專利名稱：：具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度雙相(DP)鋼，其主要用于汽車內(nèi)部和外部面板及構(gòu)件；更具體而言，涉及這樣一種高強度的鍍Zn鋼板，其與常規(guī)的高強度DP鋼相比可更容易地制造并具有更好的機械性能和表面質(zhì)量；并涉及一種制造所述鋼板的方法。
背景技術(shù)：
：近來，由于用汽車鋼板形成產(chǎn)品趨于復雜化和集成化，汽車鋼板需要具有較高的成型性。同時，眾所周知，汽車鋼板應具有優(yōu)良的加工脆性(workembriUlement)和焊接部位疲勞特性以增強汽車的可用性。此外，汽車鋼板還應具有美觀的鍍層表面。通常，為了提高鋼板的成型性和強度，加入材料增強元素例如Si、Mn、Ti、Nb和Al以制造鋼板。然而，這些元素中的大部分具有比Fe更高的氧親合力，因而會在冷軋退火期間產(chǎn)生氧化物表面富集物。該氧化物表面富集物可造成較差的鍍層質(zhì)量，例如非鍍層(non-coating)。并且，如果表面富集物粗糙，其將會吸附在連續(xù)退火爐的爐底輥上，從而造成缺陷，例如鍍層鋼板表面上的凹坑缺陷。為了改善上述鍍層缺陷，日本的高爐企業(yè)已開發(fā)了一項已知的制造用于深度加工的薄鋼板的技術(shù)。概括而言，日本專利公開申請No.2002—146477、2001-64750、2002—294397及2002—155317、以及韓國專利No.2005-01286667>開了一種加入特定元素例如Cr、Sb和Zn以提高鍍層性能的方法。并且，日本專利公開申請No.2001-288550教導了一種在冷軋前先預氧化熱軋巻板以抑制在冷軋退火期間形成表面聚集物的方法。然而，在這些方法中，所加入特定元素的效果不明顯，且所加入元素的冶金性能還未經(jīng)確切的檢測。因此，這些方法裙j人為是不滿足要求的且有礙可加工性。此外，一些常規(guī)技術(shù)也不能在目前通常的熱軋和冷軋連續(xù)退火設(shè)備中實施，從而不能保證可進行任何商業(yè)可行的生產(chǎn)。
發(fā)明內(nèi)容技術(shù)問題為解決現(xiàn)有技術(shù)的前述問題而作出本發(fā)明，因此本發(fā)明的一方面是提供這樣一種具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板，其合金元素和熱軋巻取溫度被適當調(diào)節(jié)以保證所述鋼板比常規(guī)的高強度雙相(DP)鋼更容易地制造。技術(shù)方案根據(jù)本發(fā)明的一方面，本發(fā)明提供了一種具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板，其包括，以重量計0.Ol至O.2。/。的C、0.01至1.5%的Si、0.2至4.0%的Mn、0.001至0.1%的P、<0.03%的S、0.01至1.5%的Al、0.001至0.03%的N、0.0002至0.005°/。的B、0.01至2.0%的Cr、0.005至0.5%的Mo、0.005至0.1%的Sb、余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)，所述鋼板滿足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)<18的關(guān)系式且在其表面上具有1jam或以下厚度的氧化物層。根據(jù)本發(fā)明的另一方面，本發(fā)明提供一種制造具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板的方法，該方法包括將一種板材鋼料再加熱到1100至1250°C，所述板材鋼料包括，以重量計0.01至0.2%的C、0.01至1.5°/。的Si、0.2至4.0%的Mn、0.001至0.1%的P、<0.03%的S、0.01至1.5%的Al、0.001至0.03%的N、0.0002至0.005%的B、0.01至2.0%的Cr、0.005至0.5%的Mo、0.005至0.1%的Sb、余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)，所述板材鋼料滿足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)《18的關(guān)系式；熱軋所述板材鋼料；在滿足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)士20。