JP2024511848A - 引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼と溶融亜鉛めっき二相鋼及びその製造方法 - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
Abstract
引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼及びその急速熱処理製造方法を提供し、当該鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。その製造方法は、製錬、鋳造、熱間圧延、冷間圧延と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、短時間保温と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変態過程を変化させ、核形成速度を増加させ、結晶粒の成長時間を短縮し、結晶粒を微細化し、材料の強度とｎ値を高め、材料性能区間の範囲を拡張する。
Description
本発明は、材料の急速熱処理技術分野に属し、特に、引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼と高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼及びその急速熱処理製造方法に関する。
省エネやマテリアルサービスの安全性に対する人々の意識が徐々に向上するにつれ、多くの自動車メーカーが、自動車用材料として高強度鋼板を選択している；自動車産業では、高強度鋼板を使用して鋼板の厚さを薄肉化しつつ、車の耐デント性、耐久強度、大きな変形衝撃靱性、衝突安全性を向上させ、したがって、自動車用鋼板は、必然的に、高強度、高靱性、容易な成形性の方向に発展する。
自動車用高強度鋼の中で、二相鋼は、最も広く使用され、最も優れた用途の見通しを持つ。低炭素低合金二相鋼は、降伏比が小さく、初期加工硬化率が高く、強度と可塑性の良好なシナジーという特徴があり、高強度と良好な成形性を備えた自動車構造用プレス用鋼として広く使用される。
従来の二相鋼は、冷間圧延された低炭素鋼または低合金高強度鋼を、臨界域で均熱焼鈍し、その後急冷処理または熱間圧延・制御圧延・制御冷却によって得られ、その微細構造は、主にフェライトとマルテンサイトである。二相鋼は、「複合材料」の原理を利用し、鋼中の各相（フェライトとマルテンサイト）の利点をできるだけ発揮させるとともに、ある相の欠点を、他の相の存在によって軽減又は解消させる。
二相鋼の機械的特性は、主に、以下の三つの方面に依存する：
一、マトリッ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、分布と体積分率；
三、マトリックスと第二相の両者が結合する特徴。
一、マトリッ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、分布と体積分率；
三、マトリックスと第二相の両者が結合する特徴。
そのため、どのように低コスト、高性能で良好な強度・可塑性シナジーを持つ二相鋼製品を獲得するかは、各鉄鋼企業の追求する目標となり、鉄鋼企業と自動車ユーザーの広範な関心を集めている。
冷間圧延二相鋼は、臨界域温度均熱後の急冷処理プロセスにより得られ、当該プロセスは、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域温度まで加熱し、均熱保温する；
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Ｍｓ～Ｍｆの間のある温度まで冷却し、一定の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：帯鋼を保温するか、又はＭｓ以下の温度まで加熱して保温し、焼戻し処理を行い、硬質相マルテンサイトと軟質相フェライトの良好の組織シナジーを得、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。
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域温度まで加熱し、均熱保温する；
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Ｍｓ～Ｍｆの間のある温度まで冷却し、一定の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：帯鋼を保温するか、又はＭｓ以下の温度まで加熱して保温し、焼戻し処理を行い、硬質相マルテンサイトと軟質相フェライトの良好の組織シナジーを得、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。
目前、従来の連続焼鈍方式で生産された５９０ＭＰａ級の冷間圧延二相鋼は、その加熱速度が遅く、その加熱時間と均熱時間がどちらも相対的に長いので、連続焼鈍周期全体が５－８ｍｉｎかかる；その加熱過程中の再結晶及び変態過程は、それぞれに順番に行い、一般的にオーバラップしないので、そのフェライト再結晶粒及びオーステナイト結晶粒は、それぞれに核形成と十分生長し、最終的に、得られたフェライトとマルテンサイト二相結晶粒組織のサイズは、相対的に大きく、通常、１０－２０μｍ前後である。
従来技術における二相鋼に対する主な制御手段は、合金元素を添加し、焼鈍プロセスにおける均熱温度、焼入れ及び焼戻し過程の温度及び時間を調整することにより、二相鋼の相組織比率及び分布を変化させ、相対的に最適化された製品性能を得ることである。
中国特許出願ＣＮ１０９６１８０５Ａが、「５９０ＭＰａ級自動車軽量化冷間圧延二相鋼及びその生産方法」を開示し、当該発明の鋼の化学成分は、重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．０８％、Ｓｉ：０．０５～０．１０％、Ｍｎ：１．７～１．８％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０５％、Ｃｒ：０．２０～０．３０％である。それは、従来の連続焼鈍方式で得られた。二相鋼の機械的特性は、降伏強度３７４－４０６ＭＰａ、引張強度６３０－６５３ＭＰａ、伸び率２４－２６％である。この発明の鋼に含まれる比較的高い合金はコストを増加させるとともに、製造過程に困難をもたらし、材料溶接性能などの使用性能を低下させる。
中国特許出願ＣＮ１０６０１１６４３Ｂが、「引張強度５９０ＭＰａ級冷間圧延二相鋼及び製造方法」を開示し、当該発明の鋼の化学成分は、重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．２６～０．６％、Ｍｎ：１．２～１．６％、Ｃｒ：０．１０～０．４５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ｎ≦０．００６％であり、残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。当該発明の方法には、従来の連続焼鈍方式を採用し、焼入れ性を保証するために、Ｍｎ元素の代わりに、少量のＣｒ元素を添加した。当該発明の二相鋼の機械的特性は、降伏強度２９０－３３０ＭＰａ、引張強度６００－６５０ＭＰａ、伸び率２３－２７％である。当該発明には、Ｍｎ含有量を低下するために、貴金属であるＣｒ元素を添加したので、製造コストも製造の難度も増加し、しかも合金含有量が比較的に高いので、その焼鈍温度も高い。
中国特許出願ＣＮ１０５５４３６７４Ｂが、「高局所成形性能冷間圧延超高強度二相鋼の製造方法」を開示し、当該発明の高強度二相鋼の化学成分は、重量百分率で、Ｃ：０．０８～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．０１５～０．０５％であり、残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。当該化学成分により原料を選択配合し、ビレットに溶融する；ビレットを、１１５０～１２５０℃で１．５～２時間加熱した後、熱間圧延を行い、熱間圧延の圧延開始温度は１０８０～１１５０℃で、圧延終了温度は８８０～９３０℃である；圧延後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で４５０～６２０℃まで冷却し、巻取りを行い、ベイナイトを主な組織タイプとする熱間圧延鋼板を得た；熱間圧延鋼板に、冷間圧延を行い、その後、５０～３００℃／ｓの速度で７４０～８２０℃に加熱し、焼鈍を行い、保温時間３０ｓ～３ｍｉｎ、２～６℃／ｓの冷却速度で６２０～６８０℃まで冷却し、その後、３０～１００℃／ｓの冷却速度で２５０～３５０℃まで冷却し、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た。当該超高強度二相鋼の降伏強度は６５０～６８０ＭＰａであり、引張強度は１０２３～１１００ＭＰａであり、伸び率は１２．３～１３％であり、圧延方向に沿って１８０ｏ曲げても割れない。
当該特許の最も主な特徴は、熱間圧延後の冷却条件の制御と連続焼鈍過程における急速加熱を結合し、即ち、熱間圧延後冷却プロセスを制御することで、帯状組織を除去し、組織の均一化を実現することである；後続の連続焼鈍過程中に、急速加熱を採用し、組織の均一性を保証した上、組織の微細化を実現した。当該特許技術が、急速加熱焼鈍を採用し、その前提は、熱間圧延後、ベイナイトを主要組織とする熱間圧延原材料を得ることであり、その目的は、主に組織の均一性を保証し、帯状組織による局所的な変形と不均一を回避することである。
当該特許の欠点は、主に以下である：
第一に、ベイナイト組織を有する熱間圧延原材料を得る必要がある；当該熱間圧延原材料は、強度が高く、変形抵抗力が大きく、後続の酸洗いと冷間圧延の生産に大きな困難をもたらす；
第二に、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、異なる温度段階にある材料組織構造の変化に応じて区分されておらず、代わりにすべて５０－３００℃／ｓの速度で加熱し、そして、急速加熱生産コストの高騰を招いた；
第三に、均熱時間は３０ｓ－３ｍｉｎである；均熱時間の増加は、必然的に部分的に急速加熱による結晶粒微細化効果を弱め、材料強度と靭性の向上に不利である；
第四に、当該方法には、３～５分間の過時効処理を行う必要があるが、これは、実際に急速熱処理ＤＰ鋼にとって時効時間が長すぎ、必要がない。また、均熱時間と過時効時間の増加は、どちらもエネルギー節約、機械設備投資と機械の敷地面積の低減に不利であり、さらに炉内での帯鋼の高速安定運転にも不利であり、厳密な意味での急速熱処理過程でもないことは明らかである。
第一に、ベイナイト組織を有する熱間圧延原材料を得る必要がある；当該熱間圧延原材料は、強度が高く、変形抵抗力が大きく、後続の酸洗いと冷間圧延の生産に大きな困難をもたらす；
第二に、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、異なる温度段階にある材料組織構造の変化に応じて区分されておらず、代わりにすべて５０－３００℃／ｓの速度で加熱し、そして、急速加熱生産コストの高騰を招いた；
第三に、均熱時間は３０ｓ－３ｍｉｎである；均熱時間の増加は、必然的に部分的に急速加熱による結晶粒微細化効果を弱め、材料強度と靭性の向上に不利である；
第四に、当該方法には、３～５分間の過時効処理を行う必要があるが、これは、実際に急速熱処理ＤＰ鋼にとって時効時間が長すぎ、必要がない。また、均熱時間と過時効時間の増加は、どちらもエネルギー節約、機械設備投資と機械の敷地面積の低減に不利であり、さらに炉内での帯鋼の高速安定運転にも不利であり、厳密な意味での急速熱処理過程でもないことは明らかである。
中国特許出願２０１７１１３８５１２６．５が、「７８０ＭＰａ級低炭素低合金ＴＲＩＰ鋼」を開示し、その化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．１６－０．２２％、Ｓｉ：１．２－１．６％、Ｍｎ：１．６－２．２％であり、残部はＦｅおよび不可避不純物であり、それが、以下の急速熱処理プロセスで得た：帯鋼を、室温から７９０～８３０℃のオーステナイトとフェライト二相領域まで急速加熱し、加熱速度は４０～３００℃／ｓである；二相領域加熱目標温度区間の滞留時間は６０～１００ｓである；帯鋼を、二相領域温度から４１０～４３０℃まで急冷し、冷却速度は４０～１００℃／ｓであり、かつ当該温度区間に２００～３００ｓ滞留した；帯鋼を４１０～４３０℃から室温まで急冷した。その特徴は、前記のＴＲＩＰ鋼の金属組織は、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；前記のＴＲＩＰ鋼の平均結晶粒サイズは、明らかに微細化された；引張強度は９５０～１０５０ＭＰａである；伸び率は２１～２４％である；強伸度積は、最大２４ＧＰａ％に達することができる。
当該特許の欠点は、主に以下である：
第一に、当該特許は、７８０ＭＰａ級低炭素低合金ＴＲＩＰ鋼製品及びそのプロセス技術を開示したが、当該ＴＲＩＰ鋼製品の引張強度は９５０～１０５０ＭＰａであり、この強度は、７８０ＭＰａ級の製品の引張強度としては高すぎ、ユーザーの使用効果が良い訳が無いが、９８０ＭＰａ級の引張強度としてはまた低すぎて、ユーザーの強度要求を十分に満たすことができない；
第二に、当該特許は、一段式急速加熱を採用し、加熱温度区間全体で同一の急速加熱速度を採用し、異なる温度段階にある材料組織構造の変化に応じて、区別処理を行わず、代わりにすべて４０～３００℃／ｓの速度で急速加熱し、これは必然的に急速加熱過程の生産コストの高騰をもたらす；
第三に、当該特許の均熱時間は、６０～１００ｓに設定され、従来の連続焼鈍の均熱時間に近い；均熱時間の増加は、必然的に部分的に急速加熱による結晶粒微細化効果を弱め、材料強度と靭性の向上に非常に不利である；
第四に、当該特許は、２００～３００ｓのベイナイト等温処理時間を行わなければならず、これは、実際に急速熱処理製品にとって、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。また、均熱時間と等温処理時間の増加は、どちらもエネルギー節約、機械設備投資と機械の敷地面積の低減に不利であり、さらに炉内での帯鋼の高速安定運転にも不利であり、厳密な意味での急速熱処理過程でもないことは明らかである。
第一に、当該特許は、７８０ＭＰａ級低炭素低合金ＴＲＩＰ鋼製品及びそのプロセス技術を開示したが、当該ＴＲＩＰ鋼製品の引張強度は９５０～１０５０ＭＰａであり、この強度は、７８０ＭＰａ級の製品の引張強度としては高すぎ、ユーザーの使用効果が良い訳が無いが、９８０ＭＰａ級の引張強度としてはまた低すぎて、ユーザーの強度要求を十分に満たすことができない；
第二に、当該特許は、一段式急速加熱を採用し、加熱温度区間全体で同一の急速加熱速度を採用し、異なる温度段階にある材料組織構造の変化に応じて、区別処理を行わず、代わりにすべて４０～３００℃／ｓの速度で急速加熱し、これは必然的に急速加熱過程の生産コストの高騰をもたらす；
第三に、当該特許の均熱時間は、６０～１００ｓに設定され、従来の連続焼鈍の均熱時間に近い；均熱時間の増加は、必然的に部分的に急速加熱による結晶粒微細化効果を弱め、材料強度と靭性の向上に非常に不利である；
第四に、当該特許は、２００～３００ｓのベイナイト等温処理時間を行わなければならず、これは、実際に急速熱処理製品にとって、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。また、均熱時間と等温処理時間の増加は、どちらもエネルギー節約、機械設備投資と機械の敷地面積の低減に不利であり、さらに炉内での帯鋼の高速安定運転にも不利であり、厳密な意味での急速熱処理過程でもないことは明らかである。
