JP2018524471A - 高強度溶融亜鉛めっき鋼帯 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼帯 Download PDF

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Abstract

本発明は、質量％で、以下の元素：０．１０〜０．２１％のＣ、１．７５〜２．５０％のＭｎ、０．０４〜０．６０％のＳｉ、０．２０〜１．４０％のＡｌ、０．００１〜０．０２５％のＰ、０．０００５〜０．００５０％のＢ、０．５０％以下のＣｒ、０．２０％以下のＴｉ、０．００４％以下のＣａ、０．０１５％以下のＮ、Ｆｅ及び不可避的不純物である残部からなる、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯に関する。

Description

本発明は、向上した成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯、例えば、自動車産業で使用される高強度溶融亜鉛めっき鋼帯に関する。また、本発明は、そのような鋼帯を製造する方法に関する。
そのような鋼タイプは公知であり、二相鋼タイプという名前の下、開発されてきた。これらの鋼タイプは、自動車産業における様々な用途で要求される成形性を満足しない。このため、ＴＲＩＰアシスト二相鋼タイプが開発されてきた。
しかしながら、成形性は、ＴＲＩＰアシスト二相鋼帯における唯一の要求ではない。合金元素は、鋼のコストを出来るだけ低くするために量を少なくすべきであるとともに、熱間圧延機及び冷間圧延機の両方において幅広い鋼帯の製造が出来るだけ容易であるべきである。さらに、鋼帯は、亜鉛系コーティングによる被覆が容易であるべきであり、鋼帯は、高強度及び良好な溶接性を有する必要があるとともに、良好な表面品質を示すべきである。これらの要求は、例えば、白色ボディーにスポット溶接される自動車部品に成形される必要がある工業的に製造されるＴＲＩＰアシスト二相鋼タイプによって特に重要である。
したがって、本発明の１つの目的は、成形性、均質性及び加工性のバランスがとれた高強度溶融亜鉛めっき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、溶融亜鉛めっきプロセスにおいて良好な被覆性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
本発明のさらなる目的は、良好な溶接性を有する高強度溶融亜鉛めっき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めっき鋼帯を提供することである。
本発明のさらに別の目的は、出来るだけ低い原価を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することである。
これらの目的の１又は２以上は、本発明に従って、質量％で、以下の元素：
０．１０〜０．２１％のＣ
１．７５〜２．５０％のＭｎ
０．０４〜０．６０％のＳｉ
０．２０〜１．４０％のＡｌ
０．００１〜０．０２５％のＰ
０．０００５〜０．００５０％のＢ
０．５０％以下のＣｒ
０．２０％以下のＴｉ
０．００４％以下のＣａ
０．０１５％以下のＮ
Ｆｅ及び不可避的不純物である残部
からなる高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を提供することにより満たされる。
本発明者は、鋼の主要構成元素の量、すなわち、炭素、マンガン、ケイ素、アルミニウム、クロム及びホウ素の量を注意深く選択することにより、要求される成形性、均質性、加工性、強度及び伸びを有し、同時に、十分な溶接性、被覆性及び表面品質を実現する高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を製造できることを見出した。
