JP2024512668A - 引張強度≧９８０ＭＰａの二相鋼と溶融亜鉛メッキ二相鋼およびそれらの急速熱処理製造方法 - Google Patents

Abstract

引張強度≧９８０ＭＰａの低炭素低合金二相鋼と溶融亜鉛メッキ二相鋼およびそれらの急速熱処理製造方法において、この鋼の化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．７％、Ｍｎ：１．４～２．８％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．００５％、Ｂ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ中の二種類以上をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦１．１％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。その製造方法は、製錬、鋳造、熱間圧延、冷間圧延および急速熱処理工程を含む。本発明は、急速熱処理過程における急速加熱、短時間保温および急冷過程を制御することにより、変形組織の回復、再結晶及びオーステナイト相転移過程を変え、核形成率を増加させ、結晶粒の成長時間を短縮させ、結晶粒を微細化させ、材料の強度を高め、材料の性能区間の範囲を拡大させる。

Description

本発明は、材料の急速熱処理の技術分野に関し、特に引張強度≧９８０ＭＰａの二相鋼と溶融亜鉛メッキ二相鋼およびそれらの急速熱処理製造方法に関する。

エネルギー節約や材料服務の安全性に対する人々の意識が高まると共に、自動車メーカーの多くは、自動車用材として高強度鋼を使用するようになった。自動車業界では、高強度鋼板が採用されることで、鋼板厚さを薄くと同時に、自動車の耐凹み性、耐久強度、大変形衝撃靱性および衝突安全性を高めることができるため、自動車用鋼板は、必然的に高強度、高靱性、成形簡単の方向に発展する。

自動車用高強度鋼において、二相鋼が一番広く応用され、応用の見通しも一番よい。低炭素低合金二相鋼は、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。

二相鋼は、冷間圧延された低炭素鋼または低合金高強度鋼を臨界領域で均熱焼鈍した後に、急冷処理または熱間圧延による圧延制御・冷却制御を経て得られ、その顕微組織は、主にフェライトとマルテンサイトからなるものである。二相鋼では、「複合材料」のメカニズムを利用し、鋼中の各相（フェライトとマルテンサイト）の利点が存分に発揮されると同時に、ある相の弱点または欠点がその他の相の存在により軽減または消去される。

二相鋼の力学的性質は、主に以下の三方面に依存する：
一、マトリクス相の結晶粒の大きさ、合金元素の分布；
二、第二相の大きさ、形状、分布および体積分率；
三、マトリクスと第二相の両者の相結合の特徴。

そのため、どうやって低コスト、高性能、良好な強度延性配合を有する二相鋼製品を得るかことが、各大手鋼鉄企業が追求する目標となり、鋼鉄企業および自動車ユーザに広く注目される。

冷間圧延二相鋼は、臨界領域温度で均熱した後に急冷処理プロセスを経て得られ、このプロセスは、主に三つのステップを含む：
ステップ１：帯鋼を、フェライトとオーステナイトの二相臨界領域温度に加熱し、均熱で保温する；
ステップ２：サンプルを、臨界冷却速度より高い冷却速度でＭ_ｓ～Ｍ_ｆの間のある温度に冷却し、所定量のマルテンサイトとフェライトの二相組織を得る；
ステップ３：帯鋼を、保温、またはＭ_ｓ以下の温度に加熱してから保温し、焼戻処理を行うことで、硬相マルテンサイトと軟相フェライトの良好な組織配合を得て、最終的にマルテンサイトとフェライトの二相組織を得る。

現在、従来の連続焼鈍方式で生産された９８０ＭＰａ級冷間圧延二相鋼は、その加熱速度が遅く、その加熱時間および均熱時間がいずれも相対的に長いため、連続焼鈍の全周期に５－８ｍｉｎが必要である。その加熱過程中の回復、再結晶および相転移過程はそれぞれ順次に行い、一般的に重なり合うことがなく、そのため、そのフェライト再結晶の結晶粒およびオーステナイト結晶粒がそれぞれ核形成して充分成長し、最終的に得られたフェライトとマルテンサイトの二相結晶粒の組織大きさが相対的に大きく、通常５～１０μｍ程度である。

従来技術では、二相鋼に対する主要な制御手段として、合金元素の添加や、焼鈍プロセスにおける焼入および焼戻過程における温度および時間の調整により、二相鋼の相組織比例および分布を変え、相対的に優れた製品性能を得る。

中国特許出願ＣＮ１０１８０２２３３Ｂは、「二相鋼、この形式の二相鋼で作られたフラット製品およびフラット製品の製造方法」を開示し、この発明の高強度二相鋼は、化学成分が重量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．１～０．２％、Ｓｉ：０．１～０．６％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｃｒ：０．２～０．８％、Ｔｉ：０．０２～０．０８％、Ｍｏ≦０．２５％、Ｐ≦０．２％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．０１２％、Ｂ≦０．００２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物元素からなる。この方法は、主に従来の連続焼鈍方式に基づき、その急冷の冷却速度は０．５～３０℃／ｓという範囲に入る必要がある。この発明の鋼は、含有量が相対的に高いＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏ元素を有し、同時にＴｉなどの合金元素が添加され、合金元素が複雑で含有量が相対的に高く、得られた二相鋼は、降伏強度が６２０～１０７０ＭＰａ程度であり、引張強度が９８０～１１００ＭＰａ程度であり、伸び率が１０～１５％程度である。この発明では、十分な強度を得るために、この鋼の成分中に種類多くの合金元素（例えばＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ等の元素）が多く含まれるため、生産コストと製造の難しさが大幅に増加し、同時に材料の後続の溶接性能に影響を与える。

中国特許出願ＣＮ１０１７６８６９５Ｂは、「１０００ＭＰａ級Ｔｉ微合金化超微細結晶冷間圧延二相鋼の製造方法」を開示し、この発明の高強度二相鋼は、化学成分が重量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０３～０．２％、Ｓｉ：０．２～０．８％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｔｉ：０．０３～０．１５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．１５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物元素からなる。この特許は、従来の連続焼鈍方式に基づき、含有量が相対的に高いＣ、Ｓｉ、ＴｉおよびＡｌ元素を含有し、同時にＭｎ含有量も低くないため、合金元素の含有量高めが、生産コストおよび製造の難しさを増加するだけでなく、同時に組織および性能の不均一性を招く、後続ユーザーの使用に困難をもたらすことになる。

中国特許出願ＣＮ１０８４８６４７７Ａは、「１０００ＭＰａ級高加工硬化指数冷間圧延高強度鋼板およびその製造方法」を開示し、この発明の高強度二相鋼は、化学成分が重量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．２～０．２５％、Ｓｉ：１．４～１．６％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｖ：０．０８～０．１２％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１２％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物元素からなる。この特許は、従来の連続焼鈍方式に基づき、十分な強度を得るために、そのＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＶ含有量がいずれも相対的に高く、そのため、合金の生産コストが高まり、製造過程に困難をもたらし、同時に含有量が高すぎる元素は帯状組織の出現を招く、最終組織の均一性を低減させ、材料の溶接性能を低下させ、後続ユーザーの加工に困難をもたらす。

中国特許出願ＣＮ１０５５４３６７４Ｂは、「高局部成形性能を有する冷間圧延超高強度二相鋼の製造方法」を開示し、この発明の高強度二相鋼は、化学成分が重量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０８～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．０１５～０．０５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物からなる。このような化学成分で原料を選択配合し、溶融して鋳造スラブにする；鋳造スラブを１１５０～１２５０℃にて１．５～２時間加熱した後に、熱間圧延を行い、熱間圧延開始温度は１０８０～１１５０℃、圧延終了温度は８８０～９３０℃とする；圧延後に、５０～２００℃／ｓの冷却速度で４５０～６２０℃に冷却してから巻取を行い、ベイナイトが主要組織である熱間圧延鋼板を得る；熱間圧延鋼板に対し冷間圧延を行い、その後５０～３００℃／ｓの速度で７４０～８２０℃に加熱して焼鈍を行い、保温時間は３０ｓ～３ｍｉｎとし、２～６℃／ｓの冷却速度で６２０～６８０℃に冷却し、その後３０～１００℃／ｓの冷却速度で２５０～３５０℃に冷却し、３～５ｍｉｎ過時効処理し、フェライト＋マルテンサイト二相組織の超高強度二相鋼を得る。この超高強度二相鋼は、降伏強度が６５０～６８０ＭＰａであり、引張強度が１０２３～１１００ＭＰａであり、伸び率が１２．３～１３％であり、圧延方向に沿って１８０^ｏ湾曲しても破壊しない。

この特許の最も主要な特徴は、熱間圧延後での冷却条件制御と連続焼鈍過程中の急速加熱との組合せであり、即ち、熱間圧延後での冷却プロセスの制御により、帯状組織を消去し、組織均一化を実現する；後続の連続焼鈍過程中に急速加熱を採用することにより、組織均一性を保障する上、組織微細化も実現する。そのように、この特許技術は、急速加熱焼鈍を採用するものであり、それが、熱間圧延後にベイナイトが主要組織である熱間圧延原料を得ることを前提とし、主に、組織均一性を保障し、帯状組織の出現による局部変形の不均一を避けることを目的とする。

この特許の不足は主に以下の通りである：
一つ目、ベイナイト組織を有する熱間圧延原料を得る必要があり、この熱間圧延原料は、強度が高く、耐変形力が大きく、後続の酸洗および冷間圧延の生産に大きな困難をもたらすことになる；
二つ目、その急速加熱に対する理解は、加熱時間の短縮や結晶粒の微細化に限られ、その加熱速度は、異なる温度区間における材料の組織構造変化に基づいて区分されなく、全部５０～３００℃／ｓの速度で加熱するため、急速加熱の生産コストが高まる；
三つ目、均熱時間が３０ｓ～３ｍｉｎであり、均熱時間の増加は、必然的に急速加熱による結晶粒の微細化効果を一部弱め、材料強度および靱性の高めに不利である；
四つ目、この方法では、必ず３～５分間の過時効処理を行う必要があり、実際には、ＤＰ鋼を急速熱処理することにとっては、時効時間が長すぎ、必要がない。均熱時間および過時効時間の増加はいずれもエネルギー節約やシステム設備のコストおよびシステムの占有面積の低減に不利であり、炉内での帯鋼の急速・安定な動きにも不利であり、これも、明らかに厳密な意味での急速熱処理過程ではない。

中国特許出願２０１７１１３８５１２６．５は、「７８０ＭＰａ級低炭素低合金ＴＲＩＰ鋼」を開示し、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．１６－０．２２％、Ｓｉ：１．２－１．６％、Ｍｎ：１．６－２．２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。それが、下記急速熱処理プロセスにより得られる：帯鋼を、室温から７９０～８３０℃に急速加熱してオーステナイトおよびフェライト二相領域になり、加熱速度は４０～３００℃／ｓとする；二相領域の加熱目標温度区間の滞留時間は６０～１００ｓとする；帯鋼を、二相領域温度から４１０～４３０℃に急冷し、冷却速度は４０～１００℃／ｓとし、この温度区間で２００～３００ｓ滞留し；帯鋼を、４１０～４３０℃から室温に急冷する。以下の特徴はある：ＴＲＩＰ鋼の金相組織は、ベイナイト、フェライト、オーステナイトの三相組織である；ＴＲＩＰ鋼の平均結晶粒径が明らかに微細化される；引張強度が９５０～１０５０ＭＰａである；伸び率が２１～２４％である；強度延性積が最大で２４ＧＰａ％に達する。

