JP2014531511A - 高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯 - Google Patents

Abstract

本発明は、質量パーセントにて、以下の元素：０．１３〜０．１９％ Ｃ、１．７０〜２．５０％ Ｍｎ、最大０．１５％ Ｓｉ、０．４０〜１．００％ Ａｌ、０．０５〜０．２５％ Ｃｒ、０．０１〜０．０５％ Ｎｂ、最大０．１０％ Ｐ、最大０．００４％ Ｃａ、最大０．０５％ Ｓ、最大０．００７％ Ｎ、および所望により下記元素のうち少なくとも１種：最大０．５０％ Ｔｉ、最大０．４０％ Ｖ、最大０．５０％ Ｍｏ、最大０．５０％ Ｎｉ、最大０．５０％ Ｃｕ、最大０．００５％ Ｂ、残部のＦｅおよび不可避不純物、からなる高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯に関し、ここで、０．４０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．０５％、およびＭｎ＋Ｃｒ＞１．９０％である。この鋼鉄は、高強度での改善された成形性を提供し、良好な生産性およびコーティング性と共に、良好な溶接性および表面品質を有する。

Description

本発明は、自動車産業で用いられるものなど、改善された成形性を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯に関する。

このような鋼種は、公知であり、二相鋼種の名称の下に開発されてきた。そのような鋼種では、自動車産業における多くの用途で要求されるような必要とされる成形性が提供されない。このため、ＴＲＩＰ支援二相鋼種（TRIP-assisted dual phase steel type）が開発されてきた。

そのような鋼種を記載している文献は、特許文献１である。この文献は、
０．０５〜０．３％ Ｃ
０．０８〜３％ Ｍｎ
最大１．４％ Ｓｉ
０．１〜２．５％ Ａｌ
０．１〜０．５％ Ｃｒ
０．００３〜０．１％ Ｐ
最大０．０７％ Ｓ
最大０．００７％ Ｎ
残部Ｆｅおよび不可避不純物、を含有し（質量パーセントにて）、ここで、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５％である高強度溶融亜鉛メッキ鋼板について記載している。所望に応じて、いくつかのその他の元素が存在していてもよい。３１の鋼種が実験室スケールで試験され、そのうちの１９が、発明の組成であると考えられている。これらの例は、特にＳｉおよびＡｌの広範囲にわたる量が、特許文献１における発明要件を満たすことを示している。

欧州特許第１ ８８９ ９３５ Ａ１号

しかし、ＴＲＩＰ支援二相鋼帯に対する要件は、成形性だけではない。合金元素の量は、鋼鉄のコストを可能な限り低く抑えるために少なくするべきであり、鋼帯の作製およびそのコーティングは、可能な限り容易であるべきであり、鋼帯は、高い強度、良好な溶接性を有する必要があり、良好な表面品質も示すべきである。これらの要件は、例えばホワイトボディへスポット溶接されることになる自動車部品へ成形される必要がある工業生産されたＴＲＩＰ支援二相鋼種の場合に、特に重要である。

従って、本発明の目的は、鋼帯の成形性と加工性とをうまく両立させる高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯の組成を見出すことである。

本発明のさらなる目的は、溶融亜鉛メッキプロセスの過程での良好なコーティング性を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を提供することである。

本発明のなおさらなる目的は、良好な溶接性を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を提供することである。

本発明の別の目的は、良好な表面品質を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を提供することである。

本発明のなお別の目的は、可能な限り低い原価である高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を提供することである。

これらの目的の１つ以上は、質量パーセントにて、以下の元素：
０．１３〜０．１９％ Ｃ
１．７０〜２．５０％ Ｍｎ
最大０．１５％ Ｓｉ
０．４０〜１．００％ Ａｌ
０．０５〜０．２５％ Ｃｒ
０．０１〜０．０５％ Ｎｂ
最大０．１０％ Ｐ
最大０．００４％ Ｃａ
最大０．０５％ Ｓ
最大０．００７％ Ｎ、
および所望により下記元素のうち少なくとも１種：および所望により下記元素のうち少なくとも１種：
最大０．５０％ Ｔｉ
最大０．４０％ Ｖ
最大０．５０％ Ｍｏ
最大０．５０％ Ｎｉ
最大０．５０％ Ｃｕ
最大０．００５％ Ｂ、
残部Ｆｅおよび不可避不純物、
からなり、ここで、０．４０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．０５％およびＭｎ＋Ｃｒ＞１．９０％である高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を提供することにより、本発明において達成される。

