JP2024512715A - 降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法 - Google Patents

降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法 Download PDF

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Abstract

その成分は重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．０～１．８％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｎ≦０．０４％、Ｃｒ≦０．５０％、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０４５％、Ｔｉ：０～０．０４５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０；Ｍｎ／Ｓ≧１５０；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす；ＴｉとＮｂを合わせて加える場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％；ことを同時に満たす、降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法。本発明で得られる溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ鋼板は、降伏強度≧４５０ＭＰａで、引張強度≧５００ＭＰａで、伸び率≧１４％であり、良好な強靱性と優れた耐食性を有し、且つ生産方法のコストが低く、歩留まりが高い。この鋼板は、屋根や壁などの鉄骨建築物、および家電や太陽光発電などの分野に適用できる。

Description

本発明は、材料の急速熱処理分野に属し、具体的には、降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法に関する。
溶融メッキ鋼板の用途は、建築から家電などのハイレベルの分野へ発展しているため、内部品質および表面品質を含む溶融メッキ鋼板の品質に対する要求も高まっている。溶融メッキ鋼板に対して、より優れた耐食性、より高い強度、より優れた表面品質、鮮やかで多様な色、より低いコストが要求される。高強度溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品は、優れた耐食性、良好な力学的特性、優れた成形特性、良好な熱反射特性および極めて優れた表面耐黒変特性を有し、建築および家電分野での使用がますます広がっていく。
現在、中国国内で生産される溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品は、プロセス機器の制限の原因で、降伏強度と引張強度が高い製品は、伸び率が低く、適用範囲に大きな影響を与える。一方、伸び率に優れた製品は、その強度が現在の高強度の要求を満たせない。
中国特許出願２００７１００９３９７６．８は「深絞り用溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板およびその生産方法」を開示し、ＩＦ鋼を基板としてアルミニウム亜鉛メッキ製品を生産し、それは、Ｃ含有量≦０．０１％の超低炭素鋼であり、降伏強度が１４０～２２０ＭＰａで、引張強度が２６０～３５０ＭＰａで、伸び率≧３０％であり、当該鋼板は良好な引張特性と成形特性を有するが、強度レベルが十分ではなく、適用範囲に大きな影響を与える。
中国特許出願２０１７１０３２３５９９．６は「降伏強度５５０ＭＰａ級溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法」を開示し、基板の化学成分は、Ｃ：０．０５～０．０６％、Ｓｉ：０～０．０５％、Ｍｎ：１．０～１．２％、Ｐ：０～０．０１５％、Ｎｂ：０．０６１～０．０８％であり、その金属組織は繊維状フェライト－カーバライトおよび微細な炭化ニオブ析出物であり、破断伸び率が１０～１８％であり、当該特許にかかる溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板組織は、成形に悪影響を及ぼし、伸び率は高くないと共に、Ｎｂが多く添加され、生産コストが高くなる。
中国特許出願ＣＮ２０１７１０９９４６６０．Ｘは「５５０ＭＰａ級構造用溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板およびその作製方法」を開示し、その化学成分はＣ：０．０２～０．０７％、Ｓｉ≦０．０３％、Ｍｎ：０．１５～０．３０％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓｉ≦０．０２０％、Ｎｂ：０．０１５～０．０３０％、Ａｌｓ：０．０２０～０．０７０％であり、冷間圧延は５５～６０％の低冷間圧延圧下率で行われ、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が５６０ＭＰａであり、伸び率が１０％前後であり、この特許にかかる鋼板は、伸び率が低く、降伏比が高いという問題があり、後続の加工過程に影響を与える。
中国特許ＣＮ１０２３６３８５７Ｂは「降伏強度が５５０ＭＰａである構造用カラー塗装板の生産方法」を開示し、Ｔｉ、Ｎｂは０．０５％および０．０４５％を超えず、その降伏強度Ｒｐ０．２が５５０～６００ＭＰａに達し、引張強度Ｒｍが５６０～６１０ＭＰａであり、破断伸び率Ａ８０ｍｍ≧６％であり、その強化方式は主に低温焼鈍に基づくものであり、再結晶していない帯状組織の大部分が保持され、強度が高まる一方、可塑性が悪く、成形に影響を与える。
中国特許ＣＮ１００５２９１４１Ｃは「全硬化アルミニウム亜鉛メッキ鋼板およびその生産方法」を開示し、この方法で作製される鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａ以上に達し、破断伸び率≦７％であり、そのＴｉ、Ｎｂの総含有量が０．１５％～０．１００％であり、焼鈍温度を６３０～７１０℃とすることで全硬化鋼板を得るが、この方法で得られる鋼板の伸び率が低すぎて、現在の加工成形性の要求に有効に満たせない。
中国特許出願ＣＮ１０４０６０１６５Ａは「溶融アルミニウム亜鉛メッキ合金鋼板」を開示し、その成分はＣ：０．０４～０．１２％、Ｍｎ：０．２～０．６％、Ｐ：０．０２～０．１％、Ｓ≦０．０１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０２～０．０７％、Ｓｉ≦０．０５％であり、熱間圧延仕上圧延入口温度が９５０～１１００℃で、最終圧延温度が８２０～９００℃で、巻取温度が６００～７００℃で、冷間圧延総圧下率が５０～８０％である圧延プロセスと、焼鈍温度が６８０～８２０℃である連続焼鈍と、溶融アルミニウム亜鉛メッキプロセスとを経過するが、当該発明は微量チタンプロセスを採用し、強度レベルが限られていると共に、強度の変動は大きく、安定に生産し難い。
中国特許出願ＣＮ１０５０６３４８４Ａは「降伏強度５００ＭＰａ級高伸び率溶融アルミニウム亜鉛メッキ・カラー塗装鋼板およびその製造方法」を開示し、その化学組成は重量百分率で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．１５％、Ｍｎ：１．３～１．８％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．００４％、Ｔｉ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０５０％で、残部はＦｅと不可避的不純物である；且つ（Ｃ＋Ｍｎ／６）≧０．３％；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０５％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．５≦Ｔｉ／Ｃ≦１．５を満たす；Ｔｉ、Ｎｂが合わせて添加される場合、０．０４％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．２％；ことを同時に満たす必要がある。この発明で得られる溶融アルミニウム亜鉛メッキ・カラー塗装鋼板は、降伏強度≧５００ＭＰａで、引張強度≧５５０ＭＰａで、伸び率≧１５％であり、良好な強靱性と優れた耐食性を有し、且つ生産方法のコストが低く、歩留まりが高い。この鋼板は、屋根や壁などの鉄骨建築物、および家電などの電気機器に適用できる。当該発明は伝統的なプロセスで生産を行い、急速熱処理プロセスに関しない。
一方、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ関連特許は殆ど、メッキの成分とプロセスにフォーカスし、例えば、中国特許出願ＣＮ１０３３６１５８８Ａは「低マグネシウム低アルミニウム系亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ鋼板の生産方法およびそのメッキ鋼板」を開示し、当該方法で明記されたように、鋼板を焼鈍してから亜鉛溶液に浸漬し、メッキ液温度を亜鉛合金の融点＋４０～２００℃とし、鋼板の浸漬温度をメッキ液温度～メッキ液温度＋５０℃とし、溶融メッキ時間を２～１０ｓとし、メッキ後の冷却速度を１０～５０℃／ｓとし、メッキ液の化学成分はＡｌ：１．０～２．４％、Ｍｇ：１．０～２．０％、Ａｌ／Ｍｇ≧１である。
中国特許出願ＣＮ１０６８１１６８６Ａは「表面品質が良い高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ鋼板およびその製造方法」を開示し、鋼板の化学組成はＣ：０．０９～０．１８％、Ｓｉ：０．４０～１．６０％、Ｍｎ：０．８０～２．１０％、Ｓ：０．００１～０．００８％を含み、Ｃｒ：０．０１～０．６０％、および／またはＭｏ：０．０１～０．３０％をさらに入れてもよい。メッキの化学成分はＡｌ：１～１４％、Ｍｇ：１．０～５．０％であり、残部は亜鉛および不可避的不純物である。この特許は、高強度亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ鋼板の生産方法を提供したものの、その生産コストが高く、Ｓｉ含有量が高すぎるため表面品質にも問題が起こりやすく、降伏強度が高すぎて、伸び率が低く、後続の加工および成形にも影響を与える。
上記のように、現在の溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品には、コストが高く、表面品質が悪く、強度または伸び率の配合不適による後続の加工成形性が劣り、耐風圧上昇性が低いなどの問題が存在する。
本発明の目的は、降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼およびその急速熱処理溶融メッキ製造方法を提供することにあり、得られる溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧４５０ＭＰａで、引張強度≧５００ＭＰａで、伸び率≧１４％で、高い耐風圧上昇性、高い耐食性、高い強度および高い伸び性を良好に有し、屋根や壁などの鉄骨建築物、および家電などの電気機器に適用できる。