この特許の不足は主に以下の通りである：
一つ目、この特許に開示されたのは、７８０ＭＰａ級低炭素低合金ＴＲＩＰ鋼製品およびそのプロセス技術であるが、そのＴＲＩＰ鋼製品の引張強度が９５０～１０５０ＭＰａであり、この強度は、７８０ＭＰａ級製品の引張強度として高すぎ、ユーザーの使用効果が必ず良くなく、一方、９８０ＭＰａ級としての引張強度が低く、ユーザーの強度要求が満たされない；
二つ目、この特許は、一段式急速加熱を採用し、全加熱温度区間において同じ急速加熱速度を採用し、温度が異なるセグメントにおける材料の組織構造変化に応じて異なる処理を行われておらず、全部で４０～３００℃／ｓの速度で急速加熱するため、必然的に、急速加熱過程の生産コストの高めを招く；
三つ目、この特許では、均熱時間が６０～１００ｓであり、従来の連続焼鈍の均熱時間とあまり差がない、均熱時間の増加は、必然的に急速加熱による結晶粒の微細化効果を一部弱め、材料の強度および靱性の高めに非常に不利である；
四つ目、この特許では、２００～３００ｓのベイナイト等温処理時間が必要であり、実際には、急速熱処理製品にとってはこの等温処理時間が長すぎて、あるべき役割を果たすことができず、必要がない。均熱時間および等温処理時間の増加はいずれもエネルギー節約やシステム設備のコストおよびシステムの占有面積の低減に不利であり、炉内での帯鋼の急速・安定な動きにも不利であり、これも、明らかに厳密な意味での急速熱処理過程ではない。

中国特許出願ＣＮ１０８７７４６８１Ａは、「高強度鋼の急速熱処理方法」を開示し、この方法は、セラミックシート電気加熱装置を採用し、最大４００℃／ｓの加熱速度に達することができ、１０００～１２００℃に加熱した後、ファンによるブロー冷却を採用して最大３０００℃／ｓ近くの冷却速度で室温に冷却する。この発明の方法に採用されたセラミックシート電気加熱の熱処理装置の処理速度は、５０ｃｍ／ｍｉｎである。この発明における鋼は、その炭素含有量が０．１６～０．５５％にまで達し、且つＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を同時に含有することを特徴とする。この方法は、主に鋼線、コイルまたは５ｍｍ以下の鋼帯に適す。この特許は、セラミックシート電気加熱による急速熱処理方法を開示した。この発明は、高強度鋼線およびコイルなどの製品における低い熱処理効率、エネルギーの浪費および環境汚染の問題を解決することを主要な目的とする。急速加熱による材料組織性能への影響や作用が言及されていない。この発明は、鋼種の成分や組織の特徴を考慮せず、ファンによるブロー冷却を採用して最大３０００℃／ｓ近くの冷却速度での冷却とは、高温セグメントでの瞬間冷却速度を指すはずが、平均冷却速度は３０００℃／ｓに達することはできない。同時に、高温セグメントで高すぎる冷却速度を採用して広い薄帯鋼を生産すると、内部応力が大きすぎて、鋼板の板型不良などの問題が起こり、広い薄鋼板の大規模工業化する連続熱処理生産には適しない。

中国特許出願ＣＮ１０６８１１６９８Ｂは、「組織精密制御に基づく高強度鋼板およびその製造方法」を開示し、この高強度二相鋼の化学成分は、重量百分率が以下の通りである：Ｃ：０．０８～０．４０％、Ｓｉ：０．３５～３．５％、Ｍｎ：１．５～７．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ：０．０２～３．０％を含み、さらにＣｒ：０．５０～１．５％、Ｍｏ：０．２５～０．６０％、Ｎｉ：０．５～２．５％、Ｃｕ：０．２０～０．５０％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｖ：０．１０～０．５％、Ｔｉ：０．０２～０．２０％、Ｎｂ：０．０２～０．２０％中の少なくとも一つを含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。それは、以下の力学的性質がある：引張強度Ｒ_ｍが１０００ＭＰａを超え、伸び率Ａ_５０ｍｍが２８％を超える。この発明では、成分Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量がいずれも高く、従来の連続焼鈍生産ラインで無均熱焼鈍を行い、均熱保温セグメントを省略する方式で、異なる成分を有する鋼帯を再結晶焼鈍する。具体的な焼鈍パラメータ範囲は以下の通りである：２０℃／ｓ以上で８００～９３０℃に急速加熱した後、直ちに４０℃／ｓ以上の冷却速度でＭ_ｓ－Ｍ_ｆ点に冷却し、その後Ｍ_ｆ～Ｍ_ｆ＋１００℃の温度に再加熱し、３０ｓ～３０ｍｉｎ保温して、最後には室温に冷却する。

この発明では、マルテンサイト高強度相の形態および構造を制御することにより、微細な針状および短棒状の精密マルテンサイト組織が得られ、再加熱によりＣ原子を残留オーステナイト中に拡散させ、最終的に安定な残留オーステナイトが得られ、それが一定の変形能力を有するため、高強度鋼の可塑性および靱性を高めることを主な特徴とする。

この発明にいわれる急速加熱は、実際には、その加熱速度が低く、加熱速度が２０～６０℃／ｓであるため、中程度の加熱速度に属し、冷却速度が４０～１００℃／ｓである。急速加熱、急冷および均熱セグメントの省略の考慮は、高強度鋼の高温セグメントでの保留時間を短縮し、オーステナイト化過程における鋼の結晶粒が微細になり、組織および化学成分が完全に均一化していないから冷却後にも大量な大型板条状マルテンサイトが生成せず、同時に一定量の膜状残留オーステナイト組織が得られることを保証するためである。しかし、これにより、必然的に加熱温度の制御が難しくなり、且つ組織構造および性能の変動が大きくなる。

この方法は、依然として従来連続焼鈍ユニットに基づく加熱技術および冷却技術であり、均熱セグメントの省略（均熱時間を０ｓに短縮）、合金含有量の増加および焼入れ、焼戻し処理を行うことで、最終的に一定の強度靱性配合を有する高強度鋼製品が得られる。この発明も、また各強度レベルの鋼種に対して具体的に細分化研究開発を行っていない。そして、加熱速度は、中程度の加熱速度に属し、急速加熱に属さず、且つ均熱時間がないため、本当の意味での急速熱処理方法および完全な焼鈍周期を体現していないため、商業化応用の見通しがない。

中国特許出願ＣＮ１０７７９４３５７Ｂおよび米国特許出願ＵＳ２０１９／０１５３５５８Ａ１は、「超急速加熱プロセスによる超高強度マルテンサイト冷間圧延鋼板の生産方法」を開示し、この高強度二相鋼の化学成分は、重量百分率で以下の通りである：Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．０５～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．０４％、Ｃｒ：０．１０～０．３％、Ｂ：０．００１～０．００４％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。この二相鋼は、以下の力学的性質がある：降伏強度Ｒｐ_０．２が１１００ＭＰａを超え、引張強度Ｒ_ｍ＝１８００－２３００ＭＰａ、伸び率の最大値が１２．３％であり、均一伸び率が５．５～６％である。この発明は、超高強度マルテンサイト冷間圧延鋼板の超急速加熱生産プロセスを提供し、そのプロセスは、まずは冷間圧延鋼板を１～１０℃／ｓで３００～５００℃に加熱し、その後１００～５００℃／ｓの加熱速度で単相オーステナイト区である８５０～９５０℃に再加熱する；その後、鋼板を５ｓ以下で保温した後に直ちに室温まで水焼入れ冷却し、超高強度冷間圧延鋼板を得ることを特徴とする。

この特許によるプロセスは、以下の不足がある：
一つ目、この発明では、鋼の焼鈍温度がオーステナイト単相区である超高温温度範囲までに入っており、そして多くの合金元素が含有され、降伏強度および引張強度がいずれも１０００ＭＰａを超えるため、熱処理の本プロセス、熱処理前の製造工程および後続ユーザーの使用に大きな困難をもたらす；
二つ目、この発明の超急速加熱焼鈍方法では、５ｓ以下の保温時間が採用されるため、加熱温度の制御性が悪くなるだけでなく、最終製品における合金元素の分布に不均一が生じ、製品の組織性能の不均一および不安定が生じる恐れがある；
三つ目、最後の急冷は、室温までの水焼入れ冷却を採用し、必要な焼戻し処理が行われないので、得られた最終製品の組織性能および最終組織構造中の合金元素の分布状況が製品に最適な強度靱性を与えず、そのため、最終製品の強度過剰があり、可塑性および靱性が不足している；
四つ目、この発明の方法では、水焼入れ冷却速度が高すぎるため、鋼板の板型不良および表面酸化などの問題が生じる。

以上のように、この特許技術は、実際的な応用価値がなく、または実際的な応用価値が大きくない。

現在、従来の連続焼鈍炉生産ラインの設備能力の制限で、冷間圧延二相鋼製品および焼鈍プロセスに関する研究はいずれも、従来の工業装備の加熱速度（５～２０℃／ｓ）で帯鋼を低速加熱し、順次に回復、再結晶およびオーステナイト化相転移を完成させるため、加熱および均熱時間がいずれも長く、エネルギー消費が高く、同時に従来の連続焼鈍生産ラインには高温炉セグメントでの帯鋼の滞在時間が長く、通過するロール数が多いなどの問題がある。従来の連続焼鈍システムは、製品カテゴリーおよび生産能力の要求に基づき、一般的には均熱時間が１～３ｍｉｎである必要があり、システムの速度が１８０メートル／分間程度の従来の生産ラインでは、その高温炉セグメント内のロール数が一般的に２０～４０本であるため、帯鋼の表面品質制御の難易度が高い。

本発明の目的は、引張強度≧９８０ＭＰａの低炭素低合金二相鋼と溶融亜鉛メッキ二相鋼およびそれらの急速熱処理製造方法を提供することであり、急速熱処理により、変形組織の回復や、再結晶およびオーステナイト相転移過程を変え、核形成率（再結晶核形成率およびオーステナイト相転移核形成率を含む）を増加させ、結晶粒の成長時間を短縮させ、結晶粒を微細化させ、得られた二相鋼は、降伏強度≧５９０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧７．５％、強度延性積≧９．０ＧＰａ％、成形性能が優れている；得られた溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏強度≧５４０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧７．０％、強度延性積≧１０．０ＧＰａ％。この方法で得られた二相鋼は、同じレベルの鋼材の中で、合金含有量が相対的に低く、材料の強度が高まると同時に良好な可塑性および靱性が得られるものである。同時に、急速熱処理プロセスの採用により、生産効率が高まり、生産コストおよびエネルギー消費が削減され、炉ロールの数が著しく減少され、鋼板の表面品質が高まる。

上述の目的を達成するため、本発明の技術案は：
引張強度≧９８０ＭＰａの低炭素低合金二相鋼または引張強度≧９８０ＭＰａの低炭素低合金溶融亜鉛メッキ二相鋼であって、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．７％、Ｍｎ：１．４～２．８％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．００５％、Ｂ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ中の二種類以上をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦１．１％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃ含有量は０．０５～０．１２％である。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃ含有量は０．０５～０．１０％である。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃ含有量は０．１０～０．１７％である。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｓｉ含有量は０．１～０．５％である。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｓｉ含有量は０．２～０．７％である。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｍｎ含有量は１．４～２．２％である。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｍｎ含有量は１．６～２．５％である。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｍｎ含有量は１．８～２．８％である。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．００２～０．００５％のＢをさらに含有する。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．０２～０．０５％のＡｌを含有する。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｔｉ≦０．０７％、例えば≦０．０５％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．０１～０．０５％または０．０２～０．０７％のＴｉを含有する。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｎｂ≦０．０７％、例えば≦０．０４％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．０２～０．０７％のＮｂを含有する。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．０２～０．０４％のＮｂを含有する。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃｒ≦０．９％、例えば≦０．６％または≦０．４％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．２～０．６％または０．３～０．９％のＣｒを含有する。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｍｏ≦０．４％、例えば≦０．１５％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は０．１～０．４％のＭｏを含有する。