本発明者らは、炭素、マンガン、ケイ素、アルミニウム、およびクロムである鋼鉄の主構成元素の量を慎重に選択することにより、要求される成形性、加工性、強度、および伸びを有し、同時に充分な溶接性、コーティング性、および表面品質を提供する高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を作製することができることを見出した。本発明者らによって、先行技術で与えられる例のいずれも、これらの要件をすべて同時に提供するものではないことが見出された。

特に、本発明者らは、比較的に高いケイ素含有量が、鋼帯の加工性を悪化させることを見出した。Ｓｉは、Ｓｉの存在下にて炭化物形成が抑制され、それによって炭素の高濃度化、すなわち室温でのオーステナイトの安定化が引き起こされることに起因してＴＲＩＰ効果を達成するために、従来から用いられている。Ｓｉの欠点は、量が非常に多い場合に（０．４重量％超）、それは亜鉛の濡れ性に干渉し、従来の連続アニーリングライン上での亜鉛メッキが不可能となることである。また、特許文献１には、Ｓｉを、比較的に高い量のＡｌと置き換えることができるとも示されている。本発明は、Ｃｒ含有量を注意深く選択し、Ｎｂを添加することにより、Ｓｉの添加を省略し、Ａｌを最小限に抑えることができることを示すものである。この場合、低熱間圧延荷重を有する鋼帯が作製され、幅がより広く薄い寸法が可能となる。しかし、通常は、マンガンの添加に起因して、微量のケイ素が存在している。このため、最大ケイ素含有量は、０．１５％ Ｓｉに設定される。ケイ素の量がこれよりも多い場合、熱間圧延機中での圧延荷重が高くなる。ケイ素の量が０．１５％よりも少ない場合、幅広く薄い鋼帯の作製が可能となる。

さらに、本発明に従う鋼帯の組成は、鋼鉄の成形性が良好で、ネッキングを発生させないようなものであり、およびプレス部品の端部延性がクラックを発生させないようなものである。

主たる構成元素の量に関する理由は、以下の通りである。

Ｃ：０．１３〜０．１９質量％
炭素は、従来のアニーリング／亜鉛メッキラインで利用可能である冷却速度にて焼入性とマルテンサイトの形成とを確保するために十分高い量で存在する必要がある。マルテンサイトは、適切な強度をもたらすために必要である。遊離炭素も、改善された加工硬化能および得られる強度レベルに対して良好である成形性をもたらすオーステナイトの安定化を可能とする。下限の０．１３質量％は、これらの理由から所望される。最大レベルの０．１９質量％は、良好な溶接性を確保するために不可欠であることが見出された。

Ｍｎ：１．７０〜２．５０質量％
マンガンは、従来の連続アニーリング／亜鉛メッキラインの冷却速度の能力内にて、焼入性を高め、それによってマルテンサイトの形成を容易にするために添加される。マンガンはまた、引張強度を増加させ、フェライト相を強化し、それによって残留オーステナイトを安定化する手助けとなる固溶強化にも寄与する。マンガンは、二相鋼の変態温度範囲を低下し、それによって、必要とされるアニーリング温度を、従来の連続アニーリング／亜鉛メッキラインで容易に達成可能であるレベルまで低下させる。下限の１．７０質量％は、上記の理由から必要とされる。最大レベルの２．５０質量％は、軟質変態品（フェライトおよびパーライト）への二相鋼の充分な変態を確実にすることによって、熱間圧延機中での許容可能な圧延力を確保し、および冷間圧延機中での許容可能な圧延力を確保するために課される。この最大レベルはまた、鋳造の過程でのより強い偏析、およびより高い値での鋼帯中マルテンサイトバンドの形成という観点からも与えられる。