上述の目的を達成するため、本発明の技術案は：
その成分は重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．０～１．８％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１５％、例えば≦０．０１２％、Ｎ≦０．０４％、Ｃｒ≦０．５０％、例えば０．２５～０．５０％若しくは≦０．４０％であり、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０４５％、例えば０～０．０３５％、Ｔｉ：０～０．０４５％、例えば０～０．０３５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ
０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０；
Ｍｎ／Ｓ≧１５０；
Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；
Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす；
ＴｉおよびＮｂを含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％；
ことを同時に満たす、降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
いくつかの実施形態において、Ｃの含有量は０．０６～０．１０％または０．０７５～０．１２％である。
いくつかの実施形態において、Ｍｎの含有量は１．０～１．６％または１．２～１．８％である。
いくつかの実施形態において、Ｓｉ≦０．０１２％。
いくつかの実施形態において、Ｃｒの含有量≦０．４０％、または０．２５～０．５％である。
いくつかの実施形態において、Ｎｂの含有量は０～０．０３５％である。
いくつかの実施形態において、Ｔｉの含有量は０～０．０３５％である。
いくつかの実施形態において、０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．３５。いくつかの実施形態において、０．３０≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０。
いくつかの実施形態において、Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．５を満たし、または０．４≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす。
いくつかの実施形態において、ＴｉとＮｂを合わせて含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０６％、または０．０５％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％。
好ましくは、本発明にかかる降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、下記のプロセスより得られる：
１）製錬、鋳造
上記化学成分に従って製錬し、スラブに鋳造する；
２）熱間圧延、冷却
熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃（例えば１１７０～１２５０℃）とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃（例えば８５０～８９０℃）とし、巻取温度を５２０～６８０℃（例えば５２０～６５０℃または５５０～６８０℃）とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
３）酸洗、冷間圧延
冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
４）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃（例えば５５０～６２０℃）に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃（例えば５５０～６２０℃）から７５０～８５０℃（例えば７５０～８４０℃または７７０～８５０℃）に加熱する；
それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８４０℃（例えば７５０～８４０℃または７７０～８５０℃）とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
５）レベリング、テンションレベリング
レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
好ましくは、前記Ｃ含有量は０．０６～０．０８％または０．０８～０．１０％である。
好ましくは、前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．３０％である。
好ましくは、前記Ｍｎ含有量は１．０～１．３％または１．２～１．６％である。
好ましくは、前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０．５ｓ、例えば２２～８０ｓまたは２３～６６ｓかかる。
好ましくは、ステップ２）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする。
好ましくは、ステップ２）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８８０℃、例えば８５０～８７０℃または８６０～８８０℃とする。
好ましくは、ステップ２）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃または５７０～６２０℃とする。
好ましくは、ステップ２）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする。
好ましくは、ステップ３）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃または５５０～６２５℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃または５５０～６２５℃から７６０～８４０℃または７７０～８５０℃に加熱する。
本発明にかかる溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の微細組織は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、ミクロンオーダーの析出炭化物、および帯状結晶粒のうちの少なくとも３つの組織を含む複相組織である。前記ミクロンオーダーの析出炭化物のサイズは通常、０．１～１ミクロンの範囲内にある。
本発明にかかる溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧４５０ＭＰａで、引張強度≧５００ＭＰａで、伸び率≧１４％である。
本発明にかかる溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の表面は、均一な銀白色の亜鉛スパンコールであり、亜鉛スパンコールのサイズは０．１～６．０ｍｍの範囲内に制御される。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の成分は重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｎ≦０．０４％、例えば≦０．００５％若しくは０．０００５～０．００５％、Ｃｒ≦０．４０％、例えば０．０５～０．４０％であり、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０３５％、Ｔｉ：０～０．０３５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．３５；Ｍｎ／Ｓ≧１５０；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．５を満たす；ＴｉおよびＮｂを含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０６％；ことを同時に満たす。好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼において、Ｃ含有量は０．０６～０．０８％である；好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５～０．３０％である；好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０～１．３％である。好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧４５０ＭＰａで、引張強度≧５００ＭＰａで、伸び率≧２０％であり、好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度が４５０～５１５ＭＰａ、例えば４５０～５４０ＭＰａで、引張強度が５１０～５９０ＭＰａ、例えば５１０～５８０ＭＰａで、伸び率が２０～２６．５％、例えば２１～２６％である。好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、下記のプロセスより得られる：
ａ）製錬、鋳造
上記化学成分に従って製錬し、スラブに鋳造する；
ｂ）熱間圧延、冷却
熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６５０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
ｃ）酸洗、冷間圧延
冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８４０℃に加熱する；
それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８４０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
ｅ）レベリング、テンションレベリング
レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