一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｖ≦０．０５％。

一実施形態において、本発明による二相鋼は、降伏強度≧５９０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧７．５％、強度延性積≧９．０ＧＰａ％。本発明による溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏強度≧５４０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧７．０％、強度延性積≧１０．０ＧＰａ％。

一実施形態において、前記二相鋼は、化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｎｂ：０．０２～０．０４％、Ｔｉ：０．０３～０．０５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５％、Ｃｒ、Ｍｏ、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％。好ましくは、前記Ｃ含有量は０．０５５～０．１１０％である。好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．４５％である。好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．６～２．０％である。好ましくは、前記二相鋼の顕微組織は、均一に分布する、平均結晶粒径が１～３μｍであるフェライトとマルテンサイトの二相組織である。好ましくは、前記二相鋼は、降伏強度が５９０～７５０ＭＰａ、例えば５９８～７４９ＭＰａであり、引張強度が９８０～１１００ＭＰａ（例えば１０３０～１０９０ＭＰａ）であり、伸び率が１０．０～１７．０％（例えば１０．６～１６．６％）であり、強度延性積が１０．５～１８．０ＧＰａ％（例えば１０．９～１７．４ＧＰａ％）であり、ひずみ硬化指数ｎ_９０値が０．２１を超える。

一実施形態において、前記二相鋼は、引張強度≧１１８０ＭＰａ、好ましくは、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．６～２．５％、Ｃｒ：０．２～０．６％、Ｍｏ：０．１～０．４％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、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、前記Ｃ含有量は０．０７～０．１０％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１．８～２．３％である。好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．２５～０．３５％である。好ましくは、前記Ｍｏ含有量は０．１５～０．２５％である。好ましくは、前記二相鋼の顕微組織は、均一に分布する、平均結晶粒径が１～５μｍであるフェライトとマルテンサイトの二相組織である。好ましくは、前記二相鋼は、降伏強度が７１０～９２０ＭＰａ（例えば７１４～９１９ＭＰａ）であり、引張強度が１１８０～１３００ＭＰａ（例えば１１８８～１２９６ＭＰａ）であり、伸び率が１０．０～１３．０％（例えば１０．４～１２．８％）であり、強度延性積が１２～１６ＧＰａ％である。

一実施形態において、前記二相鋼は、引張強度≧１２６０ＭＰａ、好ましくは、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．１０～０．１７％、Ｓｉ：０．２～０．７％、Ｍｎ：１．８～２．８％、Ｃｒ：０．３～０．９％、Ｎｂ：０．０２～０．０７％、Ｔｉ：０．０２～０．０７％、Ｂ：０．００２～０．００５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、Ｍｏおよび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≦１．１％、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、前記Ｃ含有量は０．０５５～０．１１０％である。好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．４５％である。好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．６～２．０％である。好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．５～０．７％である。好ましくは、前記Ｔｉ含有量は０．０２～０．０５である。好ましくは、前記Ｎｂ含有量は０．０２～０．０５である。好ましくは、前記二相鋼の顕微組織は、均一に分布する、平均結晶粒径が１～３μｍであるフェライトとマルテンサイトの二相組織である。好ましくは、前記二相鋼は、降伏強度が９００～１１２０ＭＰａ（例えば９０２～１１１４ＭＰａ）であり、引張強度が１２６０～１４５０ＭＰａ（例えば１２６４～１４４３ＭＰａ）であり、伸び率が７．０～１０．０％（例えば７．０～９．８％）であり、強度延性積が９．０～１２．５ＧＰａ（例えば９．５～１２．１ＧＰａ％）である。

一実施形態において、本文の実施形態のいずれに記載の二相鋼は、下記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
熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３；巻取温度は５５０～６８０℃とする；
３） 冷間圧延
冷間圧延圧下率が４０～８５％である；
４） 急速熱処理
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を採用する；一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；二段式急速加熱を採用する時、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、均熱温度は７５０～８４５℃、均熱時間は１０～６０ｓとする；
均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷する；
あるいは、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃に急冷し、この温度区間で過時効処理を行い、過時効処理時間：２００ｓ以下、例えば１７５ｓ以下；最後は、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却する。

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、前記急速熱処理は、合計４１～２９７ｓ、例えば４１～２９５ｓをかかる。

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を採用する時、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を採用し、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を採用し、一段目では５０～３００℃／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、前記均熱時間は１０～４０ｓとする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速冷却速度は５０～１５０℃／ｓとする。

好ましくは、前記過時効時間は２０～２００ｓまたは２０～１７５ｓとする。
一実施形態において、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｎｂ：０．０２～０．０４％、Ｔｉ：０．０３～０．０５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％を含み、Ｃｒ、Ｍｏ、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、前記Ｃ含有量は０．０５～０．１０％である。好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．４５％である。好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．６～２．０％である。好ましくは、Ｃｒ≦０．４％。好ましくは、Ｍｏ≦０．１５％。好ましくは、Ｖ≦０．０５％。好ましくは、前記溶融亜鉛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１～３μｍである。好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏強度が５４０～７１０ＭＰａ（例えば５４３～７０９ＭＰａ）であり、引張強度が９８０～１１１０ＭＰａ（例えば９８９～１１０８ＭＰａ）であり、伸び率が１１．０～１５．５％（例えば１１．９～１５．２％）であり、強度延性積が１２．０～１５．５ＧＰａ（例えば１２．２～１５．２ＧＰａ％）である。

一実施形態において、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、引張強度≧１１８０ＭＰａ、好ましくは、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．１５～０．４５％、Ｍｎ：２．０～２．５％、Ｎｂ：０．０２～０．０４％、Ｔｉ：０．０２～０．０４％、Ｃｒ：０．３～０．６％、Ｍｏ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、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、前記Ｃ含有量は０．０７～０．１０％である。好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．２５～０．３５％である。好ましくは、前記Ｍｎ含有量は２．２％～２．３５％である。好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．３５％～０．５０％である。好ましくは、前記Ｍｏ含有量は０．２５％～０．３５％である。好ましくは、前記溶融亜鉛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１～３μｍである。好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏強度が６６０～８６０ＭＰａ（例えば６６５～８５４ＭＰａ）であり、引張強度が１１８０～１２９０ＭＰａ（例えば１１８２～１２８５ＭＰａ）であり、伸び率が１１．０～１３．０％（例えば１１．５～１２．８％）であり、強度延性積が１３．０～１５．５ＧＰａ％（例えば１３．６～１５．２ＧＰａ％）である。

一実施形態において、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、引張強度≧１２８０ＭＰａ、好ましくは、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．１０～０．１７％、Ｓｉ：０．２～０．７％、Ｍｎ：１．８～２．８％、Ｃｒ：０．３～０．９％、Ｎｂ：０．０２～０．０７％、Ｔｉ：０．０２～０．０７％、Ｂ：０．００２～０．００５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、Ｍｏ、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≦１．１％、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、前記Ｃ含有量は０．１０～０．１５％である。好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．２～０．５％である。好ましくは、前記Ｍｎ含有量は２．０～２．６％である。好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．５～０．７％である。好ましくは、前記Ｔｉ含有量は０．０２～０．０５である。好ましくは、前記Ｎｂ含有量は０．０２～０．０５である。好ましくは、Ｍｏ≦０．１５％。好ましくは、Ｖ≦０．０５５％。好ましくは、前記溶融亜鉛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１～３μｍである。好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏強度が９６０～１１１０ＭＰａ（例えば９６３～１１０９ＭＰａ）であり、引張強度が１２８０～１４５０ＭＰａ（例えば１２８２～１４４３ＭＰａ）であり、伸び率が７．０～９．０％（例えば７．１～８．８％）であり、強度延性積が１０．０～１２．０ＧＰａ％（例えば１０．０～１１．８ＧＰａ％）である。

一実施形態において、本発明の各実施形態による二相鋼は、均熱終了の際、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷した後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融亜鉛メッキを行うことにより、本文の実施形態のいずれに記載の溶融亜鉛メッキ二相鋼が得られる。

いくつかの前記形態において、本発明の各実施形態による溶融亜鉛メッキ二相鋼は、以下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
熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３、巻取温度は５５０～６８０℃とする；
Ｃ） 冷間圧延
冷間圧延圧下率が４０～８５％である；
Ｄ） 急速熱処理、溶融亜鉛メッキ
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を採用する；一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；二段式急速加熱を採用する時、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、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融亜鉛メッキを行う；
溶融亜鉛メッキの後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融純亜鉛メッキＧＩ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃に加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓとする；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。

好ましくは、ステップＤ）において、急速熱処理および溶融亜鉛メッキは、合計３０～１４２ｓをかかる。

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を採用する時、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を採用し、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を採用し、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、前記急速加熱の最終温度は７９０～８４５℃とする。一実施形態において、例えば引張強度≧１２８０ＭＰａの溶融亜鉛メッキ二相鋼の製造プロセスにおいて、前記急速加熱の最終温度は７９０～８３０℃とする。

好ましくは、ステップＤ）の均熱過程において、鋼板を前記オーステナイトとフェライトの二相領域の目標温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う。

好ましくは、ステップＤ）の均熱過程において、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。
好ましくは、ステップＤ）において、前記鋼板の合金化処理後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。

本発明における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、冷間プレス加工で成形された鋼板にとって必要なのは、低い降伏強度、高い且つ均一な伸び率および高い全伸び率である。そのため、炭素含有量は高すぎるべきではない。炭素は、鋼中の相において一般的に２つ存在の形がある：フェライトおよびセメンタイト。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、パーライトなどの強化相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減る。炭素含有量が高すぎると、鋼中に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減るため、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、鋼のプロセス性能も悪くなる。そのため、強度を保障する前提の下で、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し、オーステナイトの形成過程において、オーステナイトまたはフェライト中の炭素元素の拡散過程は、実際的にオーステナイト結晶粒の成長を制御する役割を果たしている。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た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と同時に、可塑性が減る。炭素含有量の増加により、熱処理前の工程の製造難易度が増加するため、材料の強度靱性の配合、急速熱処理の特徴および最終製品に対する炭素の組織性能変化規律を総合的に考慮し、本発明は、炭素含有量を０．０５～０．１７％の範囲内とする。

Ｍｎ：マンガンは、鉄と固溶体を形成し、さらに炭素鋼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中に鋼材に相対的に微細かつ高強度のパーライトを獲得させることができ、パーライトの含有量も、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り、マンガンの炭化物が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動力学に顕著な影い響する元素の一つであり、マンガンは、主に、オーステナイト生成後からフェライトへ変化、そして成長する過程、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は、成長に必要とする時間が長く、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。臨界領域で急速加熱する時、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均一的な分布に達せず、そして冷却速度が足りない時では、均一的な島状マルテンサイトオーステナイト島（「マオ島」ともいう）組織が得られない。急速加熱プロセスを採用して生産した二相鋼において（例えば急速誘導加熱または急速直接加熱と水焼入れ冷却の連続焼鈍生産ライン）、マンガン含有量が一般的に高く、マトリクス中に大量のパーライトが存在するため、局部で先に生成したオーステナイトが生成後すぐに高いマンガン含有量を有し、島状オーステナイトの焼入れ性が保証され、冷却後に均一的な島状マルテンサイトオーステナイト島（「マオ島」ともいう）組織および均一的な性能が得られやすい。また、マンガンにより、γ相区域が拡大し、Ａ_ｃ１およびＡ_ｃ３温度が減るため、マンガン含有鋼は、同様の熱処理条件で、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、マンガン含有量がさらに高まるとき、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し、そして溶融鋳込と圧延後の冷却が不適切であるとき、炭素鋼中に白点が生じやすい。マンガン含有量の増加により、熱処理前の工程の製造難易度が増加する。以上の要素を考慮する上、本発明は、マンガン含有量を１．４～２．８％の範囲内とする。

