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムコーティング鋼板の生産方法を提供したものの、Ｓｉ含有量が高すぎて表面品質の問題が表れやすく、そしてＣ含有量が高すぎて、溶接性が悪いため、後続の加工および成形にも影響がある。
上記のように、現在の溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品は、コストが高く、表面品質が悪く、強度または伸び率の配合不適による後続の加工成形の問題が存在する。同時に、企業の生産設備に制約され、ほとんどの関連研究は従来の加熱装備の加熱速度（５～２０℃／ｓ）で帯鋼を加熱し、再結晶およびオーステナイト化を完成させた（中国特許ＣＮ１０４９８８３９１Ａ）。近年、横磁気誘導加熱および新型直火加熱などの急速加熱技術の開発により、急速熱処理プロセスの工業的応用が進んでいる。冷間圧延帯鋼は、室温からオーステナイト化過程の完了まで、数十秒、あるいは数秒以内に達成することが可能になり、炉の加熱段階の長さが大幅に短縮され、システムの速度および生産効率が高まる。同時に、非常に短時間で行われる再結晶とオーステナイト化過程は、より柔軟でしなやかな組織設計を可能にし、その結果、合金成分や圧延工程を変更することなく、材料の性能を改善する。
二相鋼を代表とする高耐腐食先進高強度鋼には広い応用可能性があり、そして急速熱処理技術はまた巨大な開発価値を有するため、両者の組み合わせは必然的に二相鋼の開発に対しより広いスペースを与える。
本発明の目的は、引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を含む）および急速熱処理溶融メッキ製造方法を提供することであり、急速加熱により、焼鈍過程における変形母材の回復、フェライトの再結晶、オーステナイトの相転移および結晶粒の成長などの過程を制御し、最後に熱処理が完成した後に微細なフェライト組織および多形態の強化相組織を得て、材料の強度を大幅に高めると同時に、靱性を改善する。得られる二相鋼は、降伏強度≧３００ＭＰａ、引張強度≧５９０ＭＰａ、伸び率≧２０％、強度延性積≧１５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える。
上述の目的を達成するため、本発明の技術案は：
引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼において、その化学成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０４５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００６％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である、高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。好ましくは、この高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度≧３００ＭＰａ、引張強度≧５９０ＭＰａ、伸び率≧２０％、強度延性積≧１５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える；より好ましくは、降伏強度が３００～５６０ＭＰａ、例えば３００～４００ＭＰａまたは４５０～５６０ＭＰａであり、引張強度が５９０～８６０ＭＰａ、好ましくは６３０～８６０ＭＰａであり、伸び率が２０～３０％であり、強度延性積が１５～２１ＧＰａ％である。好ましくは、前記Ｃ含有量は０．０４５～０．１０５％または０．０５～０．１２％である。好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１～０．４％である。好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．０％～１．５％または１．２～２．０％である。好ましくは、前記二相鋼はＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類を含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％。好ましくは、前記二相鋼の金相組織は均一に分布するフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、平均結晶粒径が１～５μｍである。
好ましくは、前記引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は下記のプロセスより得られる：
１）製錬、鋳造
上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
２）熱間圧延、巻取
巻取温度は５５０～６８０℃とする；
３）冷間圧延
冷間圧延圧下率は４０～８５％とする；
４）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
冷間圧延後の鋼板を７５０～８４５℃に急速加熱し、前記急速加熱は一段式または二段式とする；
一段式急速加熱とする時、加熱速度は１５～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）とする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
その後均熱を行い、均熱温度：７５０～８４５℃、均熱時間：１０～６０ｓ；
均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で５８０～６００℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓ（例えば３０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓ（例えば３０～１８０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
好ましくは、前記Ｃ含有量は０．０６５～０．０８５％または０．０７～０．１０％である。
好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．２５％または０．１～０．４％である。
好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．２％～１．３５％または１．５～１．８％である。
好ましくは、前記二相鋼はＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類を含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４％、または≦０．２％。
好ましくは、ステップ４）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓ、好ましくは２９～１２２ｓをかかる。
好ましくは、ステップ２）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３。
好ましくは、ステップ２）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする。
好ましくは、ステップ３）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップ４）において、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
本発明による二相鋼の金相組織は均一に分布するフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、平均結晶粒径が１～５μｍ、例えば１～３μｍである。
一実施形態において、本発明による引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、化学成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０４５～０．１０５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．０～１．５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００６％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。好ましくは、この二相鋼のＣ含有量は０．０６５～０．０８５％である；好ましくは、この二相鋼のＳｉ含有量は０．１５～０．２５％である；好ましくは、この二相鋼のＭｎ含有量は１．２％～１．３５％である。好ましくは、この二相鋼はＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類を含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．２％。好ましくは、この二相鋼の金相組織は均一に分布するフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、平均結晶粒径が１～３μｍである。好ましくは、この二相鋼は、降伏強度が３０～４００ＭＰａであり、引張強度が６３０～７００ＭＰａであり、伸び率が２２～３０％であり、強度延性積が１５～２０ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２１を超える；より好ましくは、この二相鋼は、降伏強度が３０４～３９８ＭＰａであり、引張強度が６３０～６９８ＭＰａであり、伸び率が２２．３～２９．４％であり、強度延性積が１５．３～１９．４ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２１を超える。好ましくは、この二相鋼は下記のプロセスより得られる：
