CN101910441A - 具有优异可加工性的高强度冷轧钢板和镀锌钢板及制造其的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种冷轧钢板、一种通过对该冷轧钢板镀锌而获得的镀锌钢板，及其制备方法。所述冷轧钢板包括：以重量％计，C：0.04-0.25％、N：70-300ppm、N-14/27Al：70ppm或更多、Mn：0.2-3.0％、Si：0.5-2.0％、P：0.01-0.1％、Al：0.005％或更少、Sb：0.001-0.05％、S：0.02％或更少，余量为Fe及其它不可避免的杂质，所述冷轧钢板还可包括一种或两种或更多种选自以下的组分：Co：0.01-1.0％、Mo：0.005-0.05％、Ti：0.001-0.1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.1％和Ca：0.0001-0.03％。当制造利用相变诱导塑性的涂层钢板时，相变诱导塑性甚至在镀锌层扩散退火处理过程中仍可得到维持，从而可制得具有优异伸长率并且钢板材料质量没有降低的经镀锌层扩散退火处理的镀锌钢板。此外，钢板的可成形性亦可改善。

Description

具有优异可加工性的高强度冷轧钢板和镀锌钢板及制造其的方法
技术领域
本发明涉及主要用于汽车内板和外板的高强度冷轧钢板和镀锌钢板，以及制造其的方法，更具体而言，涉及用于使在镀锌层扩散退火处理(galvanneal)高强度钢板、特别是汽车用薄钢板的过程中可能发生的可成形性降低最小化，同时与常规的汽车用高强度钢板相比具有优异的可成形性的高强度冷轧钢板和镀锌钢板，以及制造其的方法。
背景技术
近来，随着汽车部件复杂化和集成化，汽车用钢板要求有更高的可成形性水平，还要求有更好的点焊特性，其决定着汽车制造过程中的连续加工性。
在使用镀锌法，特别是热浸镀锌法制造满足上述要求的钢板时，进行镀锌层扩散退火处理是为了提高耐腐蚀性和点焊特性。但是，对于具有相变诱导塑性特性的钢板，存在的问题是在镀锌层扩散退火处理过程中可加工性降低。对于具有相变诱导塑性特性的钢板，奥氏体应残留在钢的组织中，以使得形变过程中进行相变。但是当进行镀锌层扩散退火处理时，奥氏体分解为碳化物和铁素体而消失。
作为一项解决在涂布过程中可成形性降低问题的技术，在相关领域中研究出了用于进行各种深冲压的薄钢板制造技术。根据该技术，使用Al、Si和P来诱发相变诱导塑性，并使用了一种抑制在300-500℃的温度时组织中碳化物的形成的方法。此外，提出了加入多种合金元素来改善涂层特性的方法，或通过抑制冷退火过程中的偏析来改善电镀特性的方法。
但是，即使使用这些方法，也难以抑制预定量的碳化物的形成。此外，一些现有技术难以在目前使用的热轧-冷轧-连续退火的常用设备中实现，而且尚未确定明确的条件。
同时，近来，作为一种制造具有高可成形性的高强度钢材的方法，使用了一种通过加入大量Si并且诱发相变诱导塑性来改善可成形性的方法。但是，即便如此，还是可能产生问题。由于在表面偏析的Si形成氧化涂层，熔融锌可能不能粘接在钢板上，因而局部可能会出现未涂布的部分。同时，增加可成形性所需的残留奥氏体可能会由于镀锌层扩散退火处理过程中所施加的500℃或更高的热史而分解。当影响强度和可成形性的残留奥氏体量降低时，可成形性可能会劣化。由于这一原因，对于可加工性而言，由于在镀锌层扩散退火处理过程中材料质量下降，通常的高强度钢板在强度为580MPa或更高时不能获得高的可加工性。
为解决上述问题，现有技术有例如在钢中加入Sb、控制氧化物、控制炉内气氛或氧化-还原法。但是，这些技术主要是为了确保冷轧钢板而非经涂布的材料的可加工性。尚无对于经过镀锌层扩散退火处理过程的涂层钢板的利用。此外，这些技术要求涂布热处理，这也使残留奥氏体分解(参见图1)，从而使可加工性下降。