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する。そして、ケイ素は、鋼の冷間加工の変形硬化速度を増加させるため、合金鋼における好適な元素である。なお、ケイ素は、ケイ素マンガン鋼の結晶境界断面に沿って明らかな濃縮現象を示し、ケイ素の結晶境界位置での偏析は、結晶境界断面に沿った炭素とリンの分布を遅く、そして結晶境界の脆化状態を改善することができる。ケイ素は、鋼の強度、硬度と耐磨耗性を高めることができ、一定の範囲内では鋼の可塑性を著しく低下させることはない。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り、そしてケイ素はさらに鋼液の流れ性を増大させることができるため、一般では鋼中にケイ素が含まれるが、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、ケイ素は、オーステナイトの成長速度に対して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。硅含有量の増加により、熱処理前の工程での高強度鋼の製造難易度が増加する。本発明では、熱処理前の工程の製造難易度を減らし、コストを削減し、且つ溶接性能を高めるため、ケイ素含有量を制御する必要がある。以上の要素を考慮する上、本発明は、ケイ素含有量を０．１～０．７％の範囲内とする。

Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物および窒化物の形成元素であり、且つ比較的に低い濃度でもこの要求を満たすことができる。常温下で、鋼におけるその大部分が、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を添加することでオーステナイト結晶粒の成長を阻止し、鋼材の結晶粒の粗大化温度を高めることができる。Ｎｂは、炭素とともに十分に安定なＮｂＣを形成するため、鋼中に微量のＮｂを添加することで、その析出強化の効果を利用してマトリクスの強度を高めることができる。Ｎｂは、フェライト再結晶の成長およびオーステナイトの結晶粒の成長に明らかな阻害作用を有し、結晶粒を微細化させ、鋼の強度および靱性を高めることができる。Ｎｂは、結晶境界の移動性に影響があり、相転移および炭化物の形成にも影響がある。Ｎｂは、残留オーステナイト中の炭素含有量を上昇させ、ベイナイトの形成を阻害し、マルテンサイトの核形成を促進することで、分散に分布したマルテンサイト組織が得られ、残留オーステナイトの安定性が高まる。Ｎｂの添加により、二相鋼の強度が高まり、低い含有量のマルテンサイトおよび低Ｃ含有量の条件でも一定の強度を有する二相鋼が得られ、二相鋼の強度靱性が高まる。同時に、Ｎｂを添加するもう一つ利点は、広い焼鈍温度範囲内で鋼の強度を高めることである。本発明において、Ｎｂは、必要添加元素であり、コストの増加などを考慮すると、添加量は多すぎるべきではない。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｎｂ≦０．０７％、例えば≦０．０４％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は、０．０２～０．０７％のＮｂを含有する。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は、０．０２～０．０４％のＮｂを含有する。

Ｔｉ：Ｔｉは、微合金元素であり、閉鎖γ区のフェライト形成元素に属し、鋼の臨界点を高めることができ、鋼中のＴｉはＣとともに十分に安定なＴｉＣを形成でき、一般的な熱処理におけるオーステナイト化温度範囲内では、ＴｉＣが非常に溶けづらい。ＴｉＣ粒子はオーステナイト結晶粒を微細化させるため、オーステナイトが分解し変化する時、新しい相における結晶核形成の機会が増え、これらはオーステナイトの変化を加速させる。なお、Ｔｉは、Ｃ、ＮとともにＴｉＣ、ＴｉＮ析出相を形成でき、それがＮｂ、Ｖの炭素窒素化物よりも安定であり、Ｃのオーステナイト中での拡散速度を著しく減らせるため、オーステナイトの形成速度が大幅に下がり、形成した炭素窒素化物がマトリクス中で沈殿し、オーステナイトの結晶境界に固定されるため、オーステナイト結晶粒の成長を阻害する。冷却過程において、析出したＴｉＣは、沈殿強化作用がある。焼戻し過程において、Ｔｉは、Ｃがα相中での拡散を減速させ、Ｆｅ、Ｍｎなどの炭化物の析出と成長を減速させ、焼戻し安定性を増加し、且つ、ＴｉＣの析出により二次硬化作用を果たす。Ｔｉの微合金化により、鋼の高温強度が高まる。鋼中に微量のＴｉを添加することで、一つ目、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；二つ目、酸素、窒素、硫黄などの不純物を固定して鋼の溶接性を改善する；三つ目、その微細質点の作用、例えばＴｉＮの高温下での非溶解性により、熱影響領域での結晶粒の粗大化を阻止し、熱影響領域での靱性を高めることで、鋼の溶接性能を改善する。本発明において、Ｔｉは必要添加元素であり、コストの増加などを考慮すると、添加量は多すぎるべきではない。一実施形態において、Ｔｉの含有量≦０．０７％。一実施形態において、Ｔｉの含有量≦０．０５％。

Ｃｒ：クロムは、鋼中での主要作用が焼入れ性を高めることであり、焼入れ・焼戻し後の鋼に良い総合的力学的性質を持たせる。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、クロムによりパーライト中の炭素の濃度およびオーステナイト中の炭素の極限溶解度を減少させる。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が、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、鋼の空冷時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、溶接時に割れおよびスラグ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の溶接性への悪影響が大きく減る。例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの元素が同時に鋼中に存在する時、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、好適であるが非必要添加元素であり、コストの増加などを考慮すると、添加量は多すぎるべきではない。一実施形態において、Ｃｒの含有量≦０．９％、例えば≦０．６％または≦０．４％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は、０．２～０．６％または０．３～０．９％のＣｒを含有する。

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、マルテンサイト型などの鋼種、さらに高合金オーステナイト鋼種においても、Ｍｏの強化作用は著しい。鋼におけるＭｏの良好な作用は、鋼におけるその他の合金元素との相互作用によって決められる。鋼中に強炭化物形成元素Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉを加えると、Ｍｏの固溶強化作用がより著しくなる。これは、強炭化物形成元素がＣと結合して安定な炭化物を形成する時、Ｍｏの固溶体へのより効果な溶解を促進でき、鋼の熱強性の高めにさらにに有利になる。Ｍｏを入れることで、鋼の焼入れ性も増加できる。Ｍｏは、パーライト区の変化を抑制し、中温区変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を形成でき、且つフェライトの形成を消去できる。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減らし、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、好適であるが非必要添加元素であり、コストの増加などを考慮すると、添加量は多すぎるべきではない。一実施形態において、Ｍｏの含有量≦０．４％、例えば≦０．１５％。一実施形態において、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は、０．１～０．４％のＭｏを含有する。

Ｖ：Ｖは、フェライト安定化元素であり、且つ強炭化物形成元素であるため、強烈な結晶粒微細化作用があり、鋼の組織を緻密化させることができる。鋼中にＶを添加することで、鋼の強度、可塑性および靱性を同時に改善できる。バナジウムは、さらに構造鋼の高温強度を高めることができる。バナジウムは、焼入れ性を高めることができない。鋼中に微量な微合金元素Ｖを添加することで、鋼の炭素当量が低い場合でも、その炭、窒化物質点（サイズが５ｎｍ未満）の分散的な析出およびＶの固溶により、結晶粒を微細化させ、鋼の強度、靱性、特に低温靱性を大きく高め、鋼には良好な溶接性などの使用性能をもたらす。鋼中に微量のＶを添加することで、一つ目、炭素当量含有量を減少させると同時に強度を高め、鋼の溶接性能を向上する；二つ目、酸素、窒素、硫黄などの不純物を固定して鋼の溶接性を改善する；三つ目、その微細質点の作用、例えばＶ（ＣＮ）の高温下での非溶解性により、熱影響領域での結晶粒の粗大化を阻止し、熱影響領域での靱性を高めることで、鋼の溶接性能を改善する。本発明において、微合金元素は好適であるが非必要添加元素であり、コストの増加などを考慮すると、添加量は多すぎるべきではない。一実施形態において、本発明による二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｖ≦０．０５％。

Ｂ：Ｂは、鋼中含有量が極小さく、主な作用は鋼の焼入れ性を増加させることである。その影響効果は、Ｃｒ、Ｍｎおよびその他の合金元素の作用よりもはるかに大きいため、微量のＢを応用することで他の貴重金属（例えばニッケル、クロム、モリブデンなど）を大量に節約できる。この目的のため、その含有量は一般として０．００１～０．００５％の範囲内に定められる。それは、１．６％のニッケル、０．３％のクロムまたは０．２％のモリブデンを代替できる。ホウ素でモリブデンを代替する時、注意する必要があるのは、モリブデンは焼戻し脆性を防止または低減できる一方、ホウ素は焼戻し脆性を増加させる傾向がややあるため、ホウ素でモリブデンを完全に代替してはならない。ホウ素は窒素および酸素と強親和力があり、沸騰する鋼中に０．００７％のホウ素を入れると、鋼の時効現象を解消することができる。しかし、固溶状態で存在するＢだけが鋼の焼入れ性に有利な影響を与える、化合物状態で存在するＢは鋼の焼入れ性に影響がないため、Ｂで焼入れ性を増加させる場合、Ｃ、Ｎの固定を考える必要がある。

本発明は、急速熱処理方法（急速加熱、短時間保温および急冷過程を含む）によって熱処理過程における圧延硬化帯鋼の変形組織の回復、再結晶および相転移過程を精密に制御し、最終的に微細、均一、分散的に分布する各組織構造および良好な強度塑性配合を得る。

具体的な原理は以下の通りである：加熱過程において、異なる温度段階に異なる加熱速度を採用し、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採用してエネルギー消費を低減する；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および短い均熱時間を採用して高温区間での組織の滞留時間を短縮することで、結晶粒の微細化を保障する。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再結晶過程を抑制し、再結晶過程とオーステナイト相転移過程を重なり合い、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、最終的に結晶粒を微細化させる。急速加熱、短時間保温および急冷により、高温過程における材料の結晶粒成長の時間を短縮させ、結晶粒組織の微細、均一な分布を保障する。

中国特許出願ＣＮ１０６８１１６９８Ｂが開示した熱処理プロセスは、全加熱過程に対し区分処理を行わず、且つその加熱過程に採用される加熱速度が２０～６０℃／ｓであり、中程度の加熱速度に属すため、従来の連続焼鈍システムに基づく加熱技術により実現されるものであり、材料の組織変化の需要に応じ大範囲の制御ができない。

中国特許出願ＣＮ１０７７９４３５７Ｂおよび米国特許出願ＵＳ２０１９／０１５３５５８Ａ１が開示した熱処理プロセスは、加熱過程に対し区分処理を行った：まずは１－１０℃／ｓの加熱速度で３００－５００℃に加熱し、そして１００－５００℃／ｓの加熱速度で単相オーステナイト区８５０－９５０℃に加熱し、５ｓ以下で保温した後に室温に水水焼入れ冷却する。この処理方法では、鋼板を単相オーステナイトの高温区に加熱する必要があるため、設備の耐高温性要求が向上させ、製造難易度が増加し、同時に水焼入れ冷却という冷却方式を採用することで、冷却速度が非常に高く、全熱処理過程にて結晶粒組織の高温区間での成長時間が大幅に減少するが、最終製品における合金元素の分布が必然的に不均一になり、製品の組織性能の不均一性および不安定性が生じるため、冷却速度が高すぎると鋼板の板型不良および表面酸化などの問題も起こる。

急速加熱（区間別の加熱速度の制御）、短時間均熱および急冷過程を含む全熱処理過程を総合的に制御することにより、精密制御された最も好適な結晶粒径、合金元素および各相組織の均一分布が得られ、最終的に最も好適な強度靱性配合を有する製品が得られる。