C關(guān)系式的巻取溫度下巻取所述板材鋼料；酸洗并冷軋所述板材鋼料；以及在70(TC至86(TC的溫度下退火所述板材鋼料。有益效果5根據(jù)本發(fā)明，可制造出一種具有優(yōu)良表面性能和機械性能的高強度DP鋼。圖l是顯示分別取決于加入或不加入Sb的本發(fā)明鋼和比較鋼的氧化物形狀的照片；以及圖2是顯示在本發(fā)明鋼表面所形成氧化物的尺寸分布的圖表。本發(fā)明的最佳實施方式現(xiàn)將詳細說明本發(fā)明的示例性實施方案。本發(fā)明的發(fā)明人已對制造這樣一種高強度雙相(DP)鋼的方法進行了研究，該雙相鋼與常規(guī)的高強度DP鋼相比可更容易地制造并具有更好的機械性能和表面質(zhì)量。在研究的過程中，本發(fā)明的發(fā)明人已發(fā)化物晶粒直徑的增加，從而保證優(yōu)良的表面質(zhì)量并改善機械性能。以下將對本發(fā)明鋼的元素含量范圍進行描述。碳(C)優(yōu)選在0.01至0.2%范圍內(nèi)。C可增加鋼板的強度，且對于獲得由鐵素體和馬氏體組成的復合結(jié)構(gòu)非常重要。當C的加入量小于0.01%時，其不能保證本發(fā)明所需的強度。同時，當C的加入量大于0.2%時，其極可能會使抗張強度和可焊性劣化。因此，C可以0.01至0.2%的量加入。珪(Si)優(yōu)選在0.01至1.5%范圍內(nèi)。Si有利于保證強度而不會削弱鋼板的延展性。并且，Si可促進鐵素體形成，并可通過增加未轉(zhuǎn)化奧氏體的C濃度促進馬氏體形成。當Si的加入量小于0.01%時，其不能產(chǎn)生以上效果。另一方面，當Si的加入量大于1.5°/。時，其極可能會使表面性能和可焊性劣化。因此，Si可以0.01至1.5%的量加入。錳(Mn)優(yōu)選在0.2至4.0%范圍內(nèi)。Mn對于強化固溶體非常有效，并且還可促進由4失素體和馬氏體組成的復合結(jié)構(gòu)的形成。當Mn的加入量小于0.2%時，其不能產(chǎn)生足以達到高強度的效果。同時，當Mn的加入量大于4.0°/。時，其極可能會4吏可焊性和熱軋性能劣化。因此，Mn可以Q.2至4.0%的量加入。磷(P)優(yōu)選在0.001至0.1°/。范圍內(nèi)。P,與Mn—起，是一種主要的固溶體強化元素用于加入以增加強度。當P的加入量小于0.001°/。時，其不能產(chǎn)生所需效果。同時，當P的加入量大于0.1%時，其會削弱可焊性并由于在連續(xù)鑄造期間發(fā)生的中心偏析而導致鋼性能的巨大差異。因此，P可以0.001至0.1%的量加入。碌l(S)優(yōu)選以最高達0.03%的量加入。在制造鋼的過程中必然要加入S，而S的量可為不超過0.03%。鋁(Al)優(yōu)選在0.01至1.5%范圍內(nèi)。通常加入Al是為了使鋼脫氧，而根據(jù)本發(fā)明加入Al是為了增加延展性。同時，Al可抑制在奧氏體淬火期間形成碳化物，并增加強度。當Al的加入量小于0.01°/。時，其不能產(chǎn)生充足的效果。另一方面，當Al的加入量大于1.5%時，其會促進在冷軋鋼退火期間的內(nèi)部氧化而抑制GA板層合金化，從而導致需要高的合金化溫度。因此，Al可以0.01%至1.5%的量加入。氮(N)優(yōu)選在0.001至0.03°/。范圍內(nèi)。N是穩(wěn)定奧氏體的有效元素。當N的加入量小于0.001%時，其不能產(chǎn)生這種效果。同時，當加入量大于0.03%時，N會與A1結(jié)合而生產(chǎn)粗津造的A1N，從而石皮壞才幾械性能。因此，N的量不可超過0.03%。硼(B)優(yōu)選在0.0002至0.005%范圍內(nèi)。B是這樣一種晶界強化元素，其可增強點焊部位的疲勞性能并可抑制P晶界的脆性。并且，在制造高Al和Si含量的鋼的過程中，B可改善熱延展性。此外，B還可延遲在退火期間的冷卻過程中奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。當B的加入量大于0.005%時，其會造成過量的B富集于鋼的表面，從而使鍍層附著力劣化。因此，為達到想要的效果，B的加入量應至少為0.0002%。但當B的加入量超過0.005%時，其會嚴重石皮壞可加工性并使鍍層鋼板的表面性能劣化。