中国特許出願ＣＮ１０８７７４６８１Ａが、「高強度鋼の急速熱処理方法」を開示し、当該方法には、セラミックシート電気加熱装置を採用し、最大値が４００℃／ｓに達する加熱速度を得られ、１０００～１２００℃まで加熱した後、送風機で吹付け冷却し、３０００℃／ｓに近い最大の冷却速度で室温まで冷却する。当該発明方法において、セラミックシートの電気加熱を用いた熱処理装置の処理速度は、５０ｃｍ／ｍｉｎである。当該発明にかかる鋼の特徴は、その炭素含有量が０．１６～０．５５％と高く、かつ、同時にＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を含む；当該方法は、主に鋼線、線材コイル又は５ｍｍ以下の鋼帯に適する。当該特許が、セラミックシート電気加熱による急速熱処理方法を述べた；当該発明の主な目的は、高強度鋼線や線材コイルなどの製品の熱処理効率が低く、エネルギーの浪費及び環境汚染の問題を解決することである；材料の組織性能に対する急速加熱の影響及び作用については言及していない；当該発明が、鋼種の番号と成分及び組織的な特点に関わらず、送風機による吹付け冷却の方式を採用した；ただし、最大冷却速度が３０００℃／ｓに近いことは、高温セグメントでの瞬間冷却速度を指すべきで、周知のように吹付け冷却の平均冷却速度は、３０００℃／ｓに達する訳がない；同時に、高温セグメントで高すぎる冷却速度を用いて幅薄帯鋼を生産すると、内部応力が大きすぎ、鋼板の板型不良などの問題を招き、幅薄鋼板の大規模な工業化連続熱処理生産には適用されない。
中国特許出願ＣＮ１０６８１１６９８Ｂが、「組織の精密制御による高強度鋼板及びその製造方法」を開示し、当該高強度二相鋼の化学成分は、重量百分率で、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％であり、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％からの少なくとも一つを含み、残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。その機械的特性：引張強度Ｒｍが１０００ＭＰａ超、伸び率Ａ５０ｍｍが２８％超である。当該発明には、成分Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量はいずれも比較的に高く、従来の連続焼鈍生産ラインで無均熱焼鈍を行うことにより、均熱保温セグメントを除去する方式を用いて、異なる成分の鋼帯を、再結晶焼鈍する。具体的な焼鈍パラメータの範囲は、２０℃／ｓ以上で、８００～９３０℃に急速加熱した後、すぐに４０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ－Ｍｆ点に冷却し、その後、Ｍｆ～Ｍｆ点＋１００℃の温度に、３０ｓ～３０ｍｉｎ保温し、最後に室温まで冷却する。
当該発明の主な特徴は、マルテンサイト強化相の形態と構造を制御することにより、細かい針状と短い棒状を有する微細マルテンサイト組織を得、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、最終的には比較的に安定した残留オーステナイトを得て、一定の変形能力を持たせ、それにより高強度鋼の可塑性と靭性を高めることである。
この発明のいわゆる急速加熱とは、実際に加熱速度が低く、加熱速度は２０～６０℃／ｓであり、中程度の加熱速度に属し、冷却速度は４０～１００℃／ｓである。急速加熱、急冷及び均熱セグメントの省略に対する考慮は、高強度鋼の高温セグメントでの滞留時間を短縮し、鋼のオーステナイト化過程における結晶粒が微細で、組織と化学成分が完全に均一化されていないことを確保するためであり、そして、冷却後に大量の大サイズのラス状マルテンサイトが生成されないことを保証するとともに、一定量の膜状残留オーステナイト組織を得るためである。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、組織構造と性能の変動も大きくなる。
この方法は、依然として、従来の連続焼鈍ユニットによる加熱技術と冷却技術に基づいて、均熱セグメントを省略し（均熱時間を０まで短縮し）、合金含有量を増加し、焼入れ、焼戻し処理を行った後、最終的に、一定の強度と靭性のシナジーを備えた高強度鋼製品を獲得し、当該発明は、各強度レベルの鋼種番号に対して具体的に細分化研究開発していない。また、加熱速度は、中程度の加熱速度に属し、急速加熱ではなく、均熱時間がないため、本当の意味での急速熱処理方法と完全な焼鈍サイクルを体現できず、商業化応用の将来性がない。
中国特許出願ＣＮ１０７７９４３５７Ｂと米国特許出願ＵＳ２０１９／０１５３５５８Ａ１が、「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を生産する方法」、当該高強度二相鋼の化学成分は、重量百分率で、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％であり、残部は、Ｆｅと他の不可避不純物である。当該二相鋼の機械的特性：降伏強度Ｒｐ０．２が１１００ＭＰａ超、引張強度Ｒｍ＝１８００－２３００ＭＰａ、伸び率が最大１２．３％、均一伸び率５．５～６％である。当該発明が、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、そのプロセスの特徴は、まず、冷間圧延鋼板を１～１０℃／ｓで３００～５００℃まで加熱し、そして、１００～５００℃／ｓの加熱速度で、単相オーステナイト領域８５０～９５０℃まで再加熱した；その後、鋼板は、５ｓを超えない保温後すぐに室温まで水冷し、超高強度冷間圧延鋼板を得た。
当該特許に記載のプロセスの欠点は、以下を含む：
第一に、当該発明には、鋼の焼鈍温度は、オーステナイト単相領域の超高温温度範囲に入り、しかも合金元素を多く含み、降伏強度と引張強度はいずれも１０００ＭＰａを超えているため、これは熱処理本工程、熱処理前工程製造及び後続ユーザ使用に大きな困難をもたらした。
第一に、当該発明には、鋼の焼鈍温度は、オーステナイト単相領域の超高温温度範囲に入り、しかも合金元素を多く含み、降伏強度と引張強度はいずれも１０００ＭＰａを超えているため、これは熱処理本工程、熱処理前工程製造及び後続ユーザ使用に大きな困難をもたらした。
第二に、当該発明の超急速加熱焼鈍方法は、５ｓを超えない保温時間を採用し、加熱温度の制御性が悪いだけでなく、最終製品中の合金元素の分布の不均一、製品組織性能の不均一と不安定を招く；
第三に、最後の急冷には、水焼入れによって室温まで冷却し、必要な焼戻し処理を行わなかったため、得られた最終製品組織性能及び最終組織構造中の合金元素分布プロファイルは製品に最適な強靭性をもたらせず、最終製品の強度が過剰に残り、可塑性と靭性が不足した；
第四に、当該発明の方法は、水焼入れによる冷却速度が高すぎるので、鋼板の板型不良や表面酸化などの問題を引き起こすため、当該特許技術は実用価値がないか、実用価値が低い。
第三に、最後の急冷には、水焼入れによって室温まで冷却し、必要な焼戻し処理を行わなかったため、得られた最終製品組織性能及び最終組織構造中の合金元素分布プロファイルは製品に最適な強靭性をもたらせず、最終製品の強度が過剰に残り、可塑性と靭性が不足した；
第四に、当該発明の方法は、水焼入れによる冷却速度が高すぎるので、鋼板の板型不良や表面酸化などの問題を引き起こすため、当該特許技術は実用価値がないか、実用価値が低い。
現在、従来の連続焼鈍炉生産ラインの設備能力に制限されており、冷間圧延二相鋼製品及び焼鈍プロセスに関する研究は、既存の工業装備の加熱速度（５～２０℃／ｓ）に基づいて帯鋼を低速加熱し、順番に回復、再結晶とオーステナイト化変態を完成させるため、加熱と均熱時間は比較的に長く、エネルギー消費が高いとともに、従来の連続焼鈍生産ラインには、帯鋼が高温炉セグメントに滞在する時間が長く、通過するローラーの数が多いなどの問題がある。従来の連続焼鈍ユニットは、製品大綱と生産能力の要求に基づき、一般的に、１～３ｍｉｎの均熱時間を有し、ユニットの速度が１８０メートル／分程度である従来の生産ラインに対して、その高温炉セグメント内のローラーの数は、一般的に２０～４０本であり、帯鋼表面の品質制御の難度を増大させた。
本発明の目的としては、引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼及び高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼及びその急速熱処理製造方法を提供し、急速熱処理により変形組織の回復、再結晶及びオーステナイト変態過程を変えて、核形成速度（再結晶核形成速度とオーステナイト変態核形成速度を含む）を向上し、結晶粒生長時間を短縮し、結晶粒を微細化し、得られた二相鋼の降伏強度≧３４０ＭＰａ、引張強度≧６２０ＭＰａ、伸び率≧１９％、強伸度積≧１５．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値が０．２０超である；材料強度を向上するとともに良い可塑性と靭性を得る；急速熱処理プロセスにより生産効率を向上し、生産コスト及びエネルギー消費を低減し、炉ローラーの数を著しく減らし、鋼板の表面品質を高める。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼、その化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。
引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼、その化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。
一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は、０．０４５～０．１０５％、０．０４～０．１０％または０．０５～１．２％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は０．０６～０．０８％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は、０．０６５～０．０８５％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は、０．０７～０．１％である。
一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉの含有量は、０．１～０．４％或０．１～０．３％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉの含有量は、０．１５～０．２５％である。
一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎの含有量は、１．０～１．６％、１．０～１．５％または１．２～２．０％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎの含有量は、１．２～１．４％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎの含有量は、１．２～１．３５％である。一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎの含有量は、１．５～１．８％である。
一部の実施の形態において、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％である。
一部の実施の形態において、前記の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１０５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。
一部の実施の形態において、前記の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼は、下記のプロセスで得られる：
１）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
２）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３、巻取り温度５５０～６８０℃；
３）冷間圧延
冷間圧延の圧下率は、４０～８５％である；
４）急速熱処理
冷間圧延された鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；その後、均熱を行い、均熱温度は７５０～８４５℃であり、均熱時間は、１０～６０ｓである；
均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃まで徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃から室温まで急冷する；
または、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃まで急冷し、当該温度区間では、過時効処理を行い、過時効処理時間が、２００ｓ以下であり、最後に、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却する。
１）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
２）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３、巻取り温度５５０～６８０℃；
３）冷間圧延
冷間圧延の圧下率は、４０～８５％である；
４）急速熱処理
冷間圧延された鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；その後、均熱を行い、均熱温度は７５０～８４５℃であり、均熱時間は、１０～６０ｓである；
均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃まで徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃から室温まで急冷する；
または、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃まで急冷し、当該温度区間では、過時効処理を行い、過時効処理時間が、２００ｓ以下であり、最後に、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却する。
好ましくは、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は３０～３００ｓである。一部の実施の形態において、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は４１～３００ｓである。一部の実施の形態において、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は４１～２９６ｓである。
好ましくは、ステップ２）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である。
好ましくは、ステップ３）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップ３）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用する：一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用する：一段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップ４）では、前記の均熱時間は、１０～４０ｓである。
好ましくは、ステップ４）では、前記の鋼板の急冷速度は、５０～１５０℃／ｓである。
好ましくは、ステップ４）では、前記の鋼板の急冷速度は、５０～１５０℃／ｓである。
好ましくは、過時効処理時間は、２０～２００ｓである。