本発明の急速熱処理方法を経て得られたフェライトとマルテンサイトの二相組織は、平均結晶粒径が１～５μｍであり、従来技術生産による製品の結晶粒径よりも５０％以上減少された。結晶粒の微細化で、材料の強度が高まり、同時に良好な塑性および靱性が得られ、材料の使用性能が高まる。そして、本発明で得られたフェライトとマルテンサイトの組織は、塊状、条状、粒状などの多数の形態があり、且つ相組織の分布がより均一であるため、さらに良好な強度塑性が得られる。

本発明による引張強度≧９８０ＭＰａの低炭素低合金二相鋼の急速熱処理製造方法は、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
熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３、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、圧延硬化帯鋼または鋼板を得る；
４） 急速熱処理
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目標温度に急速加熱し、前記急速加熱は、一段式または二段式を採用する；
一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとし、
二段式急速加熱を採用する時、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、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷する；
あるいは、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃に急冷して過時効処理を行い、過時効処理時間：２００ｓ以下、例えば１７５ｓ以下とし、過時効処理後に３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却する。

好ましくは、ステップ４）において、前記急速熱処理は、合計４１～２９７ｓ、例えば４１～２９５ｓをかかる。

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を採用する時、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を採用し、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を採用し、一段目では５０～３００℃／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７９０～８４５℃とする。一実施形態において、例えば本発明による引張強度≧１１８０ＭＰａの二相鋼を作製する実施形態において、前記急速加熱の最終温度は７９０～８３０℃としてもよい。

好ましくは、ステップ４）において、前記帯鋼または鋼板の急速冷却速度は５０～１５０℃／ｓ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目標温度に加熱した後、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、ステップ４）において、前記均熱時間は１０～４０ｓとする。
好ましくは、前記過時効時間は２０～２００ｓまたは２０～１７５ｓとする。

本発明による引張強度≧９８０ＭＰａの低炭素低合金溶融亜鉛メッキ二相鋼の急速熱処理溶融亜鉛メッキ製造方法は、以下のステップを含む：
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
熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３、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％とし、冷間圧延後に圧延硬化帯鋼または鋼板を得る；
Ｄ） 急速熱処理、溶融亜鉛メッキ
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目標温度に急速加熱する；前記急速加熱は、一段式または二段式を採用する；
一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；
二段式急速加熱を採用する時、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目標温度である７５０～８４５℃で均熱を行い、均熱時間は１０～６０ｓとする；
ｃ） 冷却、溶融亜鉛メッキ
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、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃に急冷し、帯鋼または鋼板を亜鉛釜に漬けて溶融亜鉛メッキを行う；
ｄ） 帯鋼または鋼板の溶融亜鉛メッキの後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融純亜鉛メッキＧＩ製品を得る；あるいは、
帯鋼または鋼板の溶融亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃に加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓとする；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。

好ましくは、ステップＤ）において、急速熱処理および溶融亜鉛メッキは、合計３０～１４２ｓをかかる。

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を採用する時、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を採用し、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を採用し、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、前記急速加熱の最終温度は７９０～８４５℃とする。一実施形態において、例えば引張強度≧１２８０ＭＰａの溶融亜鉛メッキ二相鋼の製造において、前記急速加熱の最終温度は７９０～８３０℃とする。

好ましくは、ステップＤ）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Ｄ）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。
好ましくは、ステップＤ）において、前記帯鋼または鋼板の合金化処理後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。一実施形態において、例えば引張強度≧１２８０ＭＰａの溶融亜鉛メッキ二相鋼の製造において、前記帯鋼または鋼板に対し合金化処理を行った後、３０～１００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。

本発明による９８０ＭＰａ級低炭素低合金二相鋼の急速熱処理製造方法において：
１、加熱速度の制御
連続加熱過程の再結晶動力学は、加熱速度に影響され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：

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、相転移メカニズムと関係があり、再結晶核形成率の減衰周期に依存し、一般的には１～４の範囲内にある；Ｔは熱処理温度である；Ｔ_ｓｔａｒは再結晶開始温度である；βは加熱速度である；ｂは所定等温温度下において定数であり、等温温度が変われば、ｂがそれに応じて変わり、ｂ（Ｔ）は以下の式で得られる：

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（Ｔ_ｓｔａｒ）および終了温度（Ｔ_ｆｉｎ）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合い、再結晶温度が二相領域温度に高まり、加熱速度が速いほど、フェライト再結晶温度も高くなる。

従来の熱処理過程は、加熱技術の限界でいずれ低速加熱であり、この条件では変形のマトリクスにおいて回復、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、最後に得られた二相鋼の結晶粒組織が相対的に粗大である。

急速加熱の条件では、変形のマトリクスにおいて再結晶が完成したばかりところまたは再結晶がまだ完成していない（まだ十分に充分に回復していない）時に、フェライトからオーステナイトへの相転移が起こり始め、再結晶が完成したばかりところまたは再結晶がまだ完成していない時の結晶粒が微細であり、結晶境界の面積が大きいため、相転移核形成率が著しく高まり、オーステナイト結晶粒が著しく微細化される。特に、フェライトの再結晶過程とオーステナイトの相転移過程が重なる合う時、フェライト結晶内に大量の転移などの結晶欠陥が残るため、オーステナイトに対して大量の核形成点が提供され、オーステナイトの核形成が爆発的な核形成となり、そのため、オーステナイト結晶粒がさらに微細化し、そしてこれらの高密度の転移線欠陥も炭素原子の急速拡散の通路となり、全てのオーステナイト結晶粒を急速に生成させ、成長させることができるため、オーステナイト結晶粒が小さくなり、体積分率が大きくなる。

急速加熱過程は、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築く。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構造が得られる。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５０～５００℃／ｓとし、二段式急速加熱時の加熱速度を１５～５００℃／ｓとする。

異なる温度区間の範囲内での急速加熱による材料の回復、再結晶および結晶粒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に、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て最も大きな影響を持ちので、加熱速度は１５～３００℃／ｓ、さらに好ましくは５０～３００℃／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℃とする；加熱速度は核形成率および結晶粒成長過程に対して最も大きな影響を持ちので、加熱速度は５０～３００℃／ｓ、さらに好ましくは８０～３００℃／ｓと制御される。

２、均熱温度の制御
均熱温度の選択は、加熱過程の各温度段階における材料の組織変化過程の制御と結合する必要があり、同時に後続の急冷過程における組織の変化および制御を考える必要がある。これで最終的に好ましい組織構造および分布が得られる。

均熱温度は、通常Ｃ含有量に依存し、本発明の二相鋼においてＣ含有量が０．０５～０．１２％であるので、本発明の鋼のＡ_Ｃ１およびＡ_Ｃ３がそれぞれ７３０℃および８７０℃程度である。本発明の急速熱処理プロセスは、帯鋼を室温からＡ_Ｃ１～Ａ_Ｃ３の間に急速加熱し、急速加熱技術により材料における充分に再結晶していないフェライト中に大量の転位を保留させ、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。

本発明は、均熱温度の制御に対し、先に均熱温度が一定範囲内に昇降することを提案する：すなわち、均熱過程において温度を傾斜昇降するが、均熱温度は一定範囲内に保持しなければならない。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昇降する過程は、実際的には、さらに過熱度および過冷度を増加させることにより急速相転移過程を容易にする。温度の昇降幅、昇降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均一に分布する大量の微細な不溶炭化物があり、これらの炭化物はオーステナイトの核形成点になるだけでなく、加熱および均熱過程において、オーステナイト結晶粒の成長に対して機械的な阻害作用を有し、合金鋼の結晶粒度の微細化に有利である。しかし、加熱温度が高すぎると、不溶炭化物の数が大きく減少し、サイズが増大するため、このような阻害作用が弱まり、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、マトリクス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、冷却の後に微細なマルテンサイト組織を得るように、微細均一なオーステナイト結晶粒を得ることを目的とすべきである。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、急冷後に得られたマルテンサイト組織も粗大になるため、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、オーステナイトの数が減少するだけでなく、オーステナイト中の炭素および合金元素の含有量を不足させ、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Ａｃ_３＋３０～５０℃とすべきである。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
本発明は急速加熱を採用するため、二相領域において材料には大量の転位が含有され、オーステナイト形成に大量の核形成点を提供し、そして炭素原子には急速拡散の通路を提供し、そのため、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いほど、炭素原子の拡散距離が短くなり、オーステナイト内の炭素濃度差が大きくなり、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くなる。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。均熱時間の影響因子は、鋼中の炭素および合金元素の含有量にも依存し、鋼中の炭素および合金元素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、均熱時間の制御は、均熱温度、急冷および急速加熱過程を厳密に結合して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、本発明の均熱保温時間は１０～６０ｓとする。

４、急速冷却速度の制御
マルテンサイト強化相を得るために、急冷時に、材料の冷却速度は臨界冷却速度より大きくなければ、マルテンサイト組織が得られない。臨界冷却速度は、主に材料の成分に依存し、本発明において最適化したＳｉ含有量は０．１～０．７％であり、Ｍｎ含有量は１．４～２．８％であり、Ｍｎは、二相鋼の焼入れ性を大きく増強させ、臨界冷却速度の要求を下げる。

冷却速度は、さらに加熱過程および均熱過程の組織変化および合金の拡散分布の結果を総合的に考える必要があり、それによって最終的には合理的な各相組織分布および合金元素分布が得られ、最終的には理想的な各相組織および元素の合理的な分布を有する材料の組織が得られる。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。また、大きすぎる冷却速度は、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、板形が悪化し、さらにサンプルの深刻な変形および割れが起こりやすい。そのため、本発明の急速冷却速度は５０～２００℃／ｓとする。

５、過時効処理
従来の熱処理の後に行われる過時効は、主に硬化マルテンサイトを焼戻すことで二相鋼の総合的な性能を改善する。過時効温度と時間の不適切な設定は、マルテンサイトの分解を誘発し、二相鋼の力学的性質を直接に悪化させる。過時効温度と時間の設定は、マルテンサイト組織形態および分布、元素含有量および分布、およびその他の組織の大きさおよび分布を総合的に考える必要がある。そのため、過時効の制御は、前にある加熱過程、均熱過程および冷却過程の各パラメータを総合的に考えて制定する必要がある。本発明は、急速加熱、短時間保温および急冷過程における組織変化および元素の分布状況を総合的に考え、過時効温度範囲を２３０～２８０℃とする。過時効時間を２００ｓ以下、通常２０～２００ｓまたは２０～１７５ｓとする。

６、溶融亜鉛メッキおよび合金化制御
本発明は、従来の連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムに対して急速加熱および急冷のプロセスを改進することで、急速熱処理溶融亜鉛メッキプロセスを実現させ、焼鈍炉の加熱および均熱セグメントの長さを大きく短縮させ（従来の連続焼鈍炉より少なくとも三分の一に短縮できる）、従来の連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムの生産効率を高め、生産コストおよびエネルギー消費を削減し、連続焼鈍溶融亜鉛メッキ炉の炉ロール数、特に高温炉セグメントの炉ロール数を明らかに減らすため、帯鋼の表面品質制御能力が高まり、高表面品質の帯鋼製品が得られる。

高強度の溶融亜鉛メッキ製品にとっては、急速熱処理プロセスにおいて、高温炉内での帯鋼の滞留時間が減少するため、熱処理過程において高強度帯鋼表面における合金元素の凝集量が著しく減少し、高強度溶融亜鉛メッキ製品の溶接性の改善、表面メッキ漏れの減少、耐腐食性の高めに有利であり、歩留率を高めることができる。