好ましくは、ステップｄ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２３～６６．５ｓ、例えば２３～６６ｓかかる。好ましくは、ステップｂ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする。好ましくは、ステップｂ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８７０℃とする。好ましくは、ステップｂ）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃とする。好ましくは、ステップｂ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする。好ましくは、ステップｃ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする。好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする。好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７６０～８４０℃に加熱する。
いくつかの実施形態において、本発明にかかる降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の成分は重量百分率で、Ｃ：０．０７５～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．２～１．８％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１２％、Ｎ≦０．０４％、例えば≦０．０１％若しくは０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．２５～０．５０％であり、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０４５％、Ｔｉ：０～０．０４５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ０．３０≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０；Ｍｎ／Ｓ≧１５０；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．４≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす；ＴｉおよびＮｂを含む場合、０．０５％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％；ことを同時に満たす。当該降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａである。好ましくは、当該降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼において、Ｃ含有量は０．０８～０．１０％である；好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５～０．３０％である；好ましくは、Ｍｎ含有量は１．２～１．６％である；好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａで、引張強度≧６００ＭＰａで、伸び率≧１４％であり、好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度が５５０～６２５ＭＰａ、例えば５５０～６１５ＭＰａで、引張強度が６１５～７００ＭＰａで、伸び率が１４～１７．５％、例えば１４～１７％である。好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、下記のプロセスより得られる：
Ａ）製錬、鋳造
上記化学成分に従って製錬し、スラブに鋳造する；
Ｂ）熱間圧延、冷却
熱間圧延出鋼温度を１１７０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８４５～８９０℃（例えば８５０～８９０℃）とし、巻取温度を５５０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
Ｃ）酸洗、冷間圧延
冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
Ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する；
それから均熱を行い、均熱温度を７７０～８５０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
５）レベリング、テンションレベリング
レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
好ましくは、ステップＤ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０．５ｓ、例えば２２～８０ｓかかる。好ましくは、ステップＢ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする。好ましくは、ステップＢ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８６０～８８０℃とする。好ましくは、ステップＢ）において、前記巻取温度を５７０～６２０℃とする。好ましくは、ステップＢ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする。好ましくは、ステップＣ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする。好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする。好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する。
本発明にかかる鋼の成分設計において：
炭素（Ｃ）：炭素は鋼において最も一般的な強化元素であり、炭素は鋼の強度を増加させ、可塑性を低下させるゆえ、炭素含有量は高すぎてはいけない。炭素含有量は、鋼の力学的特性に対し大きな影響を有し、炭素含有量の上昇に伴い、パーライトの数が増加するため、鋼の強度および硬度が大幅に高まるが、その可塑性と靱性が明らかに下がる；炭素含有量が高すぎると、鋼中には明らかな網状炭化物が生じ、そして網状炭化物の存在により強度、可塑性と靱性がいずれも明らかに下がるため、鋼中の炭素含有量の上昇による強化効果も著しく弱まり、鋼の溶接および成形プロセス性能が悪くなる；そのため、強度が保障できる前提で、炭素含有量はできるだけ低くするべきである；それらの原因で、本発明において、Ｃ含有量は０．０６～０．１２％に制御される。
ケイ素（Ｓｉ）：ケイ素は、フェライトまたはオーステナイト中に固溶体を形成し、鋼の降伏強度と引張強度を増強させる。そして、ケイ素は鋼の冷間加工変形硬化速度を増加させるため、合金鋼にとっては好適な元素である。なお、ケイ素は、ケイ素マンガン鋼の結晶粒界断面において明らかな蓄積現象を示す。結晶粒界位置でのケイ素の偏析は、結晶粒界断面における炭素とリンの分布を減速させ、結晶粒界の脆化状態を改善することができる。ケイ素は、鋼の可塑性を明らかに減らすことなく、鋼の強度、硬度と耐磨耗性を高めることができる。ケイ素は脱酸能力が強く、製鋼の時に一般的に使用される脱酸剤であり、ケイ素は溶鋼の流動性を高めることもできるので、一般的に鋼はケイ素を含むが、鋼中の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低下し、高すぎると、表面に酸化スケール欠陥が形成されると共に、帯鋼溶融メッキ時の表面濡れ挙動に深刻な影響を与えるので、本発明において、Ｓｉの含有量は０．０５～０．３０％に制御される。
マンガン（Ｍｎ）：マンガンは典型的なオーステナイト安定化元素であり、鋼の焼入性を著しく向上させ、ベイナイトやマルテンサイトの形成に必要な臨界冷却速度を低下させることで、焼鈍過程の急冷部の冷却速度を効果的に低下させ、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の獲得に寄与する。Ｍｎは、オーステナイトを安定させて合金を強化する安価な元素である。マンガンは主に固溶強化によってγ－α相転移温度を下げ、結晶粒の微細化を促進し、相転移後の微細構造を変化させる。マンガンはγ相領域を拡大させる元素として、Ａ３、Ａｌ臨界点を下げるが、高いマンガン含有量（＞２．０％）により、パーライト変態を遅延させると同時に、ベイナイト変態も遅延させ、「プロセスウィンドウ」を小さくし、ベイナイト領域を右側に移動させ、鋼はプロセス条件に対して敏感になり、安定なバッチ生産に不利である。マンガン含有量が低すぎると、パーライト変態を引き起こしやすく、組織中に十分な量のベイナイトを形成することは難しくなる。
そして、材料の強度は、多数の実験データからの統計によって、単純に炭素当量で表されるので、本発明では、０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０ことが要求される。また、Ｍｎは鋼中に無限に相互溶解することができ、Ｍｎは主に固溶強化の効果を奏するが、スラブの熱脆性を増加させ、鋼の力学的特性を悪化させるなどの悪影響を及ぼすＳ元素が一定量で溶鋼中に残っているため、Ｓの悪影響を低減させる目的で、鋼板におけるＭｎ／Ｓの比率をＭｎ／Ｓ≧１５０に向上させると、Ｓの悪影響を有効に低減できる。したがって、本発明において、マンガン含有量は１．０～１．８％に限定される。
クロム（Ｃｒ）：複相鋼におけるクロムの作用は主に、オーステナイトの安定性と鋼の焼入性を高めることによって反映され、これら２つの正反対の作用は共にクロム含有鋼におけるマルテンサイトの体積分率を制約する。低い冷却速度では、クロムは主に過冷オーステナイトの安定性に影響するが、高い冷却速度では、クロムは主にオーステナイトの体積分率に影響する。クロムの添加は、固溶強化の作用を奏する一方、鋼の相転移温度を変化させることでマルテンサイトの形態と分布を変化させ、鋼の強度と塑性を向上させることができる。しかし、クロムはベイナイト相転移を遅延させるのに最も効果的な元素であり、パーライト相転移を遅延させる作用よりも、そのベイナイト相転移を遅延させる作用は遥かに大きい。そのため、鋼にクロムを適量で添加すべきである。したがって、本発明において、クロム含有量は０．５０％以内に限定される。
チタン（Ｔｉ）：チタンは強力な炭化物形成元素であり、鋼中への微量のチタンの添加は、鋼中におけるＮの固定化に寄与し、このように形成されるＴｉＮは、、ビレットを加熱する際にオーステナイト結晶粒が成長しすぎないようにすることで、旧オーステナイト結晶粒の微細化の目的を果たすことができる。鋼中におけるチタンはまた、炭素および硫黄とでそれぞれＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２などの化合物を生成することもでき、これらは介在物や第二相粒子として存在する。チタンのこれらの炭窒化物析出物は、溶接時に熱影響部での結晶粒成長を阻害することができ、その結果、鋼板製品の溶接性を改善すると同時に、鋼中において析出強化の作用を果たすことができる。Ｔｉを単独で添加する場合、成分を０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６ように設計することで、良好な分散強化補強体である特殊な炭化物ＴｉＣを大量に形成することができる。
