專利名稱：：具有優(yōu)良表面質(zhì)量的鍍Zn鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種通常用于汽車內(nèi)板或外板的高強(qiáng)度薄鋼板；更具體而言，涉及這樣一種鍍Zn鋼板，其在制造高強(qiáng)度鋼板的過程中具有比常規(guī)的高強(qiáng)度鋼更優(yōu)良的成型性并具有優(yōu)良的表面質(zhì)量；并涉及制造所述鋼板的方法。
背景技術(shù)：
：近來，由于形成汽車所用組件的復(fù)雜化和集成化，汽車鋼板不僅需要具有較高的成型程度，還需具有優(yōu)良的加工脆性(workbriUleness)、焊接部分的疲勞性能以及優(yōu)良的鍍層表面質(zhì)量。通常，為了改善成型性和強(qiáng)度，加入強(qiáng)化材料質(zhì)量的元素Si、Mn、Ti、Nb和Al以制造鋼板。大部分元素都比Fe更易氧化，這將在冷卻退火過程中造成氧化物的表面富集。當(dāng)這種表面氧化物富集發(fā)生時(shí)，易使鍍層質(zhì)量劣化，例如形成未鍍鋅的棵點(diǎn)。當(dāng)表面氧化物粗糙時(shí)，表面氧化物可吸附在爐底輥上而造成缺陷，例如鍍層鋼板表面上的微小凹坑。為了解決所述鍍層缺陷，日本的高爐公司提供了制造深拉用薄鋼板的技術(shù)，這些技術(shù)已為我們所熟知。日本專利乂>開文本No.2002-146477、2001-64750、2002-294397和2002-1553177〉開了加入特定元素例如Cr、Sb和Sn以改善鍍層性能的方法。并且，日本專利公開文本No.2001-288550提供了一種在冷軋前先預(yù)氧化熱巻板以抑制在冷卻退火過程中于表面上形成聚集物的方法。然而，這類方法具有加入特定元素的效果不明確及對(duì)冶金特性的考慮不清楚的問題。并且，由于不能將上述常規(guī)工藝中的一些在目前的、常規(guī)的熱軋-冷軋-連續(xù)退火設(shè)備中實(shí)施，商業(yè)生產(chǎn)實(shí)際上是不能實(shí)施的
發(fā)明內(nèi)容技術(shù)問題本發(fā)明一方面提供了這樣一種鍍Zn鋼板，其經(jīng)由對(duì)鋼的合金元素和熱巻取溫度進(jìn)行適當(dāng)?shù)卣{(diào)控而使具有優(yōu)良可加工性的高強(qiáng)度薄鋼板具有良好的表面質(zhì)量；以及一種制造所述鍍Zn鋼板的方法。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)良表面質(zhì)量的鍍Zn鋼板，所述鍍Zn鋼板包括，以重量百分比計(jì)C:0.04至0.25%、Mn:0.2至2.5%、Si:0.01至1.7%、Al:0.01至1.5%、P:0.01至0.1°/。、S:0.02°/?；蛞韵隆⒓癝b:0.001至0.1%、剩余量的Fe、以及不可避免的雜質(zhì)，其中Si和Al滿足O.5《Si+Al<2.0且在其表面上的氧化物層厚度為liam或以下。根據(jù)本發(fā)明的另一方面，本發(fā)明提供了一種制造具有優(yōu)良表面質(zhì)量的鍍Zn鋼板的方法，所述方法包括在1100至125(TC的溫度再加熱并熱軋一種板材鋼料，所述板材鋼料包括，以重量百分比計(jì)C:0.04至0.25%、Mn:0.2至2.5%、Si:0.01至1.7%、Al:0.01至1.5%、P:0.01至0.1°/。、S:0.02%或以下、及Sb:0.001至0.1%、剩余量的Fe、以及不可避免的雜質(zhì)，其中Si和Al滿足0.5《Si+Al<2.0;在450至750。C的溫度巻取所述板材鋼料；酸洗并冷軋所述板材鋼料；以及在700至860。C范圍內(nèi)的溫度退火所述板材鋼料。有益效果本發(fā)明提供了一種具有優(yōu)良可加工性和高強(qiáng)度的鍍Zn鋼板，其具有優(yōu)良的鍍層性能。