本発明に記載の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズが２～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である。一部の実施の形態において、本発明に記載の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズが２～８μｍまたは４～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である。
本発明に記載の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズが２～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である。一部の実施の形態において、本発明に記載の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズが２～８μｍまたは４～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である。
一部の実施の形態において、本発明に記載の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は３４０～５６０ＭＰａ、引張強度は６２０～８８０ＭＰａ、伸び率は１９～３０．５％、強伸度積は１５．５～２０．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。
一部の実施の形態において、本発明に記載の二相鋼の降伏強度は３４０～４１０ＭＰａ、引張強度は６４０～７１０ＭＰａ、伸び率は２２～３０．５％、強伸度積は１５．５～２０．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。
一部の実施の形態において、本発明に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．３％、Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。好ましくは、当該二相鋼のＣ含有量は０．０６～０．０８％である；好ましくは、当該二相鋼のＳｉ含有量は０．１５～０．２５％である；好ましくは、当該二相鋼のＭｎ含有量は１．２％～１．４％である。好ましくは、当該二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズが４～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である。好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は３５０～４１０ＭＰａ、引張強度は６２０～７１０ＭＰａ、伸び率は２４．０～３０．５％、強伸度積は１７～２０．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は３５０～４０５ＭＰａ、引張強度は６２４～７０６ＭＰａ、伸び率は２４．４～３０．４％、強伸度積は１７～２０．１ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。好ましくは、当該二相鋼は、本明細書のいずれか一つの実施方式に記載の方法で製造して得た。好ましくは、当該二相鋼の製造過程では、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は、４１～３００ｓである。
一部の実施の形態において、本発明に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。好ましくは、当該二相鋼の引張強度≧７８０ＭＰａである。好ましくは、当該二相鋼のＣ含有量は０．０７～０．１％である；好ましくは、当該二相鋼のＳｉ含有量は０．１～０．４％である；好ましくは、当該二相鋼のＭｎ含有量は１．５～１．８％である。好ましくは、当該二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズが２～８μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である。好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は４００～５４０ＭＰａ、引張強度は７８０～８８０ＭＰａ、伸び率は１９～２４．５％、強伸度積は１６．０～１９．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は４００～５３３ＭＰａ、引張強度は７８１～８７８ＭＰａ、伸び率は１９．５～２４．１％、強伸度積は１６．３～１９．３ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。好ましくは、当該二相鋼は、本明細書のいずれか一つの実施方式に記載の方法で製造して得た。好ましくは、当該二相鋼の製造過程では、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は、４１～２９６ｓである。
一部の実施の形態において、前記の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼の化学成分は、質量百分率で、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％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。
一部の実施の形態において、前記の二相鋼は、本明細書のいずれか一つの実施方式に記載の溶融亜鉛めっき二相鋼であり、ただし、前記の均熱ステップ終了かつ６７０～７７０℃まで徐冷した後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、そして亜鉛ポットに浸入しれ溶融亜鉛めっきを行い、前記の溶融亜鉛めっき二相鋼を得る。一部の実施の形態において、溶融亜鉛めっき後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る。一部の実施の形態において、溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
好ましくは、一部の実施の形態において、前記の溶融亜鉛めっき二相鋼の化学成分は、質量百分率で、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％であり、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃ含有量は０．０６５～０．０８５％である；好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉ含有量は０．１５～０．２５％である；好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎ含有量は１．２％～１．３５％である。好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．２％である。好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は３４０～４１０ＭＰａ、引張強度は６２０～７１０ＭＰａ、伸び率は２２～３０．５％、強伸度積１５．５～２０．０ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２１超である；より好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は３４７～４０５ＭＰａ、引張強度は６２４～７０９ＭＰａ、伸び率は２２．２～３０．３％、強伸度積１５．７～１９．６ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２１超である。
一部の実施の形態において、前記溶融亜鉛めっき二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度≧７８０ＭＰａである。好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃ含有量は０．０７～０．１％である；好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉ含有量は０．１～０．４％である；好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎ含有量は１．５％～１．８％である。好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は４００～５６０ＭＰａ、引張強度は７９０～８７０ＭＰａ、伸び率は１９．０～２５．０％、強伸度積１６．０～２０．０ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；より好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は４００～５５２ＭＰａ、引張強度は７９８～８６２ＭＰａ、伸び率は１９．５～２４．６％、強伸度積１６．３～１９．９ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。
一部の実施の形態において、本発明に記載の高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼は、以下のプロセスで得られる：
ａ）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
ｂ）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３、巻取り温度５５０～６８０℃；
ｃ）冷間圧延
冷間圧延の圧下率は、４０～８５％である；
ｄ）急速熱処理、溶融亜鉛めっき
冷間圧延された鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；
一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；
二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；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℃まで徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、亜鉛ポットに浸入し、溶融亜鉛めっきを行う；
溶融亜鉛めっき後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る；
または、溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
ａ）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
ｂ）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３、巻取り温度５５０～６８０℃；
ｃ）冷間圧延
冷間圧延の圧下率は、４０～８５％である；
ｄ）急速熱処理、溶融亜鉛めっき
冷間圧延された鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；
一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；
二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；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℃まで徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、亜鉛ポットに浸入し、溶融亜鉛めっきを行う；
溶融亜鉛めっき後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る；
または、溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
好ましくは、ステップｄ）に記載の急速熱処理、溶融亜鉛めっきの全過程時間は、３０～１４２ｓである。
好ましくは、ステップｂ）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である。
好ましくは、ステップｃ）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップｃ）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップｄ）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである。
好ましくは、ステップｄ）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用する：一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップｄ）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用する：一段目では、３０～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
本発明に記載の溶融亜鉛めっき二相鋼の金属組織は、均一に分布するフェライトとマルテンサイト二相組織であり、平均結晶粒サイズは、１～３μｍである。
本発明にかかる鋼の成分とプロセスの設計において：
Ｃ：炭素は、鋼の中で最も見られる強化元素であり、炭素は、鋼の強度を増加させ、可塑性を低下させるが、成形用鋼にとって、低い降伏強度、高い均一伸び率と総伸び率は必要であるので、炭素の含有量は、高すぎるべきではない。炭素の含有量が鋼の機械的特性に非常に大きな影響を与え、炭素の含有量の上昇に伴い、パーライトの数が増加し、鋼の強度と硬度が大幅に向上するが、その可塑性と靭性は明らかに低下し、炭素の含有量が高すぎると、鋼の中に、明らかな網状炭化物が出現し、網状炭化物の存在は、その強度、可塑性と靭性を明らかに低下させ、鋼の中の炭素含有量の上昇による強化効果も顕著に弱まる。また、鋼のプロセス性能を低下させるため、強度を保証する上に、炭素含有量をできるだけ低下させるべきである。
Ｃ：炭素は、鋼の中で最も見られる強化元素であり、炭素は、鋼の強度を増加させ、可塑性を低下させるが、成形用鋼にとって、低い降伏強度、高い均一伸び率と総伸び率は必要であるので、炭素の含有量は、高すぎるべきではない。炭素の含有量が鋼の機械的特性に非常に大きな影響を与え、炭素の含有量の上昇に伴い、パーライトの数が増加し、鋼の強度と硬度が大幅に向上するが、その可塑性と靭性は明らかに低下し、炭素の含有量が高すぎると、鋼の中に、明らかな網状炭化物が出現し、網状炭化物の存在は、その強度、可塑性と靭性を明らかに低下させ、鋼の中の炭素含有量の上昇による強化効果も顕著に弱まる。また、鋼のプロセス性能を低下させるため、強度を保証する上に、炭素含有量をできるだけ低下させるべきである。
二相鋼にとって、炭素元素は、主に焼鈍過程で形成された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、実際にオーステナイト結晶粒の成長過程を制御する役割を果たす。炭素の含有量の上昇または臨界域の加熱温度の上昇に伴い、オーステナイト体積分率が増加し、さらに冷却後に形成されるマルテンサイト相組織が増加し、材料の強度が増加するため、材料の強度と靭性のシナジー、急速焼鈍過程における強度の向上を総合的に考慮すると、本発明には、炭素の含有量を０．０４～０．１２％の範囲に限定する。
Ｍｎ：マンガンは、鉄と固溶体を形成することができ、さらに、炭素鋼中のフェライトとオーステナイトの強度と硬度を高め、鋼材において熱間圧延後の冷却過程で比較的に微細で強度の高いパーライトを得ることができ、パーライトの含有量もＭｎ含有量の増加に伴い増加することができる。マンガンは、同時に炭化物の形成元素であり、マンガンの炭化物は、セメンタイトに溶解することができ、それによって、間接的に、パーライトの強度を増強することができる。マンガンはまた、鋼の焼入れ性を強く増強し、その強度をさらに高めることができる。