ニオブ（Ｎｂ）：ニオブは鋼の再結晶温度を著しく高め、且つ結晶粒の微細化を実現できる。熱間圧延過程において、ニオブの炭化物の歪誘起析出により、変形オーステナイトの回復と再結晶を阻害することができ、制御された圧延と制御された冷却の後に変形オーステナイト組織から微細な相転移生成物が得られる。同時に、焼鈍過程において、微細な炭窒化ニオブの析出が析出強化の作用を果たすことができる。そのため、鋼に少量のニオブを添加すべきである。Ｔｉを含まない場合、Ｎｂ元素でより優れた析出強化効果が得られることを確保すると共に、多すぎるＮｂ元素の添加による析出効果の劣化を避けるために、Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす必要がある。
本発明で微量合金元素ＴｉとＮｂを合わせて添加する場合、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＣ、ＴｉＮ、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）などの強化作用を有する微細析出物を形成してマトリックスを強化することができる。炭化物、窒化物、炭窒化物として存在することで、オーステナイト結晶粒の成長を阻害し、鋼の粗大化温度を高めることができる。炭・窒化物は、分散した粒子として、オーステナイトの結晶粒界に対し固定化効果を有し、オーステナイト結晶粒界の移動を阻害し、オーステナイトの再結晶温度を高め、再結晶していない区域を拡大することで、オーステナイト結晶粒の成長を阻害する。鋼に微量のＮｂとＴｉを添加することは、炭素当量含有量を減らしながら強度を高めることによって、鋼の溶接性を向上させることができる一方、酸素、窒素、硫黄などの不純物を固定化することによって、鋼の溶接性を改善することができる。Ｔｉ、Ｎｂが合わせて添加される場合、最高な強化効果を確保するために、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％のように制御される。
本発明にかかる降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の急速熱処理溶融メッキ製造方法は、以下のステップを含む：
１）製錬、鋳造
上記の化学組成に従って、ビレットを製錬・鋳造する；
２）熱間圧延、冷却
熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
３）酸洗、冷間圧延
冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
４）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
ａ．連続焼鈍
無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８５０℃に加熱する；
それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８５０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却する；
ｂ．溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
焼鈍後に溶融アルミニウム亜鉛メッキを行い、溶融アルミニウム亜鉛メッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得、冷却速度を３０～２００℃／ｓとする；あるいは
焼鈍後に溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行い、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得、冷却速度を３０～１８０℃／ｓとする；
５）レベリング、テンションレベリング
レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
好ましくは、前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０ｓ、例えば２３～６６ｓかかる。
好ましくは、ステップ２）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする。
好ましくは、ステップ２）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８７０℃または８６０～８８０℃とする。
好ましくは、ステップ２）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃または５７０～６２０℃とする。
好ましくは、ステップ２）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする。
好ましくは、ステップ３）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする。
好ましくは、ステップ４）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃（例えば５５０～６２０℃）に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃（例えば５５０～６２０℃）から７５０～８４０℃に加熱する。
好ましくは、ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板を前記オーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う。
好ましくは、ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板に均熱時間帯で小幅な昇温または小幅な降温をさせ、昇温後温度は８５０℃以下、降温後温度は７５０℃以上とする。
好ましくは、前記均熱時間を１０～２０ｓとする。
いくつかの実施形態において、前記方法は、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、ビレットを製錬・鋳造する；
ｂ）熱間圧延、冷却
熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６５０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
ｃ）酸洗、冷間圧延
冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
ａ．連続焼鈍
無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８４０℃に加熱する；
それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８４０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に冷却する；
ｂ．溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
焼鈍後に溶融アルミニウム亜鉛メッキを行い、溶融アルミニウム亜鉛メッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得、冷却速度を３０～２００℃／ｓとする；あるいは
焼鈍後に溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行い、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得、冷却速度を３０～１８０℃／ｓとする；
ｅ）レベリング、テンションレベリング
レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
好ましくは、ステップｄ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２３～６６ｓかかる。好ましくは、ステップｂ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする。好ましくは、ステップｂ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８７０℃とする。好ましくは、ステップｂ）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃とする。好ましくは、ステップｂ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする。好ましくは、ステップｃ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする。好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする。好ましくは、ステップｄ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８４０℃に加熱する。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８４０℃以下、降温後温度は７５０℃以上とする。好ましくは、前記均熱時間を１０～２０ｓとする。
いくつかの実施形態において、前記方法は、本文にかかる降伏強度≧５５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の製造に適用され、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、ビレットを製錬・鋳造する；
Ｂ）熱間圧延、冷却
熱間圧延出鋼温度を１１７０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８５０～８９０℃とし、巻取温度を５５０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
Ｃ）酸洗、冷間圧延
冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
Ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
ａ．連続焼鈍
無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する；
それから均熱を行い、均熱温度を７７０～８５０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却する；
ｂ．溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
焼鈍後に溶融アルミニウム亜鉛メッキを行い、溶融アルミニウム亜鉛メッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得、冷却速度を３０～２００℃／ｓとする；あるいは