ａ）製錬、鋳造
上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
ｂ）熱間圧延、巻取
巻取温度は５５０～６８０℃とする；
ｃ）冷間圧延
冷間圧延圧下率は４０～８５％とする；
ｄ）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
冷間圧延後の鋼板を７５０～８４５℃に急速加熱し、前記急速加熱は一段式または二段式とする；
一段式急速加熱とする時、加熱速度は１５～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）とする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
その後、均熱を行い、均熱温度：７５０～８４５℃、均熱時間：１０～６０ｓ；均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で５８０～６００℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
好ましくは、ステップｄ）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１２２ｓをかかる。
好ましくは、ステップｂ）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３。
好ましくは、ステップｂ）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする。
好ましくは、ステップｃ）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする。
好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする。
好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
一実施形態において、前記引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、化学成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。好ましくは、この二相鋼のＣ含有量は０．０７～０．１０％である。好ましくは、この二相鋼のＳｉ含有量は０．１～０．４％である。好ましくは、この二相鋼のＭｎ含有量は１．５～１．８％である。好ましくは、前記二相鋼はＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類を含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４％。好ましくは、この二相鋼の金相組織は均一に分布するフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、平均結晶粒径が１～５μｍである。好ましくは、この二相鋼は、降伏強度が４７０～５６０ＭＰａであり、引張強度が７８０～８６０ＭＰａであり、伸び率が２０～２５％であり、強度延性積が１６～２１ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える；より好ましくは、この二相鋼は、降伏強度が４７６～５５６ＭＰａであり、引張強度が７８６～８５２ＭＰａであり、伸び率が２０．１～２４．８％であり、強度延性積が１６．７～２０．２ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える。好ましくは、この二相鋼は下記のプロセスより得られる：
Ａ）製錬、鋳造
上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
Ｂ）熱間圧延、巻取
巻取温度は５５０～６８０℃とする；
Ｃ）冷間圧延
冷間圧延圧下率は４０～８５％とする；
Ｄ）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
冷間圧延後の鋼板を７５０～８４５℃に急速加熱し、前記急速加熱は一段式または二段式とする；
一段式急速加熱とする時、加熱速度は１５～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）とする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
その後均熱を行い、均熱温度：７５０～８４５℃、均熱時間：１０～６０ｓ；
均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で５８０～６００℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
好ましくは、ステップＤ）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓをかかる。
好ましくは、ステップＢ）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３。
好ましくは、ステップＢ）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする。
好ましくは、ステップＣ）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする。
好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする。
好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップＤ）において、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
本発明鋼の成分とプロセス設計において：
Ｃ：炭素は鋼における最も常用の強化元素である。炭素は鋼の強度を増加させ、可塑性を減らすが、成形用鋼に関しては、必要とされるのは低い降伏強度、高く均一な伸び率および総伸び率であるため、炭素含有量は高すぎると良くない。炭素含有量は、鋼の力学的性質に対し大きな影響を有し、炭素含有量の上昇に伴い、パーライトの数が増加するため、鋼の強度および硬度が大幅に高まるが、その可塑性と靱性が明らかに下がる。炭素含有量が高すぎると、鋼中には明らかな網状炭化物が生じ、そして網状炭化物の存在により強度、可塑性と靱性がいずれも明らかに下がるため、鋼中の炭素含有量の上昇による強化効果も著しく弱まり、鋼のプロセス性能が悪くなる。そのため、強度が保障できる場合、炭素含有量はできるだけ低くするべきである。
二相鋼にとっては、炭素は主に焼鈍過程中に形成するオーステナイトの体積分率に影響する。オーステナイトの形成過程において、炭素がオーステナイトまたはフェライト中で拡散する過程が実際的にオーステナイト結晶粒の成長を制御する機能を果たしている。炭素含有量の上昇または臨界領域加熱温度の上昇に伴い、オーステナイトの体積分率が増加し、そして冷却後に形成されるマルテンサイト相組織が増加するため、材料の強度が増加する。そのため、材料の強度靱性配合、急速焼鈍過程における強度の上昇を総合的に考慮する必要がある。本発明は、炭素含有量を０．０４５～０．１２％の範囲内にする。
Ｍｎ：マンガンは鉄と固溶体を形成し、さらに炭素鋼中におけるフェライトとオーステナイトの強度および硬度を高め、熱間圧延後の冷却過程において鋼材に相対的に微細かつ高強度のパーライトを与えることができる。そして、パーライトの含有量もまたＭｎ含有量の増加にしたがって増加する。マンガンは同時に炭化物の形成元素である。マンガンの炭化物はセメンタイトに溶けることができるため、パーライトの強度を間接的に増強する。マンガンはさらに鋼の焼入れ性を強烈に増強し、その強度をさらに高めることができる。
二相鋼にとっては、マンガンは臨界領域焼鈍時でのオーステナイトの形成速度論に明らかに影響する元素の一つである。マンガンは主に、オーステナイトが生成してからフェライトへ変化して成長する過程、およびオーステナイトとフェライトの最終平衡過程に影響する。マンガンは、オーステナイト中での拡散速度がフェライト中での拡散速度よりはるかに小さいため、マンガンの拡散に制御されるオーステナイト結晶粒は成長時間が長く、マンガンがオーステナイト内で均一的な分布に達する時間がより長い。臨界領域で加熱する時、もし保温時間が短ければ、マンガンがオーステナイト内において均一的な分布に達せず、そして冷却速度が足りないと、均一的な島状マルテンサイト組織が得られない。急速熱処理プロセス（例えば水焼入れ連続焼鈍生産ライン）で生産される二相鋼は、マンガン含有量が一般的に高く、オーステナイトの生成後に直ちに高いマンガン含有量を有するため、島状オーステナイトの焼入れ性が保障され、冷却後には均一的な島状マルテンサイト組織および均一的な性能が得られる。また、マンガンにより、γ相区域が拡大し、Ａｃ１およびＡｃ３温度が下がるため、同様の熱処理条件で、マンガン含有鋼は低炭素鋼よりも高いマルテンサイト体積分率が得られる。しかし、マンガン含有量が高い時、鋼中の結晶粒が粗大化する傾向があり、鋼の過熱敏感性が増加する。溶融鋳込と圧延の後の冷却が不適である時、炭素鋼中に白点が生じやすい。以上の要素を考慮する上、本発明は、マンガン含有量を１．０～２．０％の範囲内にする。
Ｓｉ：ケイ素は、フェライトまたはオーステナイト中に固溶体を形成し、鋼の降伏強度と引張強度を増強させる。そして、ケイ素は鋼の冷間加工変形硬化速度を増加させるため、合金鋼にとっては好適な元素である。なお、ケイ素は、ケイ素マンガン鋼の結晶境界断面において明らかな蓄積現象を示す。結晶境界位置でのケイ素の偏析は、結晶境界断面における炭素とリンの分布を減速させ、結晶境界の脆化状態を改善することができる。ケイ素は、鋼の可塑性を明らかに減らすことなく、鋼の強度、硬度と耐磨耗性を高めることができる。ケイ素は脱酸素能力が強く、製鋼時における常用の脱酸素剤である。ケイ素はさらに鋼湯の流れ性を増大させることができる。そのため、一般的には、鋼中にケイ素が含まれる。しかし、鋼におけるケイ素の含有量が高すぎると、その可塑性と靱性が著しく下がる。