同時に、急速熱処理溶融亜鉛メッキプロセス技術に基づく新型の連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムの設立により、システムの小型化や、材料変化の易さ、強い調整能力などの目的が果たされる。製品の材料にとっては、帯鋼の結晶粒が微細化し、さらに材料の強度が高まり、合金コストおよび熱処理溶融亜鉛メッキ前の工程の製造難易度が減り、材料の成型、溶接などのユーザー使用性能が高まる。

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相転移過程を重なり合い、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、結晶粒の成長時間を短縮させ、結晶粒を微細化させるため、得られた二相鋼の顕微組織は、平均結晶粒径が１～３μｍであるフェライトとマルテンサイトの二相組織であり、且つ、従来の技術で生産された製品の結晶粒径（通常は５～１０μｍ）より５０％以上減少する。そして、本発明で得られたフェライトとマルテンサイトの組織は、塊状、条状、粒状などの多数の形態を有し、且つ二者の分布がより均一になり、より良い強度可塑性が得られる。材料強度の高めと同時に、良好な可塑性および靱性が得られ、材料の使用性能が高める。

（２）従来の熱処理方式で得られた二相鋼に比べ、本発明で得られた二相鋼は、結晶粒径が５０％以上減少し、材料の強度靱性が明らかに高まり、降伏強度≧５９０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、且ついずれも小さい区間範囲内で制御でき、製品の力学的性質の安定性が明らかに高まる。伸び率≧７．５％、１０．６～１６．６％の高水準に維持できる。強度延性積≧９．０ＧＰａ％。

（３）本発明に記載の二相鋼急速熱処理プロセスによれば、熱処理全過程がかかる時間は４０～２９５ｓ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５～８ｍｉｎ）、生産効率が高まり、エネルギー消費が減り、生産コストが下がる。

（４）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、加熱セグメントおよび均熱セグメントの時間が６０～８０％短縮し、高温下の帯鋼の処理時間が短縮し、全熱処理工程時間が減り、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）従来の連続焼鈍処理で得られた二相鋼に比べ、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、炉の長さが短縮し、炉ロール数が３５～９０％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。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た二相鋼の穴広げ性能および折り曲げ性能などの加工成形性能、溶接性能などのユーザー使用性能も高まる。

本発明で得られた二相鋼および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発展や関連産業および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に従って生産された二相鋼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から従来プロセス１に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図３は、本発明の実施例一の試験鋼Ｆから実施例６に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図４は、本発明の実施例一の試験鋼Ｍから実施例１２に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図５は、本発明の実施例一の試験鋼Ｓから実施例２３に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図６は、本発明の実施例一の試験鋼Ｍから実施例２４に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図７は、本発明の実施例二の試験鋼Ａから実施例１に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図８は、本発明の実施例二の試験鋼Ａから従来プロセス１に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図９は、本発明の実施例二の試験鋼Ｆから実施例６に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１０は、本発明の実施例二の試験鋼Ｍから実施例１２に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１１は、本発明の実施例二の試験鋼Ｓから実施例２３に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１２は、本発明の実施例二の試験鋼Ｍから実施例２４に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１３は、本発明の実施例三の試験鋼Ａから実施例１に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１４は、本発明の実施例三の試験鋼Ａから従来プロセス１に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１５は、本発明の実施例三の試験鋼Ｆから実施例６に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１６は、本発明の実施例三の試験鋼Ｍから実施例１２に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１７は、本発明の実施例三の試験鋼Ｓから実施例２３に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１８は、本発明の実施例三の試験鋼Ｍから実施例２４に従って生産された二相鋼の顕微組織図である。 図１９は、本発明の実施例四の試験鋼Ａから実施例１に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図２０は、本発明の実施例四の試験鋼Ａから従来プロセス１に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図２１は、本発明の実施例四の試験鋼Ｉから実施例１７に従って生産された合金化溶融亜鉛メッキ二相鋼（ＧＡ）の顕微組織図である。 図２２は、本発明の実施例四の試験鋼Ｄから実施例２２に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図２３は、本発明の実施例四の試験鋼Ｉから実施例３４に従って生産された合金化溶融亜鉛メッキ二相鋼（ＧＡ）の顕微組織図である。 図２４は、本発明の実施例五の試験鋼Ａから実施例１に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図２５は、本発明の実施例五の試験鋼Ａから従来プロセス１に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図２６は、本発明の実施例五の試験鋼Ｉから実施例１７に従って生産された合金化溶融亜鉛メッキ二相鋼（ＧＡ）の顕微組織図である。 図２７は、本発明の実施例五の試験鋼Ｄから実施例２２に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図２８は、本発明の実施例五の試験鋼Ｉから実施例３４に従って生産された合金化溶融亜鉛メッキ二相鋼（ＧＡ）の顕微組織図である。 図２９は、本発明の実施例六の試験鋼Ａから実施例１に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図３０は、本発明の実施例六の試験鋼Ａから従来プロセス１に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図３１は、本発明の実施例六の試験鋼Ｉから実施例１７に従って生産された合金化溶融亜鉛メッキ二相鋼（ＧＡ）の顕微組織図である。 図３２は、本発明の実施例六の試験鋼Ｄから実施例２２に従って生産された溶融純亜鉛メッキ二相鋼（ＧＩ）の顕微組織図である。 図３３は、本発明の実施例六の試験鋼Ｉから実施例３４に従って生産された合金化溶融亜鉛メッキ二相鋼（ＧＡ）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てさらに説明を行う。実施例は、本発明の技術案を前提として実施され、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番サンプルを採用し、横方向で測定する。ｎ_９０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番サンプルを採用し、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ｎ_９０値を得る。

実施例一
本実施例の試験鋼の成分は、表１に参照する。本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および表３に参照する。表４および表５は、本発明の試験鋼の成分から実施例および従来プロセスに従って作製された鋼の主要性能を示す。

表１～表５から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼における合金含有量が低減でき、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た二相鋼は、降伏強度が５９８～７４９ＭＰａであり、引張強度が１０３０～１０９６ＭＰａであり、伸び率が１０．６～１６．６％であり、強度延性積が１０．９～１７．４ＧＰａ％であり、同時にひずみ硬化指数ｎ_９０値が０．２１を超え、従来プロセスで生産される二相鋼より高い。

図１は、典型成分のＡ鋼から実施例１を経て得られた組織図であり、図２は、典型成分のＡ鋼から従来プロセス例１を経て得られた組織図である。図面から見ると、異なる熱処理方式で処理した後の組織には、非常に大い差異が存在する。本実施例の急速熱処理プロセスで処理した後に得られた二相鋼組織は、フェライトマトリクス上に分散的に分布する微細、均一なマルテンサイト組織および少量の炭化物から構成され、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、且つマトリクス中に均一に分布するため、材料強度および可塑性の高めに非常に有利である。一方、従来プロセスの処理を経て得られた二相鋼は、典型的な二相鋼組織図であり、つまり白色フェライト結晶境界上に少量の黒色マルテンサイト組織が存在し、そのフェライト組織は相対的に粗大であり、マルテンサイトおよび炭化物の分布が相対的に十分均一ではない。従来プロセス処理を採用した際、組織の特徴は：フェライト結晶粒が相対的に粗大であり、フェライトおよびマルテンサイト二相組織の分布が不均一である。

図３は、典型成分のＦ鋼から実施例６（過時効処理）を経て得られた組織図であり、図４は、典型成分のＭ鋼から実施例１２（時効処理なし）を経て得られた組織図である。図５は、典型成分のＳ鋼から実施例２３を経て得られた組織図であり、図６は、典型成分のＭ鋼から実施例２４を経て得られた組織図である。実施例６、１２、２３、２４はいずれも全熱処理周期が相対的に短いプロセスである。図からわかるように、本発明の方法を採用することで、過時効処理なしでも非常に均一な、微細な、分散的に分布する各相組織が得られる。そのため、本発明の二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化し、材料の各相組織がマトリクス中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料性能が高める。

実施例二
本実施例の試験鋼の成分は、表６に参照する。本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および表８に参照する。表９および表１０は、本発明の試験鋼の成分から実施例および従来プロセスに従って作製された鋼の主要性能を示す。

表６～表１０から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼における合金含有量が低減でき、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た二相鋼は、降伏強度が７１４～９１９ＭＰａであり、引張強度が１１８８～１２９６ＭＰａであり、伸び率が１０．４～１２．８％であり、強度延性積が１２～１６ＧＰａ％であり、従来プロセスで生産される二相鋼より高い。

図７は、典型成分のＡ鋼から実施例１を経て得られた組織図であり、図８は、典型成分のＡ鋼から従来プロセス例１を経て得られた組織図である。図面から見ると、異なる熱処理方式で処理した後の組織には、非常に大い差異が存在する。本実施例の急速熱処理プロセスで処理した後に得られた二相鋼組織は、フェライト、マルテンサイトおよび少量の炭化物から構成され、且つフェライト、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、且つマトリクス中に均一に分布するため、材料強度および可塑性の高めに非常に有利である。一方、従来プロセス処理を経て得られた二相鋼は、典型的な二相鋼組織図であり、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。

図９は、典型成分のＦ鋼から実施例６を経て得られた組織図であり、図１０は、典型成分のＭ鋼から実施例１２を経て得られた組織図である。図１１は、典型成分のＳ鋼から実施例２３を経て得られた組織図であり、図１２は、典型成分のＭ鋼から実施例２４を経て得られた組織図である。実施例６、１２、２３、２４はいずれも全熱処理周期が相対的に短いプロセスである。図からわかるように、本発明の方法を採用することで、過時効処理なしでも非常に均一な、微細な、分散的に分布する各相組織が得られる。そのため、本発明の二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化し、材料の各相組織がマトリクス中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料性能が高める。

実施例三
本実施例の試験鋼の成分は、表１１に参照する。本実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは、表１２および表１３に参照する。表１４および表１５は、本実施例の試験鋼の成分から実施例および従来プロセスに従って作製される鋼の主要性能を示す。

表１１～表１５から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼における合金含有量が低減でき、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９０２～１１１４ＭＰａであり、引張強度が１２６４～１４４３ＭＰａであり、伸び率が７～９．８％であり、強度延性積が９．５～１２．１ＧＰａ％であり、従来プロセスで生産される二相鋼より高い。

図１３は、典型成分のＡ鋼から実施例１を経て得られた組織図であり、図１４は、典型成分のＡ鋼から従来プロセス例１を経て得られた組織図である。図面から見ると、異なる熱処理方式で処理した後の組織には、非常に大い差異が存在する。本実施例の急速熱処理プロセスで処理した後に得られた二相鋼組織は、フェライトマトリクス上に分散的に分布する微細、均一なマルテンサイト組織および少量の炭化物から構成され、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、且つマトリクス中に均一に分布するため、材料強度および可塑性の高めに非常に有利である。一方、従来プロセス処理を経て得られたのは、典型的な二相鋼組織図であり、つまり白色フェライトの結晶境界上に少量の黒色マルテンサイト組織が存在し、元素の偏析などの原因により、従来プロセス処理後の材料の組織が一定の方向性を示し、そのフェライト組織が圧延方向に沿って長条状に分布する。従来プロセス処理による組織の特徴は：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。

図１５は、典型成分のＦ鋼から実施例６を経て得られた組織図であり、図１６は、典型成分のＭ鋼から実施例１２を経て得られた組織図である。図１７は、典型成分のＳ鋼から実施例２３を経て得られた組織図であり、図１８は、典型成分のＭ鋼から実施例２４を経て得られた組織図である。実施例６、１２、２３、２４はいずれも全熱処理周期が相対的に短いプロセスである。図面からわかるように、本発明の方法を採用することで、時効処理なしでも非常に均一な、微細な、分散的に分布する各相組織が得られる。そのため、本発明の二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化し、材料の各相組織がマトリクス中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料性能が高める。