焼鈍後に溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行い、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得、冷却速度を３０～１８０℃／ｓとする；
Ｅ）レベリング、テンションレベリング
レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
好ましくは、ステップＤ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０ｓかかる。好ましくは、ステップＢ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする。好ましくは、ステップＢ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８６０～８８０℃とする。好ましくは、ステップＢ）において、前記巻取温度を５７０～６２０℃とする。好ましくは、ステップＢ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする。好ましくは、ステップＣ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする。好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする。好ましくは、ステップＤ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する。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８５０℃以下、降温後温度は７７０℃以上とする。好ましくは、前記均熱時間を１０～２０ｓとする。
本発明の製造方法において、組織を微細化し、強度と伸び率を向上させるように、直火式急速加熱、短時間保温、および急速冷却の手段により、急速熱処理を実現する。
本発明によれば、加熱速度の顕著な向上および均熱時間の短縮により、溶融亜鉛メッキマトリックス材の高温での滞留時間を大幅に短縮できるので、高強度鋼の合金元素の表面蓄積が低減され、メッキ性が増強され、表面品質が向上される。また、機群炉長さの短縮（従来の連続焼鈍炉に比べて少なくとも３分の１の短縮）および炉ロールの削減により、炉内でロールマーク、ポックマーク、掠り傷などの表面欠陥が発生する確率は大幅に減少し、製品の表面品質が向上する。
本発明では、直火式加熱を採用して加熱速度を向上させると同時に、保温時間を１～２０ｓに短縮して結晶粒の成長を抑制することで、急速な熱処理および結晶粒の微細化を実現できる。合金の添加により、高強度低合金鋼は焼鈍温度に対してかなり敏感になるため、焼鈍部の各段の温度および保温時間を厳密に制御する必要がある。
溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの焼鈍の過程において、微細な析出物は、転位のピンニングおよび亜粒界の移動に阻害作用を奏し、再結晶粒の成長を抑制し、結晶粒を微細化させ、鋼の降伏強度と引張強度を高めることで、材質を強化させる目的を果たしながら、良好な可塑性を維持する。
メッキ後、急速冷却である冷風の吹き付け・エアミスト冷却の手段によって結晶粒を微細化し、強化相を得る。エアミスト冷却は、吹き付け冷却用の保護ガスに微細な液滴ミストを入れ、所定の角度と速度で帯鋼表面に吹き付けることで、帯鋼表面の熱交換効率を大幅に向上させる。
本発明の製造方法において、組織を微細化し、強度と伸び率を向上させるように、直火式急速加熱、短時間保温、および急速冷却の手段により、急速熱処理を実現する。メッキ後、冷風の吹き付けまたはエアミスト冷却によって結晶粒を微細化し、強化相を得ることができる。
冷間圧延圧下率は６０～８０％に制御され、適当な成分と熱間圧延プロセスの後、適切な冷間圧延圧下率を維持しないと、望ましい金属組織が得られない。冷間圧延圧下量が低いと、変形貯蔵エネルギーが小さくなり、後続の焼鈍の際に再結晶が発生しにくくなるので、強度を向上させるように、適量の冷間圧延組織を少し維持してもよい。６０～８０％の大きな圧下率を採用することで、再結晶を加速させ、可塑性を向上させることができる。
計測によると、本発明にかかる降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキおよび溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度が４５０～６１５ＭＰａで、引張強度が５１０～７００ＭＰａで、伸び率が１４～２６％であり、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ基板はフェライト＋マルテンサイト＋ベイナイト＋帯状結晶粒＋ミクロンオーダーの析出炭化物のうちの少なくとも３つを含む複相組織であり、鋼板表面は微細な銀白色の亜鉛スパンコールである。
本発明の有利な効果は、
本発明は成分を正確に配合し、０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０；Ｍｎ／Ｓ≧１５０；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす；ＴｉとＮｂを合わせて含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％のように制御し、且つ急速熱処理プロセスも合わせて採用することで、得られる製品は、高い強度や優れた可塑性などの特徴を有し、伝統的なアルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ高強度鋼に比べて、その強靱性がより良好で、成形特性もより良好であり、市場で高い競争優位性を有する。
それと共に、加熱速度の顕著な向上および均熱時間の短縮により、溶融亜鉛メッキマトリックス材の高温での滞留時間を大幅に短縮できるので、高強度鋼の合金元素の表面蓄積が低減され、メッキ性が増強され、表面品質が向上される。機群炉長さの短縮（従来の連続焼鈍炉に比べて少なくとも３分の１の短縮）および炉ロールの削減により、炉内でロールマーク、ポックマーク、掠り傷などの表面欠陥が発生する確率は大幅に減少し、製品の表面品質が向上する。
本発明は設備を改造する必要がなく、製造プロセスが簡単であり、高い耐食性・耐熱性を有しながら、優れた強靱性も有する溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品を製造することができる。また、本発明にかかる鋼板は、メッキが均一で緻密であり、厚さも適切であり、建築や家電などの分野に広範に適用することができ、アルミニウム亜鉛メッキ、亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキおよびカラー塗装製品の応用のために広い分野を開拓した。
図１は本発明の実施例一にかかるテスト鋼Ａから実施例１に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図２は本発明の実施例一にかかるテスト鋼Ａから伝統的プロセス１に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図３は本発明の実施例一にかかるテスト鋼Ａから実施例７に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図４は本発明の実施例一にかかるテスト鋼Ｃから実施例９に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図５は本発明の実施例一にかかるテスト鋼Ｄから実施例１０に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図６は本発明の実施例二にかかるテスト鋼Ａから実施例１に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図７は本発明の実施例二にかかるテスト鋼Ａから伝統的プロセス１に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図８は本発明の実施例二にかかるテスト鋼Ａから実施例７に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図９は本発明の実施例二にかかるテスト鋼Ｅから実施例１１に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。 図１０は本発明の実施例二にかかるテスト鋼Ｆから実施例１２に従って生産された鋼基板の微細組織画像である。
これから、実施例および図面に基づき本発明に対しさらに説明を行う。実施例は本発明の技術案を前提として実施し、詳細な実施形態および具体的な操作過程を展示するが、本発明の保護範囲を限定するものではない。
実施例において、降伏強度、引張強度および伸び率は「ＧＢ／Ｔ２２８．１－２０１０金属材料引張試験第１部：室温での試験方法」に従って行い、Ｐ７番サンプルに対し横方向で測定する。
実施例一
表１は本実施例にかかるテスト鋼の成分であり、表２は本実施例における一段式急速過熱プロセスの具体的なパラメータであり、表３は本実施例における二段式急速過熱プロセスの具体的なパラメータであり、表４は本実施例にかかるテスト鋼から表２のプロセスに従って得られた鋼板の力学的特性であり、表５は本実施例にかかるテスト鋼から表３のプロセスに従って得られた鋼板の力学的特性である。
実施例から分かるように、本発明にかかる製品は、降伏強度が４５０～５１０ＭＰａで、引張強度が５１０～５８０ＭＰａで、伸び率が２１～２６％であり、成分を正確に配合し、且つ急速熱処理プロセスも合わせて採用することで、得られた高強度高伸び溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品は、市場で高い競争優位性を有する。
図１と図３は本実施例にかかるテスト鋼Ａから、それぞれ実施例１（一段式急速加熱）と実施例７（二段式急速加熱）に従って生産された複相鋼の組織画像である；図２は本実施例にかかるテスト鋼Ａから伝統的プロセスに従って得られた複相鋼の組織画像である；図４は本実施例にかかるテスト鋼Ｃから実施例９（二段式急速加熱）に従って生産された複相鋼の組織画像である；図５は本実施例にかかるテスト鋼Ｄから実施例１０（二段式急速加熱）に従って生産された複相鋼の組織画像である。図１、図３、図４、図５から分かるように、本発明により処理された複相鋼の組織は、結晶粒が微細で、各相の組織および炭化物の分布が均一であるなどの特徴を顕著に有する。それらは、材料の強靱性および材料の成形特性の向上にとって非常に有利である。
Figure 2024512715000002
Figure 2024512715000003
Figure 2024512715000004
Figure 2024512715000005
Figure 2024512715000006
実施例二
表６は本実施例にかかるテスト鋼の成分であり、表７は本実施例における一段式急速過熱プロセスの具体的なパラメータであり、表８は本実施例における二段式急速過熱プロセスの具体的なパラメータであり、表９は本実施例にかかるテスト鋼から表７のプロセスに従って得られた鋼板の力学的特性であり、表１０は本実施例にかかるテスト鋼から表８のプロセスに従って得られた鋼板の力学的特性である。