二相鋼にとっては、ケイ素の主な影響は、所定焼鈍時間の条件で最終平衡に達する時のオーステナイト体積分率を下げることである。ケイ素は、オーステナイトの成長速度に対し明らかな影響がないが、オーステナイトの形成態様および分布には明らかな影響を持つ。そのため、本発明は、ケイ素含有量を０．１～０．５％の範囲内にする。
Ｃｒ：鋼において、クロムの主な効果は焼入れ性を高めることである。このように、焼入れと焼戻しの後、鋼が良い総合的な力学的性質を有する。クロムは鉄とともに連続固溶体を形成し、オーステナイト相区域を縮小させる。クロムは炭素とともに多数の炭化物を形成し、炭素との親和力が鉄およびマンガンより優れる。クロムは鉄とともに金属間化合物σ相（ＦｅＣｒ）を形成できる。クロムにより、パーライト中の炭素濃度およびオーステナイトにおける炭素の極限溶解度が減少する。クロムは、オーステナイトの分解速度を減速させ、鋼の焼入れ性を著しく高める。しかし、鋼の焼戻し脆性を増加させる傾向もある。クロムは鋼の強度および硬度を高めることができる。同時に、その他の合金元素を加えると、その効果がより著しくなる。Ｃｒは、空冷時での鋼の焼入れ能力を高めるため、鋼の溶接性能には悪影響がある。しかし、クロム含有量が０．３％未満であると、溶接性への悪影響は無視できる。この含有量を超えると、溶接時には割れおよび不純物などの欠陥が生じやすい。Ｃｒとその他の合金元素が同時に存在（例えばＶと共存）する時、Ｃｒによる溶接性への悪影響が大きく減少する。例えば、鋼中にＣｒ、Ｍｏ、Ｖなどの元素が同時に存在する時、Ｃｒ含有量が１．７％に達しても、鋼の溶接性能には著しい悪影響がない。本発明において、クロムは好適且つ非必要な添加元素であり、コストの増加などの要素を考慮すると、添加量は多すぎないと良い。一実施形態において、Ｃｒの含有量≦０．３５％。
Ｍｏ：モリブデンは、鉄の自発拡散およびその他の元素の拡散速度を抑制できる。Ｍｏの原子半径はα－Ｆｅ原子よりも大きく、Ｍｏがα固溶体に溶解する時、固溶体には強烈な格子変形が起こり、同時にＭｏは格子間の原子結合引力を増加させるため、αフェライトの再結晶温度を高めることができる。パーライト型、フェライト型、マルテンサイト型の鋼、さらに高合金オーステナイト鋼においても、Ｍｏの強化効果は明らかである。鋼におけるＭｏの良好な効果は、鋼におけるその他の合金元素との相互作用に関係する。鋼中に強炭化物形成元素Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉを加えると、Ｍｏの固溶強化効果がより著しくなる。その理由は、強炭化物形成元素とＣが結合し、安定な炭化物を形成する時、固溶体におけるＭｏの溶解がさらに促進され、鋼の熱強性を高めるにはさらに有利である。Ｍｏはさらに鋼の焼入れ性を増加させるが、その効果がＣおよびＣｒほど著しくない。Ｍｏはパーライト区の転化を抑制し、中温区の転化を加速させるため、Ｍｏ含有鋼は冷却速度が大きい場合でも一定の数のベイナイトが形成でき、フェライトの形成も排除される。それは、Ｍｏが低合金耐熱鋼の熱強性に有利な影響を持つ原因の一つである。Ｍｏはさらに鋼の熱脆傾向を著しく下げ、パーライトの球状化速度を減少させることができる。Ｍｏ含有量が０．１５％以下であると、鋼の溶接性能には悪影響を有しない。本発明において、モリブデンは好適且つ非必要な添加元素であり、コストの増加などのことを考慮すると、添加量は多すぎないと良い。一実施形態において、Ｍｏ含有量≦０．２％。
微合金元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：鋼中に微量な微合金元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを添加することで、鋼の炭素当量が低い場合でも、その炭・窒化物の質点（サイズが５ｎｍ未満）の分散的な析出およびＮｂ、Ｖ、Ｔｉの固溶により、結晶粒が微細化し、鋼の強度や靱性、特に低温靱性が大きく高まり、鋼が良好な溶接性や使用性を有することになる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは炭化物および窒化物の形成元素であり、これらの元素は、相対的に低い濃度でもこのような要求を満たせる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは強炭化物形成元素であり、常温では、鋼において、その大半が炭化物、窒化物、炭素窒素化物の形で存在し、一部がフェライト中に固溶する。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを入れることで、オーステナイト結晶粒の成長が阻止され、鋼の粗大化温度が高まる。その理由は、それらの炭・窒化物は、分散した粒子として、オーステナイトの結晶境界に対し固定効果を有し、オーステナイト結晶境界の移動を阻害し、オーステナイトの再結晶温度を高め、再結晶していない区域を拡大することで、オーステナイト結晶粒の成長を阻止する。鋼中に微量のＮｂ、Ｖ、Ｔｉを添加することで、炭素当量含有量を減少させると同時に強度を高め、鋼の溶接性能を高めることができる。一方、酸素、窒素、硫黄などの不純物を固定し、鋼の溶接性を改善できる。また、その顕微質点（例えば高温でのＴｉＮの不溶解性）の効果で、熱影響区における結晶粒の粗化が阻止され、熱影響区での靱性が高まり、鋼の溶接性能が改善される。本発明において、微合金元素は好適且つ非必要な添加元素であり、コストの増加などのことを考慮すると、添加量は多すぎないと良い。一実施形態において、Ｔｉ含有量≦０．０４％。一実施形態において、Ｎｂ含有量≦０．０５％。一実施形態において、Ｖ含有量≦０．０５％。
本発明は、急速加熱、短時間保温および急冷を含む急速熱処理プロセスにより、連続熱処理プロセスにおける変形組織の回復、再結晶、オーステナイトの相転移および結晶粒の成長などの過程を制御し、冷却過程ではフェライト母材相が形成するだけでなく、各強化相および相内の成分の勾配分布が生じ、最終には微細なフェライト組織および多形態の強化相組織が得られ、材料は良い強度靱性配合を有し、合金コストおよび各工程の製造難易度が下がり、同じ強度レベルの鋼種では溶接性能などの使用性能が高まる。
具体的な原理は以下の通りである：加熱過程において、異なる温度段階で異なる加熱速度を使う。低温段階では主に変形組織の回復が発生するため、相対的に低い加熱速度を使い、エネルギー消費を低減させる。高温段階では主に異なる相組織の再結晶および結晶粒の成長が発生するため、相対的に高い加熱速度を使い、高温区間での組織の停留時間を短縮させることで、結晶粒の成長を止める。加熱過程における加熱速度を制御することで、加熱過程における変形組織の回復およびフェライトの再結晶過程を抑制し、再結晶過程とオーステナイトの相転移過程を被らせ、再結晶結晶粒およびオーステナイト結晶粒の核形成点を増加させ、最終には結晶粒を微細化させる。短時間での保温および急冷により、均熱過程における結晶粒の成長時間を短縮させ、結晶粒組織の微細かつ均一な分布を保障する。
本発明による引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼の急速熱処理溶融メッキ製造方法は、以下のステップを含む：
１）製錬、鋳造
上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
２）熱間圧延、巻取
巻取温度は５５０～６８０℃とする；
３）冷間圧延
冷間圧延圧下率は４０～８５％とし、冷間圧延後に圧延硬化帯鋼または鋼板を得る；
４）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
Ａ）急速加熱
冷間圧延帯鋼または鋼板を室温から７５０～８４５℃であるオーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度に急速加熱し、前記急速加熱は、一段式または二段式とする；
一段式急速加熱とする時、加熱速度は１５～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）とする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
Ｂ）均熱
オーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度である７５０～８４５℃で均熱を行い、均熱時間は１０～６０ｓとする；
Ｃ）冷却
帯鋼または鋼板の均熱が終了した後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷する；その後５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で５８０～６００℃に急冷する；
Ｄ）溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
５８０～６００℃に急冷した後、帯鋼または鋼板を亜鉛釜に漬け、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
Ｅ）溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓ（例えば３０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓ（３０～１８０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
好ましくは、前記急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓ、例えば２９～１２２ｓをかかる。