特に、本発明者は、鋼組成へのホウ素の添加が有利であることを見出した。ホウ素の添加により、熱間圧延された鋼が、さらなる処理に適したミクロ組織を実現する巻取温度を得るランアウトテーブルで十分に急速冷却され得る。さらに、本発明者は、ホウ素の添加により、最終製品の特性が高度な均一性を有することを見出した。したがって、本発明の鋼帯は、商業的に魅力のある幅で製造され得る。
ホウ素は、オーステナイト冷却の間のフェライト形成を抑制する。これは、鋼帯における局部的な炭素の高濃度化（local carbon enrichment）を最小限化する。したがって、ＴＲＩＰタイプの鋼が製造される場合、ホウ素は、通常、避けられる。本発明者は、冷間圧延された鋼帯の二相域焼戻（intercritically annealing）により、ＴＲＩＰアシスト鋼の良好なグレードを製造でき、フェライト核形成が要求されないことを見出した。
さらに、ホウ素の添加は、鋼の焼入性を向上させ、その他の合金元素の使用を省ける可能性を生じる。これは、鋼帯に対する向上した次元ウインドウ（dimensional window）（高い幅厚比（width to thickness ratio）を意味する）を生じる一方、鋼の機械的特性は幅全体にわたって（over the width）好適のままである。
ホウ素は粒界に偏析（segregate）し、粒界でリンに取って代わり、それにより、鋼は、より高いＰ量を有することが可能となる一方、依然として良好な溶接性を実現する。
図１は、焼鈍の最大引張強度Ｒｍ及び０．２％耐力Ｒｐの測定を示す図である。 図２は、熱間圧延された、巻取及び冷却後の鋼帯製品の中央部で得られた典型的なミクロ組織（ナイタル腐食）を示す。 図３は、鋼帯の幅にわたるＲｍ及びＲｐの変化を示す。 図４は、本発明の方法を使用した後の鋳造物のミクロ組織を３種の異なる様式で示す図である。
主要構成元素の量に関する理由は、以下の通りである。
Ｃ：０．１０〜０．２１質量％
炭素は、従来の焼鈍／亜鉛めっきラインで利用可能な冷却速度での焼入性及びマルテンサイト形成を保証にするのに十分に高い量で存在する必要がある。マルテンサイトは、十分な強度を実現するために要求される。また、遊離炭素は、向上した加工硬化の可能性及び生じた強度レベルに対する良好な成形性を実現する、オーステナイトの安定化を可能とする。０．１０質量％という下限は、これらの理由で必要とされる。０．２１質量％という上限は、良好な溶接性を保証するために必要であることが見出されている。
Ｍｎ：１．７５〜２．５０質量％
マンガンは、焼入性を増加させ、これにより、従来の連続焼鈍／亜鉛めっきラインの冷却速度能力内でマルテンサイト又はベイナイトのようなハード相の形成を容易にするために添加される。また、マンガンは、引張強度を増加させるとともにフェライト相を強化する固溶強化に寄与するとともに、残留オーステナイトの安定化を助ける。マンガンは、二相鋼の変態温度範囲を低下させ、これにより、要求される焼鈍温度を従来の連続焼鈍／亜鉛めっきラインで容易に実現可能なレベルまで低下させる。１．７５質量％という下限は、上記理由で必要とされる。この下限は、その他の元素（例えば、ホウ素）の添加を考慮して可能である。２．５０質量％という上限は、柔らかい変態生成物（フェライト及びパーライト）への二相鋼の十分な変態を保証することにより、熱間圧延機で許容可能な圧延荷重を保証するために、及び、冷間圧延機で許容可能な圧延荷重を保証するために課される。また、この上限は、鋳造におけるより強い偏析（segregation）及び鋼帯におけるより高いレベルでのマルテンサイトのバンド形成を考慮して与えられる。好ましくは、マンガンの量は、好ましくは１．９〜２．３質量％、より好ましくは２．０〜２．２質量％である。
Ｓｉ：０．０４〜０．６０質量％