実施例から分かるように、本発明にかかる製品は、降伏強度が５５０～６１５ＭＰａで、引張強度が６１５～７００ＭＰａで、伸び率が１４～１７％であり、成分を正確に配合し、且つ急速熱処理プロセスも合わせて採用することで、得られた高強度高伸び溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ製品は、市場で高い競争優位性を有する。
図６と図８はテスト鋼Ａから、それぞれ実施例１（一段式急速加熱）と実施例７（二段式急速加熱）に従って生産された複相鋼の組織画像である；図９は本実施例にかかるテスト鋼Ｅから実施例１１（二段式急速加熱）に従って得られた複相鋼の組織画像である；図１０は本実施例にかかるテスト鋼Ｆから実施例１２（二段式急速加熱）に従って生産された複相鋼の組織画像である；図７は本実施例にかかるテスト鋼Ａから伝統的プロセスに従って得られた複相鋼の組織画像である。
図６、図８、図９、図１０から分かるように、本発明により処理された複相鋼の組織は、結晶粒が微細で、各相の組織および炭化物の分布が均一であるなどの特徴を顕著に有する。それらは、材料の強靱性および材料の成形特性の向上にとって非常に有利である。
Figure 2024512715000007
Figure 2024512715000008
Figure 2024512715000009
Figure 2024512715000010
Figure 2024512715000011

Claims (18)

  1. その成分は重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．０～１．８％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１５％、例えば≦０．０１２％、Ｎ≦０．０４％、Ｃｒ≦０．５０％、例えば０．２５～０．５０％若しくは≦０．４０％であり、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０４５％、例えば０～０．０３５％、Ｔｉ：０～０．０４５％、例えば０～０．０３５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ
    ０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０；
    Ｍｎ／Ｓ≧１５０；
    Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；
    Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす；
    ＴｉおよびＮｂを含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％；
    ことを同時に満たす、降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
    好ましくは、前記降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、下記のプロセスで得られる：
    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、冷却
    熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
    ３）酸洗、冷間圧延
    冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
    ４）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８５０℃に加熱する；
    それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８４０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
    ５）レベリング、テンションレベリング
    レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
  2. 前記Ｃの含有量は０．０６～０．１０％、好ましくは０．０６～０．０８％、あるいは０．０７５～０．１２％、好ましくは０．０８～０．１０％；および／または
    前記Ｓｉ含有量は０．１５～０．３０％である；および／または
    前記Ｍｎの含有量は１．０～１．６％、好ましくは１．０～１．３％、あるいは１．２～１．８％、好ましくは１．２～１．６％；および／または
    前記Ｓｉ≦０．０１２％；および／または
    前記Ｃｒの含有量は≦０．４０％、あるいは０．２５～０．５％；および／または
    前記Ｎｂの含有量は０～０．０３５％である；および／または
    前記Ｔｉの含有量は０～０．０３５％である
    ことを特徴とする、請求項１に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  3. ０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．３５あるいは０．３０≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０、および／または、Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．５を満たし、あるいは０．４≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす、および／または、ＴｉとＮｂを合わせて含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０６％を満たし、あるいは０．０５％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％を満たすことを特徴とする、請求項１または２に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  4. 前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の微細組織は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、ミクロンオーダーの析出炭化物、および帯状結晶粒のうちの少なくとも３つの組織を含む複相組織である；および／または
    前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧４５０ＭＰａで、引張強度≧５００ＭＰａで、伸び率≧１４％である；および／または
    前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の表面は、均一な銀白色の亜鉛スパンコールであり、亜鉛スパンコールのサイズは０．１～６．０ｍｍの範囲内にある
    ことを特徴とする、請求項１～３のいずれかに記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  5. 前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０．５ｓ、例えば２２～８０ｓまたは２３～６６ｓかかることを特徴とする、請求項１～４のいずれかに記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  6. 前記ステップ２）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする；および／または
    前記ステップ２）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８８０℃、例えば８５０～８７０℃または８６０～８８０℃とする；および／または
    前記ステップ２）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃または５７０～６２０℃とする；および／または
    前記ステップ２）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする；および／または
    前記ステップ３）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする；および／または
    前記ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする；および／または
    前記ステップ４）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃または５５０～６２５℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃または５５０～６２５℃から７６０～８４０℃または７７０～８５０℃に加熱する
    ことを特徴とする、請求項１～５のいずれかに記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  7. 前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の成分は重量百分率で、Ｃ：０．０６～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｎ≦０．０４％、例えば≦０．００５％若しくは０．０００５～０．００５％、Ｃｒ≦０．４０％、例えば０．０５～０．４０％であり、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０３５％、Ｔｉ：０～０．０３５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ０．２５≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．３５；Ｍｎ／Ｓ≧１５０；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．３≦Ｔｉ／Ｃ≦０．５を満たす；ＴｉおよびＮｂを含む場合、０．０３％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０６％；ことを同時に満たす；
    好ましくは、前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼において、Ｃ含有量は０．０６～０．０８％である；好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５～０．３０％である；好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０～１．３％である；