好ましくは、一実施形態において、前記方法は、化学成分の質量パーセントが以下の通りである上述の実施形態のいずれか一つに記載の二相鋼の作製に用いる：Ｃ：０．０４５～０．１０５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．０～１．５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００６％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である；ただし、溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得るか、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。好ましくは、この方法による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１２２ｓをかかる。
好ましくは、一実施形態において、前記方法は、化学成分の質量パーセントが以下の通りである上述の実施形態のいずれか一つに記載の二相鋼の作製に用いる：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．1～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である；ただし、溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得るか、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。好ましくは、この方法による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓをかかる。
好ましくは、ステップ２）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３。
好ましくは、ステップ２）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする。
好ましくは、ステップ３）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱の最終温度は７７０～８３０℃とする。
好ましくは、ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板を前記オーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う。
好ましくは、ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板に均熱時間帯で小幅な昇温または小幅な降温をさせ、昇温後温度は８４５℃以下、降温後温度は７５０℃以上とする。
好ましくは、前記均熱時間は１０～４０ｓとする。
本発明による５９０ＭＰａ級高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼の急速熱処理溶融メッキ製造方法において：
１、加熱速度の制御
連続加熱過程の再結晶速度論は、加熱速度の影響を受ける関係式で定量的に説明できる。連続加熱過程におけるフェライトの再結晶体積分率と温度Ｔとの関数関係式は以下の通りである：
Figure 2024512730000001
ただし、Ｘ（Ｔ）はフェライトの再結晶体積分率である；ｎはＡｖｒａｍｉ指数であり、相転移メカニズムに関係し、再結晶核形成率の減衰周期に基づき、一般的には１～４の範囲内にある；Ｔは熱処理温度である；Ｔｓｔａｒは再結晶開始温度である；βは加熱速度である；ｂ（Ｔ）は以下の式で得られる：
Figure 2024512730000002
上記の式および関連する実験データからわかるように、加熱速度の増加に伴い、再結晶開始温度（Ｔｓｔａｒ）および終了温度（Ｔｆｉｎ）がともに高まる。加熱速度が５０℃／ｓ以上である時、オーステナイトの相転移と再結晶過程が重なり、再結晶温度が二相領域温度に高まり、加熱速度が速ければ、フェライト再結晶温度が高い。
従来の熱処理過程は低速加熱であり、この条件では変形の母材において回復、再結晶および結晶粒の成長が順次に行い、その後フェライトからオーステナイトへの相転移が起こり、オーステナイト相転移の核形成点が主に成長したフェライト結晶境界のところにあり、核形成率が低く、最後に得られる結晶粒組織が相対的に粗大である。
急速加熱の条件では、変形母材がまだ回復し切れていない時点で、フェライトからオーステナイトの相転移が発生し、もしくは再結晶が完成したばかりで、結晶粒がまだ成長していない時点でオーステナイトの相転移が発生する。再結晶が完成したばかりの時、結晶粒が微細であり、結晶境界の面積が大きく、そのため、核形成率が著しく高まり、オーステナイト結晶粒が明らかに微細化される。特に、フェライトの再結晶とオーステナイトの相転移過程が重なると、フェライトの結晶体内には転移などの大量な結晶体欠陥が残り、オーステナイトに対し大量の核形成点が提供されるため、オーステナイトが爆発的に核形成し、オーステナイトの結晶粒がさらに微細化される。同時に、残られる高密度の線状転移欠陥が炭素原子の急速拡散の通路となり、オーステナイトの結晶粒は急速生成し、成長するため、オーステナイトの体積分率が増大する。
急速加熱過程において、組織転化、合金元素および各相の成分分布を精密に制御することで、後続の均熱過程におけるオーステナイト組織の成長および各合金成分の分布、および急冷過程におけるオーステナイトからマルテンサイトへの相転移に対し良好な基礎を構築する。最終的に微細化した結晶粒、合理的な元素および各相の分布を有する最終製品の組織が得られる。急速加熱による結晶粒微細化の効果、製造コストおよび製造性などの要素を総合的に考えると、本発明は、一段式急速加熱時の加熱速度を１５～５００℃／ｓとし、二段式急速加熱時の加熱速度を３０～５００℃／ｓとする。
異なる温度区間範囲内では、急速加熱による材料の回復、再結晶および結晶粒の成長などの組織変化過程への影響が異なるため、最も好適な組織制御を得るための、異なる加熱温度区間における好ましい加熱速度も異なる：２０℃から５５０～６５０℃まで、加熱速度は回復過程に対し最も大きな影響を持ち、加熱速度は１５～５００℃／ｓ、さらに好ましくは３０～５００℃／ｓとする；加熱温度が５５０～６５０℃からオーステナイト化温度である７５０～８４５℃までにあると、加熱速度は結晶粒の成長過程に対し最も大きな影響を持ち、加熱速度は５０～５００℃／ｓ、さらに好ましくは８０～５００℃／ｓとする。
２、均熱温度の制御
均熱温度は通常Ｃ含有量に基づき、本発明の二相鋼においてＣ含有量が０．０４５～０．１２％であり、本発明の鋼のＡＣ１およびＡＣ３がそれぞれ７３０℃および８７０℃前後である。本発明の急速熱処理プロセスは、帯鋼をＡＣ１～ＡＣ３の間に加熱してから均熱を行い、急速加熱技術により、充分に再結晶していないフェライト中に大量の転移が残り、オーステナイト転移に対しより大きな核形成駆動力を提供することで、従来の連続焼鈍プロセスに比べると、本発明の急速熱処理方法はより微細なオーステナイト組織をより多く得ることができる。
均熱温度の制御に関し、本発明は、均熱温度が一定範囲内に上下することを提案した：すなわち、均熱過程において温度が上下するが、均熱温度は必ず一定の範囲内に保持する必要がある。その利点は以下の通りである：二相領域の温度範囲内で温度を急速に上下させる過程は、実際的には、急速相転移過程のために過熱度および過冷度を増加させる過程である。温度の上下幅、上下速度がいずれも十分大きい時、フェライトからオーステナイトへの相転移およびオーステナイトからフェライトの相転移を繰り返すことで結晶粒をさらに微細化させ、同時に炭化物の形成および合金元素の均一的な分布に対しても一定の影響をもたらし、最終的にはより微細な組織を形成し、均一に分布する合金元素を有することになる。
冷間圧延後の二相鋼には微細均一に分布する大量の不溶炭化物があり、加熱過程において、それがオーステナイト結晶粒の成長に対し機械的な阻害効果を有し、高強度鋼の結晶粒径の微細化に有利である。しかし、均熱温度が高すぎると、不溶炭化物の数が大きく減少するため、このような阻害効果が弱まり、結晶粒の成長傾向が増強し、さらに鋼の強度が減る。不溶炭化物の数が多すぎると、凝集が起こり、部分的な化学成分の不均一な分布が起こり、そしてこの凝集のところでの炭素含有量が高すぎると、部分的な過熱が起こる。理想的な場合、鋼中には少量且つ微細な粒状不溶炭化物が均一に分布することで、オーステナイト結晶粒の異常成長を防止できるだけでなく、母材中の各合金元素の含有量を高めることができ、合金鋼の強度と靱性などの力学的性質を改善する目的が果たす。
均熱温度の選択はさらに微細均一なオーステナイト結晶粒を得ることを目的とし、オーステナイト結晶粒の粗大化を避け、冷却の後に微細なマルテンサイト組織を得ることを目的とする。高すぎる均熱温度ではオーステナイト結晶粒が粗大になり、急冷後に得られるマルテンサイト組織も割りと粗大になるため、鋼の力学的性質が悪くなる。また残留オーステナイトの数が増加し、マルテンサイトの数が減少するため、鋼の硬度と耐磨耗性が減る。低すぎる均熱温度では、オーステナイトに溶ける炭素や合金元素が不足し、オーステナイト中の合金元素の濃度分布が不均一になり、鋼の焼入れ性が大幅に下がり、鋼の力学的性質に不利な影響をもたらす。亜共析鋼の均熱温度はＡｃ３＋３０～５０℃とする。超高強度鋼にとっては、炭化物形成元素の存在により、炭化物の変化が阻害されるため、均熱温度は好適に高まることができる。上記の要素を総合的に考えると、より理想的、より合理的な最終組織を得るため、本発明の均熱温度は７５０～８４５℃とする。
３、均熱時間の制御