ケイ素は、固溶強化を実現し、これにより、フェライトマトリックスの強化を通じて、高強度の実現及びオーステナイトの安定化を可能とする。ケイ素は、過時効における炭化物の形成を極めて効果的に抑制し、これにより、オーステナイトの安定化のために炭素を溶解状態に維持する（keep carbon in solution）。これらの理由から、０．０４質量％という下限が必要とされる。高濃度のケイ素は、付着性の低減により許容できない被覆品質を生じるため、０．６０質量％という上限は、鋼帯の被覆性を考慮して課される。
Ａｌ：０．２０〜１．４０質量％
アルミニウムは、脱酸の目的で溶鋼に添加される。適切な量であれば、アルミニウムは、ベイナイト変態の促進を実現し、これにより、従来の連続焼鈍／亜鉛めっきラインの焼鈍セクションにより課される時間的制約内でベイナイト形成を可能とする。また、アルミニウムは、炭化物の形成を抑制し、これにより、炭素を溶解状態に維持し、これにより、過時効におけるオーステナイトへの分配を生じるとともに、オーステナイトの安定化を促進する。０．２０質量％という下限は、上記理由で要求される。高アルミニウム量は、鋳造モールドスラグの弊害及びその結果としてモールドスラグ粘度の増加を生じ、鋳造における不正確な伝熱及び潤滑を生じるため、１．４０質量％という上限は、鋳造性のために課される。
Ｃｒ：０．５０質量％以下
クロムは、焼入性を増加させるために添加される。クロムは、フェライト形成を促進させる。０．５０質量％という上限は、残留オーステナイトを犠牲にして多過ぎないマルテンサイトが形成することを保証するために課される。クロムを添加しないことも可能である。Ｃｒの量は、好ましくは０．０１〜０．４０質量％、より好ましくは０．０２〜０．２５質量％である。
Ｔｉ：０．２０％以下
チタンは、主として、鋼の強化のために添加される。０．２０％という上限は、鋼のコストを制限するために課される。Ｔｉを添加しないことも可能である。
Ｃａ：０．００４質量％
カルシウムの添加は、硫化マンガン介在物の形態を修正する。カルシウムが添加されると、介在物は、細長形状（elongated shape）よりもむしろ球状（globular）となる。細長形状の介在物は、ストリンガー（stringer）とも呼ばれ、弱面（planes of weakness）として作用する場合があり、弱面に沿ってラメラテイヤ（lamellar tearing）及び剥離破壊（delamination fracture）が生じる場合がある。ストリンガーの回避は、孔を広げること又はフランジを伸ばすことを伴い、等方性成形挙動を促進する鋼シートの成形プロセスにとって有益である。また、カルシウム処理は、アルミニウム脱酸鋼タイプにおける硬く、角ばった、研磨性のアルミナ介在物の形成を防止し、代わりに、圧延温度においてより柔らかく、球状のアルミン酸カルシウム介在物を形成し、それによって、材料の加工特性を向上させる。連続鋳造装置において、溶鋼で生じるいくつかの介在物は、ノズルをブロックし、アウトプットの損失及びコストの増加を生じる傾向を有する。カルシウム処理は、キャスターノズル（caster nozzle）の動作を妨げない低融点種の形成を促進することによりブロックの傾向を低減する。硫黄含有量が非常に低い場合にはカルシウムを加えないことも可能である。好ましくは、Ｃａ量は０．０００５〜０．００３質量％である。
Ｐ：０．００１〜０．０２５質量％
リンは、炭化物の形成を抑制するため、鋼中のある程度のリンは有利である。しかしながら、リンは、溶接の際、鋼を脆弱にする可能性があるため、リンの量は、鋼製造において、特に、その他の脆弱化元素（例えば、硫黄及び窒素）との組み合わせにおいて、注意深くコントロールされるべきである。一方、ホウ素の添加を考慮して、通常よりも多くのリンを鋼に添加することが可能である。
窒素の量は、連続鋳造プラントにとって典型的であるように、０．０１５重量％以下に制限される、通常、Ｎの量は、０．００１〜０．０１０重量％である。