    好ましくは、前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧４５０ＭＰａで、引張強度≧５００ＭＰａで、伸び率≧２０％であり、好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度が４５０～５１５ＭＰａ、例えば４５０～５４０ＭＰａで、引張強度が５１０～５９０ＭＰａ、例えば５１０～５８０ＭＰａで、伸び率が２０～２６．５％、例えば２１～２６％である
    ことを特徴とする、請求項１に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  8. 前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、下記のプロセスより得られる：
    ａ）製錬、鋳造
    上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
    ｂ）熱間圧延、冷却
    熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６５０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
    ｃ）酸洗、冷間圧延
    冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
    ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８４０℃に加熱する；
    それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８４０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
    ｅ）レベリング、テンションレベリング
    レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする
    ことを特徴とする、請求項７に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  9. ステップｄ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２３～６６．５ｓ、例えば２３～６６ｓかかる；および／または
    ステップｂ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする；および／または
    ステップｂ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８７０℃とする；および／または
    ステップｂ）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃とする；および／または
    ステップｂ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする；および／または
    ステップｃ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする；および／または
    ステップｄ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップｄ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７６０～８４０℃に加熱する
    ことを特徴とする、請求項８に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  10. 前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の成分は重量百分率で、Ｃ：０．０７５～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．２～１．８％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１２％、Ｎ≦０．０４％、例えば≦０．０１％若しくは０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．２５～０．５０％であり、ＴｉまたはＮｂのうちの１つまたは２つをさらに含み、Ｎｂ：０～０．０４５％、Ｔｉ：０～０．０４５％であり、残部はＦｅとその他の不可避的不純物である；且つ０．３０≦（Ｃ＋Ｍｎ／６）≦０．４０；Ｍｎ／Ｓ≧１５０；Ｔｉを含まない場合、Ｎｂは０．０１％≦（Ｎｂ－０．２２Ｃ－１．１Ｎ）≦０．０３％を満たす；Ｎｂを含まない場合、Ｔｉは０．４≦Ｔｉ／Ｃ≦０．６を満たす；ＴｉおよびＮｂを含む場合、０．０５％≦（Ｔｉ＋Ｎｂ）≦０．０７％；ことを同時に満たす；
    好ましくは、前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａである；
    好ましくは、前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼において、Ｃ含有量は０．０８～０．１０％である；好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５～０．３０％である；好ましくは、Ｍｎ含有量は１．２～１．６％である；
    好ましくは、前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度≧５５０ＭＰａで、引張強度≧６００ＭＰａで、伸び率≧１４％であり、好ましくは、当該溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、降伏強度が５５０～６２５ＭＰａ、例えば５５０～６１５ＭＰａで、引張強度が６１５～７００ＭＰａで、伸び率が１４～１７．５％、例えば１４～１７％である
    ことを特徴とする、請求項１に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  11. 前記溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼は、下記のプロセスより得られる：
    Ａ）製錬、鋳造
    上記化学成分に従い製錬し、スラブに鋳造する；
    Ｂ）熱間圧延、冷却
    熱間圧延出鋼温度を１１７０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８４５～８９０℃（例えば８５０～８９０℃）とし、巻取温度を５５０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
    Ｃ）酸洗、冷間圧延
    冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
    Ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する；
    それから均熱を行い、均熱温度を７７０～８５０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行う；
    溶融アルミニウム亜鉛メッキの後、３０～２００℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得る；あるいは、
    溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの後、３０～１８０℃／ｓの冷却速度で室温に冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得る；
    ５）レベリング、テンションレベリング
    レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする
    ことを特徴とする、請求項１０に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  12. ステップＤ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０．５ｓ、例えば２２～８０ｓかかる；および／または
    ステップＢ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする；および／または
    ステップＢ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８６０～８８０℃とする；および／または
    ステップＢ）において、前記巻取温度は５７０～６２０℃とする；および／または
    ステップＢ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／Ｓとする；および／または
    ステップＣ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする；および／または
    ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップＤ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する
    ことを特徴とする、請求項１１に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼。
  13. 以下のステップを含むことを特徴とする、請求項１に記載の降伏強度≧４５０ＭＰａの溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の急速熱処理溶融メッキ製造方法：
    １）製錬、鋳造
    上記の化学組成に従って、ビレットを製錬・鋳造する；
    ２）熱間圧延、冷却
    熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
    ３）酸洗、冷間圧延
    冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
    ４）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    ａ．連続焼鈍
    無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８５０℃に加熱する；
    それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８５０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却する；
    ｂ．溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    焼鈍後に溶融アルミニウム亜鉛メッキを行い、溶融アルミニウム亜鉛メッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得、冷却速度を３０～２００℃／ｓとする；あるいは