Ａｌ：０．４０〜１．００質量％
アルミニウムは、脱酸素の目的で、溶鋼に添加される。適正な量の場合、それはまた、ベイナイト変態も促進し、それによって、従来の連続アニーリング／亜鉛メッキラインのアニーリングセクションによって課される時間的制約の範囲内でのベイナイトの形成が可能となる。
アルミニウムはまた、炭化物の形成も抑制し、それによって炭素を溶解状態に維持し、それによって過時効の過程でのオーステナイトへの分配を引き起こし、オーステナイトの安定化を促進する。下方レベルの０．４０質量％は、上記の理由から必要とされる。最大レベルの１．００質量％は、鋳造性のために課されており、それは、高アルミニウム含有量が、鋳造金型スラグの不活性化（poisoning）を、その結果として金型スラグ粘度の上昇を引き起こし、それは、鋳造の過程での不適正な熱伝達および潤滑化に繋がってしまうからである。

Ｃｒ：０．０５〜０．２５質量％
クロムは、焼入性を高めるために添加される。クロムは、フェライトを形成し、炭化物の形成を抑制し、それによって、残留オーステナイトの形成を促進する。下方レベルの０．０５質量％は、上記の理由から必要とされる。最大レベルの０．２５質量％は、鋼帯の充分な酸洗いを確保し、鋼帯のコストを充分に低く保つために課される。

Ｃａ：最大０．００４質量％
カルシウムの添加により、硫化マンガン介在物の形態が改変される。カルシウムが添加されると、介在物は、長形ではなく球形を取る。ストリンガー（stringer）とも称される長形介在物は、ラメラテアおよび剥離破壊がそれに沿って起こる可能性のある弱い面として作用し得る。ストリンガーの回避は、穴の拡大またはフランジ部の延伸を伴う鋼板の成形プロセスにとって有益であり、等方性の成形挙動を促進する。カルシウム処理はまた、アルミニウム脱酸素鋼種にて、硬くて角のある研摩性アルミナ介在物の形成も妨げ、その代わりに圧延温度においてより軟質で球状であるアルミン酸カルシウム介在物を形成し、それにより、材料の加工特性を改善する。連続鋳造機において、溶融鋼中に発生する一部の介在物は、ノズルを閉塞する傾向を有し、その結果として、生産量の喪失およびコストの上昇がもたらされる。カルシウム処理は、鋳造機ノズルを詰まらせることのない低融点種の形成を促進することにより、閉塞の傾向を低減する。

Ｐ：最大０．１０質量％
リンは、炭化物の形成を妨げ、従って、鋼鉄中のある程度のリンは有利である。しかし、リンは、溶接時の鋼鉄を脆くし得るものであり、従って、リンの量は、特に硫黄および窒素などのその他の脆化元素と合わせて、慎重に制御されるべきである。

硫黄および窒素は、これらの元素が溶接性にとって有害であることから、少ない量で存在する。

ニオブは、結晶粒微細化および成形性のために、０．０１から０．０５質量％の量で添加される。ニオブは、ランアウトテーブル上での変態を促進し、従って、より軟質でより均質である中間品を提供する。ニオブは、さらに、等温過時効温度でのマルテンサイトの形成を抑制し、それによって、残留オーステナイトの安定化を促進する。

任意の元素が、主に鋼材を強化するために加えられる。

上記理由に加えて、アルミニウム、クロム、およびマンガンの範囲の選択は、冷間圧延可能である鋼帯を確保するためにランアウトテーブル上での完全な変態を提供し、およびアニーリングラインにおける炭素の迅速な溶解を可能として焼入性を高め、正確なフェライト／ベイナイト変態挙動を促進する出発構造を提供するための正確なバランスが得られるように行われる。さらに、アルミニウムはベイナイト変態を加速し、クロムはそれを減速することから、過時効セクションが制限された従来の溶融亜鉛メッキラインで許容される時間スケール内にて適正な量のベイナイトを生成させるためには、アルミニウムとクロムとの適正なバランスが存在する必要がある。

上記で示したような元素の絶対含有量とは別に、特定の元素の相対量も重量である。

最終品中の炭化物の抑制および充分な量のオーステナイトの安定化を確保し、正確な組成にて、成形性を望ましく拡張するために、アルミニウムとケイ素は、合わせて、０．４から１．０５質量％の量に維持されるべきである。

従来の連続アニーリングラインおよび溶融亜鉛メッキラインにて、マルテンサイト形成のための充分な焼入性およびそれによる強度の達成を確保するために、マンガンとクロムは、合わせて、１．９０質量％を超えているべきである。