均熱時間の影響は鋼中の炭素および合金元素の含有量にも基づき、その含有量が高まると、鋼の熱伝導性が下がるだけでなく、合金元素は炭素よりも拡散速度が遅いため、合金元素は鋼の組織変化を明らかに遅延させ、この時では保温時間を適宜延長する必要がある。本発明は急速加熱を利用するため、二相領域において、材料が大量の残留転移を含有するため、オーステナイトの形成に大量の核形成点が提供され、そして炭素原子には急速拡散の通路が提供されるため、オーステナイトがとても速く形成でき、そして均熱保温時間が短ければ、炭素原子の拡散距離が短く、オーステナイト内の炭素濃度勾配が大きくなり、最後に保留される残留オーステナイトの炭素含有量が多い。しかし、保温時間が短すぎると、鋼中の合金元素の分布が不均一になり、オーステナイト化が不充分になる。保温時間が長すぎると、オーステナイト結晶粒の粗大化が起こりやすい。均熱保温時間の影響は鋼中の炭素および合金元素の含有量にも基づき、その含有量が高まると、鋼の熱伝導性が下がるだけでなく、合金元素は炭素よりも拡散速度が遅いため、合金元素は鋼の組織変化を明らかに遅延させ、この時では保温時間を適宜延長する必要がある。そのため、均熱時間は均熱温度、急冷および急速加熱過程を総合的に考慮してから制定する必要があり、それで最終的に理想的な組織および元素分布が得られる。以上により、本発明の保温時間は１０～６０ｓとする。
４、急冷速度の制御
最終的に理想的な各相組織および元素が合理的な分布する材料の組織を得るため、急冷過程の制御は、前期の加熱および均熱過程における各組織の転化結果および合金元素の拡散分布結果などの要素を総合的に考えてから決める必要がある。
十分なマルテンサイト強化相を得るために、焼入れ時に、サンプルの冷速は臨界冷却速度を超えないと、マルテンサイト組織が得られない。臨界冷却速度は主に材料の成分にかかわり、本発明において、Ｓｉ含有量は０．１～０．５％であり、Ｍｎ含有量は１．０～２．０％であり、含有量が相対的に高いため、ＳｉおよびＭｎは二相鋼の焼入れ性を大きく増強させ、臨界冷却速度を下げた。同時に、最終的に合理的な各相組織分布および合金元素の分布を得るために、冷却速度は、加熱過程および均熱過程の組織転化および合金の拡散分布結果を総合的に考えてから決める必要がある。冷却速度が低すぎるとマルテンサイト組織が得られず、強度が下がり、力学的性質が要求に満たさない。しかし、大きすぎる冷速はまた大きな焼入れ応力（すなわち組織応力と熱応力）を起こし、さらにサンプルの変形および割れが起こりやすい。そのため、本発明の急冷速度は５０～１５０℃／ｓとする。
高強度溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品に関しては、急速熱処理プロセスにより、高温炉内での帯鋼の停留時間が減少するため、熱処理過程において高強度帯鋼の表面での合金元素の蓄積量が著しく減少し、高強度溶融亜鉛メッキ製品のメッキ性が改善されるため、高強度溶融亜鉛メッキ製品の表面メッキ漏れ欠陥の減少および耐腐食性能の高めに有利であり、成材率が高まる。なお、製品結晶粒の微細化および材料の合金含有量の減少により、本発明の技術で得られる二相鋼製品の穴広げ性能および折り曲げ性能などの加工成形性能および溶接性能などのユーザー使用性能も高まる。
急速熱処理プロセス技術により、加熱過程および均熱過程の時間が減少し、炉の長さが短縮（従来の連続焼鈍炉より少なくとも三分の一が短縮）され、炉ロール数が著しく減少し、炉内で表面欠陥が生じる確率が減少し、そのため製品の表面品質が著しく高まる。
本発明は、従来の技術に比べ、以下の利点を有する：
（１）本発明は、急速熱処理により、熱処理過程における変形組織の回復およびフェライトの再結晶過程を抑制し、再結晶過程とオーステナイトの相転移過程をかぶらせ、再結晶の結晶粒およびオーステナイト結晶粒の核形成点を増加させ、結晶粒の成長時間を短縮させる。得られる二相鋼の金相組織は均一に分布するフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、急速熱処理後、組織中には微細なマルテンサイトがあり、それが塊状、条状、粒状などの多数の形態であり、且つ分布がより均一になるため、二相鋼製品は良好な強度塑性匹配が得られる。
（２）従来の連続焼鈍溶融亜鉛メッキ方式で得られる溶融亜鉛メッキ二相鋼に比べると、前工程の製造条件が変わらない場合、本発明の急速熱処理によって得られる二相鋼の平均結晶粒径が１～５μｍであり、良好な結晶強化の効果がある。その降伏強度が３００～５６０ＭＰａであり、引張強度が５９０～８６０ＭＰａであり、伸び率が２０～３０％であり、強度延性積が１５～２１ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える。
（３）本発明による低炭素低合金高成形性低炭素低合金溶融亜鉛メッキ二相鋼急速熱処理プロセスでは、熱処理全過程がかかる時間は２９～１５９ｓに短縮でき、全熱処理プロセス過程の時間を大幅に減少し（従来の連続焼鈍プロセスの時間は通常３００～４８０ｓ）、生産効率が著しく高まり、エネルギー消費が減り、生産コストが下がる。
（４）生産コストおよび製造の難易度に関しては、従来の二相鋼およびその熱処理プロセスに比べ、本発明の急速熱処理方法は、連続溶融亜鉛メッキ焼鈍炉での加熱段階および均熱段階の長さ（従来の連続焼鈍炉より少なくとも三分の一を短縮）、時間および全熱処理工程時間が短縮され、エネルギー消費が減り、炉設備の一次的な投資が著しく減り、生産運営コストおよび設備修理コストが著しく減る。また、急速熱処理で同じ強度レベルの製品を生産することで、合金含有量を減少でき、熱処理および前の工程の生産コストが減り、熱処理前の各工程の製造難易度が下がる。
（５）製品の品質に関しては、従来の連続焼鈍処理で得られる二相鋼に比べると、急速熱処理プロセス技術により、加熱過程および均熱過程の時間が減少し、炉の長さが短縮され、炉ロール数が著しく減少するため、炉内で表面欠陥が生じる確率が減少し、そのため製品の表面品質が著しく高まる。高強度溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品に関しては、急速熱処理プロセスにより、高温炉内での帯鋼の停留時間が減少し、そのため熱処理過程において高強度帯鋼表面での合金元素の蓄積量が著しく減少し、製品のメッキ性の改善に有利であるため、高強度溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品における表面メッキ漏れ欠陥の減少および耐腐食性能の高めに有利であり、成材率が高まる。なお、製品の結晶粒の微細化および材料の合金含有量の減少により、本発明の技術で得られる二相鋼製品の穴広げ性能および折り曲げ性能などの加工成形性能および溶接性能などのユーザー使用性能も高まる。
（６）従来の熱処理で得られる溶融メッキ二相鋼に比べると、本発明の技術で得られる溶融メッキ溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、成形、溶接、塗装、耐腐食性能などのユーザー使用性能も高まり、耐腐食性は従来のＧＩ二相鋼の３～８倍になる。
上述のように、本発明で得られる高成形性溶融亜鉛メッキ二相鋼は、次世代の軽量化自動車、列車、船舶、飛行機などの交通運輸機の健康的な発展や先進製造業の健康的な発展に重要な価値がある。
図１は、本発明の実施例一の試験鋼Ａから実施例１（一段式加熱）に従って生産される溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（ＡＭ）の顕微組織図である。 図２は、本発明の実施例一の試験鋼Ａから実施例１（二段式加熱）に従って生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図である。 図３は、本発明の実施例一の試験鋼Ａから従来プロセス１に従って生産される溶融メッキ溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図である。 図４は、本発明の実施例一の試験鋼Ｉから実施例３（二段式加熱）に従って生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図である。 図５は、本発明の実施例一の試験鋼Ｃから実施例１５（二段式加熱）に従って生産される溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（ＡＭ）の顕微組織図である。 図６は、本発明の実施例二の試験鋼Ｄから実施例４（一段式加熱）に従って生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図である。 図７は、本発明の実施例二の試験鋼Ｄから従来プロセス４に従って生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図である。 図８は、本発明の実施例二の試験鋼Ｎから実施例１５（二段式加熱）に従って生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図である。 図９は、本発明の実施例二の試験鋼Ｅから実施例１７（二段式加熱）に従って生産される溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（ＡＭ）の顕微組織図である。
これから、実施例および図面に基づき本発明に対しさらに説明を行う。本実施例は本発明の技術案を前提として実施し、詳細な実施形態および具体的な操作過程を展示するが、本発明の保護範囲を限定するものではない。
実施例において、降伏強度、引張強度および伸び率は「ＧＢ／Ｔ２２８．１－２０１０金属材料引張試験第１部：室温での試験方法」に従って行い、Ｐ７番サンプルに対し横方向で測定する。ｎ９０は「ＧＢ／Ｔ２２８．１－２０１０金属材料引張試験第１部：室温での試験方法」に従って行い、Ｐ７番サンプルに対し横方向で測定し、「ＧＢＴ５０２８－２００８金属材料薄板および薄帯引張ひずみ硬化指数（ｎ値）の測定方法」に従ってｎ９０値を得る。
実施例一