圖1為一幅示出每種類型鋼的表面某些氧化物金屬元素分布的圖表，鋼的類型根據(jù)是否加入Sb而區(qū)分；圖2示出了每種類型鋼的表面氧化物尺寸的照片，鋼的類型根據(jù)是否加入Sb而區(qū)分；圖3示出了每種類型鋼的表面氧化物尺寸的照片，鋼的類型根據(jù)熱軋和巻取溫度而區(qū)分；并且圖4示出了每種類型鋼的Zn鍍層外部形狀的照片，鋼的類型根據(jù)是否加入Sb而區(qū)分。本發(fā)明的最佳實(shí)施方式以下將對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方案進(jìn)行詳細(xì)說明。在研究改善具有優(yōu)良可加工性的高強(qiáng)度鋼板的鍍層表面質(zhì)量的方法期間，基于以下研究結(jié)果而作出本發(fā)明鍍層表面可通過適當(dāng)?shù)卣{(diào)控鋼的合金元素和熱巻取溫度而改善。下面將對(duì)本發(fā)明鋼的元素組成范圍進(jìn)行說明。C的含量可為0.04至0.25%。中的C可富集于奧氏體上，從而降低奧氏體中馬氏體的轉(zhuǎn)變溫度。當(dāng)C的含量小于0.04%時(shí)，由于晶粒生長而且由C導(dǎo)致的固溶強(qiáng)化作用和沉降強(qiáng)化作用減小，可能難以提供足夠的抗張強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)C的含量大于0.25%時(shí)，由于固溶作用和殘留奧氏體的量提高，抗張強(qiáng)度可能增加且由于大量殘留奧氏體的形成可能產(chǎn)生延遲斷裂抗性。并且，焊接性能大大劣化。因此，C的含量可限定為0.04至0.25%。Mn的含量可為0.2至2.5%。Mn具有固溶強(qiáng)化作用。當(dāng)Mn的含量小于0.2%時(shí)，作用不明顯。當(dāng)Mn的含量大于2.5%時(shí)，由于過高的可淬性使鋼強(qiáng)度大大增加，可加工性能可能降低且鋼的焊接性能可能劣化。因此，Mn的含量可限定為0.2至2.5%。Si的含量可為0.01至1.7%。鋼中的Si可增加鋼的強(qiáng)度而不降低其可鍛性，且可加入0.01%或以上以提供強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)加入量大于1.7°/。時(shí)，由于Si氧化物可在連續(xù)退火方法的高溫退火過程中富集于鋼板的表面上，這種氧化5物可在連續(xù)熱浸鍍鋅過程中降低鋼板表面上Zn的可濕性。并且鋼的焊接性能可能由于鋼中大量的Si而大大劣化。Al的含量可為0.01至1.5%。通常在鋼中加入Al是為了使鋼脫氧。然而，在本發(fā)明中，加入Al是為了改善可鍛性。加入Al以抑制在等溫淬火過程中所形成碳化物的形成并改善強(qiáng)度。當(dāng)Al的含量小于0.01%時(shí)，其難以達(dá)到該效果。當(dāng)Al的含量大于1.5%時(shí)，在冷軋鋼板退火過程中內(nèi)部氧化增加而使GA鍍層的合金化過程被抑制且要求高的合金化溫度。因此，Al的含量可限定為0.01至1.5%。P的含量可為0.01至0.1°/。鋼中的P,與Mn—起，是一種加入以改善強(qiáng)度的代表性的固溶元素。當(dāng)P的含量小于0.01%時(shí)，其難以達(dá)到效果。當(dāng)P的含量大于0.10%時(shí)，焊接性能可能劣化，并且由于在連續(xù)鑄造過程中發(fā)生的中心偏析而可4吏4岡的每部分6勺才才料偏離(materialdeviation)力口居'J。S的含量可為0.02°/?；蛞韵?。鋼中的S是一種為了制造鋼而必然要加入的元素。S含量的上限可限定為0.02%或以下。Sb的含量可為0.001至0.1%。Sb是本發(fā)明中非常重要的元素。雖然Sb本身在高溫下不形成氧化物層，但可抑制鋼中元素的擴(kuò)散，從而抑制氧化物的形成。