好ましくは、元素Ｃは、０．１３〜０．１６％の量で存在する。この範囲では、鋼鉄の焼入性が最適であると同時に、鋼鉄の溶接性が向上される。

好ましい実施形態によると、元素Ｍｎは、１．９５〜２．４０％の量で、好ましくは、１．９５〜２．３０％の量で、より好ましくは、２．００〜２．２０％の量で存在する。マンガンの量がより多い場合、より高強度の鋼鉄が提供されるため、下限を１．９５、またはさらには２．００質量％マンガンまで上げることが有利である。他方、マンガンの量が多くなると、鋼鉄の熱間圧延および冷間圧延がより困難となるため、上限を２．４０、２．３０、またはさらには２．２０質量％マンガンまで下げることが有利である。

好ましくは、元素Ｓｉは、０．０５〜０．１５％の量で存在する。Ｓｉは、過時効の過程における炭化物のより良好な抑制を確保するものであり、このことは鋼鉄の成形性にとって有利であることから、鋼鉄中にある程度のＳｉが存在することに異論はない。

好ましい実施形態によると、元素Ａｌは、０．６０〜０．８０％の量で存在する。アルミニウムの下方レベルを上げることは、ケイ素の量を増やすことと同じ効果を有するが、さらに、ベイナイトの形成も改善する。アルミニウムの上限を下げることは、鋼鉄の鋳造性を改善する。

好ましくは、元素Ｃｒは、０．１０〜０．２５％の量で存在する。下方レベルを上げることは、鋼鉄の焼入性を高める。

好ましい実施形態によると、元素Ｎｂは、０．０１〜０．０４％の量で存在する。上記で説明したように、ニオブは、中間品の均質性を改善する。上限は、主として、ニオブのコストを考慮したものである。

好ましくは、鋼鉄は、少なくとも７００ＭＰａの最大引張強度Ｒｍ、より好ましくは、少なくとも７５０ＭＰａの最大引張強度Ｒｍを有する。この強度は、鋼鉄中に存在する元素の量を注意深く選択することによって達成することができ、一方、従来の６００ＭＰａ二相鋼の成形性は維持される。

好ましい実施形態によると、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、少なくとも４００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐ、好ましくは少なくとも４５０ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐを有する。この強度も、やはり、鋼鉄中に存在する元素の量を注意深く選択することによって達成することができる。

好ましくは、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、少なくとも１８％の全伸びを有する。これは、高い伸びであり、これもやはり、鋼鉄中の元素の存在を選択することによって達成される。

好ましい実施形態によると、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、Ｒｍが７５０ＭＰａであり、Ｒｐが４５０ＭＰａである場合に、少なくとも３５％の穴拡大係数（hole expansion coefficient）を有する。これは、以下で説明するように、良好な穴拡大係数である。穴拡大係数は、強度の増加と共に低下する。

好ましくは、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、Ｒｍが７５０ＭＰａであり、Ｒｐが４５０ＭＰａである場合に、１０．５ｍｍ超のエリクセンカッピング指数（Erichsen cupping index）を有する。これは、鋼鉄の使いやすさにとって充分なものである。エリクセンカッピング指数は、強度の増加と共に低下する。

好ましい実施形態によると、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、８〜１２％ 残留オーステナイト、１０〜２０％ マルテンサイトを含有し、残量がフェライトとベイナイトとの混合物である二相構造を有し、好ましくは、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、１０％以下のベイナイトを含有する。このような微細構造により、高い伸びおよび高い強度が達成される。

好ましい実施形態によると、溶融亜鉛メッキ鋼帯は、５μｍ以下の平均結晶粒サイズを有する。このように結晶粒サイズが小さいことは、鋼鉄の上述した機械特性を達成する手助けとなる。

本発明の第二の態様によると、上記で定める高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を作製するための方法が提供され、ここで、鋳鋼は、熱間圧延および冷間圧延されて所望される厚さを有する鋼帯とされ、その後、鋼帯は、アニーリングラインにて、その鋼種のＡｃ１温度を超える温度まで、好ましくは、Ａｃ１およびＡｃ３温度の間の温度まで再加熱され、フェライトへの再変態が回避されるような冷却速度にて急冷され、その後、ベイナイト形成のために等温過時効が適用され、この鋼帯に溶融亜鉛メッキが施される。