发明内容
技术问题
本发明旨在解决现有技术中的上述问题，因而本发明的一个方面在于提供一种高强度冷轧钢板及镀锌钢板的合金组分体系，其能够维持及改善可加工性，同时使材料的劣化程度最小；以及其制造条件。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供一种冷轧钢板，其包括：以重量％计，C：0.04-0.25％、N：70-300ppm、N-14/27A1：70ppm或更多、Mn：0.2-3.0％、Si：0.5-2.0％、P：0.01-0.1％、Al：0.005％或更少、Sb：0.001-0.05％、S：0.02％或更少，余量为Fe和其它不可避免的杂质，以及通过对该冷轧钢板进行镀锌处理而得到的镀锌钢板。
所述冷轧钢板或镀锌钢板还可包括一种或多种选自以下的组分：Co：0.01-1.0％、Mo：0.005-0.05％、Ti：0.001-0.1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.1％和Ca：0.0001-0.03％。
根据本发明的另一个方面，提供一种制造冷轧钢板的方法，所述方法包括：将具有上述组分的钢板板坯于1100-1250℃的温度下再热；于Ar3-950℃的温度下终止热精轧；于450-700℃的温度下卷取板坯；用酸洗板坯并将板坯冷轧至目标厚度；并使板坯于750-830℃的温度下退火。
所述方法还可包括：将退火的钢板以1-10℃/秒的冷却速率冷却至650-750℃的温度范围，接着将钢板快速冷却至300-450℃的温度范围；并将冷却的钢板镀锌并进行镀锌层扩散退火处理。
有益效果
根据本发明，当使用相变诱导塑性制造涂层钢板时，即使在镀锌层扩散退火处理过程中，也可维持相变诱导塑性特性，以便可制得具有优异伸长率并且不会使材料质量下降的镀锌层扩散退火处理的镀锌钢板。此外，可改善钢板的可成形性。
附图说明
图1为对添加氮的钢和普通的相变诱导塑性(TRIP)钢中的残留奥氏体进行比较的图。
图2为示出GA过程导致的伸长率下降趋势的图。
图3为示出蒸汽含量随露点变化的图。
图4为示出在熔融钢固化的过程中氮固溶度的变化的图。
图5为示出在单一Si脱氧过程中熔融钢中氧密度变化的图。
图6为比较本发明钢和对比钢在拉伸强度为590MPa时伸长率变化的图。
图7为示出添加氮对拉伸强度为780MPa或更高的钢材的伸长率具有影响的图。
图8为示出本发明钢热处理过程温度的示意图。
图9为示出涂布的表面随氢含量不同的差异(左：氢冷却(氢密度60％)，右：氮冷却(氢密度25％或更低))，其中右图中的黑点为点状的未涂布部分。
具体实施方式
以下将对形成本发明钢板的组分体系作详细说明。
C和N在两相区退火过程中偏析于奥氏体中，在贝氏体转变过程中再次偏析于奥氏体中，使得马氏体转变点降低至室温以下或更低，奥氏体在室温时被稳定保持。因而，加入0.04重量％或更多的C，但C含量的上限限制为0.25重量％，因为当C含量过量时，在焊接区域形成硬化相。
除奥氏体的偏析之外，与C不同，当被冷却以维持相变诱导塑性时N具有不与Fe形成氮化物的特性。因而，N添加0.007重量％或更多。通过N的这种效果，钢板即使在对涂布层进行镀锌层扩散退火处理以维持可加工性之后，仍可保持相变诱导塑性(图1)。此外，在双相区域退火过程中，N与可溶解的C一起聚集至奥氏体部分来主要稳定奥氏体。此外，在快速冷却后的热处理过程中，N再次集中在奥氏体上而使马氏体转变温度降低至室温以下或更低，从而促进奥氏体的残留。但是，当N的量过量时，钢固化后会在钢内产生气泡。因此，N的添加量的上限限制为0.03重量％。