因此，B可以0.0002至0.005%的量加入。鉻(Cr)優(yōu)選在0.01至2.0%范圍內(nèi)。加入Cr是為了增強可淬性以及保證高強度。當Cr的量小于0.01%時，其不能保證該效果。另一方面，當Cr的量超過2.0°/時，其不會產(chǎn)生更好的效果且極有可能使延展性劣化。因此，Cr可以0.01至0.2%的量加入。鉬(Mo)優(yōu)選在0.005至0.5%范圍內(nèi)。加入Mo是為了改善加工脆性和鍍層性能。然而，當Mo的量小于0.005°/時，其不能保-汪所需效果。同時，當Mo的量超過0.5°/時，其不會產(chǎn)生好得多的效果且于經(jīng)濟學上是不利的。因此，Mo可以0.005至0.5%的量加入。銻(Sb)優(yōu)選在0.005至0.1%范圍內(nèi)。Sb本身在高溫下不形成氧化層，但會富集于鋼的表面和其晶粒界面上而抑制元素擴散至表面上。結(jié)果這會抑制氧化物的形成。同樣，Sb在抑制沿鋼板晶界發(fā)生的選擇性氧化方面也具有顯著效果。加入Sb是為了抑制因大量的Si、Mn和Al而在熱軋過程中沿鋼板表面晶界所形成的各種氧化物的滲透。當熱軋鋼板晶界氧化物的深度超過ljum時，該氧化物即使在酸洗后仍會保留在金屬內(nèi)部，從而會在以后的冷軋過程中造成各種氧化皮缺陷(scaledefect)。因此，將熱軋鋼板晶界氧化物的深度調(diào)節(jié)至1iam或以下是重要的。加入Sb以有效抑制熱軋鋼板的選擇性晶界氧化，對抑制氧化皮缺陷也具有顯著效果。加入Sb還可抑制因大量的Si、Mn和Al而在退火過程中形成氧化物，從而改善鍍層性能。特別是，當Sb與Mn和B—起加入時，其可有效抑制表面氧化物層的粗化。在退火氧化物粗化生長的情況下，該氧化物在軋輥上反復沉積，從而在冷軋鋼和鍍層鋼的表面造成凹坑。這里，為抑制表面氧化物而加入的Sb對抑制這種凹坑缺陷效果顯著。加入合適量的Sb可增加鋼板的強度和延展性，從而改善其機械性能。除Sb外，還可加入元素例如Sn、Se及Y以達到相似效果；但Sn對熱軋鋼板晶界氧化的抑制能力較小。此外，Se和Y比其它元素更易富集于鋼的表面且也會由于在鋼表面上所形成Si02和Ah03之下形成氧化物而使氧化物變粗。因此，加入的Sb對抑制冷軋鋼板退火過程中Mn0、Si02和A1203的表面富集非常有效，并可起到改善機械性能的作用。Sb的加入量應為至少0.005%;但當加入量超過特定界限時，其不能保證有任何更進一步的效果。因此，Sb的量不可超過0.1%。設(shè)計的具有上述元素含量范圍的鋼板合金可滿足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)<18的關(guān)系式。在退火過程中Mn、Si、Al和B特征性地在鋼的表面形成富集物。較大量的這些元素的富集物可使鍍層性能劣化。同時，C、P和Sb易于在晶粒邊界上偏析。隨著這些元素例如C、P和Sb的偏析，富集的元素將阻擋晶界上的Mn、Si、A1和B的擴散，從而有利于表面質(zhì)量的改善。然而，過多的元素偏析于晶界上可使例如伸長性能劣化。另一方面，過多的元素傾向于表面富集可破壞表面性質(zhì)；因此這就需要適當?shù)卣{(diào)節(jié)加入量。以上關(guān)系式根據(jù)元素的表面富集特性和偏析特性示出了一個能防止鋼性能劣化并確保優(yōu)良表面質(zhì)量的經(jīng)驗數(shù)值。例如，當關(guān)系式的計算值小于5時，鋼的機械性能劣化。另一方面，當關(guān)系式9的計算值大于18時，鋼不能達到想要的表面質(zhì)量。根據(jù)本發(fā)明，含有上述元素的鋼板可還包括以下元素中的至少一種0.01至1.0%的Co、0.001至0.1%的Zr、0.001至0.1%的Ti、0.001至0.1%的Nb、0.0005至0.040%的La、0.0005至0.040°/。的Ce和0.005至0.03°/。的Ca。鈷(Co)優(yōu)選在0.01至1.0%范圍內(nèi)。加入Co是為了提高鋼強度。Co可抑制在高溫退火過程中氧化物的形成，從而在熔鍍期間改善熔鋅鋼板的可濕性。為達到這些效果，Co的加入量應至少為0.01%。同時，當Co的加入超過特定限度時，其會顯著降低鋼的伸長性能。因此，Co的量不可超過1.0%。鋯(Zr)優(yōu)選在0.001至1.0°/。范圍內(nèi)。Zr可溶解于柱狀晶粒邊界中以提高Al富集的低熔點化合物的熔化溫度，從而防止在1300。