二相鋼にとって、マンガン元素は、臨界域の焼鈍時のオーステナイト形成動力学に顕著に影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のフェライトへの変態と成長の過程及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。オーステナイト中のマンガン元素の拡散速度は、フェライト中のそれの拡散速度よりはるかに小さいため、マンガン拡散に制御されるオーステナイト結晶粒の成長時間は長く、マンガン元素が、オーステナイト内で均一な分布に達する時間はさらに長くなる。臨界域で加熱する場合、保温時間が短いと、マンガン元素は、オーステナイト内で均一分布に達しず、その後冷却速度が不足し、均一なマルテンサイト島組織が得られなくなる。急速熱処理プロセスを用いて生産された二相鋼（例えば水焼入れ連続焼鈍生産ライン）において、マンガン含有量は、通常に高く、オーステナイト生成後に高いマンガン含有量を有し、オーステナイト島の焼入れ性を保証し、冷却後に、均一なマルテンサイト島組織と比較的に均一な性能を得る。また、マンガン元素は、γ相領域を拡大し、Ａｃ１とＡｃ３温度を低下させるので、マンガン含有鋼は、同じ熱処理条件下で低炭素鋼よりも高いマルテンサイト体積分率を得ることができる。しかし、マンガン含有量が高い場合、鋼中の結晶粒を粗大化する傾向があり、鋼の過熱感受性を増加させる；溶融鋳造と熱間鍛造圧延後の冷却が不十分な場合、炭素鋼に白点が発生しやすい。以上の点を総合して、本発明には、マンガン含有量を１．０～２．０％の範囲内に設計する。
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、それによって、鋼の降伏強度と引張強度を強化し、しかも、ケイ素は、鋼の冷間加工変形硬化率を増大することができ、合金鋼中の有益元素である。また、ケイ素はケイ素マンガン鋼の結晶断面に沿って明らかな偏在現象があり、ケイ素の結晶粒界位置での偏在は炭素とリンの結晶粒界に沿った分布を緩和し、さらに結晶粒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、耐摩耗性を高めることができ、しかも鋼の可塑性を明らかに低下させることはない。ケイ素は、脱酸素の能力が強く、製鋼時によく使われる脱酸素剤であり、ケイ素は、また溶鋼の流動性を増大させることができるため、一般的な鋼には、ケイ素が含まれているが、鋼中のケイ素の含有量が高すぎると、その可塑性と靭性が著しく低下する。
二相鋼にとって、ケイ素の主な影響は焼鈍時間を下げることであり、最終平衡時のオーステナイト体積分率に影響する。ケイ素は、オーステナイト成長速度に明らかな影響を与えないが、オーステナイトの形成形態と分布に明らかな影響を与える。そのため、本発明には、ケイ素含有量は０．１～０．５％の範囲内にある。
Ｃｒ：鋼におけるクロムの主な作用は、焼入れ性を高めることであり、鋼を焼入れ・焼戻しした後に比較的に良い総合機械的性能を持たせる。クロムと鉄は連続固溶体を形成し、オーステナイト相領域を縮小し、クロムと炭素は多種の炭化物を形成し、炭素との親和力は鉄とマンガン元素より大きい。クロムと鉄は、金属間化合物であるσ相（ＦｅＣｒ）を形成することができ、クロムは、パーライト中の炭素の濃度及びオーステナイト中の炭素の限界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遅くし、鋼の焼入れ性を著しく向上させる。しかし、鋼の焼戻し脆性傾向も増す。クロム元素は、鋼の強度と硬度を高め、他の合金元素と同時に使用すると、効果が顕著である。Ｃｒは、空冷時の鋼の焼入れ能力を高めるため、鋼の溶接性能に不利な影響を与える。しかし、クロム含有量が０．３％未満の場合、溶接性への悪影響は無視できる；当該含有量を超えると、溶接時に、クラックやスラグ挟みなどの欠陥が生じやすくなる。Ｃｒが他の合金元素と同時に存在する（例えばＶと共存する）と、Ｃｒの溶接性への悪影響は大幅に減少する。例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの元素が同時に鋼中に存在する場合、Ｃｒ含有量が１．７％に達しても、鋼の溶接性能に顕著な不利な影響はない。本発明には、クロム元素は有益で不必要な元素であり、コスト増加などの要素を考慮すると、その添加量が多すぎることは望ましくない。いくつかの実施形態では、Ｃｒの含有量は≦０．３０％である。
Ｍｏ：モリブデン元素は、鉄の自己拡散と他の元素の拡散速度を抑制することができる。Ｍｏ原子半径はα－Ｆｅ原子より大きく、Ｍｏがα固溶体に溶解すると、固溶体に強い格子歪みが発生すると同時に、Ｍｏは格子原子結合引力を増加させ、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、マルテンサイト型鋼には、ひいては高合金オーステナイト鋼にも、Ｍｏの強化作用も明らかである。鋼におけるＭｏの良好な作用は、鋼中の他の合金元素との相互作用にも依存する必要がある。鋼に強炭化物形成元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔｉを添加すると、Ｍｏの固溶強化作用がより顕著になる。これは、強炭化物形成元素がＣと結合して安定した炭化物を形成すると、Ｍｏの固溶体へのより効果的な溶解が促進され、鋼の熱強度の向上に有利になるからである。Ｍｏの添加は、さらに鋼の焼入れ性を向上することができる。Ｍｏは、パーライト領域の変態を抑制し、中温領域の変態を加速させるので、Ｍｏ含有鋼は、冷却速度が大きい場合でも一定数のベイナイトを形成し、フェライトとパーライトの形成を排除することができ、これは、Ｍｏが低合金耐熱鋼の熱強度に有利な影響を与える原因の一つである。Ｍｏは、鋼の熱脆性傾向を顕著に低下させ、パーライト球状化速度を減少させることもできる。Ｍｏ含有量が０．１５％以下の場合、鋼の溶接性能に悪影響を与えない。本発明には、モリブデン元素は有益で不必要な元素であり、コスト増加などの要素を考慮すると、その添加量が多すぎることは望ましくない。いくつかの実施形態では、Ｍｏの含有量は≦０．２０％である。
微量合金元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：鋼に微量の微量合金元素Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを添加すると、鋼が炭素当量が低い場合、それらの炭化物／窒化物の粒子（サイズが５ｎｍ未満）の分散析出及びＮｂ、Ｖ、Ｔｉの固溶により、結晶粒を微細化し、鋼の強度、靭性（特に低温靭性）を大幅に向上し、鋼に良好な溶接可能性などの使用性能を持たせることができる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、炭化物と窒化物の形成元素であり、これらの元素は、比較的低い濃度でこのような要求を満たすことができる；Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、強炭化物形成元素であり、常温時、鋼中で、大部は炭化物、窒化物、炭窒化物の形で存在し、ごく一部はフェライト中に固溶する。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを添加すると、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。これは、それらの炭化物、窒化物が分散した小粒子がオーステナイト結晶粒界に固定作用を発揮し、オーステナイト結晶粒界の移動を阻害し、オーステナイト再結晶温度を高め、未再結晶域を拡大することができ、すなわち、オーステナイト結晶粒の成長を阻止することができるためである。鋼に微量のＮｂ、Ｖ、Ｔｉを添加すると、一方、炭素当量含有量を減少させると同時に鋼の強度、溶接性能を高めることができ、他方、酸素、窒素、硫黄などの不純物を固定し、鋼の溶接可能性を改善することができる；そのミクロ粒子の作用、例えばＴｉＮの高温下での未溶解性により、熱影響領域の結晶粒の粗大化を阻止し、熱影響領域の靭性を高め、それにより、鋼の溶接性能を改善することができる。本発明には、微量合金元素は有益で不必要な元素であり、コスト増加などの要素を考慮すると、それらの添加量が多すぎることは望ましくない。いくつかの実施形態では、Ｔｉの含有量は≦０．０３５％である。いくつかの実施形態では、Ｎｂの含有量は≦０．０２５％である。いくつかの実施形態では、Ｖの含有量は≦０．０３０％である。
本発明は、急速加熱、短時間保温と急冷の急速熱処理プロセスを通じて、連続熱処理プロセスにおける変形組織の回復、再結晶、オーステナイト相と変態過程を制御し、最終的に、微細なフェライト組織及び多形態の強化相組織を獲得し、材料に、良い強度と靭性のシナジーを獲得させ、合金コストと各工程の製造難度を下げ、同じ強度レベルの鋼種の溶接性能などの使用性能を高める。
具体的な原理は、加熱過程の異なる温度段階で、異なる加熱速度を採用し、低温セグメントでは、主に変形組織の回復が発生し、比較的低い加熱速度を採用してエネルギー消費を下げることができる；高温セグメントでは、主に異なる相組織の再結晶と結晶粒成長が発生し、比較的高い加熱速度と短い均熱時間を用いて材料の高温区間での滞留時間を短縮しなければ、結晶粒の成長が小さいか大きくならないことを確保できない。加熱過程における加熱速度を制御することにより、加熱過程における変形組織の回復及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変態過程をオーバラップさせ、再結晶粒とオーステナイト結晶粒の核形成点を増加させ、最終的に、結晶粒を微細化する。短時間保温と急冷により、均熱過程における結晶粒の成長時間を短縮し、結晶粒組織の微細と均一的な分布を確保する。
中国特許出願ＣＮ１０６８１１６８Ｂに開示された熱処理プロセスは、加熱プロセス全体を区分処理しておらず、その加熱プロセスに採用されている加熱速度は２０～６０℃／ｓで、中程度の加熱速度であり、従来の連続焼鈍ユニットの加熱技術に基づき実現されたものであり、材料組織の変態の必要に応じて広範囲の調整を行うことはできない。
中国特許出願ＣＮ１０７７９４３５７Ｂ及び米国特許出願ＵＳ２０１９／０１５３５５８Ａ１に開示された熱処理プロセスにおいて、加熱プロセスは、段階別に処理されている：まず、１～１０℃／ｓの加熱速度で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領域８５０～９５０℃まで加熱し、５ｓを超えない保温後に、水焼入れによって室温まで冷却する。この処理方法には、鋼板を、単相オーステナイトの高温域に加熱しなければならず、これは、設備の耐高温要求を高め、製造難度を増加し、かつ水冷の冷却方式を採用するので、冷却速度は極めて高く、結晶粒組織の高温区間での成長時間を大幅に減少することができるが、最終製品中の合金元素分布の不均一をもたらし、製品の組織性能の不均一と不安定を招くことも避けられない；なお、冷却速度が高すぎると、鋼板の板型不良や表面酸化などの一連の問題を引き起こすこともある。
熱処理プロセス全体（急速加熱（段階別に加熱速度を制御する）、短時間均熱、急冷プロセスを含む）を総合的に制御することによって、精密制御された最適な結晶粒サイズ、合金元素と各相組織の均一分布を得ることができ、最終的に最適な強度と靭性のシナジーを有する製品を得ることができる。
本発明の急速熱処理方法により得られたフェライトとマルテンサイトの二相組織の平均結晶粒サイズは、４～１０μｍであり、従来技術で生産された製品の結晶粒サイズ（通常１０～２０μｍ）と比較すると５０～６０％減少し、結晶粒の微細化により、材料の強度を高めることができ、同時に、良好な可塑性と靭性を得て、材料の使用性能を高めることができる；また、本発明で得られたフェライト及びマルテンサイト組織は、塊状、ストリップ状、顆粒状などの多種の形態を有し、両者の分布がより均一であることにより、より良い強度・可塑性を得ることができる。
本発明に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性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
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
２）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
３）冷間圧延
冷間圧延圧下率４０～８５％で、圧延硬質帯鋼または鋼板を得る；
４）急速熱処理
ａ）急速加熱
冷間圧延された帯鋼又は鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；
ｂ）均熱
帯鋼または鋼板を、オーステナイトとフェライトの二相領域目標温度７５０～８４５℃で均熱し、均熱時間１０～６０ｓである；
ｃ）冷却
均熱された帯鋼または鋼板を、５～１５℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃まで徐冷する；その後、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷する；
または、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃まで急冷し、過時効処理を行い、過時効処理時間が、２００ｓ以下である；過時効処理後、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却する。
１）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
２）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
３）冷間圧延
冷間圧延圧下率４０～８５％で、圧延硬質帯鋼または鋼板を得る；
４）急速熱処理
ａ）急速加熱
冷間圧延された帯鋼又は鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；
ｂ）均熱
帯鋼または鋼板を、オーステナイトとフェライトの二相領域目標温度７５０～８４５℃で均熱し、均熱時間１０～６０ｓである；
ｃ）冷却
均熱された帯鋼または鋼板を、５～１５℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃まで徐冷する；その後、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷する；
または、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃まで急冷し、過時効処理を行い、過時効処理時間が、２００ｓ以下である；過時効処理後、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却する。
好ましくは、前記急速熱処理の全過程時間は、４１～３００ｓ、例えば４１～２９６ｓである。
好ましくは、ステップ２）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である。
好ましくは、ステップ３）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップ３）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用し、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用し、一段目では、５０～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップ４）では、前記の急速加熱の最終温度は、７９０～８３０℃である。
好ましくは、ステップ４）では、前記の帯鋼または鋼板の急冷速度は、５０～１５０℃／ｓである。