并且，Sb對(duì)抑制沿鋼板晶界發(fā)生的選擇性氧化具有顯著效果。加入Sb可抑制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，所述氧化物滲透是由大量的Si、Mn和Al造成的。通常，當(dāng)熱軋鋼板晶界上的氧化物深度大于1jam時(shí)，酸洗后金屬中的殘留氧化物可在接下來的冷軋過程中造成各種氧化皮缺陷(scaledefect)。因此，控制熱軋鋼板晶界上的氧化物的深度是重要的。加入Sb以抑制熱軋鋼板邊界的選擇性氧化，對(duì)抑制氧化皮缺陷有極大效果。加入Sb可抑制退火過程中由于大量Si、Mn和Al而導(dǎo)致的氧化物的形成從而改善鍍層性能；更具體而言，當(dāng)Mn和B復(fù)合地加入時(shí)，加入Sb可有效抑制表面上氧化物層的粗化。當(dāng)退火的氧化物粗糙生長時(shí)，所述氧化物可反復(fù)地堆積于軋輥上并在冷軋材料或鍍層材料表面上造成凹坑。加入Sb以抑制表面上的氧化物，對(duì)抑制凹坑有極大效果。由于加入適當(dāng)量的Sb同時(shí)具有增加鋼材的強(qiáng)度和可鍛性的效果，加入適當(dāng)量的Sb對(duì)改善機(jī)械性能非常有效。除了Sb，類似的效果也表現(xiàn)在Sn、Se和Y中。然而，對(duì)于抑制熱軋鋼板邊界氧化的能力而言，Sn次于Sb。并且，Se和Y的表面富集程度大于另一種元素，且Se和Y可在形成于表面上的Si02和Ah03之下形成氧化物而可能使氧化物粗化。加入Sb可對(duì)抑制冷軋鋼板退火過程中MnO、Si02和人1203的表面富集的發(fā)生具有極佳效果，并可改善機(jī)械性能。為了達(dá)到這種效果，需要0.001°/。的Sb。然而，由于當(dāng)加入比特定限度更多的Sb時(shí)沒有更進(jìn)一步改善的效果，故其上限可為O.1%。在具有所述元素范圍的鋼板的合金設(shè)計(jì)中，Si和Al可滿足0.5《Si+Al<2.0。當(dāng)Si和Al的總量小于0.5%時(shí)，其難以達(dá)到特定的機(jī)械性能。當(dāng)總量大于2.0時(shí)，由于形成的氧化層成為完好鍍層形成的障礙，故難以提供鍍層質(zhì)量。因此，Si和Al的總量可限定為0.5至2.0重量％。根據(jù)本發(fā)明的示例性實(shí)施方案，含有所述元素的鋼板還包括以下元素中的一種或多種Co:0.01至1.0%、B:0.0002至0.002%、Zr:0.0005至0.1%、Ti:0.001至0.1%、Nb:0.001至0.1%、La:0.0005至0.040°/。、Mo:0.005至0.5%、Ce:0.0005至0.040%、及Ca:0.0005至0.030%。Co的含量可為0.01至1.0%。在鋼中加入Co以改善鋼的強(qiáng)度。由于可在高溫退火過程中抑制氧7化物的形成，故可改善連續(xù)熱浸鍍層過程中鋼板的可濕性。為達(dá)到該效果，Co的含量應(yīng)為0.01°/或以上。然而，當(dāng)加入的Co大于特定限度時(shí)，鋼的伸長率大大降低。因此，Co的上限可為1.0。/。。B的含量可為0.0002至0.002%。鋼中的B，作為晶界強(qiáng)化元素，可改善點(diǎn)焊部件的疲勞性能并可抑制P晶界的脆性。并且，在制造含大量Al和Si的鋼的過程中，其有利于改善高溫可鍛性。為達(dá)到該效果，B的含量應(yīng)為0.0002°/。以上。然而，當(dāng)B的含量大于0.002°/。時(shí)，可加工性迅速下降并使表面性質(zhì)劣化。因此，B的含量可限定為0.0002至0.0002%。Zr的含量可為0.0005至0.1%。鋼中的Zr為具有柱狀枝晶晶界的固溶體狀態(tài)并可增加Al富集的低熔點(diǎn)化合物的熔點(diǎn)，從而防止在1300。C或以下溫度下產(chǎn)生液膜并強(qiáng)化柱狀枝晶的晶界。