上記理由に加えて、アルミニウム、ホウ素、ケイ素、クロム及びマンガンに関する範囲は、ランアウトテーブル及びコイル冷却において出来るだけ均一な変態が実現され、冷間圧延され得る鋼帯が保証され、焼鈍ラインにおける炭素の迅速な溶解を可能とする出発構造が提供され、焼入性及び正確なフェライト／ベイナイト変態挙動が促進されるような正確なバランスが見出されるように選択される。さらに、アルミニウムはベイナイト変態を加速し、クロムはベイナイト変態を減速させるので、制限された過時効セクションを有する従来の溶融亜鉛めっきラインによって許容される時間スケール内で正しい量のベイトナイトが生産されるように、アルミニウム及びクロムの正しいバランスが存在する必要がある。実際には、このことは、アルミニウム量を、クロム量よりも多くすべきであることを意味する。
好ましい実施形態によれば、Ａｌ及びＳｉの量は、０．６０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．４０％となるように選択される。
別の好ましい実施形態によれば、Ｍｎ及びＣｒの量は、Ｍｎ＋Ｃｒ＞２．００％となるように選択される。
好ましくは、Ａｌ及びＳｉの量は、Ｓｉ≦Ａｌとなるように選択される。
上記元素の絶対量とは別に、所定元素の相対量も重要である。
アルミニウム及びケイ素の合計量は、所望の成形性の向上（extension）を実現するための正確な組成とともに最終製品中の炭化物の抑制及び十分量のオーステナイトの安定化を保証するために、０．６０〜１．４０質量％に維持されるべきである。
マンガン及びクロムの合計量は、マルテンサイト及び／又はベイナイトの形成のための十分な焼入性、ひいては、従来の連続焼鈍ライン及び溶融亜鉛めっきラインでの強度の実現を保証するために、２．００質量％を超えるべきである。さらに、Ｍｎは、残留オーステナイトの安定化を助ける。好ましくは、Ｍｎ＋Ｃｒは２．１０質量％を超えるべきであり、特に、Ｓｉの量が低い場合はそうである。
Ａｌは、良好な亜鉛被覆性を考慮して、好ましくは、Ｓｉ量と等しい又はそれを超える量で存在すべきである。
元素Ｃは、好ましくは、０．１３〜０．１８％の量で存在する。この範囲において、鋼の焼入性は最適である一方、鋼の溶接性は促進される。これは、ホウ素の存在によっても同様である。元素Ｃは、さらに好ましくは、０．１４〜０．１７％の量で存在する。この量のＣは、実際にうまく機能することが見出されている。
元素Ｓｉは、好ましくは、０．０５〜０．５０％、さらに好ましくは、０．０５〜０．４０％の量で存在する。０．５０％よりも低いケイ素の量は、鋼帯の被覆性を向上させ、ケイ素の量が０．４０％未満である場合はさらに一層向上させる。
好ましい実施形態によれば、元素Ａｌは、０．３０〜１．２０％の量で、好ましくは、０．４０〜１．００％の量で存在する。高められたアルミニウムの下限は、高められたケイ素の量と同様の効果を有するが、鋼の強度をほとんど増加させない。より低いアルミニウムの上限は、鋼の鋳造性を向上させる。
所望の焼入性を実現し、これにより、十分な強度をもたらすために、元素Ｂの量は、好ましくは０．００１１〜０．００４０％、さらに好ましくは０．００１３〜０．００３０％である。
鋼のコストを制限するとともに、次元ウインドウ（dimensional window）を出来るだけ大きく維持するために、Ｔｉの量は、好ましくは、０．１０％以下である。さらに好ましくは、Ｔｉの量は、０．００５〜０．０５％である。
溶融亜鉛めっき鋼帯は、好ましくは、７５０Ｍｐａを超える最大引張強度Ｒｍ、及び／又は、４３０〜７００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐを有し、鋼帯の中央部及び端部の差は、好ましくは、Ｒｐ及び／又はＲｍに関して７５ＭＰａ未満であり、この差は、さらに好ましくは、６０ＭＰａ未満である。これらの強度レベルは、本発明の組成により達成することができる。
好ましい実施形態によれば、溶融亜鉛めっき鋼帯は、２０〜５０体積％のフェライトと、１０〜２５体積％の残留オーステナイト＋マルテンサイト（そのうち５〜１２％が残留オーステナイトである）と、焼戻マルテンサイト、ベイナイト及びセメンタイトである残部とからなるミクロ組織を有する。