本実施例における試験鋼の成分は表１に参照し、本実施例のうち一段式急速熱処理に基づく実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは表２に参照し、本実施例のうち二段式急速熱処理実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは表３に参照し、表４は本実施例における試験鋼の成分から一段式加熱の実施例および従来プロセスによって得られる二相鋼の主要性能を表し、表５は本実施例における試験鋼の成分から二段式加熱の実施例および従来プロセスによって作製される二相鋼の主要性能を表す。
表１～表５から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼中における合金含有量が低減され、結晶粒が微細化され、材料の組織構成や強度と靱性の配合が得られる。本発明の方法で得られる二相鋼は、降伏強度が３０４～３９８ＭＰａであり、引張強度が６３０～６９８ＭＰａであり、伸び率が２２．３～２９．４％であり、強度延性積が１５．３－１９．４ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２１を超える。
図１は本実施例の試験鋼Ａから本発明の実施例１（一段式加熱）に従って生産される溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（ＡＭ）の顕微組織図であり、図２、図３は典型成分Ａ鋼から実施例１および比較従来プロセス例１を経て得られる組織図（二段式加熱）であり、図４は本実施例のＩ鋼から実施例３（二段式加熱）に従って生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図であり、図５は本実施例のＣ鋼から実施例１５における（二段式加熱）従来加熱速度で生産される溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（ＡＭ）の顕微組織図である。
図１～図５からわかるように、材料の組織はいずれもフェライト、マルテンサイトおよび少量の炭化物からなる。図３に示されるように、従来プロセスで処理した組織の特徴は、以下の通りである：結晶粒が粗大で、且つ一定の帯状組織が存在し、マルテンサイトおよび炭化物がフェライト結晶境界に沿って網状に分布し、フェライト結晶粒が相対的に粗大であり、フェライトとマルテンサイトの二相組織の分布が不均一である。
Figure 2024512730000003
Figure 2024512730000004
Figure 2024512730000005
Figure 2024512730000006
Figure 2024512730000007
実施例二
本実施例における試験鋼の成分は表６に参照し、本実施例のうち一段式急速熱処理に基づく実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは表７に参照し、本実施例のうち二段式急速熱処理実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは表８に参照し、表９は本実施例における試験鋼の成分から一段式加熱の実施例および従来プロセスによって得られる二相鋼の主要性能を表し、表１０は本実施例における試験鋼の成分から二段式加熱の実施例および従来プロセスによって作製される二相鋼の主要性能を表す。
表６～表１０から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼中における合金含有量が低減され、結晶粒が微細化され、材料の組織構成や強度と靱性の配合が得られる。本発明の方法で得られる二相鋼は、降伏強度が４７６～５５６ＭＰａであり、引張強度が７８６～８５２ＭＰａであり、伸び率が２０．１～２４．８％であり、強度延性積が１６．７～２０．２ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える。
図６、図７は本実施例の試験鋼Ｄから実施例４および比較従来プロセス例４（一段式加熱）を経て得られる溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図であり、図８は本実施例の試験鋼Ｎから実施例１５（二段式加熱）によって生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキ二相鋼（ＡＺ）の顕微組織図であり、図９は本実施例の試験鋼Ｅから実施例１７（二段式加熱）によって生産される溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼（ＡＭ）の顕微組織図である。
Figure 2024512730000008
Figure 2024512730000009
Figure 2024512730000010
Figure 2024512730000011
Figure 2024512730000012
本発明のプロセスで処理して得られる二相鋼組織の特徴は以下の通りである：フェライト、マルテンサイト結晶粒組織および炭化物はいずれも非常に微細であり、且つ均一に母材中に分布するため、材料の強度および可塑性の高めに非常に有利である。そのため、本発明の二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化され、材料の各相組織が母材中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料の性能が高める。
本発明は、急速加熱および急冷プロセスにより、従来の連続焼鈍システムに対しプロセス変更を行い、急速熱処理プロセスを実現することで、従来の連続焼鈍における炉加熱段階および均熱段階の長さを大幅に短縮することができ、従来の連続焼鈍システムの生産效率を高め、生産コストおよびエネルギー消費を削減し、連続焼鈍炉の炉ロール数を減らすことで、帯鋼の表面品質の制御能力が高まり、高表面品質の帯鋼製品が得られる。同時に、急速熱処理プロセス技術による新型の連続焼鈍システムを設立することで、システムの小型化や、製品規格と品種の容易な変更、強い制御能力などの目的を実現することができる。材料に関しては、帯鋼の結晶粒が微細化され、材料の強度がさらに高まり、合金コストおよび熱処理前の工程の製造難易度が減り、材料の成形性、溶接などのユーザー使用性能が高まる。
上述の通り、本発明は急速熱処理プロセスにより、冷間圧延帯鋼の連続焼鈍プロセス技術の進歩を大きく促進し、冷間圧延帯鋼が室温から最後にオーステナイト化過程の完成までに十数秒、場合によっては数秒で完成するため、連続焼鈍炉の加熱段階の長さを大幅に短縮し、連続焼鈍システムの速度および生産效率を高めやすく、連続焼鈍システムの炉内ロール数を著しく減らす。システム速度が１８０米／分間前後である急速熱処理製造ラインに関し、その高温炉段階のロール数が１０本以下となり、帯鋼の表面品質が著しく高まる。同時に、再結晶およびオーステナイト化過程が極短時間内で完成する急速熱処理プロセス方法は、高強度鋼に対しさらに柔軟な組織設計方法を提供し、合金成分および圧延プロセスなどの前工程の条件を変えないままで材料の組織を改善し、材料の性能を高めることができる。
二相鋼を代表とする高耐腐食性コーティング先進高強度鋼には広い応用可能性があり、そして急速熱処理技術はまた巨大な開発価値を有するため、両者の組み合わせは必然的に二相鋼の開発および生産に対しより広いスペースを与える。

Claims (15)

  1. 引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼において、その化学成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０４５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００６％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類を任意的に含有し、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である、高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度≧３００ＭＰａ、引張強度≧５９０ＭＰａ、伸び率≧２０％、強度延性積≧１５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える；
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼の金相組織は均一に分布するフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、平均結晶粒径が１～５μｍである。
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は下記のプロセスより得られる：
    １）製錬、鋳造
    上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
    ２）熱間圧延、巻取
    巻取温度は５５０～６８０℃とする；
    ３）冷間圧延
    冷間圧延圧下率は４０～８５％とする；
    ４）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    冷間圧延後の鋼板を７５０～８４５℃に急速加熱し、前記急速加熱は一段式または二段式とする；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度は１５～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）とする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