尽管如上所述根据本发明对N的初始加入量进行限制，但就一个过程而言，或者在钢制造过程中引入一种在镀锌层扩散退火处理过程中与N反应而使N的量降低的元素例如Al时，需要对实际可溶解的N量进行单独限制。在本发明中，与初始加入的N相分离地，使用评价有效可溶量的N-14/27A1值作为标准来设定有效可溶量。N的有效可溶量使用该标准设定为70ppm或更高。此外，N的可溶程度为最高100ppm(图4)。当一起加入Mn时，亲合力增大，N可加入最高300ppm。但是，当可溶性N的量过量时，在最终固化部分上形成气泡，降低了钢的内部品质。因而，可溶性N的量限制为300ppm或更低，优选为150ppm或更低。但是，当同时加入Mn时，亲合力增大，N可加入最高300ppm。
Mn是一种具有固溶增强作用并具有抑制双相区中贝氏体过程中中间相形成的作用的元素。Mn加入0.2重量％或更多。但是，当加入的Mn量过量时，硬化性能增加太大，从而使钢的强度增加过大，使得可加工性和焊接特性可能下降。因而，Mn的上限限制为3.0重量％。
Si是一种诱发相变诱导塑性并抑制在涂布和退火过程之后在贝氏体过程中碳沉淀为碳化物而从奥氏体中耗尽的现象的组分。Si加入0.5重量％或更多。但是，过量加入Si对焊接特性有不利影响，并且可导致在连续退火过程和连续镀锌过程的高温退火期间在钢板表面的偏析。因而，由于过量加入Si可能会降低镀锌过程中熔融锌在钢板表面的可润湿性，导致涂层特性可能会降低。因此，Si的上限限制为2.0重量％。
P是一种为增加强度而加入的固溶增强元素，以0.01重量％或更高的量加入。但是，如果P的加入量超过0.10％，则焊接特性降低，并且由于在连续铸造过程中产生的中心偏析，对每个部分而言，钢材质量的偏差可能增大。此外，由于焊接后晶界强度降低，焊接特性可能会下降。因此，P的上限限制为0.1重量％。
Al除去熔融钢中的氧，以防止固化过程中氧形成气相及沸腾。但是在固化后，Al与钢中的N结合形成AlN沉淀，消耗N，从而抑制相变诱导的塑性特性。因此，Al限制为0.005重量％或更少，以使N可以保持可溶解状态。
S是一种在制造钢时不可避免地包含的元素。S形成MnS，其在轧制后在钢中引起内部缺陷使钢板的破坏特性(destruction characteristic)例如孔膨胀比下降。因此，S的允许范围限制为0.02重量％或更低，以防止边缘部分的破坏特性下降。
Co是一种为改善钢的强度而加入的元素。Co抑制高温退火过程中氧化物的形成，加入0.01重量％或更高的量以改善镀锌过程中熔融锌对钢板的可润湿性。但是，当Co过量加入时，钢的伸长率会极大地降低。因此，Co的上限限制为1.0重量％。
Mo是一种抑制加工脆性并改善涂层特性的元素，以0.005重量％或更多的量加入。当Mo含量超过0.05重量％或更多时，不仅改善效果极大地降低，而且经济效益可能也会降低。因此，Mo含量限制为0.005-0.05重量％。
Sb以0.001重量％或更多的量加入，优选0.005重量％或更多，以通过大体上抑制钢材表面形成的氧化物来改善涂层特性。当不加入Sb时，氧化物在整个表面上形成，使得镀锌过程中可润湿性降低，因而极有可能会产生未涂布的部分。但是，由于过量加入Sb会增加制造成本，Sb的上限限制为0.1重量％，优选0.05重量％。
V、Ti和/或Nb是用于增加钢板强度并细化晶粒直径的元素。当加入这些元素时，N会在钢材内部先于C形成沉淀，使得这些元素具有细化晶粒并保持碳的作用。此外，由于即使在较高温度进行热轧时这些元素也可细化晶粒，因而以0.001重量％加入它们。但是，当这些元素的含量超过0.1重量％时，制造成本增加，并且铁素体的延性会由于过量沉淀而降低。因此，这些元素的上限限制为0.1重量％。V起着与Nb类似的作用。当单独加入V时，应确保V含量为0.04％或更高，以使其沉淀。当V以与Nb的复合物形式加入时，V可以复合物形式沉淀。在这种情况下，V的加入范围限制为0.001-0.1％。