當(dāng)Zr的含量小于0.0005%時(shí)，其難以達(dá)到該效果。當(dāng)Zr的含量大于0.1%時(shí)，其難以達(dá)到更進(jìn)一步改善的效果。因此，其含量可限定為0.0005至0.1%。Ti和Nb的含量可分別為0.001至0.1°/。。鋼中的Ti和Nb對(duì)增加鋼板強(qiáng)度和晶粒細(xì)化具有效果。當(dāng)Ti和Nb的含量小于0.001°/。時(shí)，其難以達(dá)到該效果。當(dāng)Ti和Nb的含量大于0.1%時(shí)，由于制造成本的增加和過量的沉淀，鐵素體的可鍛性可能降低。因此，Ti和Nb的含量可分別限定為0.001至0.1%。La和Ce的含量可分別為0.0005至0.04%。鋼中的La和Ce可減小造成晶界脆性的柱狀枝晶的尺寸和數(shù)量，并可增加具有優(yōu)良高溫可鍛性的等軸枝晶的數(shù)量，從而增強(qiáng)鑄件結(jié)構(gòu)的熱加工性能。并且，La和Ce可通過形成P和S的化合物而減小P和S的副作用——P和S可從晶界中偏析出來并減小晶界的斷裂強(qiáng)度。然而，當(dāng)La和Ce的含量分別小于0.0005%時(shí)，其量可分別限定為0.0005至0.04%。Mo的含量可為0.005至0.5%。在鋼中加入Mo以改善加工脆性和鍍層性能。當(dāng)Mo的含量小于0.005%時(shí)，其不能表現(xiàn)出預(yù)期效果。當(dāng)Mo的含量大于0.05%時(shí)，不僅該效果大大降低而且在經(jīng)濟(jì)學(xué)上也是不利的。Mo的含量可限定為0.005至0.05%。Ca的含量可為0.0005至0.03%。4丐Ca可與鋼液中的非金屬夾雜物例如MnO和MnS—起形成化合物以球化(spherodize)該非金屬夾雜物。從而可增加柱狀晶粒的斷裂強(qiáng)度，使鋼板不易產(chǎn)生邊緣裂縫并可增加孔膨脹性。然而，當(dāng)Ca的含量超過0.03%時(shí)，其不產(chǎn)生更大的效果。因此Ca可以0.0005至0.030%的量加入。除所述元素外的其它組分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。根據(jù)本發(fā)明的示例性實(shí)施方案，鋼板表面上氧化物層的厚度限定為1jura或以下。經(jīng)由冷軋后的退火過程形成于金屬表面上的氧化物層可充當(dāng)鋼和鍍層之間的壁障，降低鍍層附著力。在這種情況下，當(dāng)氧化物層生長至具有大于ljum的厚度時(shí)，由于氧化物的分離可產(chǎn)生凹坑和鍍層缺陷。因此，當(dāng)該氧化物層均勻地形成時(shí)，其可有利地確保鍍層的質(zhì)量。在本發(fā)明中，加入0.005至0.1%的Sb并使之富集于金屬表面而不4皮氧化，以此抑制氧化作用，從而均勻地形成氧化物層并將其厚度限制于1jum或以下。下面將對(duì)制造具有上述組成的鋼板的方法進(jìn)行描述。在1100至125(TC的溫度再加熱含有上述組成的板材鋼料。當(dāng)溫度低于IIO(TC時(shí)，結(jié)構(gòu)均一化以及Ti和Nb的再固溶(re-solidsolution)不足。當(dāng)溫度高于1250。C時(shí)，在氧化皮和金屬界面上以及金屬中形成大量的氧化物例如Si02、MnO和Ah03,其可使表面質(zhì)量劣化。因此，再熱溫度可限定為1100至1250°C。之后，在Ar3轉(zhuǎn)變溫度至95(TC的溫度下進(jìn)行熱精軋。當(dāng)熱精軋溫度低于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí)，耐熱轉(zhuǎn)變性可能迅速增加且可能出現(xiàn)制造缺陷。當(dāng)溫度高于950。C時(shí)，不但可能出現(xiàn)過厚的氧化皮，而且鋼板可能還會(huì)粗化。