    その後均熱を行い、均熱温度：７５０～８４５℃、均熱時間：１０～６０ｓ；
    均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で５８０～６００℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓ（例えば３０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓ（例えば３０～１８０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
  2. 前記Ｃ含有量は０．０４５～０．１０５％または０．０５～０．１２％であり、好ましくは０．０６５～０．０８５％または０．０７～０．１０％である；および／または
    前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．２５％または０．１～０．４％である；および／または
    前記Ｍｎ含有量は１．０％～１．５％または１．２～２．０％であり、好ましくは１．２％～１．３５％または１．５～１．８％である；および／または
    前記Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４％、または≦０．２％、
    請求項１に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  3. 前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度が３００～５６０ＭＰａ、例えば３００～４００ＭＰａまたは４５０～５６０ＭＰａであり、引張強度が５９０～８６０ＭＰａ、好ましくは６３０～８６０ＭＰａであり、伸び率が２０～３０％であり、強度延性積が１５～２１ＧＰａ％である、請求項１または２に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  4. ステップ２）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３；および／または
    ステップ２）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；および／または
    ステップ３）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；
    請求項１～３のいずれ一項に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  5. ステップ４）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓ、好ましくは２９～１２２ｓをかかる；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱とする：一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；好ましくは、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；および／または
    ステップ４）において、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
    請求項１～４のいずれ一項に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  6. 前記引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼の化学成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０４５～０．１０５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．０～１．５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００６％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である、請求項１に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、Ｃ含有量が０．０６５～０．０８５％である；好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、Ｓｉ含有量が０．１５～０．２５％である；好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、Ｍｎ含有量が１．２％～１．３５％である；
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼において、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．２％；
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、平均結晶粒径が１～３μｍである。
  7. 前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度が３０～４００ＭＰａであり、引張強度が６３０～７００ＭＰａであり、伸び率が２２～３０％であり、強度延性積が１５～２０ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２１を超える；好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度が３０４～３９８ＭＰａであり、引張強度が６３０～６９８ＭＰａであり、伸び率が２２．３～２９．４％であり、強度延性積が１５．３～１９．４ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２１を超える、請求項６に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  8. 前記二相鋼は、下記のプロセスより得られる、請求項６または７に記載の前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼：
    ａ）製錬、鋳造
    上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
    ｂ）熱間圧延、巻取
    巻取温度は５５０～６８０℃とする；
    ｃ）冷間圧延
    冷間圧延圧下率は４０～８５％とする；
    ｄ）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    冷間圧延後の鋼板を７５０～８４５℃に急速加熱し、前記急速加熱は一段式または二段式とする；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～５００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
    その後、均熱を行い、均熱温度：７５０～８４５℃、均熱時間：１０～６０ｓ；均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で５８０～６００℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
  9. ステップｄ）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１２２ｓをかかる；および／または
    ステップｂ）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３；および／または
    ステップｂ）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；および／または
    ステップｃ）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；および／または
    ステップｄ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップｄ）において、前記急速加熱は二段式加熱とする：一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；好ましくは、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
    請求項８に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  10. 前記引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼の化学成分の質量パーセントが以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ中の一種類または二種類をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である、請求項１に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、Ｃ含有量が０．０７～０．１０％である；好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、Ｓｉ含有量が０．１～０．４％である；好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、Ｍｎ含有量が１．５～１．８％である；
    好ましくは、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４％；