好ましくは、ステップ４）の均熱過程では、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目標温度まで加熱し後、温度を保持して均熱を行う。
好ましくは、ステップ４）の均熱過程では、均熱時間帯には、帯鋼または鋼板を、小幅昇温または小幅降温を行い、昇温後の温度は８４５℃を超えず、降温後の温度は７５０℃を下回らない。
好ましくは、前記の均熱時間は、１０～４０ｓである。
好ましくは、過時効処理時間は、２０～２００ｓである。
好ましくは、過時効処理時間は、２０～２００ｓである。
好ましくは、前記の二相鋼は、本明細書のいずれか一つの実施方式に記載の溶融亜鉛めっき二相鋼であり、ただし、前記の均熱ステップ終了かつ６７０～７７０℃まで徐冷した後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、そして亜鉛ポットに浸入しれ溶融亜鉛めっきを行い、前記の溶融亜鉛めっき二相鋼を得る。一部の実施の形態において、溶融亜鉛めっき後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る。一部の実施の形態において、溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
一部の実施の形態において、本明細書に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼の急速熱処理製造方法は、以下のステップを含む：
Ａ） 製錬・鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
Ｂ） 熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
Ｃ） 冷間圧延
冷間圧延圧下率４０～８５％で冷間圧延後、圧延硬質帯鋼または鋼板を得る；
Ｄ） 急速熱処理、溶融亜鉛めっき
ａ） 急速加熱
冷間圧延された帯鋼または鋼板を、室温から７５０～８４５℃のオーステナイトとフェライトの二相領域目標温度まで急速加熱し、前記の急速加熱は、一段式または二段式を採用する；
一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；
二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；
ｂ） 均熱
オーステナイトとフェライトの二相領域目標温度７５０～８４５℃で均熱し、均熱時間１０～６０ｓである；
ｃ） 冷却、溶融亜鉛めっき
帯鋼または鋼板の均熱を終了した後に、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃まで徐冷する；その後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、帯鋼または鋼板を、亜鉛ポットに浸入して溶融亜鉛めっきを行う；
ｄ） 帯鋼または鋼板の溶融亜鉛めっき後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る；
あるいは、
帯鋼または鋼板の溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
Ａ） 製錬・鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
Ｂ） 熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
Ｃ） 冷間圧延
冷間圧延圧下率４０～８５％で冷間圧延後、圧延硬質帯鋼または鋼板を得る；
Ｄ） 急速熱処理、溶融亜鉛めっき
ａ） 急速加熱
冷間圧延された帯鋼または鋼板を、室温から７５０～８４５℃のオーステナイトとフェライトの二相領域目標温度まで急速加熱し、前記の急速加熱は、一段式または二段式を採用する；
一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；
二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；
ｂ） 均熱
オーステナイトとフェライトの二相領域目標温度７５０～８４５℃で均熱し、均熱時間１０～６０ｓである；
ｃ） 冷却、溶融亜鉛めっき
帯鋼または鋼板の均熱を終了した後に、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃まで徐冷する；その後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、帯鋼または鋼板を、亜鉛ポットに浸入して溶融亜鉛めっきを行う；
ｄ） 帯鋼または鋼板の溶融亜鉛めっき後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る；
あるいは、
帯鋼または鋼板の溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
好ましくは、ステップＤ）に記載の急速熱処理、溶融亜鉛めっきの全過程時間は、３０～１４２ｓである。
好ましくは、ステップＢ）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である。
好ましくは、ステップＣ）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップＣ）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である。
好ましくは、ステップＤ）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである。
好ましくは、ステップＤ）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用し、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップＤ）では、前記の急速加熱には、二段式加熱を採用し、一段目では、３０～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する。
好ましくは、ステップＤ）では、前記の急速加熱の最終温度は、７７０～８３０℃または７９０～８３０℃である。
好ましくは、ステップＤ）の均熱過程では、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目標温度まで加熱し後、温度を保持して均熱を行う。
好ましくは、ステップＤ）の均熱過程では、均熱時間帯には、帯鋼または鋼板を、小幅昇温または小幅降温を行い、昇温後の温度は８４５℃を超えず、降温後の温度は７５０℃を下回らない。
好ましくは、前記の均熱時間は、１０～４０ｓである。
好ましくは、ステップＤ）では、前記の帯鋼または鋼板を合金化処理した後、３０～２００１００℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
好ましくは、ステップＤ）では、前記の帯鋼または鋼板を合金化処理した後、３０～２００１００℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
本発明に記載の５９０ＭＰａ級低炭素低合金高成形性二相鋼及び高成形性溶融亜鉛めっき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によって定量的に記述することができ、連続加熱過程におけるフェライト再結晶体積分率と温度Ｔの関数関係式は：
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によって定量的に記述することができ、連続加熱過程におけるフェライト再結晶体積分率と温度Ｔの関数関係式は：
であり、ただし、Ｘ（ｔ）は、フェライト再結晶体積分率である；ｎは、Ａｖｒａｍｉ指数であり、変態機構と関連し、再結晶核形成率の減衰周期に依存して、一般的に、１～４の範囲内で値をとる；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、以下の式により得られる：
以上の式及び関連実験データから、加熱速度の増加に伴い、再結晶開始温度（Ｔｓｔａｒ）及び終了温度（Ｔｆｉｎ）が、どちらも上昇する；加熱速度が５０℃／ｓ以上の場合、オーステナイト変態と再結晶過程がオーバラップし、再結晶温度が、二相領域温度まで上昇し、加熱速度が速いほど、フェライト再結晶温度が高くなることを知られる。
従来の熱処理過程では、加熱技術の制限により、すべては低速加熱であり、当該条件で、変形マトリックスには、順番に、回復、再結晶及び結晶粒成長が発生し、その後、フェライトのオーステナイトへの変態が発生し、しかも変態核形成は、主に、成長したフェライト結晶粒界にあり、核形成速度は、比較的に低い。そのため、最後に得られた二相鋼の結晶粒組織は、比較的に粗大である。
超急速加熱条件下では、変形マトリックスは、再結晶が完了したばかりか、または再結晶が完了していない（十分に回復していないことさえある）かのうちに、フェライトのオーステナイトへの変態が発生し始め、再結晶が完了したばかりか、または再結晶が完了していない場合、結晶粒が微細で、結晶粒界面積が大きいので、核形成速度が著しく向上し、オーステナイト結晶粒は明らかに微細化した。この時、フェライト再結晶とオーステナイト変態過程がオーバラップし、フェライト結晶内に大量の転位などの結晶欠陥が残っているため、オーステナイトに大量の核形成点を提供し、オーステナイトの核形成には、爆発的核形成を呈するため、オーステナイト結晶粒はさらに微細化した。同時に残された高密度転位線欠陥も、炭素原子の高速拡散の通路となり、炭素原子の拡散時間を短縮し、各オーステナイト結晶粒がいずれも急速に生成して成長できるようにしたため、オーステナイト結晶粒は小さく、体積分率が増大した。
急速加熱中に、組織の変化、合金元素と各相成分の分布に精密に制御すると、後続の均熱過程におけるオーステナイト組織の成長、及び各合金成分の分布と急冷過程におけるオーステナイトのマルテンサイト相への変態に良好な基礎を築く。最終的には、微細化された結晶粒、合理的な元素と各相分布を有する最終製品組織を得ることができる。急速加熱と微細化結晶粒の効果、製造コスト及び製造可能性などの要素を総合的に考慮し、本発明は、一段式の急速加熱時の加熱速度を５０～５００℃／ｓとし、二段式の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は、急速加熱が材料の回復、再結晶、結晶粒成長などの組織変化過程に与える影響が異なり、最適な組織制御を得るために、異なる加熱温度区間の好ましい加熱速度も異なる：２０℃から５５０～６５０℃まで、加熱速度が回復過程に与える影響は最も大きく、加熱速度を５～３００℃／ｓ、さらに好ましくは５０～３００℃／ｓに制御する；加熱温度は５５０～６５０℃からオーステナイト化温度７５０～８４５℃まで、加熱速度が核形成速度と結晶粒成長過程に与える影響は最も大きく、加熱速度を５０～３００℃／ｓ、さらに好ましくは８０～３００℃／ｓに制御する。
２、均熱速度の制御
均熱温度の選択は、加熱過程の各温度段階の材料組織の変化過程の制御と結合する必要があり、同時に、後続の急冷過程の組織の変化と制御を考慮する必要があり、それによって、最終的に好ましい組織構造と分布を得ることができる。
均熱温度の選択は、加熱過程の各温度段階の材料組織の変化過程の制御と結合する必要があり、同時に、後続の急冷過程の組織の変化と制御を考慮する必要があり、それによって、最終的に好ましい組織構造と分布を得ることができる。
通常、均熱温度は、Ｃ含有量に依存し、本発明の二相鋼中のＣ含有量は０．０４～０．１２％であり、本発明の鋼のＡＣ１とＡＣ３は、それぞれ７３０℃と８７０℃程度である。本発明の急速熱処理プロセスは、帯鋼の均熱温度を、ＡＣ１からＡＣ３の間の二相領域内に制御し、急速加熱技術を利用して、材料を室温からＡＣ１からＡＣ３の間に急速に加熱し、材料を十分に再結晶していないフェライト中に大量の転位を保持させ、フェライトのオーステナイト相への変態に、より大きな核形成駆動力を提供するため、伝統的な連続焼鈍プロセスと比較すると、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。
本発明には、均熱温度を制御する時、均熱温度が一定範囲内で上昇と低下を行うことを初めて提案する：すなわち、均熱温度の傾斜昇温と傾斜降温を行うが、均熱温度は一定範囲内に保持しなければならない。このようにする利点は、二相領域の温度範囲で温度を急速に上昇／低下させる過程は、実際には急速な変態過程を容易にするために、過熱度と過冷却度をさらに増加させることであり、昇降温度幅が十分に大きく、昇降温度速度も十分に大きい場合、繰り返しのフェライトのオーステナイト相への変態及びオーステナイトのフェライト相への変態により、結晶粒をさらに微細化することができ、同時に、炭化物形成及び合金元素の均一分布にも一定の影響を与え、最終的には、より微細な組織及び均一分布を有する合金元素を形成することができる。
冷間圧延後の二相鋼には、溶解していない均一に分布する微細な炭化物が大量に存在し、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、加熱と均熱過程において、オーステナイト結晶粒の成長に機械的阻害の役割を果たすことができ、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、未溶解炭化物の数を大幅に減少させ、この阻害作用を弱め、結晶粒の成長傾向を強め、さらに鋼の強度を低下させる。未溶解炭化物の数が大きすぎると、凝集を引き起こす可能もあり、局所の化学成分の不均一分布をもたらし、この凝集箇所の炭素含有量が高すぎると、局所過熱を引き起こす可能性がある。したがって、理想的には、鋼中に、少量の微細な粒子状の未溶解炭化物が均一に分布しているべきであり、これにより、オーステナイト結晶粒の異常な成長を防止することができ、かつそれに応じてマトリックス中の各合金元素の含有量を高め、合金鋼の強度と靭性などの機械的性能を改善する目的を達成することができる。
均熱温度の選択は、さらに、冷却後に、微細なマルテンサイト組織を得ることができるという目的を達成するために、微細で均一なオーステナイト結晶粒を得ることを目的として、オーステナイト結晶粒の粗大化を回避しなければならない。高すぎる均熱温度は、オーステナイト結晶粒を粗大化させ、急冷後に、得られるマルテンサイト組織も粗大化し、鋼の機械的性能を低下させる；また、残留オーステナイトの数を増やし、マルテンサイトの数を減らし、鋼の硬度と耐摩耗性を低下させる。低すぎる均熱温度は、オーステナイトの数を減少させるだけでなく、オーステナイト中の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を不均一にし、鋼の焼入れ性を大幅に低下させ、鋼の機械的性能に不利な影響を与える。亜共析鋼の均熱温度は、Ａｃ３＋３０～５０℃であるはず。超高強度鋼では、炭化物形成元素が存在すると、炭化物の変態を阻害するため、均熱温度を適切に高めることができる。以上の要素を総合して、本発明は７５０～８４５℃を均熱温度として選択し、より理想的で合理的な最終組織を得ることを期待する。
３、均熱時間の制御
均熱時間に影響する要素は、鋼中の炭素及び合金元素の含有量にも依存し、鋼中の炭素及び合金元素の含有量が高くなると、鋼の熱伝導性が低下するだけでなく、合金元素が炭素元素よりも拡散速度が遅くなるため、合金元素は、鋼の組織変態を明らかに遅らせることができ、当該場合には、適切に保温時間を延長しなければならない。本発明が、急速加熱を採用し、二相領域の材料に大量の転位を含有し、オーステナイト形成に大量の核形成点を提供し、かつ、炭素原子に急速拡散通路を提供するため、オーステナイトが極めて速く形成することができ、しかも、均熱保温時間が短いほど炭素原子拡散距離が短くなり、オーステナイト体内の炭素濃度勾配が大きくなり、最後に、残った残留オーステナイト炭素の含有量が多くなる；しかしながら、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十分になる；保温時間が長すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大になりやすい。そのため、均熱時間の制御は、均熱温度、急冷及び急速加熱過程を厳格に結合し、総合的に考慮して確定しなければならず、最終的に理想的な組織と元素分布を得ることができない。以上より、本発明には、均熱保温時間を１０～６０ｓとする。