実施例四
本実施例の試験鋼の成分は、表１６に参照する。本実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは、表１７（一段式加熱）および表１８（二段式加熱）に参照する。表１９および表２０は、本発明の試験鋼の成分から表１７および表１８中の実施例および従来プロセスに従って作製されたＧＩおよびＧＡ溶融亜鉛メッキ二相鋼の主要性能を示す。

表１６～表２０から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼における合金含有量が低減でき、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５４３～７０９ＭＰａであり、引張強度が９８９～１１０８ＭＰａであり、伸び率が１１．９～１５．２％であり、強度延性積が１２．２～１５．２ＧＰａ％である。

図１９、図２０は、典型成分のＡ鋼から実施例１および比較従来プロセス例１を経て得られた組織図である。二枚の図面から見ると、溶融亜鉛メッキ後の組織には、非常に大い差異が存在する。本発明の急速熱処理後のＡ鋼の組織（図１）は、微細なフェライトマトリクス上に分散的に分布する微細、均一なマルテンサイト組織および炭化物から構成され、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、且つ均一に分散的に分布するため、材料強度および可塑性の高めに非常に有利である。一方、従来プロセス処理を経たＡ鋼組織（図２０）は、典型的な二相鋼組織図であり、つまり大きい白色フェライト組織の結晶境界上に少量の黒色マルテンサイト組織が存在する。元素の偏析などの原因により、従来プロセス処理後の材料の組織が一定の方向性を示し、そのフェライト組織が圧延方向に沿って長条状に分布する。従来の熱処理プロセス処理による組織の特徴は：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。

図２１は、典型成分のＩ鋼から実施例１７（ＧＡ）を経て得られた組織図であり、図２２は、典型成分のＤ鋼から実施例２２（ＧＩ）を経て得られた組織図である。図２３は、典型成分のＩ鋼から実施例３４（ＧＡ）を経て得られた組織図である。実施例１７、２２、３４はいずれも全熱処理周期が相対的に短いプロセスである。図からわかるように、本発明の急速熱処理溶融亜鉛メッキ方法を採用することで、合金化処理が行われた後でも非常に均一な、微細な、分散的に分布する各相組織（図２１、図２３）が得られる。本発明の溶融亜鉛メッキ二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化し、材料の各相組織がマトリクス中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料性能が高める。

実施例五
本実施例の試験鋼の成分は、表２１に参照する。本実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは、表２２（一段式加熱）および表２３（二段式加熱）に参照する。表２４および表２５は、本発明の試験鋼の成分から表２２および表２３中の実施例および従来熱処理プロセスに従って作製されたＧＩおよびＧＡ溶融亜鉛メッキ二相鋼の主要性能を示す。

表２１～表２５から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼における合金含有量が低減でき、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６６５～８５４ＭＰａであり、引張強度が１１８２～１２８５ＭＰａであり、伸び率が１１．５～１２．８％であり、強度延性積が１３．６～１５．２ＧＰａ％である。

図２４、図２５は、典型成分のＡ鋼から実施例１および比較従来プロセス例１を経て得られた組織図である。二枚の図面から見ると、溶融亜鉛メッキ後の組織には、明らかな差異が存在する。本発明の急速熱処理後のＡ鋼の組織（図２４）は、組織の特徴が以下の通りである：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、且つマトリクス中に均一に分散的に分布するため、材料強度および可塑性の高めに非常に有利である。

一方、従来プロセス処理を経たＡ鋼組織（図２５）は、典型的な二相鋼組織図である。つまり大きい白色フェライト組織の結晶境界上に少量の黒色マルテンサイト組織が存在する。元素の偏析などの原因により、従来プロセス処理後の材料の組織が一定の方向性を示し、そのフェライト組織が圧延方向に沿って長条状に分布する。従来プロセス処理による組織の特徴は：フェライト組織結晶粒が粗大で、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、且つ分布が不均一である。

図２６は、典型成分のＩ鋼から実施例１７（ＧＡ）を経て得られた組織図であり、図２７は、典型成分のＤ鋼から実施例２２（ＧＩ）を経て得られた組織図である。図２８は、典型成分のＩ鋼から実施例３４（ＧＡ）を経て得られた組織図である。実施例１７、２２、３４はいずれも全熱処理周期が相対的に短いプロセスである。図面からわかるように、本発明の急速熱処理溶融亜鉛メッキ方法を採用することで、合金化処理が行われた後でも非常に均一な、微細な、分散的に分布する各相組織（図２６）が得られる。一方、従来プロセス９で得られたのは、典型的な溶融亜鉛メッキ二相鋼組織であり、粗大なフェライト組織が得られ、少量のマルテンサイト組織がフェライト結晶境界上に分布する。そのため、本発明の溶融亜鉛メッキ二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化し、材料の各相組織がマトリクス中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料性能が高める。

実施例六
本実施例の試験鋼の成分は、表２６に参照する。本実施例および従来プロセスの具体的なパラメータは、表２７（一段式加熱）および表２８（二段式加熱）に参照する。表２９および表３０は、本発明の試験鋼の成分から表２７および表２８中の実施例および従来プロセスに従って作製されたＧＩおよびＧＡ溶融亜鉛メッキ二相鋼の主要性能を示す。

表２６～表３０から分かるように、本発明の方法によれば、同じレベルの鋼における合金含有量が低減でき、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た二相鋼は、降伏強度が９６３～１１０９ＭＰａであり、引張強度が１２８２～１４４３ＭＰａであり、伸び率が７．１～８．８％であり、強度延性積が１０．０～１１．８ＧＰａ％である。

図２９、図３０は、典型成分のＡ鋼から実施例１および比較従来プロセス例１を経て得られた組織図である。二枚の図面から見ると、溶融亜鉛メッキ後の組織には、非常に大い差異が存在する。本発明の急速熱処理後のＡ鋼の組織（図２９）は、微細なフェライトマトリクス上に分散的に分布する微細、均一なマルテンサイト組織および炭化物から構成される。本発明のプロセスで処理した後の組織は：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、且つ均一に分散的に分布するため、材料強度および可塑性の高めに非常に有利である。

一方、従来プロセス処理を経たＡ鋼組織（図３０）は、典型的な二相鋼組織図である。従来の熱処理プロセス処理による組織の特徴は：結晶粒が相対的に粗大で、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、フェライトとマルテンサイトの二相組織の分布が不均一である。

図３１は、典型成分のＩ鋼から実施例１７（ＧＡ）を経て得られた組織図であり、図３２は、典型成分のＤ鋼から実施例２２（ＧＩ）を経て得られた組織図である。図３３は、典型成分のＩ鋼から実施例３４（ＧＡ）を経て得られた組織図である。実施例１７、２２、３４はいずれも全熱処理周期が相対的に短いプロセスである。図面からわかるように、本発明の急速熱処理溶融亜鉛メッキ方法を採用することで、合金化処理が行われた後でも非常に均一な、微細な、分散的に分布する各相組織（図３１）が得られる。一方、従来プロセス９で得られるのは典型的な溶融亜鉛メッキ二相鋼組織であり、粗大なフェライト組織が得られ、少量のマルテンサイト組織がフェライト結晶境界上に分布する。そのため、本発明の溶融亜鉛メッキ二相鋼の作製方法では、結晶粒が微細化し、材料の各相組織がマトリクス中に均一に分布するため、材料の組織が改善し、材料性能が高める。

本発明は、急速加熱および急冷プロセスを採用することで、従来の連続焼鈍溶融メッキシステムに対してプロセス改善を行い、急速熱処理溶融亜鉛メッキプロセスを実現させることにより、従来の連続焼鈍溶融亜鉛メッキにおける炉加熱セグメントおよび均熱セグメントの長さを大幅に短縮することができ、従来の連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムの生産効率を高め、生産コストおよびエネルギー消費を削減し、連続焼鈍溶融亜鉛メッキ炉の炉ロール数を減らすため、帯鋼の表面品質の制御能力を高め、高表面品質の帯鋼製品を得ることができる。同時に、急速熱処理溶融亜鉛メッキプロセス技術を採用する新型の連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムを設立することで、システムの小型化、製品規格や品種の容易な変更、強い制御能力などの目的が実現できる。材料に関しては、帯鋼結晶粒が微細化でき、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削減され、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、急速熱処理溶融亜鉛メッキプロセスを採用することで、冷間圧延帯鋼の連続焼鈍溶融亜鉛メッキプロセス技術の進歩に大きな促進作用をもたらし、冷間圧延帯鋼の室温から最後のオーステナイト化過程が、十数秒、乃至数秒以内に完成することが期待できるため、連続焼鈍溶融亜鉛メッキ炉の加熱セグメントの長さが大幅に短縮し、連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムの速度および生産効率が高まりやすく、連続焼鈍溶融亜鉛メッキシステムの炉内ロール数が著しく減り、システム速度が１８０米／分間前後の急速熱処理溶融亜鉛メッキ製造ラインについて、その高温炉セグメントのロール数が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した急速熱処理溶融亜鉛メッキプロセス方法は、高強度鋼に対して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更する必要がない前提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先進な高強度鋼は広い応用可能性があり、そして急速熱処理溶融亜鉛メッキ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溶融亜鉛メッキ二相鋼の開発および生産により広いスペースを与える。

Claims (14)