因此，熱精軋溫度可限定為Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)至950°C。熱精軋之后，在450至750。C下巻取所述板材鋼料。巻取溫度的限定對(duì)實(shí)現(xiàn)本發(fā)明中加入Sb的效果非常重要。巻取后鋼中的Si、Mn和Al可對(duì)FeO的氧化皮起反應(yīng)并在氧化皮和金屬之間的界面上形成氧化物。無論是Si、Mn還是Al的氧化物都對(duì)頂面金屬層中元素的富集具有重大影響。重復(fù)的加入Sb的實(shí)驗(yàn)結(jié)果為，當(dāng)在低于45(TC的溫度下進(jìn)行巻取時(shí)，頂面金屬層中的Si、Mn和Al的富集過多，其無法提供Sb的抑制氧化物的效果。當(dāng)溫度高于750。C時(shí)，Si、Mn和Al的內(nèi)部氧化的深度過大，表面粗糙度和酸洗性能劣化。因此，為在本發(fā)明所限定的Si、Mn和Al的元素范圍中達(dá)到加入Sb的效果，熱巻取溫度可限定為450至750。C。酸洗經(jīng)由所述工藝形成的熱軋鋼板，冷軋至目標(biāo)厚度，并在700至86(TC下退火以除去再結(jié)晶和微結(jié)構(gòu)缺陷。當(dāng)退火溫度低于700°C時(shí)，由于退火的氧化物展開地很小，加入Sb的效果不明顯。當(dāng)溫度高于86(TC時(shí)，由于氧化物過度生長，不可能通過加入Sb抑制表面氧化物。具體實(shí)施方式以下將對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方案進(jìn)行詳細(xì)描述。[實(shí)施方案]在1200。C的溫度下于加熱爐中提煉出具有如下表1中所示組成的板材鋼料，在如表2所示的溫度下巻取，并冷軋，以此制造鋼板。隨后，在780至830。C的溫度下于N2-10°/。H20的氛圍中以每90秒3°C/sec的加熱速率退火該板材鋼料并對(duì)其進(jìn)行熱處理。檢測富集于鋼板表面的Mn和Al的量，示于表1中。并且，在46(TC的溫度下將Zn鍍于鋼板表面并檢測其外部形狀和鍍層附著力。鍍層情況和鍍層性能的檢測結(jié)果示于下表2中。在表2中，在棵點(diǎn)沒被涂鍍和當(dāng)沒有鍍層缺陷的情況下鍍層的外部形狀用O表示，當(dāng)出現(xiàn)缺陷時(shí)寫出該缺陷的名字。并且，為了評(píng)價(jià)鍍層附著力，將鍍層板切割至20mmxOmm，60°彎曲拉直，在鍍層板的彎曲部位黏附膠帶，并基于以下參照檢測自彎曲部位剝離的碎片的寬度。:無碎片剝離或剝離碎片的寬度為1mm或以下，〇剝離碎片的寬度為1至3mm，并且A:剝離碎片的寬度為3至5mm。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>如表2所示，使用滿足本發(fā)明元素范圍的本發(fā)明鋼1至8、根據(jù)本發(fā)明方法制造的本發(fā)明例1至9，表現(xiàn)出優(yōu)良的鍍層表面性能。然而，使用在本發(fā)明元素范圍之外的比較鋼9至15、根據(jù)本發(fā)明方法制造的比較例5至11，和使用滿足本發(fā)明元素范圍的發(fā)明鋼、根據(jù)不同于本發(fā)明的方法制造的比較例1至4都表現(xiàn)出鍍層表面性能的劣化。圖1示出根據(jù)是否加入Sb的本發(fā)明鋼7、8和15的表面氧化物分布。即，可檢測到通過加入Sb而使富集于表面上的Mn和Al的相對(duì)量減少。圖2示出根據(jù)是否加入Sb的本發(fā)明鋼1和比較鋼7的冷軋鋼板表面上形成的氧化物的形狀。在圖2中，(a)示出本發(fā)明鋼1并且(b)示出比較鋼7。如圖2所示，對(duì)于加入Sb的鋼而言，可獲知表面氧化物的粒徑明顯減小。