均熱時間に影響する要素は、鋼中の炭素及び合金元素の含有量にも依存し、鋼中の炭素及び合金元素の含有量が高くなると、鋼の熱伝導性が低下するだけでなく、合金元素が炭素元素よりも拡散速度が遅くなるため、合金元素は、鋼の組織変態を明らかに遅らせることができ、当該場合には、適切に保温時間を延長しなければならない。本発明が、急速加熱を採用し、二相領域の材料に大量の転位を含有し、オーステナイト形成に大量の核形成点を提供し、かつ、炭素原子に急速拡散通路を提供するため、オーステナイトが極めて速く形成することができ、しかも、均熱保温時間が短いほど炭素原子拡散距離が短くなり、オーステナイト体内の炭素濃度勾配が大きくなり、最後に、残った残留オーステナイト炭素の含有量が多くなる；しかしながら、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十分になる；保温時間が長すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大になりやすい。そのため、均熱時間の制御は、均熱温度、急冷及び急速加熱過程を厳格に結合し、総合的に考慮して確定しなければならず、最終的に理想的な組織と元素分布を得ることができない。以上より、本発明には、均熱保温時間を１０～６０ｓとする。
４、急冷速度の制御
急冷過程の制御は、前期加熱と均熱過程における各組織の変化結果及び合金拡散分布結果などの総合要素を結合することが必要があり、最終的に、理想的な各相組織及び合理的な元素分布を有する材料組織を得ることを確保する。
急冷過程の制御は、前期加熱と均熱過程における各組織の変化結果及び合金拡散分布結果などの総合要素を結合することが必要があり、最終的に、理想的な各相組織及び合理的な元素分布を有する材料組織を得ることを確保する。
マルテンサイト強化相を得るためには、急冷時の材料の冷却速度は、臨界冷却速度より大きくなければ、マルテンサイト組織を得ることができず、臨界冷却速度は、主に材料成分に依存し、本発明では、最適化されたＳｉ含有量は０．１～０．５％であり、Ｍｎ含有量は１．０～２．０％であり、これらの含有量は比較的に高いので、ＳｉとＭｎは、二相鋼の焼入れ性を大幅に強化し、臨界冷却速度を低下させた。
冷却速度はまた、最終的に合理的な各相組織分布及び合金元素分布を得るために、加熱過程と均熱過程の組織変化及び合金拡散分布結果を総合的に考慮する必要がある。冷却速度が低すぎると、マルテンサイト組織を得ることができず、強度が低下し、機械的性能が要求を満たすことができない；一方、冷却速度が大きすぎると、大きな焼入応力（すなわち組織応力と熱応力）が発生し、板形状に厳重な不良を引き起こし、特に、冷却不均一の場合には、板形状の不良が特に厳重で、さらに試料の厳重な変形と亀裂を招きやすい。したがって、本発明は、急冷速度を５０～２００℃／ｓ、好ましくは５０～１５０℃／ｓに設定する。
５、過時効の制御
従来の熱処理後、過時効は、主に焼入硬化されたマルテンサイトを焼戻しして、二相鋼の総合性能を改善する。過時効温度と時間設定が適切でないと、マルテンサイトが分解され、二相鋼の機械的性能が直接悪化する。過時効温度と時間の設定には、マルテンサイト組織の形態と分布、元素含有量と分布及びその他の組織の大きさと分布を総合的に考慮する必要がある。そのため、過時効の制御は、前段の加熱過程、均熱過程及び冷却過程の各パラメータを統合して決定する必要がある。本発明には、急速加熱、短時間保温と急冷過程の組織変化と元素分布プロファイルを結合し、過時効温度範囲を、２３０～２８０℃に設定し、過時効時間は、２００ｓ以下に制御される。
従来の熱処理後、過時効は、主に焼入硬化されたマルテンサイトを焼戻しして、二相鋼の総合性能を改善する。過時効温度と時間設定が適切でないと、マルテンサイトが分解され、二相鋼の機械的性能が直接悪化する。過時効温度と時間の設定には、マルテンサイト組織の形態と分布、元素含有量と分布及びその他の組織の大きさと分布を総合的に考慮する必要がある。そのため、過時効の制御は、前段の加熱過程、均熱過程及び冷却過程の各パラメータを統合して決定する必要がある。本発明には、急速加熱、短時間保温と急冷過程の組織変化と元素分布プロファイルを結合し、過時効温度範囲を、２３０～２８０℃に設定し、過時効時間は、２００ｓ以下に制御される。
６、溶融亜鉛めっきと合金化制御
本発明は鋼帯の熱処理過程のパラメータを調整・制御することにより、鋼帯を、より良い温度と表面状態を維持し、溶融亜鉛めっきと合金化処理を行い、優れた溶融亜鉛めっきと合金化製品を得ることができる。帯鋼の表面品質制御能力を高めることにより、高表面品質の帯鋼製品を得ることができる。
本発明は鋼帯の熱処理過程のパラメータを調整・制御することにより、鋼帯を、より良い温度と表面状態を維持し、溶融亜鉛めっきと合金化処理を行い、優れた溶融亜鉛めっきと合金化製品を得ることができる。帯鋼の表面品質制御能力を高めることにより、高表面品質の帯鋼製品を得ることができる。
本発明は、急速加熱と急冷プロセスを用いて、伝統的な連続焼鈍ユニットを改造し、それに急速熱処理プロセスを実現させることができ、従来の連続焼鈍炉の加熱及び均熱セグメントの長さを大幅に短縮することができ、従来の連続焼鈍ユニットの生産効率を高め、生産コスト及びエネルギー消費を低減し、連続焼鈍炉の炉ローラー数を減少し、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獲得することができる；同時に、急速熱処理プロセス技術を採用した新型連続焼鈍ユニットを構築することにより、連続熱処理ユニットは簡素化され、材料の移行がフレキシブルで、しかも制御能力が高いなどの利点がある；材料にとって、帯鋼の結晶粒を微細化でき、材料強度をさらに高め、合金コスト及び熱処理前工程の製造難度を下げ、材料の溶接などのユーザーの使用性能を高めることができる。
以上より、本発明は、急速熱処理プロセスを採用することにより、冷間圧延帯鋼の連続焼鈍プロセス技術の進歩に極めて大きな促進作用を生じ、冷間圧延帯鋼は、室温から最後のオーステナイト化までの過程を完成することは、数十秒、十数秒、ひいては数秒以内に完成することが期待でき、連続焼鈍炉の加熱セグメントの長さを大幅に短縮し、連続焼鈍ユニットの速度と生産効率を向上させ、連続焼鈍ユニットの炉内ローラーの数を著しく減少させ、ユニット速度が１８０メートル／分程度の急速熱処理ラインの場合、その高温炉セグメント内のローラーの数は１０本を超えず、帯鋼表面の品質を明らかに向上させることができる。同時に、極めて短時間で完成した再結晶とオーステナイト化過程の急速熱処理プロセス方法も、よりフレキシブルで柔らかい高強度鋼組織設計方法を提供し、合金成分や圧延プロセスなどの前工程条件を変更しないまま材料組織を改善し、材料性能を向上させる。
二相鋼を代表とする先進高強度鋼は、広い将来性があり、また、急速熱処理技術はまた巨大な開発応用価値があり、両者の結合は、二相鋼の開発と生産により大きな空間を提供する。
従来技術に対して、本発明が、以下の利点を有する：
（１）本発明は、急速速熱処理により、熱処理過程における変形組織の回復及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変態過程をオーバラップさせ、再結晶粒とオーステナイト結晶粒の核形成点を増加し、結晶粒の成長時間を短縮し、得られた二相鋼の微細組織を、フェライトとマルテンサイトの二相組織にし、平均結晶粒サイズは２～１０μｍであり、従来技術で製造された製品の結晶粒サイズ（通常１０～２０μｍ）より明らかに減少する；結晶粒の微細化により、材料の強度を高めることができ、同時に、良好な可塑性と靭性を得、材料の使用性能を高める；また、本発明で得られたフェライト及びマルテンサイト組織は、塊状、ストリップ状、顆粒状などの多種の形態を有し、両者の分布がより均一であり、より良い強度・可塑性を得ることができる。
（１）本発明は、急速速熱処理により、熱処理過程における変形組織の回復及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変態過程をオーバラップさせ、再結晶粒とオーステナイト結晶粒の核形成点を増加し、結晶粒の成長時間を短縮し、得られた二相鋼の微細組織を、フェライトとマルテンサイトの二相組織にし、平均結晶粒サイズは２～１０μｍであり、従来技術で製造された製品の結晶粒サイズ（通常１０～２０μｍ）より明らかに減少する；結晶粒の微細化により、材料の強度を高めることができ、同時に、良好な可塑性と靭性を得、材料の使用性能を高める；また、本発明で得られたフェライト及びマルテンサイト組織は、塊状、ストリップ状、顆粒状などの多種の形態を有し、両者の分布がより均一であり、より良い強度・可塑性を得ることができる。
（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には、結晶粒組織が微細で、各相分布が均一である；そのため、材料の強靭性は明らかに向上し、二相鋼の降伏強度≧３５０ＭＰａを得て、引張強度は≧６２０ＭＰａという小区間の範囲内に制御でき、伸び率≧１９％、強伸度積≧１５ＧＰａ％で、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２より大きくて、成形性能は優れている。
（３）本発明に記載の低炭素低合金高成形性二相鋼の急速熱処理プロセスにより、熱処理の全過程時間は、４１～３００ｓに短縮でき、低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼の急速熱処理プロセスの熱処理の全過程時間は、３０～１４２ｓに短縮でき、熱処理プロセス全体の時間を大幅に低減でき（伝統的な連続焼鈍プロセス時間は通常５～８ｍｉｎ）、それによって、生産効率を高め、エネルギー消費を減少し、生産コストを低減した。
（４）従来の二相鋼及びその熱処理プロセスに比べて、本発明の急速熱処理方法の加熱セグメントと均熱セグメントの時間は、６０～８０％短縮し、帯鋼の高温下での処理時間を短縮し、省エネ・排出削減・消費削減でき、炉設備の一回性投資を著しく低減し、生産運営コストと設備のメンテナンスコストを著しく低減する；なお、急速熱処理により同じ強度レベルの製品を生産すると、その合金含有量を下げ、熱処理及び前工程の生産コストを下げ、熱処理前の各工程の製造難度を下げることができる。
（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、加熱過程と均熱過程の時間が減少し、炉の長さが短縮し、炉ローラー数が減少したため、炉内に表面欠陥が発生する確率が減少し、製品表面に欠陥が発生する確率が減少し、そして、製品の表面品質は著しく向上した；なお、製品の結晶粒の微細化と材料合金含有量の減少により、本発明の技術を用いて得られた二相鋼の成形性能、溶接性能などの使用性能も向上した。
本発明で得られた低炭素低合金高成形性二相鋼及び溶融亜鉛めっき二相鋼は、次世代軽量化自動車、列車、船舶、航空機などの交通輸送手段の発展及び対応する工業及び先進製造業の健全な発展に重要な価値を有する。
以下、実施例と図面を結合して本発明をさらに説明し、本実施例は、本発明の技術案を前提に実施し、詳細な実施形態と具体的な操作過程を提供したが、本発明の保護範囲は下記の実施例に限定されない。
実施例において、降伏強度、引張強度と伸び率は『ＧＢ／Ｔ２２８．１－２０１０ 金属材料 引張試験 第１部：室温試験方法』に基づいて行い、Ｐ７号試料を用いて、横方向に沿って試験を行った。ｎ９０は、『ＧＢ／Ｔ２２８．１－２０１０ 金属材料 引張試験 第１部：室温試験方法』に基づいて行い、Ｐ７号試料を用いて、横方向に沿って試験を行い、『ＧＢＴ ５０２８－２００８ 金属材料薄板と薄帯の伸ひずみ硬化指数（ｎ値）の測定方法』に基づいて、ｎ９０値を得た。
実施例一
本発明の試験鋼の成分は表１を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表２と表３を参照し、表４と表５は、本実施例の試験鋼成分から実施例及び従来のプロセスで製造された鋼の主要な性能である。
本発明の試験鋼の成分は表１を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表２と表３を参照し、表４と表５は、本実施例の試験鋼成分から実施例及び従来のプロセスで製造された鋼の主要な性能である。
表１～表５から、本発明の急速熱処理方法により、同じレベルの鋼中の合金含有量を低減し、結晶粒を微細化し、材料組織の構成及び強度と靭性のシナジーを得ることができることがわかる。本発明の方法により得られた二相鋼の降伏強度は３５０～４０５ＭＰａ、引張強度は６２４～７０６ＭＰａ、伸び率は２４．４～３０．４％、強伸度積は１７～２０．１ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超であり、従来のプロセスで生産された二相鋼より高い。
図１は典型成分のＡ鋼から実施例１で得られた組織画像であり、図２は、典型成分のＡ鋼から従来のプロセス例１で得られた組織画像である。画像を見ると、異なる熱処理方式で処理された組織には、非常に大きな違いがある。本発明の実施例の急速熱処理プロセスで処理されたＡ鋼の組織（図１）には、結晶粒が微細で、主に、フェライトマトリックス上に分散分布する微細なマルテンサイト組織及び少量の炭化物からなる。本発明のプロセスによって処理された組織：フェライト、マルテンサイト結晶粒組織及び炭化物は、いずれも非常に微細で、マトリックス中に均一に分布しており、これは、材料の強度と可塑性の向上に非常に有利である。従来のプロセスで処理されたＡ鋼組織（図２）は、典型的な二相鋼組織画像である。すなわち、白色のフェライト結晶粒界に、少量の黒色マルテンサイト組織が存在し、元素偏析などの原因により、従来のプロセス処理後の材料組織は、一定の配向性を呈し、そのフェライト組織は、圧延方向に沿って長尺分布を呈している。従来のプロセスで処理された組織の特徴は：結晶粒のサイズが相対的に粗大で、しかも一定の帯状組織が存在し、マルテンサイト及び炭化物は、フェライト結晶粒界に沿って網状分布を呈し、フェライト結晶粒は相対的に粗大で、フェライト及びマルテンサイトの二相組織分布は均一ではない。
図３は典型成分のＦ鋼から実施例６（過時効処理）で得られた組織画像であり、図４は、典型成分のＭ鋼から実施例１２（時効処理なし）で得られた組織画像である。図５は典型成分のＳ鋼から実施例２３で得られた組織画像であり、図６は、典型成分のＭ鋼から実施例２４で得られた組織画像である。実施例６、１２、２３、２４は、いずれも熱処理サイクル全体が短いプロセスである。画像から分かるように、本発明の方法を採用すると、時効処理セグメントを除去しても非常に均一で、微細で、分散分布した各相組織を得ることができる。従って、本発明の二相鋼の製造方法は、結晶粒を微細化し、材料の各相組織をマトリックス中に均一に分布させ、材料組織を改善し、材料性能を向上させることができる。
実施例二
本実施例の試験鋼の成分は表６を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表７と表８を参照し、表９と表１０は、本実施例の試験鋼成分から実施例及び従来のプロセスで製造された鋼の主な性能である。
本実施例の試験鋼の成分は表６を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表７と表８を参照し、表９と表１０は、本実施例の試験鋼成分から実施例及び従来のプロセスで製造された鋼の主な性能である。