この方法では、熱間圧延の過程での変形スケジュール（deformation schedule）、仕上げ圧延温度、およびこれに続くランアウトテーブル上での冷却パターンを選択することで、冷間圧延でのさらなる薄板化に貢献する熱間圧延品中の微細構造を得ることができる。特に、必要とされる冷間圧延荷重が最小限に抑えられるように、熱間圧延鋼帯の強度を制限することに注意することができる。アニーリングラインでの温度は、鋼帯がフェライトおよびオーステナイトの両方を含んでなるように選択することができる。冷却速度は、原則として、フェライトが形成されないようにするべきであり、ベイナイトの形成を促進するために、等温過時効が適用される。溶融亜鉛メッキは、通常の方法で行うことができる。この方法の過程にて、ほとんどの工程の温度および継続時間は、最終品における強度と延性との間の所望されるバランスを実現するために極めて重要である。

好ましくは、アニーリングは、７５０℃から８５０℃、より好ましくは、７８０℃から８２０℃の温度で行われる。これらの温度では、鋼帯は、フェライトおよびオーステナイトの両方を含んでなる。

好ましくは、過時効は、３６０℃から４８０℃の温度にて適用される。

当業者には公知であるように、鉄‐炭素共析系は、以下で定めるように、いくつかの臨界変態温度を有する。これらの温度は、化学および加工条件に依存する：
Ａ１ − これより低い温度では、微細構造が、フェライト（アルファ‐Ｆｅ）とＦｅ３Ｃ／パーライトとの混合物からなる温度、
Ａ２ − キュリー温度：これより高い温度では、材料が磁気を帯びなくなる温度、
Ａ３ − これより高い温度では、微細構造が、完全にオーステナイトからなる温度、
接尾辞のｃおよびｒは、それぞれ、加熱および冷却サイクルにおける変態を示す。

本発明を以降にて説明し；いくつかの組成を、最初に説明するいくつかの公知の成形性パラメータに関連して評価する。

ｎ値：加工硬化係数またはｎ値は、均一伸びと密接に関連している。ほとんどの鋼板成形プロセスにおいて、成形性の限界は、局所減肉または「ネッキング」に対する抵抗によって決定される。一軸引張試験において、ネッキングは、均一伸びの範囲で開始する。この引張試験から得られるｎ値および均一伸びは、鋼板の成形性の尺度として見なすことができる。鋼帯の成形性の改善を目的とする場合、ｎ値および均一伸びは、最も適切な最適化パラメータである。

穴拡大係数（ＨＥＣ）：工業的スタンピング操作でうまく適用されるためには、金属板は、そのせん断端部の延伸に耐えうるある程度の能力を有する必要がある。これは、国際技術規格ＩＳＯ／ＴＳ１６６３０に従って試験される。９０×９０ｍｍの寸法を有する試験片の中心に、１０ｍｍの直径を有する穴が開けられる。内径５５ｍｍを有する金型で試験片を固定した状態で、先端角６０°で直径４０ｍｍのコーンポンチがその穴へ押し込まれる。クラックが試験片の厚さ全体まで広がった段階で、穴の直径が測定される。最大ＨＥＣは：最大ＨＥＣ％＝（（Ｄｈ−Ｄｏ）／Ｄｏ）×１００で決定され、ここで、Ｄｏは、最初の穴の直径であり、Ｄｈは、クラック後の穴の直径である。伸びフランジ性は、最大ＨＥＣに基づいて評価され、ＨＥＣ＞２５％の場合に充分であると見なされる。

エリクセン指数（ＥＩ）：エリクセン試験は、金属が、延伸成形時に塑性変形を起こす能力を示すものであり、国際標準試験ＩＳＯ ２０４８２：２００３に従って試験される。半球状ポンチが、完全に固定された鋼板に打ち込まれる。潤滑剤として、グラファイトグリースがポンチの上部に用いられる。厚さ全体にわたるクラックが検出された時点で、ポンチの動きが停止される。摩擦に起因して、破壊はポンチの上部ではなく、側部に発生し、従って、等二軸歪みではなく、平面歪みに近い。ポンチ貫通の深さを測定する。エリクセンカッピング指数（ＩＥ）の値は、少なくとも３回の個別の測定の平均であり、ミリメートルの単位で表され、本発明において、ＥＩ＞１０ｍｍの場合に充分であると見なされる。