并且，在圖3中，為了檢測熱巻取溫度的效果，對(duì)于加入Sb的鋼(本發(fā)明鋼8)而言，示出了當(dāng)熱巻取溫度為400°C(a)和當(dāng)熱巻取溫度為620°C(b)時(shí)在相同退火條件下所形成的表面氧化物的形狀。如圖3中所示，對(duì)于低溫巻取而言，表面氧化物的粒徑顯著增加，從而大大破壞了加入Sb的效果。并且，在圖4中，照片示出了在加入Sb的鋼(本發(fā)明鋼5)和無Sb鋼(比較鋼6)中出現(xiàn)的未鍍鋅的棵點(diǎn)。本發(fā)明鋼5如圖4的(a)中所示，比較鋼6如圖4的(b)中所示。如圖4中所示，對(duì)于無Sb鋼而言，未鍍鋅的棵點(diǎn)出現(xiàn)的幾率高。權(quán)利要求1.一種具有優(yōu)良表面質(zhì)量的鍍Zn鋼板，所述鍍Zn鋼板包括，以重量百分比計(jì)C0.04至0.25％、Mn0.2至2.5％、Si0.01至1.7％、A10.01至1.5％、P0.01至0.1％、S0.02％或以下、及Sb0.001至0.1％、剩余量的Fe、以及不可避免的雜質(zhì)，其中Si和A1滿足0.5≤Si+A1≤2.0且在其表面上的氧化物層厚度為1μm或以下。2.權(quán)利要求1的鍍Zn鋼板，其中在熱軋過程中鍍Zn鋼板的晶界氧4匕物為1iam或以下。3.權(quán)利要求1的鍍Zn鋼板，其中在冷軋后的退火期間形成氧化物層。4.權(quán)利要求1的鍍Zn鋼板，還包括以下元素中的一種或多種，以重量百分比計(jì)Co:0.01至1.0°/。、B:0.0002至0.0020%、Zr:0.0005至0.1%、Ti:0.001至0.1%、Nb:0.001至0.1%、La:0.0005至0.040%、Mo:0.005至0.5%、Ce:0.0005至0.040%、及Ca:0.0005至0.030%。5.—種制造具有優(yōu)良表面質(zhì)量的鍍Zn鋼板的方法，所述方法包括在1100至1250。C的溫度再加熱并熱軋一種板材鋼料，所述板材鋼料包括，以重量百分比計(jì)C:0.04至0.25%、Mn:0.2至2.5%、Si:0.01至1.7%、Al:0.01至1.5%、P:0.01至0.1%、S:0.02%或以下、及Sb:0.001至0.1%、剩余量的Fe、以及不可避免的雜質(zhì)，其中Si和Al滿足0.5<Si+Al<2.0;在450至750。C的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至860。C范圍內(nèi)的溫度下退火所述板材鋼料。6.權(quán)利要求5的方法，其中所述鍍Zn鋼板還包括以下元素中的一種或多種，以重量百分比計(jì)Co:0.01至1.0%、B:0.0002至0.0020%、Zr:0.0005至0.1%、Ti:0.001至0.1%、Nb:0.001至0.1%、La:0.0005至0.040°/。、Mo:0.005至0.5%、Ce:0.0005至0.040%、及Ca:0.0005至0.030%。全文摘要本發(fā)明提供了一種具有優(yōu)良表面質(zhì)量的鍍Zn鋼板，其通常用于汽車的內(nèi)部和外部面板。所述鍍Zn鋼板包括，以重量百分比計(jì)C0.04至0.25％、Mn0.2至2.5％、Si0.01至1.7％、Al0.01至1.5％、P0.01至0.1％、S0.02％或以下、及Sb0.001至0.1％、剩余量的Fe、以及不可避免的雜質(zhì)，其中Si和Al滿足0.5＜Si+Al＜2.0且在其表面上的氧化物層厚度為1D或以下。在具有優(yōu)良可加工性的高強(qiáng)度薄鋼板中所述鍍Zn鋼板可具有優(yōu)良的鍍層質(zhì)量。文檔編號(hào)C22C38/00GK101460642SQ200780020227公開日2009年6月17日申請(qǐng)日期2007年12月21日優(yōu)先權(quán)日2006年12月27日發(fā)明者孫一領(lǐng),李承福,陳光根申請(qǐng)人:Posco公司