表６～表１０から、本発明の方法により、同じレベルの鋼中の合金含有量を低減し、結晶粒を微細化し、材料組織の構成及び強度と靭性のシナジーを得ることができることがわかる。本発明の方法により得られた二相鋼の降伏強度は４００～５３３ＭＰａ、引張強度は７８１～８７８ＭＰａ、伸び率は１９．５～２４．１％、強伸度積は１６．３～１９．３ＧＰａ％、同時にひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超であり、従来のプロセスで生産された二相鋼より高い。
図７は典型成分のＡ鋼から実施例１で得られた組織画像であり、図８は、典型成分のＡ鋼から従来のプロセス例１で得られた組織画像である。画像を見ると、異なる熱処理方式で処理された組織には、非常に大きな違いがある。本発明の実施例の急速熱処理プロセスで処理されたＡ鋼の組織（図７）には、主に、フェライトマトリックス上に分散分布する微細で均一なマルテンサイト組織及び少量の炭化物からなる。本発明のプロセスによって処理された組織：フェライト、マルテンサイト結晶粒組織及び炭化物は、いずれも非常に微細で、マトリックス中に均一に分布しており、これは、材料の強度と可塑性の向上に非常に有利である。従来のプロセスで処理されたＡ鋼組織（図８）は、典型的な二相鋼組織画像である。すなわち、白色のフェライト結晶粒界に、少量の黒色マルテンサイト組織が存在し、元素偏析などの原因により、従来のプロセス処理後の材料組織は、一定の配向性を呈し、そのフェライト組織は、圧延方向に沿って長尺分布を呈している。従来のプロセスで処理された組織の特徴は：結晶粒が粗大で、しかも一定の帯状組織が存在し、マルテンサイト及び炭化物は、フェライト結晶粒界に沿って網状分布を呈し、フェライト結晶粒は相対的に粗大で、フェライト及びマルテンサイトの二相組織分布は均一ではない。
図９は典型成分のＦ鋼から実施例６（過時効処理）で得られた組織画像であり、図１０は、典型成分のＭ鋼から実施例１２（時効処理なし）で得られた組織画像である。図１１は典型成分のＳ鋼から実施例２３で得られた組織画像であり、図１２は、典型成分のＭ鋼から実施例２４で得られた組織画像である。実施例６、１２、２３、２４は、いずれも熱処理サイクル全体が短いプロセスである。画像から分かるように、本発明の方法を採用すると、時効処理セグメントを除去しても非常に均一で、微細で、分散分布した各相組織を得ることができる。従って、本発明の二相鋼の製造方法は、結晶粒を微細化し、材料の各相組織をマトリックス中に均一に分布させ、材料組織を改善し、材料性能を向上させることができる。
実施例三
本実施例の試験鋼の成分は表１１を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表１２（一段式加熱）と表１３（二段式加熱）を参照する；表１４と表１５は、本実施例の試験鋼成分から表２と表３の実施例及び従来のプロセスで製造されたＧＩとＧＡ溶融亜鉛めっき二相鋼の主な性能である。
本実施例の試験鋼の成分は表１１を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表１２（一段式加熱）と表１３（二段式加熱）を参照する；表１４と表１５は、本実施例の試験鋼成分から表２と表３の実施例及び従来のプロセスで製造されたＧＩとＧＡ溶融亜鉛めっき二相鋼の主な性能である。
表１１～表１５から、本発明の方法により、同じレベルの鋼中の合金含有量を低減し、材料組織の構成及び強度と靭性のシナジーを得ることができることがわかる。本発明の方法により得られた二相鋼の降伏強度は３４７～４０５ＭＰａ、引張強度は６２４～７０９ＭＰａ、伸び率は２２．２～３０．３％、強伸度積は１５．７～１９．６ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２１超である。
図１３、図１４は、典型成分のＡ鋼が、実施例１及び比較用の従来のプロセス例１を経た組織画像である。２つの図から見ると、溶融亜鉛めっき後の組織には非常に大きな違いがある。本発明の急速熱処理プロセスで処理されたＡ鋼の組織（図１）には、微細なフェライトマトリックス上に分散分布する微細で均一なマルテンサイト組織及び炭化物からなる。本発明のプロセスによって処理された組織：フェライト、マルテンサイト結晶粒組織及び炭化物は、いずれも非常に微細で、均一に分散分布しており、これは、材料の強度と可塑性の向上に非常に有利である。しかし、従来のプロセスで処理されたＡ鋼組織（図２）は、典型的な二相鋼組織画像である。すなわち、大きな白色フェライト組織結晶粒界に、少量の黒色マルテンサイト組織が存在する。従来のプロセスで処理された組織の特徴は：結晶粒が粗大で、マルテンサイト及び炭化物は、フェライト結晶粒界に沿って網状分布を呈し、かつマルテンサイト含有量が高くない。
図１５は典型成分のＩ鋼から実施例１７（ＧＡ）で得られた組織画像であり、図１６は、典型成分のＤ鋼から実施例２２（ＧＩ）で得られた組織画像である。図１７は典型成分のＩ鋼から実施例３４（ＧＡ）で得られた組織画像である。実施例１７、２２、３４は、いずれも熱処理サイクル全体が短いプロセスである。図から分かるように、本発明の急速熱処理溶融亜鉛めっき方法を採用すると、合金化処理を行った後も、非常に均一で、微細で、分散分布した各相組織を得ることができる（図１５、図１７）。従って、本発明の溶融亜鉛めっき二相鋼の製造方法は、結晶粒を微細化し、材料の各相組織をマトリックス中に均一に分布させ、そして材料組織を改善し、材料性能を向上させることができる。
実施例四
本実施例の試験鋼の成分は表１６を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表１７（一段式加熱）と表１８（二段式加熱）を参照する；表１９と表２０は、本実施例の試験鋼成分から表１７と表１８の実施例及び従来のプロセスで製造されたＧＩとＧＡ溶融亜鉛めっき二相鋼の主な性能である。
本実施例の試験鋼の成分は表１６を参照し、本実施例及び従来のプロセスの具体的なパラメータは表１７（一段式加熱）と表１８（二段式加熱）を参照する；表１９と表２０は、本実施例の試験鋼成分から表１７と表１８の実施例及び従来のプロセスで製造されたＧＩとＧＡ溶融亜鉛めっき二相鋼の主な性能である。
表１６～表２０から、本発明の方法により、同じレベルの鋼中の合金含有量を低減し、材料組織の構成及び強度と靭性のシナジーを得ることができることがわかる。本発明の方法により得られた二相鋼の降伏強度は４００～５５２ＭＰａ、引張強度は７９８～８６２ＭＰａ、伸び率は１９．５～２４．６％、強伸度積は１６．３～１９．９ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。
図１８、図１９は、典型成分のＡ鋼が、実施例１及び比較用の従来のプロセス例１を経た組織画像である。２つの図から見ると、溶融亜鉛めっき後の組織には非常に大きな違いがある。本発明の急速熱処理プロセスで処理されたＡ鋼の組織（図１８）には、微細なフェライトマトリックス上に分散分布する微細で均一なマルテンサイト組織及び炭化物からなる。本発明のプロセスによって処理された組織：フェライト、マルテンサイト結晶粒組織及び炭化物は、いずれも非常に微細で、均一に分散分布しており、これは、材料の強度と可塑性の向上に非常に有利である。しかし、従来のプロセスで処理されたＡ鋼組織（図１９）は、典型的な二相鋼組織画像である。すなわち、大きな白色フェライト組織結晶粒界に、少量の黒色マルテンサイト組織が存在する。元素偏析などの原因により、従来のプロセス処理後の材料組織は、一定の配向性を呈し、そのフェライト組織は、圧延方向に沿って長尺分布を呈している。従来の熱処理プロセスで処理された組織の特徴は：結晶粒が粗大で、しかも一定の帯状組織が存在し、マルテンサイト及び炭化物は、フェライト結晶粒界に沿って網状分布を呈し、フェライト結晶粒は相対的に粗大で、フェライト及びマルテンサイトの二相組織分布は均一ではない。
図２０は典型成分のＩ鋼から実施例１７（ＧＡ）で得られた組織画像であり、図２１は、典型成分のＤ鋼から実施例２２（ＧＩ）で得られた組織画像である。図５は典型成分のＩ鋼から実施例３４（ＧＡ）で得られた組織画像である。実施例１７、２２、３４は、いずれも熱処理サイクル全体が短いプロセスである。図から分かるように、本発明の急速熱処理溶融亜鉛めっき方法を採用すると、合金化処理を行った後も、非常に均一で、微細で、分散分布した各相組織を得ることができる（図２２）；従来のプロセス９では、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粒界に分布し、典型的な溶融亜鉛めっき二相鋼組織である。従って、本発明の溶融亜鉛めっき二相鋼の製造方法は、結晶粒を微細化し、材料の各相組織をマトリックス中に均一に分布させ、そして材料組織を改善し、材料性能を向上させることができる。
Claims (15)
- 化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼；
好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は０．０４５～０．１０５％、０．０４～０．１０％または０．０５～１．２％である；好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は０．０６～０．０８％である；好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は０．０６５～０．０８５％である；好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃの含有量は０．０７～０．１％である；
好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉの含有量は０．１～０．４％または０．１～０．３％、好ましくは、０．１５～０．２５％である；
好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎの含有量は１．０～１．６％、１．０～１．５％または１．２～２．０％である；好ましくは、Ｍｎの含有量１．２～１．４％、１．２～１．３５％または１．５～１．８％である；
好ましくは、前記の高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％である；
好ましくは、前記の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１０５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物である。 - 前記の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は３４０～５６０ＭＰａ、引張強度は６２０～８８０ＭＰａ、伸び率は１９～３０．５％、強伸度積は１５．５～２０．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；及び／又は
前記の二相鋼または溶融亜鉛めっき二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズは２～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である
ことを特徴とする請求項１に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。 - 前記の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼は、以下のプロセスで得られる：
５）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
６）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
７）冷間圧延
冷間圧延の圧下率は、４０～８５％である；
８）急速熱処理
冷間圧延された鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；その後、均熱を行い、均熱温度は７５０～８４５℃であり、均熱時間は、１０～６０ｓである；
均熱終了後、５～１５℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃まで徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃から室温まで急冷する；
または、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃まで急冷し、当該温度区間では、過時効処理を行い、過時効処理時間が、２００ｓ以下であり、最後に、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却する
ことを特徴とする請求項１－２のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。 - 前記のプロセスは、以下の一つ又は複数の特徴を有する：
ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は、４１～３００ｓ、好ましくは、４１～２９６ｓである；
ステップ２）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である；
ステップ３）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である；
ステップ４）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである；
ステップ４）では、前記の急速加熱には、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℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する；好ましくは、一段目では、５０～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する；
ステップ４）では、前記の均熱時間は、１０～４０ｓである；
ステップ４）では、前記の鋼板の急冷速度は、５０～１５０℃／ｓである；及び
過時効処理時間は、２０～２００ｓである
ことを特徴とする請求項３に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。 - 前記の低炭素低合金高成形性二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０４～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．３％、Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする請求項１－４のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼；
好ましくは、当該二相鋼のＣ含有量は０．０６～０．０８％である；
好ましくは、当該二相鋼のＳｉ含有量は０．１５～０．２５％である；
好ましくは、当該二相鋼のＭｎ含有量は１．２％～１．４％である；
好ましくは、当該二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズは４～１０μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である；
好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は３５０～４１０ＭＰａ、引張強度は６２０～７１０ＭＰａ、伸び率は２４．０～３０．５％、強伸度積は１７～２０．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は３５０～４０５ＭＰａ、引張強度は６２４～７０６ＭＰａ、伸び率は２４．４～３０．４％、強伸度積は１７～２０．１ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；