本発明の別の態様によれば、上記した高強度溶融亜鉛めっき鋼帯を製造する方法であって、鋳鋼を２．０〜４．０ｍｍの厚さに熱間圧延し、Ｂｓ−２０℃未満であってＭｓ＋６０℃を超える巻取温度ＣＴで巻き取り、鋼帯を４０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、鋼帯をＡｃ１〜Ａｃ３の温度で二相域焼戻し、鋼帯をＢｓ未満の温度で過時効してベイナイト及び／又は焼戻マルテンサイトを形成し、その後、鋼帯を溶融亜鉛めっきする方法が提供される。
Ｂｓ−２０℃未満であってＭｓ＋６０℃を超える巻取温度での巻き取りにより、明確な（well-defined）ミクロ組織が実現され、適切な圧下率で冷間圧延され、適切な温度で焼鈍され、その後に亜鉛めっきされ、適切な強度及び適切な特性を有する亜鉛めっき鋼帯を得ることができる。
好ましくは、熱間圧延された鋼帯（coil）は、５０〜７０体積％のフェライトと、２０〜５０体積％のパーライト及び／又はベイナイトと、１０％未満のセメンタイトとからなるミクロ組織を有する。そのようなミクロ組織により、鋼帯は、さらなる加工、特に焼鈍工程に関する適切な特性を有し、幅広い次元ウインドウで冷間圧延することができる。
好ましい実施形態によれば、溶融亜鉛めっき鋼帯は、圧下率０．２〜０．８％で張力圧延（tension rolled）される。この張力圧延のパーセンテージは、適切な強度レベル等の適切な機械的特性を鋼帯に与えることができるが、その他の特性は所望の範囲内に維持される。
本発明の別の態様によれば、本発明の第１の態様に従う高強度溶融亜鉛めっき二相鋼帯（complex phase steel strip）を製造する方法であって、鋳鋼を２．０〜４．０ｍｍの厚さに熱間圧延し、Ｂｓ−２０℃未満であってＭｓ＋６０℃を超える巻取温度ＣＴで巻き取り、鋼帯を４０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、鋼帯をＡｃ１＋５０℃を超える温度で焼戻し、鋼帯をＢｓ未満の温度で過時効してベイナイト及び／又は焼戻マルテンサイトを形成し、その後、鋼帯を溶融亜鉛めっきする方法が提供される。この二相鋼帯は、正確な巻取温度及び所定の焼鈍及び過時効温度によって製造することができる。
好ましくは、この溶融亜鉛めっき二相鋼帯は、圧下率０．４〜２．０％、好ましくは圧下率０．４〜１．２％で張力圧延（tension rolled）される。この張力圧延のパーセンテージは、適切な強度レベル等の適切な機械的特性を鋼帯に与えることができるが、その他の特性は所望の範囲内に維持される。
以下、本発明についてさらに説明する。
図１は、焼鈍の最大引張強度Ｒｍ及び０．２％耐力Ｒｐの測定を示す図である。
ライン試験を、表１に示すように実施した。表１は、別段示す場合を除き、ミリ−重量％で示される。
鋳造物Ｎｏ．１，２，３，５及び６は、約８７５℃の熱間圧延仕上温度で熱間圧延した。鋳造物Ｎｏ．４は、約９５０℃の熱間圧延仕上温度で熱間圧延した。
典型的には、材料は熱間圧延し、その後、冷間圧延し、０．８〜２．０ｍｍの範囲の典型的な寸法にした。
鋳造物５及び６に関しては、規定のミクロ組織及び相フラクションが図２に示される。鋳造物６に関しては、鋼帯の異なるサンプリング位置におけるミクロ組織が表２に示される。ミクロ組織は、鋼帯の頭部、中央部及び尾部に対して与えられる。Ｍは鋼帯の中央部を示し、Ｒは右側を示す。
鋳造物１〜４及び６を使用して、二相鋼帯を製造した。熱間仕上温度は、上記の通り、鋳造物４以外の全ての鋳造物に関して、約８７５℃とした。巻取温度は、十分にＢｓ−２０℃及びＭｓ＋６０℃の間にある、５００〜５２０℃とした。次いで、材料を冷間圧延し、約８００℃で二相域焼戻し、過時効温度を４００℃とした。溶融亜鉛めっきの後、鋼帯を約０．３％の圧下率で調質圧延した。
鋳造物５を使用して、複合相鋼帯（Complex Phase steel strip）を製造した。熱間圧延仕上温度は、約８７５℃とし、巻取温度は、５５０℃とした。材料を冷間圧延し、約８４０℃で二相域焼戻し、過時効温度は４００℃とした。溶融亜鉛めっきの後、鋼帯を１．０％の圧下率で調質圧延した。