溶接性：抵抗スポット溶接は、自動車産業で用いられる主たる接合技術であり、平均的な自動車で２０００〜３０００のスポット溶接部を有している。従来のスポット溶接は、常に非常に安価で信頼性のある接合タイプであるが、ＡＨＳＳの登場以来、この信頼性は脅かされている。溶接性は、材料がスポット溶接される能力によって測定される。溶接条件は、必ずしもＡＨＳＳ用に最適化されたものではないが、業界標準であるＢＳ１１４０：１９９３から採用された。スポット溶接性は、得られたスポット溶接部（プラグ）の破壊モードによって測定される。溶接することができない材料の場合、プラグは、２つの接合表面間の界面に沿って分離する。完全に溶接された材料では、破壊は親金属中、プラグの外部に、好ましくは、被加熱ゾーンの外部にも存在することになる。これは、完全プラグ破壊（full-plug failure）として知られており、すなわち、プラグ全体が親金属から引き外される。スポット溶接性は、完全界面破壊から完全プラグ破壊までのスケールで表すことができ、前者は、溶接不可と見なされる。

本発明の目的の１つは、６００ＭＰａ ＡＨＳＳ溶融亜鉛メッキ鋼帯の範囲の成形性を有するが、少なくとも７００ＭＰａの強度レベルを有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を提供することである。これは、均一伸びおよびｎ値の適切な増加を実現することによって達成される。

本発明に従う高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯の開発の過程にて、比較例と共に、いくつかの鋼帯コイルを作製した。種々の合金の化学を表１に示す（１０^−３％にて）。加工条件を、得られた機械特性と共に表２に示す。表２にて、ＲＡは、残留オーステナイトを示し、Ｍは、マルテンサイトを示し、Ｆは、フェライトおよびベイナイトを示す。

表１は、６種類の異なる合金ＡからＦを示し、そのうち、合金Ｂ、Ｃ、およびＦは、本発明に従う組成を有し、合金Ａ、Ｄ、およびＥは、比較例である。合金Ａ、Ｄ、およびＥに対して、表２に示すように、本発明に従う加工条件を適用した。合金ＡおよびＥの機械特性は、合金Ａについては、Ｒｐ値が４００ＭＰａ未満であり、合金Ｅについては、穴拡大係数が僅かに２５％であり、エリクセンカッピング指数が１０未満であることから、本発明において所望される値から明らかに外れている。合金Ｄは、本発明に従う組成を有するが、Ｓｉレベルが高すぎる。表２から、Ｒｍ値は下限７００ＭＰａよりも僅かに上であるだけであり、少なくとも７５０ＭＰａという好ましい値よりは明らかに低いが、測定された機械特性は、本発明において所望される値の範囲内に含まれることが示される。しかし、合金Ｄの構造は、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの量が低すぎることから、所望される構造に従っていない。

合金ＤおよびＥはいずれも、本発明の範囲から大きく外れたＳｉ含有量を有しており、このことは、高圧延荷重に繋がり、それによって、最終品において利用可能である寸法が低下してしまう。

合金Ｂは、本発明に従う合金である。この合金に対して、表２に示すように、種々の加工条件を適用した。種々のアニーリング温度および種々の等温保持温度により、最大引張強度および０．２％耐力に関して、本発明に従う所望される値を満足する機械特性が得られているが、所望される全伸びはすべてにおいて満足している分けではない。これは、過時効温度が最適ベイナイト保持温度超（すなわち、４８０℃超）であり、それによって利用可能な残留オーステナイトの量が低下する場合に発生する。

合金Ｃも、本発明に従う合金である。この合金に対して、表２に示すように、２つの異なる加工条件を適用した。いずれの加工条件においても、最大引張強度Ｒｍは、７５０ＭＰａ超であり、全伸びは、１８％超である。エリクセン指数は、１０超であり、ｎ‐値は、０．１７であり、ＨＥＣは、３０超である。

合金Ｆは、本発明に従う別の合金である。表２に示すように、３つの異なる加工条件を適用し、３つすべての場合において、最大引張強度Ｒｍは、７５０ＭＰａ超であり、全伸びは、さらに１９％超であり、ｎ‐値は、０．１５以上である。測定を行った場合では、エリクセン指数は、１０超であり、ＨＥＣは、３０超である。