好ましくは、当該二相鋼の製造過程では、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は、４１～３００ｓである。 - 前記の低炭素低合金高成形性二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする請求項１－４のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼；
好ましくは、当該二相鋼の引張強度≧７８０ＭＰａである；
好ましくは、当該二相鋼のＣ含有量は０．０７～０．１％である；
好ましくは、当該二相鋼のＳｉ含有量は０．１～０．４％である；
好ましくは、当該二相鋼のＭｎ含有量は１．５％～１．８％である；
好ましくは、当該二相鋼の微細組織は、平均結晶粒サイズは２～８μｍであるフェライトとマルテンサイト二相組織である；
好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は４００～５４０ＭＰａ、引張強度は７８０～８８０ＭＰａ、伸び率は１９～２４．５％、強伸度積は１６．０～１９．５ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；好ましくは、当該二相鋼の降伏強度は４００～５３３ＭＰａ、引張強度は７８１～８７８ＭＰａ、伸び率は１９．５～２４．１％、強伸度積は１６．３～１９．３ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；
好ましくは、当該二相鋼の製造過程では、ステップ４）に記載の急速熱処理の全過程時間は、４１～２９６ｓである。 - 前記の低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼の化学成分は、質量百分率で、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％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする請求項１－４のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。
- 前記の均熱ステップ終了かつ６７０～７７０℃まで徐冷した後、５０～２００℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、そして亜鉛ポットに浸入しれ溶融亜鉛めっきを行い、前記の溶融亜鉛めっき二相鋼を得る；好ましくは、溶融亜鉛めっき後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得ることを特徴とする請求項７に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。一部の実施の形態において、溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
- 前記の溶融亜鉛めっき二相鋼の化学成分は、質量百分率で、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％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．３％、残部はＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする請求項１－４と７～８のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃ含有量は０．０６５～０．０８５％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉ含有量は０．１５～０．２５％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎ含有量は１．２％～１．３５％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．２％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は３４０～４１０ＭＰａ、引張強度は６２０～７１０ＭＰａ、伸び率は２２～３０．５％、強伸度積１５．５～２０．０ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２１超である；より好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は３４７～４０５ＭＰａ、引張強度は６２４～７０９ＭＰａ、伸び率は２２．２～３０．３％、強伸度積１５．７～１９．６ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２１超である。 - 前記の溶融亜鉛めっき二相鋼の化学成分は、質量百分率で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２～０．０５５％であり、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖからの一つ又は二つを含んでも良く、かつＣｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５％、残部はＦｅおよび不可避不純物であることを特徴とする請求項１－４と７～８のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度≧７８０ＭＰａである；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｃ含有量は０．０７～０．１％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｓｉ含有量は０．１～０．４％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼では、Ｍｎ含有量は１．５％～１．８％である；
好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は４００～５６０ＭＰａ、引張強度は７９０～８７０ＭＰａ、伸び率は１９．０～２５．０％、強伸度積１６．０～２０．０ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である；より好ましくは、当該溶融亜鉛めっき二相鋼の降伏強度は４００～５５２ＭＰａ、引張強度は７９８～８６２ＭＰａ、伸び率は１９．５～２４．６％、強伸度積１６．３～１９．９ＧＰａ％、ひずみ硬化指数ｎ９０値は０．２０超である。 - 前記の高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼は、以下のプロセスで得られる：
ａ）製錬・鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
ｂ）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
ｃ）冷間圧延
冷間圧延の圧下率は、４０～８５％である；
ｄ）急速熱処理、溶融亜鉛めっき
冷間圧延された鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；
一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；
二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；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℃まで徐冷し、その後、５０～２００℃／ｓ（例えば５０～１５０℃／ｓ）の冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、亜鉛ポットに浸入し、溶融亜鉛めっきを行う；
溶融亜鉛めっき後、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る；
または、溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る
ことを特徴とする請求項９または１０に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。 - 前記のプロセスは、以下の一つ又は複数の特徴を有する：
ステップｄ）に記載の急速熱処理、溶融亜鉛めっきの全過程時間は、３０～１４２ｓである；
ステップｂ）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である；
ステップｃ）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である；
ステップｄ）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである；
ステップｄ）では、前記の急速加熱には、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℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する；好ましくは、一段目では、３０～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する；
ことを特徴とする請求項１１に記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性二相鋼または高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼。 - 以下のステップを含むことを特徴とする請求項１－６のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａ級の低炭素低合金高成形性二相鋼の製造方法：
１）製錬・鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
２）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
３）冷間圧延
冷間圧延圧下率４０～８５％で、圧延硬質帯鋼または鋼板を得る；
４）急速熱処理
ａ）急速加熱
冷間圧延された帯鋼又は鋼板を、７５０～８４５℃まで急速加熱し、前記の急速加熱には、一段式または二段式を採用する；一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、３０～５００℃／ｓ（例えば５０～５００℃／ｓ）の加熱速度で５５０～６５０℃から７７０７５０～８４５℃まで加熱する；
ｂ）均熱
帯鋼または鋼板を、オーステナイトとフェライトの二相領域目標温度７５０～８４５℃で均熱し、均熱時間１０～６０ｓである；
ｃ）冷却
均熱された帯鋼または鋼板を、５～１５℃／ｓの冷却速度で、６７０～７７０℃まで徐冷する；その後、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷する；
または、６７０～７７０℃から５０～２００℃／ｓの冷却速度で２３０～２８０℃まで急冷し、過時効処理を行い、過時効処理時間が、２００ｓ以下である；過時効処理後、３０～５０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却する。 - 以下のステップを含むことを特徴とする請求項１～２と７～１０のいずれか一つに記載の引張強度≧５９０ＭＰａの低炭素低合金高成形性溶融亜鉛めっき二相鋼の急速熱処理製造方法：
Ａ）製錬・鋳造
上記の化学組成に従って、スラブを製錬・鋳造する；
Ｂ）熱間圧延、巻取り
熱間圧延の圧延終了温度≧Ａｒ３；巻取り温度５５０～６８０℃；
Ｃ）冷間圧延
冷間圧延圧下率４０～８５％で冷間圧延後、圧延硬質帯鋼または鋼板を得る；
Ｄ）急速熱処理、溶融亜鉛めっき
ａ）急速加熱
冷間圧延された帯鋼または鋼板を、室温から７５０～８４５℃のオーステナイトとフェライトの二相領域目標温度まで急速加熱し、前記の急速加熱は、一段式または二段式を採用する；
一段式の急速加熱を採用する際に、加熱速度は５０～５００℃／ｓである；
二段式の急速加熱を採用する際に、一段目では、１５～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、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℃まで加熱する；
ｂ）均熱
オーステナイトとフェライトの二相領域目標温度７５０～８４５℃で均熱し、均熱時間１０～６０ｓである；
ｃ）冷却、溶融亜鉛めっき
帯鋼または鋼板の均熱を終了した後に、５～１５℃／ｓの冷却速度で６７０～７７０℃まで徐冷する；その後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で４６０～４７０℃まで急冷し、帯鋼または鋼板を、亜鉛ポットに浸入して溶融亜鉛めっきを行う；
ｄ）帯鋼または鋼板の溶融亜鉛めっき後、５０～１５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、溶融純亜鉛めっきＧＩ製品を得る；
あるいは、
帯鋼または鋼板の溶融亜鉛めっき後、３０～２００℃／ｓの加熱速度で４８０～５５０℃まで加熱して合金化処理を行い、合金化処理時間は１０～２０ｓである；合金化処理後、３０～２５０℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。 - 上記の方法は、以下の一つ又は複数の特徴を有することを特徴とする請求項１３または１４に記載の方法：
前記のステップ４）では、前記の急速熱処理の全過程時間は、４１～３００ｓ、例えば、４１～２９６ｓである；前記のステップｄ）では、前記の急速熱処理、溶融亜鉛めっきの全過程時間は、３０～１４２ｓである；
前記のステップ２）またはステップＢ）では、前記の巻取り温度は、５８０～６５０℃である；
前記のステップ３）またはステップＣ）では、前記の冷間圧延の圧下率は、６０～８０％である；
前記のステップ４）またはステップＤ）では、前記の急速加熱には、一段式加熱を採用する際に、加熱速度は５０～３００℃／ｓである；
前記のステップ４）またはステップＤ）では、前記の急速加熱には、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℃まで加熱し、二段目では、５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する；好ましくは、一段目では、５０～５００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６５０℃まで加熱し、二段目では、８０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６５０℃から７５０～８４５℃まで加熱する；
前記のステップ４）またはステップＤ）では、前記の急速加熱の最終温度は、７７０～８３０℃または７９０～８３０℃である；
前記のステップ４）またはステップＤ）では、前記の帯鋼または鋼板の急冷速度は、５０～１５０℃／ｓである；
前記のステップ４）またはステップＤ）では、均熱過程では、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目標温度まで加熱し後、温度を保持して均熱を行う；
前記のステップ４）またはステップＤ）では、均熱過程では、均熱時間帯には、帯鋼または鋼板を、小幅昇温または小幅降温を行い、昇温後の温度は８４５℃を超えず、降温後の温度は７５０℃を下回らない；
前記の均熱時間は、１０～４０ｓである；
過時効処理時間は、２０～２００ｓである；
前記のステップＤ）では、前記の帯鋼または鋼板を合金化処理した後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷し、合金化された溶融亜鉛めっきＧＡ製品を得る。
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