C或以下的溫度下形成液膜并強化柱狀晶粒邊界。當Zr的加入量小于0.001%時，其無法保證這種效果。另一方面，當Zr的加入量大于0.1%,其不能產(chǎn)生任何更進一步的效果。因此，Zr可以0.001至0.1%的量加入。鈦(Ti)和鈮(Nb)分別優(yōu)選在0.001至0.1%范圍內(nèi)。Ti和Nb對于增加鋼板的強度和得到微小的粒徑而言是有效的。當Ti和Nb的加入量小于0.001%時，其不能保證這種效果。同時，當Ti和Nb的加入量大于0.1%時，其會增加制造成本，并由于過量的沉淀而使鐵素體的延展性劣化。因此，Ti和Nb可分別以0.001至0.1%的量加入。鑭(La)和鈰(Ce)分別優(yōu)選在0.0005至0.04%范圍內(nèi)。La和Ce可減小造成晶界變脆的柱狀晶粒的尺寸和數(shù)量，并提高具有優(yōu)良高溫延展性的等軸晶粒的數(shù)量，從而增強鑄件結(jié)構(gòu)的熱軋加工性。La和Ce還可在晶界處偏析而形成降低晶界斷裂強度的含P和S的化合物，從而確保P和S的負效應較小。然而，當La和Ce的加入量小于O.0005%時，其不能產(chǎn)生任何效果。另一方面，當La和Ce的加入量大于G.04%時，其也不能產(chǎn)生更好的效果。因此，La和Ce可分別以0.0005至0.04%的量加入。Ca優(yōu)選在0.0005至0.03%范圍內(nèi)。釣Ca可與鋼水中的非金屬夾雜物例如MnO和MnS—起形成化合物而使所述非金屬夾雜物球形化(spherodize)。這可相應增加柱狀晶粒的斷裂強度，使鋼板不易產(chǎn)生邊緣裂縫并增強孔洞可擴展性。然而，當Ca的量超過0.03°/時不能產(chǎn)生更好的效果。因此Ca可以0.0005%至0.030%的量加入。根據(jù)本發(fā)明，所述鋼板含有余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)。根據(jù)本發(fā)明，所述鋼板表面上的氧化物層具有l(wèi)yra或以下的厚度。在冷軋后的退火過程中形成于金屬表面上的氧化物層可在鍍層過程中成為金屬基體和鍍層間的壁障，從而減小鍍層附著力。當生長的氧化物層超過1jam厚度時，其可由于氧化物的剝離而造成凹坑缺陷和鍍層缺陷。因此，當氧化物層在退火過程中以均勻的但不大的厚度形成時，其可有利地確保鍍層的較佳質(zhì)量。根據(jù)本發(fā)明，當Sb的加入量為0.005至0.1°/。時，其不被氧化但可富集于金屬表層上而抑制氧化反應。這可確保形成的氧化物層具有1jLim或以下的均一厚度。以下將具體描述制造包括如上元素含量范圍的鋼板的方法。首先，將具有上述組成的板材鋼料在1100至1250。C下再加熱。在低于IIO(TC的再熱溫度下，該板材鋼料的結(jié)構(gòu)不均勻且Ti和Nb在該板材鋼料中的再溶解不充分。同時，在高于12S0。C的再熱溫度下，將形成氧化皮且大量的氧化物例如Si02、MnO和Ah03將在與金屬界限處或在金屬內(nèi)部生成，從而削弱表面質(zhì)量。因此，再熱溫度可在IIOO至1250'C范圍內(nèi)。之后，將所述板材鋼料在Ar3的相變點至95(TC的溫度熱精軋。當該板材鋼料在Ar3的相變點溫度熱精軋時，其極可能對熱變形具有更大的抵抗力并且可能產(chǎn)生制造問題。另一方面，當該板材鋼料在高于950。C下熱精軋時，氧化鐵皮將太厚并且該板材鋼料極可能粗化。因此，熱精軋溫度可在Ar3的相變點至950。C范圍內(nèi)。熱精軋之后進行熱軋巻取。這里，巻取溫度(CT)應滿足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)土20。C的關(guān)系式。根據(jù)本發(fā)明，加入元素例如Mn、Si、P、Cr及Mo作為與由孩i結(jié)構(gòu)形成馬氏體有關(guān)的合金元素。然而，這些元素在較高巻取溫度下較易偏析。在這種情況下，加入的Mn、Si、P、Cr和Mo將獲得較小效果，因而不能保證所需的強度和可加工性。根據(jù)巻取溫度和合金元素含量而經(jīng)驗性地設(shè)計出以上關(guān)系式，作為獲得所需強度和可加工性的手段。上述巻取過程可確保獲得高質(zhì)量的鋼。酸洗經(jīng)以上工藝制造的熱軋板，再冷軋至所需厚度，然后再結(jié)晶并在700至860。C下退火以除去微結(jié)構(gòu)缺陷。