    焼鈍後に溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行い、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得、冷却速度を３０～１８０℃／ｓとする；
    ５）レベリング、テンションレベリング
    レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする。
  14. 前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０ｓ、例えば２３～６６ｓかかる；および／または
    ステップ２）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする；および／または
    ステップ２）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８７０℃または８６０～８８０℃とする；および／または
    ステップ２）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃または５７０～６２０℃とする；および／または
    ステップ２）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／Ｓとする；および／または
    ステップ３）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップ４）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃（例えば５５０～６２０℃）に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃（例えば５５０～６２０℃）から７５０～８４０℃に加熱する；および／または
    ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板を前記オーステナイトとフェライトの二相領域の終点温度に加熱した後、温度を一定に保持し、均熱を行う；および／または
    ステップ４）の均熱過程において、帯鋼または鋼板に均熱時間帯で小幅な昇温または小幅な降温をさせ、昇温後温度は８５０℃以下、降温後温度は７５０℃以上とする；および／または
    前記均熱時間を１０～２０ｓとする
    ことを特徴とする、請求項１３に記載の方法。
  15. 前記方法は、請求項７に記載の溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の製造に適用され、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、ビレットを製錬・鋳造する；
    ｂ）熱間圧延、冷却
    熱間圧延出鋼温度を１１５０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８３０～８９０℃とし、巻取温度を５２０～６５０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
    ｃ）酸洗、冷間圧延
    冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
    ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    ａ．連続焼鈍
    無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８４０℃に加熱する；
    それから均熱を行い、均熱温度を７５０～８４０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に冷却する；
    ｂ．溶融メッキ、冷却
    焼鈍後に溶融アルミニウム亜鉛メッキを行い、溶融アルミニウム亜鉛メッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得、冷却速度を３０～２００℃／ｓとする；あるいは
    焼鈍後に溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行い、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得、冷却速度を３０～１８０℃／ｓとする；
    ｅ）レベリング、テンションレベリング
    レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする
    ことを特徴とする、請求項１３に記載の方法。
  16. ステップｄ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２３～６６ｓかかる；および／または
    ステップｂ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする；および／または
    ステップｂ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８５０～８７０℃とする；および／または
    ステップｂ）において、前記巻取温度を５５０～６２０℃とする；および／または
    ステップｂ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／ｓとする；および／または
    ステップｃ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする；および／または
    ステップｄ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップｄ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２５℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２５℃から７５０～８４０℃に加熱する；および／または
    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；および／または
    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８４０℃以下、降温後温度は７５０℃以上とする；および／または
    前記均熱時間を１０～２０ｓとする
    ことを特徴とする、請求項１５に記載の方法。
  17. 前記方法は、請求項１０に記載の溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ複相鋼の製造に適用され、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、ビレットを製錬・鋳造する；
    Ｂ）熱間圧延、冷却
    熱間圧延出鋼温度を１１７０～１２５０℃とし、熱間圧延最終圧延温度を８５０～８９０℃とし、巻取温度を５５０～６８０℃とし、圧延後に層流冷却を採用し、層流前部急速冷却速度を８０～１２０℃／ｓとする；
    Ｃ）酸洗、冷間圧延
    冷却後に酸洗し、帯鋼表面の酸化スケールをきれいに洗浄し、冷間圧延累計圧下率を６０～８０％とする；
    Ｄ）連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    ａ．連続焼鈍
    無酸化連続焼鈍アルミニウム亜鉛メッキまたは亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ炉内で連続焼鈍し、焼鈍処理は加熱部、均熱部、メッキ前冷却部を順次に含む；ただし、加熱部は一段式または二段式加熱を採用する；
    一段式急速加熱とする時、加熱速度を３０～３００℃／ｓとする；
    二段式急速加熱とする時、一段目では１０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する；
    それから均熱を行い、均熱温度を７７０～８５０℃とし、均熱時間を１～２０ｓとする；次に、３０～１５０℃／ｓの冷却速度で５５０～６００℃に急速冷却する；
    ｂ．溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ
    焼鈍後に溶融アルミニウム亜鉛メッキを行い、溶融アルミニウム亜鉛メッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融アルミニウム亜鉛メッキＡＺ製品を得、冷却速度を３０～２００℃／ｓとする；あるいは
    焼鈍後に溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキを行い、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキ温度を５５０～６００℃とする；次に、５５０～６００℃から室温に急速冷却し、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキＡＭ製品を得、冷却速度を３０～１８０℃／ｓとする；
    Ｅ）レベリング、テンションレベリング
    レベリング率を０．２５％±０．２とし、テンションレベリング率を０．２％±０．２とする
    ことを特徴とする、請求項１３に記載の方法。
  18. ステップＤ）における前記連続焼鈍、溶融アルミニウム亜鉛メッキまたは溶融亜鉛アルミニウムマグネシウムメッキの全過程は、２２～８０ｓかかる；および／または
    ステップＢ）において、前記熱間圧延出鋼温度を１１８０～１２２０℃とする；および／または
    ステップＢ）において、前記熱間圧延最終圧延温度を８６０～８８０℃とする；および／または
    ステップＢ）において、前記巻取温度は５７０～６２０℃とする；および／または
    ステップＢ）において、前記層流前部急速冷却速度を１００～１２０℃／Ｓとする；および／または
    ステップＣ）において、前記冷間圧延累計圧下率を６０～７０％とする；および／または
    ステップＤ）において、前記急速加熱が一段式加熱とする時、加熱速度を５０～３００℃／ｓとする；および／または
    ステップＤ）において、前記急速加熱が二段式加熱とする時、一段目では３０～３００℃／ｓの加熱速度で室温から５５０～６２０℃に加熱し、二段目では５０～３００℃／ｓの加熱速度で５５０～６２０℃から７７０～８５０℃に加熱する；および／または
    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；および／または
    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８５０℃以下、降温後温度は７７０℃以上とする；および／または
    前記均熱時間を１０～２０ｓとする
    ことを特徴とする、請求項１７に記載の方法。
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