鋳造物１〜６に関して、巻取温度に応じた機械的特性を測定した。これらの機械的特性を表３に示す。
表１に示す鋳造物から、幾つかのスラブを製造した。これらのスラブは、２．５〜３ｍｍの厚さを有する鋼帯に熱間圧延され、その後、鋼帯は、５００〜５９０℃の様々な巻取温度（ＣＴ）で巻き取られた。これらのコイルは、１．３ｍｍの厚さに冷間圧延され、連続焼鈍及び溶融亜鉛めっきに供した。
焼鈍後の最大引張強度Ｒｍ及び０．２％耐力Ｒｐの測定により、ＣＴが低くなるとＲｐ及びＲｍが増加することが示される。このことは、図１に示される。また、これらの測定により、ＣＴが低くなると伸び（elongation）が若干低下するが、伸びは低いＣＴでも依然として満足するものであることが示される。
図２は、熱間圧延された、巻取及び冷却後の鋼帯製品の中央部で得られた典型的なミクロ組織（ナイタル腐食（Nital etched））を示す。鋳造物１の組成が使用される。左側の図に関しては、巻取温度ＣＴは５００℃であった。右側の図は、巻取温度が５５０℃である点を除き、同一の材料を示す。暗色の相はパーライト／ベイナイトであり、明色の相はフェライトであり、黒色のドットはセメンタイトである。左側の図において、パーライト／ベイナイトは２５〜３５％で、フェライトは６０〜７０％で、セメンタイトは１０％未満で存在する。右側の図において、パーライト／ベイナイトは２０〜３０％で、フェライトは６５〜７５％で、セメンタイトは１０％未満で存在する。
また、低い巻取温度において、鋼帯の幅にわたる引張特性（tensile properties over the width of strip）は向上しており、鋼帯の中央部と鋼帯の端部との差が小さいことが、測定により示された。Ｒｐ及びＲｍに関する差は、従前は約１００ＭＰａであったが、今回は最大で約５０ＭＰａである。
図３は、鋼帯の幅にわたるＲｍ及びＲｐ（Rm and Rp over the width of the strip）の変化を示す。図３ａは、本発明に従わない鋼帯組成（Ｃ：０．１５重量％，Ｍｎ：２．０５重量％，Ｃｒ：０．２重量％，Ａｌ：０．７重量％，Ｓｉ：０．０７重量％，Ｎｂ：０．０１５重量％及びＮ：０．００４重量％）に関する変化を示す。鋼帯の中央部及び端部の差は、Ｒｍに関しては約１００ＭＰａであり、Ｒｐに関しては約５０ＭＰａである。
図３ｂは、鋳造物１の組成を有する鋼帯に関するＲｍ及びＲｐの変化を示す。この図は、Ｒｍ及びＲｐの両方に関し、２０ＭＰａ未満という、鋼帯の中央部と端部との間の変化を得ることが可能であることを示す。図３ｃは、鋳造物３の組成を有する鋼帯に関しても実際に同様であることを示す。図３ｂ及び３ｃに示される鋼帯は、本発明の方法に従って製造された。
図４は、本発明の方法を使用した後の鋳造物のミクロ組織を３種の異なる様式で図示する。これらは、周知のピクラール（Picral）、ナイタル（Nital）及びレペラ（LePera）の様式である。ピクラールの図において、黒色はベイナイト又は焼戻マルテンサイトを表す。ナイタルの図において、白色のスポットはフェライトを表す。対照的に、レペラの図において、白色は（焼戻）マルテンサイト＋残留オーステナイトを表す。左側のDP800と右側のCP800との差は、一目瞭然である。
図２及び４における長さ表示は全て１０μｍの長さを示す。

Claims (14)

  1. 質量％で、以下の元素：
    ０．１０〜０．２１％のＣ
    １．７５〜２．５０％のＭｎ
    ０．０４〜０．６０％のＳｉ
    ０．２０〜１．４０％のＡｌ
    ０．００１〜０．０２５％のＰ
    ０．０００５〜０．００５０％のＢ
    ０．５０％以下のＣｒ
    ０．２０％以下のＴｉ
    ０．００４％以下のＣａ
    ０．０１５％以下のＮ
    Ｆｅ及び不可避的不純物である残部
    からなる、高強度溶融亜鉛めっき鋼帯。