在低于700。C的退火溫度下，會經(jīng)常形成退火氧化物以致加入的Sb不能產(chǎn)生顯著效果。同時，在超過860。C的退火溫度下，氧化物會過度生長以致表面富集不能被充分地抑制。具體實施例方式現(xiàn)將結(jié)合附圖對本發(fā)明的示例性實施方案進行詳細描述。[實施例]在1200。C下加熱以制造含有如以下表1中所示元素的板材鋼料。然后熱軋該板材鋼料，并在滿足關(guān)系式2的溫度(土20。C)下巻取，并冷軋以制造冷軋鋼板。隨后，于780至83(TC的溫度下在N2-10°/。H20氣氛中以每90秒3°C/sec的加熱速率退火該冷軋鋼帶并進4亍熱處理。之后，在溫度為460。C且含有0.12至0.19%范圍的Al的Zn浴中涂鍍該鋼帶，并且將該鍍層鋼在540至560。C溫度下合金化并熱處理24秒。然后觀測該鋼板以鑒別表面質(zhì)量。在下表2中，鍍層外觀的種類包括非鍍層、表示不具有其它鍍層缺陷的O及表示出現(xiàn)的任何缺陷的缺陷名。并且，為了評價鍍層附著力的種類，將鍍層板切割至20mmx50mm大小并進行60°彎曲試驗。然后將該鍍層板拉直以用巻尺測量彎曲部分。這里，剝離的鍍層具有如下所測的寬度?！?當沒有鍍層剝離或鍍層具有小于lmm的寬度時〇當剝離的鍍層具有1至小于3mm范圍的寬度時△:當剝離的鍍層具有3至小于5mm范圍的寬度時x:當剝離的鍍層具有5mm或以上的寬度時表1序<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>100.0450.1531.6290.010.030.0750.0030.060.0030.0311.3648110.1020.3120.8610.080.0120.1130.020.0070.0890.00050.036.1664120.0520.122.240.0140.0060.040.0150.056.4130.080.041.830.0160.0050.0350.0050.0229.6140.080.172.190.0110.0070.050.020.0110.030.270.0010.00138.150.0960.1352.370.0140.0020.0230.0190.0140.020.0330.480.000334.9160.1010.80.8650.080.0120.1130.020.0070.0890.000518.9表2序巻取溫退火溫Zn浴中鍍層氧化層鍍層外鍍層材料性備度(°C)度(°C)的Al(%)方法厚度觀附著能(TS注(Hm)力xEl)16408000.13GA0.3〇17732本發(fā)明鋼26508000.12GA0.2〇175303640,0.12GA0.31794546408200.13GA0.2〇1732456308200.13GA0.3Oo1564266208000.13GA0.3〇o1665876208000.13GA0.2〇1793286008000.13GA0.2o1612596508000.13GA0.3〇17100106508000.13GA0.3〇o18111116608000.13GA0.2〇o17890126008300.13GA1.1非鍍層X14322比較鋼136208000.13GA0.4o△15242146208000.13GA0.4非鍍層△13887157008000.13GA0.7非鍍層X1445216700謂0.13GA0.2有條紋△13260如表2中所見，所制造出的滿足本發(fā)明元素含量范圍和制造方法的本發(fā)明鋼1至11是具有優(yōu)良的鍍層表面性能和強度伸長度平衡(TSxEI)的高強度DP鋼。14然而，發(fā)現(xiàn)不滿足本發(fā)明元素含量范圍和制造方法的比較鋼12至16在鍍層表面性能和強度伸長度平衡方面表現(xiàn)較差。此外，圖1示出了分別取決于加入或不加入Sb的本發(fā)明鋼11和比較鋼16的氧化物的形狀。圖1A顯示比較鋼16且圖1B顯示本發(fā)明鋼ll。如圖1中所示，本發(fā)明鋼11顯示出具有明顯較小晶粒的氧化物。換言之，Sb的加入抑制了氧化物的生長。此外，圖2顯示出形成于本發(fā)明鋼ll表面上的氧化物的尺寸分布。在本發(fā)明鋼中，在退火過程中形成于金屬表面上的氧化物具有穩(wěn)定地分布在1iam或以下附近的尺寸。換言之，均勻分布的微小氧化物可用于形成一個更均勻鍍層。權(quán)利要求1.