穴拡大係数ＨＥＣおよびエリクソンカッピング指数ＥＩは、すべてにおいて測定しているわけではないが、測定を行った場合では、充分な値である。加工硬化係数またはｎ‐値も、すべての場合において良好である。

ケイ素の量が少ない本発明に従うＴＲＩＰ支援二相鋼は、このように、ある程度の量のケイ素の添加が常に必要であるとする当業者による予想とは対照的に、充分な機械特性を示す鋼種であることが示される。

Claims (17)

1. 質量パーセントにて、以下の元素：
   ０．１３〜０．１９％ Ｃ
   １．７０〜２．５０％ Ｍｎ
   最大０．１５％ Ｓｉ
   ０．４０〜１．００％ Ａｌ
   ０．０５〜０．２５％ Ｃｒ
   ０．０１〜０．０５％ Ｎｂ
   最大０．１０％ Ｐ
   最大０．００４％ Ｃａ
   最大０．０５％ Ｓ
   最大０．００７％ Ｎ、
   および所望により下記元素のうち少なくとも１種：
   最大０．５０％ Ｔｉ
   最大０．４０％ Ｖ
   最大０．５０％ Ｍｏ
   最大０．５０％ Ｎｉ
   最大０．５０％ Ｃｕ
   最大０．００５％ Ｂ、
   残部 Ｆｅおよび不可避不純物、
   からなり、ここで、０．４０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．０５％およびＭｎ＋Ｃｒ＞１．９０％である、高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯。
2. 元素Ｃが、０．１３〜０．１６％の量で存在する、請求項１に記載の鋼帯。
3. 元素Ｍｎが、１．９５〜２．４０％の量で、好ましくは１．９５〜２．３０％の量で、より好ましくは２．００〜２．２０％の量で存在する、請求項１または２に記載の鋼帯。
4. 元素Ｓｉが、０．０５〜０．１５％の量で存在する、請求項１、２、または３に記載の鋼帯。
5. 元素Ａｌが、０．６０〜０．８０％の量で存在する、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼帯。
6. 元素Ｃｒが、０．１０〜０．２５％の量で存在する、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼帯。
7. 元素Ｎｂが、０．０１〜０．０４％の量で存在する、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼帯。
8. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、少なくとも７００ＭＰａの最大引張強度Ｒｍ、好ましくは、少なくとも７５０ＭＰａの最大引張強度Ｒｍを有する、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼帯。
9. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、少なくとも４００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐ、好ましくは、少なくとも４５０ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐを有する、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼帯。
10. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、少なくとも１８％の全伸びを有する、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼帯。
11. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、Ｒｍが７５０ＭＰａであり、Ｒｐが４５０ＭＰａである場合に、少なくとも３５％の穴拡大係数（hole expansion coefficient）を有する、請求項１から１０のいずれか一項に記載の鋼帯。
12. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、Ｒｍが７５０ＭＰａであり、Ｒｐが４５０ＭＰａである場合に、１０．５ｍｍ超のエリクセンカッピング指数（Erichsen cupping index）を有する、請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼帯。
13. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、８〜１２％ 残留オーステナイト、１０〜２０％ マルテンサイトを含有し、残量がフェライトとベイナイトとの混合物である二相構造を有し、好ましくは、前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、１０％以下のベイナイトを含有する、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼帯。
14. 前記溶融亜鉛メッキ鋼帯が、５μｍ以下の平均結晶粒サイズを有する、請求項１から１３のいずれか一項に記載の鋼帯。
15. 鋳鋼が、熱間圧延および冷間圧延されて所望される厚さを有する鋼帯とされ、その後、前記鋼帯は、アニーリングラインにて、前記鋼種のＡｃ１温度を超える温度まで、好ましくは、前記Ａｃ１およびＡｃ３温度の間の温度まで再加熱され、フェライトへの再変態が回避されるような冷却速度にて急冷され、その後、ベイナイト形成のために等温過時効が適用され、前記鋼帯に溶融亜鉛メッキが施される、請求項１から１４のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼帯を作製するための方法。
16. 前記アニーリングが、７５０℃から８５０℃、好ましくは、７８０℃から８２０℃の温度で適用される、請求項１５に記載の方法。
17. 前記過時効が、３６０℃から４８０℃の温度にて適用される、請求項１５または１６に記載の方法。