  2. Ａｌ及びＳｉの量が０．６０％＜Ａｌ＋Ｓｉ＜１．４０％となるように選択される、及び／又は、Ｍｎ及びＣｒの量がＭｎ＋Ｃｒ＞２．００％となるように選択される、及び／又は、Ａｌ及びＳｉの量がＳｉ≦Ａｌとなるように選択される、請求項１に記載の鋼帯。
  3. 元素Ｃが、０．１３〜０．１８％の量で、好ましくは０．１４〜０．１７％の量で存在する、請求項１又は２に記載の鋼帯。
  4. 元素Ｓｉが、０．０５〜０．５０％の量で、好ましくは０．０５〜０．４０％の量で存在する、請求項１、２又は３に記載の鋼帯。
  5. 元素Ａｌが、０．３０〜１．２０％の量で、好ましくは０．４０〜１．００％の量で存在する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼帯。
  6. 元素Ｂが、０．００１１〜０．００４０％の量で、好ましくは０．００１５〜０．００３０％の量で存在する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼帯。
  7. 元素Ｔｉが、０．１０％以下の量で、好ましくは０．００５〜０．０５％の量で存在する、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼帯。
  8. 前記溶融亜鉛めっき鋼帯が、７５０ＭＰａを超える最大引張強度Ｒｍ、及び／又は、４３０〜７００ＭＰａの０．２％耐力Ｒｐを有し、好ましくは、Ｒｐ及び／又はＲｍに関し、前記鋼帯の中央部及び端部の差が、好ましくは７５ＭＰａ未満であり、前記差が、さらに好ましくは６０ＭＰａ未満である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼帯。
  9. 前記溶融亜鉛めっき鋼帯が、２０〜５０体積％のフェライトと、１０〜２５体積％のマルテンサイト及び残留オーステナイト（そのうち５〜１２体積％が残留オーステナイトである）と、焼戻マルテンサイト、ベイナイト及びセメンタイトである残部とからなるミクロ組織を有する、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼帯。
  10. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき二相鋼帯を製造する方法であって、鋳鋼を２．０〜４．０ｍｍの厚さに熱間圧延し、Ｂｓ−２０℃未満であってＭｓ＋６０℃を超える巻取温度ＣＴで巻き取り、鋼帯を４０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、鋼帯をＡｃ１〜Ａｃ３の温度で二相域焼戻し、鋼帯をＢｓ未満の温度で過時効してベイナイト及び／又は焼戻マルテンサイトを形成し、その後、鋼帯を溶融亜鉛めっきする、方法。
  11. 熱間圧延された鋼帯が、５０〜７０体積％のフェライトと、２０〜５０体積％のパーライト及び／又はベイナイトと、１０％未満のセメンタイトとからなるミクロ組織を有する、請求項１０に記載の方法。
  12. 溶融亜鉛めっき鋼帯を０．２〜０．８％の圧下率で張力圧延する、請求項１０又は１１に記載の方法。
  13. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき複合組織鋼帯を製造する方法であって、鋳鋼を２．０〜４．０ｍｍの厚さに熱間圧延し、Ｂｓ−２０℃未満であってＭｓ＋６０℃を超える巻取温度ＣＴで巻き取り、鋼帯を４０％以上の圧下率で冷間圧延し、その後、鋼帯をＡｃ１＋５０℃を超える温度で焼戻し、鋼帯をＢｓ未満の温度で過時効してベイナイト及び／又は焼戻マルテンサイトを形成し、その後、鋼帯を溶融亜鉛めっきする、方法。
  14. 溶融亜鉛めっき鋼帯を０．４〜２．０％の圧下率、好ましくは０．４〜１．２％の圧下率で張力圧延する、請求項１４に記載の方法。
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