    好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度が４７０～５６０ＭＰａであり、引張強度が７８０～８６０ＭＰａであり、伸び率が２０～２５％であり、強度延性積が１６～２１ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える；より好ましくは、前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、降伏強度が４７６～５５６ＭＰａであり、引張強度が７８６～８５２ＭＰａであり、伸び率が２０．１～２４．８％であり、強度延性積が１６．７～２０．２ＧＰａ％であり、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０を超える。
  11. 前記高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼は、下記のプロセスより得られる、請求項１０に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼：
    Ａ）製錬、鋳造
    上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
    Ｂ）熱間圧延、巻取
    巻取温度は５５０～６８０℃とする；
    Ｃ）冷間圧延
    冷間圧延圧下率は４０～８５％とする；
    Ｄ）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    冷間圧延後の鋼板を７５０～８４５℃に急速加熱し、前記急速加熱は一段式または二段式とする；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～５００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
    その後均熱を行い、均熱温度：７５０～８４５℃、均熱時間：１０～６０ｓ；
    均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で５８０～６００℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
    好ましくは、ステップＤ）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓをかかる。
  12. ステップＢ）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３；および／または
    ステップＢ）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；および／または
    ステップＣ）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；および／または
    ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップＤ）において、前記急速加熱は二段式加熱とする：一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；好ましくは、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；および／または
    ステップＤ）において、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
    請求項１１に記載の高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼。
  13. 前記方法は、以下のステップを含む、請求項１に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの高成形性溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ二相鋼の急速熱処理溶融メッキ製造方法：
    １）製錬、鋳造
    上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
    ２）熱間圧延、巻取
    巻取温度は５５０～６８０℃とする；
    ３）冷間圧延
    冷間圧延圧下率は４０～８５％とし、冷間圧延後に圧延硬化帯鋼または鋼板を得る；
    ４）急速熱処理、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    ａ）急速加熱
    冷間圧延帯鋼または鋼板を室温から７５０～８４５℃であるオーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度に急速加熱し、前記急速加熱は、一段式または二段式とする；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度は１５～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）とする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；
    ｂ）均熱
    オーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度である７５０～８４５℃で均熱を行い、均熱時間は１０～６０ｓとする；
    ｃ）冷却
    帯鋼または鋼板の均熱が終了した後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷する；その後５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で５８０～６００℃に急冷する；
    ｄ）溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    ５８０～６００℃に急冷した後、帯鋼または鋼板を亜鉛釜に漬け、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    ｅ）溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓ（例えば３０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、１０～３００℃／ｓ（３０～１８０℃／ｓ）の冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る。
  14. ステップ４）による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓ、例えば２９～１２２ｓをかかる；および／または
    ステップ２）において、前記熱間圧延終了温度≧Ａｒ３；および／または
    ステップ２）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；および／または
    ステップ３）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱とし、一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；好ましくは、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱し、二段目では８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃に加熱する；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱の最終温度は７７０～８３０℃とする；および／または
    ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板を前記オーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う；および／または
    ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板に均熱時間帯で小幅な昇温または小幅な降温をさせ、昇温後温度は８４５℃以下、降温後温度は７５０℃以上とする；および／または
    前記均熱時間は１０～４０ｓとする；
    請求項１３に記載の方法。
  15. 前記方法は、請求項６に記載の二相鋼の作製に用いる；ただし、溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得るか、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；好ましくは、この方法による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１２２ｓをかかる；または
    前記方法は、請求項１０に記載の二相鋼の作製に用いる；ただし、溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得るか、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、10～３００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；好ましくは、この方法による急速熱処理および溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程が２９～１５９ｓをかかる；
    請求項１３または１４に記載の方法。
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