一種具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板，其包括，以重量計0.01至0.2％的C、0.01至1.5％的Si、0.2至4.0％的Mn、0.001至0.1％的P、≤0.03％的S、0.01至1.5％的Al、0.001至0.03％的N、0.0002至0.005％的B、0.01至2.0％的Cr、0.005至0.5％的Mo、0.005至0.1％的Sb、余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)，所述鋼板滿足5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18的關(guān)系式且在其表面上具有1μm或以下厚度的氧化物層。2.權(quán)利要求1的高強度鍍Zn鋼板，其中在熱軋過程中鋼板的臨界氧化物厚度為lym或以下。3.權(quán)利要求1的高強度鍍Zn鋼板，其中氧化物層形成于冷軋后的退火過程中。4.權(quán)利要求1的高強度鍍Zn鋼板，其還包括，以重量計，以下元素中的至少一種0.01至1.0%的Co、0.001至0.1°/。的Zr、0.001至0.1%的Ti、0.001至0.1%的Nb、0.0005至0.040%的La、0.0005至0.040%的Ce及0.0005至0.030%的Ca。5.—種制造具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板的方法，所述方法包括將一種板材鋼料再加熱到1100至1250。C,所述板材鋼料包括，以重量計O.Ol至O.2。/。的C、0.01至1.5%的Si、0.2至4.0%的Mn、0.001至0.1%的P、《0.03%的S、0.01至1.5%的Al、0.001至0.03%的N、0.0002至0.005%的B、0.01至2.0%的Cr、0.005至0.5%的Mo、0.005至0.1%的Sb、及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)，所述板材鋼料滿足5《(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)《18的關(guān)系式；熱軋所述板材鋼料；在滿足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)±2(TC關(guān)系式的巻取溫度下巻取所述板材鋼料；酸洗并冷軋所述板材鋼料；以及在700。C至860。C的溫度下退火所述板材鋼料。6.權(quán)利要求5的方法，其中所述板材鋼料還包括，以重量計，以下元素中的至少一種0.01至1.0°/。的Co、0.001至0.1%的Zr、0.001至O.1。/。的Ti、0.001至0.1%的Nb、0.0005至0.040%的La、0.0005至0.040%的Ce及0.0005至0.030°/。的Ca。全文摘要本發(fā)明提供了一種具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度鍍Zn鋼板，其主要用于汽車內(nèi)部和外部面板及構(gòu)件。所述具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的鋼板包括，以重量計0.01至0.2％的C、0.01至1.5％的Si、0.2至4.0％的Mn、0.001至0.1％的P、≤0.03％的S、0.01至1.5％的Al、0.001至0.03％的N、0.0002至0.005％的B、0.01至2.0％的Cr、0.005至0.5％的Mo、0.005至0.1％的Sb、余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)，所述鋼板滿足5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18的關(guān)系式且在其表面上具有1μm或以下厚度的氧化物層。根據(jù)本發(fā)明，可制造具有優(yōu)良機械性能和表面質(zhì)量的高強度雙相鋼。文檔編號C22C38/00GK101495661SQ200780020207公開日2009年7月29日申請日期2007年12月27日優(yōu)先權(quán)日2006年12月28日發(fā)明者孫一領(lǐng),康熙宰,陳光根申請人:Posco公司