1. 引張強度≧９８０ＭＰａの二相鋼または引張強度≧９８０ＭＰａの溶融亜鉛メッキ二相鋼であって、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１７％、Ｓｉ：０．１～０．７％、Ｍｎ：１．４～２．８％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．００５％、Ｂ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％を含み、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ中の二種類以上をさらに含有してもよく、且つＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦１．１％、残部はＦｅおよびその他の不可避的不純物である、二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼。
   好ましくは、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃ含有量の範囲が以下のものから選ばれる：０．０５～０．１２％、０．０５～０．１０％および０．１０～０．１７％；
   好ましくは、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｓｉ含有量が０．１～０．５％または０．２～０．７％である；
   好ましくは、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｍｎ含有量の範囲が以下のものから選ばれる：１．４～２．２％、１．６～２．５％および１．８～２．８％；
   好ましくは、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は、０．００２～０．００５％のＢをさらに含有する；
   好ましくは、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼は、０．０２～０．０５％のＡｌを含有する；
   好ましくは、前記二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼において、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％。
2. Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶ含有量が以下の通りである、請求項１に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼：
   Ｔｉ≦０．０７％または≦０．０５％；
   Ｎｂ≦０．０７％または≦０．０４％；
   Ｃｒ≦０．９％、例えば≦０．６％または≦０．４％；
   Ｍｏ≦０．４％、例えば≦０．１５％；
   Ｖ≦０．０５％。
3. 前記二相鋼は、降伏強度≧５９０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧７．５％、強度延性積≧９．０ＧＰａ％；好ましくは、前記二相鋼の顕微組織は、均一に分布する、平均結晶粒径が１～５μｍであるフェライトとマルテンサイトの二相組織である；
   前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、降伏強度≧５４０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧７．０％、強度延性積≧１０．０ＧＰａ％；好ましくは、前記溶融亜鉛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１～３μｍである、請求項１または２に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼。
4. 前記二相鋼の化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｎｂ：０．０２～０．０４％、Ｔｉ：０．０３～０．０５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、Ｃｒ、Ｍｏ、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％；好ましくは、前記Ｃ含有量は０．０５５～０．１１０％である；好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．４５％である；好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．６～２．０％である；好ましくは、前記二相鋼は、降伏強度が５９０～７５０ＭＰａ、例えば５９８～７４９ＭＰａであり、引張強度が９８０～１１００ＭＰａ（例えば１０３０～１０９０ＭＰａ）であり、伸び率が１０．０～１７．０％（例えば１０．６～１６．６％）であり、強度延性積が１０．５～１８．０ＧＰａ％（例えば１０．９～１７．４ＧＰａ％）であり、ひずみ硬化指数ｎ_９０値が０．２１を超える；または
   前記二相鋼は、引張強度≧１１８０ＭＰａ、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．６～２．５％、Ｃｒ：０．２～０．６％、Ｍｏ：０．１～０．４％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、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、前記Ｃ含有量は０．０７～０．１０％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１．８～２．３％である；好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．２５～０．３５％である；好ましくは、前記Ｍｏ含有量は０．１５～０．２５％である；好ましくは、前記二相鋼は、降伏強度が７１０～９２０ＭＰａ（例えば７１４～９１９ＭＰａ）であり、引張強度が１１８０～１３００ＭＰａ（例えば１１８８～１２９６ＭＰａ）であり、伸び率が１０．０～１３．０％（例えば１０．４～１２．８％）であり、強度延性積が１２～１６ＧＰａ％である；または
   前記二相鋼は、引張強度≧１２６０ＭＰａ、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．１０～０．１７％、Ｓｉ：０．２～０．７％、Ｍｎ：１．８～２．８％、Ｃｒ：０．３～０．９％、Ｎｂ：０．０２～０．０７％、Ｔｉ：０．０２～０．０７％、Ｂ：０．００２～０．００５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み；Ｍｏ和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≦１．１％、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、前記Ｃ含有量は０．０５５～０．１１０％である；好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．４５％である；好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．６～２．０％である；好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．５～０．７％である；好ましくは、前記Ｔｉ含有量は０．０２～０．０５％である；好ましくは、前記Ｎｂ含有量０．０２～０．０５％；好ましくは、前記二相鋼は、降伏強度が９００～１１２０ＭＰａ（例えば９０２～１１１４ＭＰａ）であり、引張強度が１２６０～１４５０ＭＰａ（例えば１２６４～１４４３ＭＰａ）であり、伸び率が７．０～１０．０％（例えば７．０～９．８％）であり、強度延性積が９．０～１２．５ＧＰａ（例えば９．５～１２．１ＧＰａ％）である、請求項１～３のいずれ一項に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼。
5. 前記二相鋼は、下記プロセスより得られる、請求項１～４のいずれ一項に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼：
   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
   熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３；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
   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を採用する；一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；二段式急速加熱を採用する時、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、均熱温度は７５０～８４５℃、均熱時間は１０～６０ｓとする；
   均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷し、その後、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷する；
   あるいは、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃に急冷し、この温度区間で過時効処理を行い、過時効処理時間：２００ｓ以下、例えば１７５ｓ以下；最後は、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却する。
6. 前記プロセスは、以下の一つまたは複数の特徴を有する、請求項５に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼：
   ステップ２）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；
   ステップ３）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；
   ステップ４）において、前記急速熱処理は、合計４１～２９７ｓ、例えば４１～２９５ｓをかかる；
   ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱を採用する時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；
   ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱を採用する：一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱する；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５０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱する；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；
   ステップ４）において、前記均熱時間は１０～４０ｓとする；
   ステップ４）において、前記急速冷却速度は５０～１５０℃／ｓとする；
   前記過時効時間は２０～２００ｓまたは２０～１７５ｓとする。
7. 均熱終了の際、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃に徐冷した後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融亜鉛メッキを行うことにより、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼を得る、請求項５または６に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼。
8. 前記溶融亜鉛メッキ二相鋼の化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．４～２．２％、Ｎｂ：０．０２～０．０４％、Ｔｉ：０．０３～０．０５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％を含み、Ｃｒ、Ｍｏ、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、前記Ｃ含有量は０．０５～０．１０％である；好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．４５％である；好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．６～２．０％である；好ましくは、Ｃｒ≦０．４％；好ましくは、Ｍｏ≦０．１５％；好ましくは、Ｖ≦０．０５％；好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼の降伏強度が５４０～７１０ＭＰａ（例えば５４３～７０９ＭＰａ）であり、引張強度が９８０～１１１０ＭＰａ（例えば９８９～１１０８ＭＰａ）であり、伸び率が１１．０～１５．５％（例えば１１．９～１５．２％）であり、強度延性積が１２．０～１５．５ＧＰａ（例えば１２．２～１５．２ＧＰａ％）である；または
   前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、引張強度≧１１８０ＭＰａ、好ましくは、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．１５～０．４５％、Ｍｎ：２．０～２．５％、Ｎｂ：０．０２～０．０４％、Ｔｉ：０．０２～０．０４％、Ｃｒ：０．３～０．６％、Ｍｏ：０．２～０．４％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、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、前記Ｃ含有量は０．０７～０．１０％である；好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．２５～０．３５％である；好ましくは、前記Ｍｎ含有量は２．２％～２．３５％である；好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．３５％～０．５０％である；好ましくは、前記Ｍｏ含有量は０．２５％～０．３５％である；好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼の降伏強度が６６０～８６０ＭＰａ（例えば６６５～８５４ＭＰａ）であり、引張強度が１１８０～１２９０ＭＰａ（例えば１１８２～１２８５ＭＰａ）であり、伸び率が１１．０～１３．０％（例えば１１．５～１２．８％）であり、強度延性積が１３．０～１５．５ＧＰａ％（例えば１３．６～１５．２ＧＰａ％）である；または
   前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、引張強度≧１２８０ＭＰａ、好ましくは、その化学成分が質量パーセントで以下の通りである：Ｃ：０．１０～０．１７％、Ｓｉ：０．２～０．７％、Ｍｎ：１．８～２．８％、Ｃｒ：０．３～０．９％、Ｎｂ：０．０２～０．０７％、Ｔｉ：０．０２～０．０７％、Ｂ：０．００２～０．００５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％を含み、Ｍｏ、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≦１．１％、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、前記Ｃ含有量は０．１０～０．１５％である；好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．２～０．５％である；好ましくは、前記Ｍｎ含有量は２．０～２．６％である；好ましくは、前記Ｃｒ含有量は０．５～０．７％である；好ましくは、前記Ｔｉ含有量は０．０２～０．０５％である；好ましくは、前記Ｎｂ含有量は０．０２～０．０５％である；好ましくは、Ｍｏ≦０．１５％；好ましくは、Ｖ≦０．０５５％；好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ二相鋼の降伏強度が９６０～１１１０ＭＰａ（例えば９６３～１１０９ＭＰａ）であり、引張強度が１２８０～１４５０ＭＰａ（例えば１２８２～１４４３ＭＰａ）であり、伸び率が７．０～９．０％（例えば７．１～８．８％）であり、強度延性積が１０．０～１２．０ＧＰａ％（例えば１０．０～１１．８ＧＰａ％）である、請求項１～３および７のいずれ一項に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼。
9. 前記溶融亜鉛メッキ二相鋼は、以下のプロセスより得られる、請求項１～３、７および８のいずれ一項に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼：
   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
   熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３；巻取温度は５５０～６８０℃とする；
   Ｃ） 冷間圧延
   冷間圧延圧下率が４０～８５％である；
   Ｄ） 急速熱処理、溶融亜鉛メッキ
   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を採用する；一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；二段式急速加熱を採用する時、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、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃に急冷し、亜鉛釜に漬けて溶融亜鉛メッキを行う；
   溶融亜鉛メッキの後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融純亜鉛メッキＧＩ製品を得る；あるいは、
   溶融亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃に加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓとする；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。
10. 前記プロセスは、以下の一つまたは複数をの特徴有する、請求項９に記載の二相鋼または溶融亜鉛メッキ二相鋼：
    ステップＤ）において、急速熱処理および溶融亜鉛メッキは、合計３０～１４２ｓをかかる；
    ステップＢ）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；
    ステップＣ）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；
    ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱を採用する時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；
    ステップＤ）において、前記急速加熱は二段式加熱を採用する：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；
    ステップＤ）において、前記急速加熱の最終温度は７９０～８４５℃または７９０～８３０℃とする；
    ステップＤ）の均熱過程において、鋼板を前記オーステナイトとフェライトの二相領域の目標温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う；
    ステップＤ）の均熱過程において、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；
    前記均熱時間は１０～４０ｓとする；
    ステップＤ）において、前記鋼板の合金化処理後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。
11. 以下のステップを含む、請求項１～４のいずれ一項に記載の二引張強度≧９８０ＭＰａの二相鋼の急速熱処理製造方法：
    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
    熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３；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、圧延硬化帯鋼または鋼板を得る；
    ４） 急速熱処理
    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目標温度に急速加熱し、前記急速加熱は、一段式または二段式を採用する；一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとし、二段式急速加熱を採用する時、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目標温度である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、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷する；
    あるいは、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃に急冷して過時効処理を行い、過時効処理時間：２００ｓ以下、例えば１７５ｓ以下とし、過時効処理後に３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却する。
12. 前記方法は、以下の一つまたは複数の特徴を有する、請求項１１に記載の方法：
    ステップ４）において、前記急速熱処理は、合計４１～２９７ｓ、例えば４１～２９５ｓをかかる；
    ステップ２）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；
    ステップ３）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；
    ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱を採用する時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；
    ステップ４）において、前記急速加熱は二段式加熱を採用し、一段目では１５～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱する；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５０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃に加熱する；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；
    ステップ４）において、前記急速加熱の最終温度は７９０～８４５℃または７９０～８３０℃とする；
    ステップ４）において、前記帯鋼または鋼板の急速冷却速度は５０～１５０℃／ｓとする；
    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目標温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う；
    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；
    ステップ４）において、前記均熱時間は１０～４０ｓとする；
    前記過時効時間は２０～２００ｓまたは２０～１７５ｓとする。
13. 以下のステップを含む、請求項１～３および８のいずれ一項に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの溶融亜鉛メッキ二相鋼の急速熱処理溶融亜鉛メッキの製造方法：
    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
    熱間圧延終了温度≧Ａ_ｒ３；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％とし、冷間圧延後に圧延硬化帯鋼または鋼板を得る；
    Ｄ） 急速熱処理、溶融亜鉛メッキ
    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目標温度に急速加熱する；前記急速加熱は、一段式または二段式を採用する；
    一段式急速加熱を採用する時、加熱速度は５０～５００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱を採用する時、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目標温度である７５０～８４５℃で均熱を行い、均熱時間は１０～６０ｓとする；
    ｃ） 冷却、溶融亜鉛メッキ
    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、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃に急冷し、帯鋼または鋼板を亜鉛釜に漬けて溶融亜鉛メッキを行う；
    ｄ） 帯鋼または鋼板の溶融亜鉛メッキの後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、溶融純亜鉛メッキＧＩ製品を得る；あるいは、
    帯鋼または鋼板の溶融亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃に加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓとする；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。
14. 前記方法は、以下の一つまたは複数の特徴を有する、請求項１３に記載の方法：
    ステップＤ）において、急速熱処理および溶融亜鉛メッキは、合計３０～１４２ｓをかかる；
    ステップＢ）において、前記巻取温度は５８０～６５０℃とする；
    ステップＣ）において、前記冷間圧延圧下率は６０～８０％とする；
    ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱を採用する時、加熱速度は５０～３００℃／ｓとする；
    ステップＤ）において、前記急速加熱は二段式加熱を採用し、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；
    ステップＤ）において、前記急速加熱の最終温度は７９０～８４５℃または７９０～８３０℃とする；
    ステップＤ）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目標温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う；
    ステップＤ）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；
    前記均熱時間は１０～４０ｓとする；
    ステップＤ）において、前記帯鋼または鋼板の合金化処理後、３０～２００℃／ｓまたは３０～１００℃／ｓの冷却速度で室温に急冷し、合金化溶融亜鉛メッキＧＡ製品を得る。

Images