Ca与非金属夹杂物例如MnO、MnS等在熔融钢内形成化合物，使所述非金属夹杂物球形化和增加柱状晶体晶界的破坏强度，并且还抑制钢板的裂纹产生和增加钢板的孔膨胀比。因此，Ca的加入水平为0.0001-0.03重量％，优选0.0005-0.003重量％。
由上述组分体系形成的钢的精细结构的特征在于，铁素体为70％或更高，其余为环绕铁素体的晶粒周围的贝氏体-奥氏体复合组织(部分为碳化物)。复合组织中的奥氏体对于提高可加工性起着重要作用。就此而言，奥氏体组织可具有长径比(axis ratio)为2或更高的长型。
下文将对本发明的制造条件作详细说明。
当固化前在熔融钢的制造过程中钢中Al含量低时，CO气体在固化过程中沸腾，并且连续铸造变得困难。因此，通常在普通钢中加入Al以在熔融钢状态形成氧和铝，使得CO气体的产生受到抑制。此外，没有与氧结合的残留Al在固化后与钢中的N结合而形成AlN。这种反应使得普通钢没有时效特性，因而使得处理后的表面变得精致，但本发明的钢材应充分利用可溶N的作用。因而，应减少固化后引入的Al量。
因此，根据本发明，作为一种改进可成形性的方法，使固化后Al含量最小化是非常重要的。这种方法难以在生产普通钢材的过程使用，但可用于含大量Si的相变诱导塑性钢，在相变诱导塑性钢中氧通过与Si结合为SiO2形式而消失(图5)。基于上述原因，不应加入Al，即便加入，Al也应在0.005％或更低的有限范围内使用，这一含量使得在钢制造过程中在固化后不会留下5ppm或更多的氧。
将具有上述构成的钢板坯在1100-1250℃的温度再热。当再热温度低于1100℃时，均匀结构及可再溶解的Ti和Nb不足。当再热温度大于1250℃时，氧化铁皮及大量的氧化物例如SiO2、MnO和Al2O3在与金属的边界及金属内产生，使得表面质量下降。因此，再热温度限制在1100-1250℃的范围内。
之后，在Ar3转变点至950℃的温度范围结束热精轧。在低于Ar3转变点的温度时，热转变抗性极有可能快速增加，制造过程可能出现问题。在高于950℃的温度时，可能生成很厚的氧化铁皮，并且钢板结构可能粗化。
进行热精轧后，在450-700℃的温度下卷取钢板。当卷取的温度条件超过700℃时，热轧材料表面上的氧化物的量增加，因而表面质量可能下降。当卷取在低于450℃的温度下进行时，热轧材料的材质过分硬化，使得冷轧过程的负荷增加太大，冷轧是下一道工序。
将如上所述制得的钢板经酸洗过程和冷轧过程，形成目标厚度，然后在750-830℃的温度下退火，以进行重结晶和精细结构控制。在退火过程中，钢中的碳和氧主要集中于奥氏体部分。特别是，在750-830℃的低温退火条件下，可获得抑制Si组分的表面偏析的效果，所述Si组分的表面偏析在涂布加Si钢时最容易成问题。但是，当退火温度低于750℃，在退火过程中，碳化物的再溶不能合适地进行，使得C不能被充分利用来表现出足够的相变诱导塑性。另一方面，当退火在超过830℃的温度下进行时，大量的Si、Mn等的氧化物在表层形成，使得涂层附着性降低，在对涂层进行镀锌层扩散退火处理时产生问题。此外，由于Si表面偏析反应是一种扩散反应，具有热活化特性，在超过830℃的温度时可能出现非涂布现象。
此外，还需要在退火工序以及退火工序之后涂布之前的热处理工序中对气氛进行控制，这意味着在退火过程之后应施加还原气氛。还原气氛可通过热处理炉内的氢气密度和水分含量(露点)来控制。水蒸气分压随露点而改变(图3)。此外，可使用数学式1来评价还原倾向。
【数学式1】
G = G o + RTLn ( P H 2 / P H 2 O )
其中，G：自由能，G0：钢基板的标准自由能，R：气体常数，T：退火温度(绝对温度，K)，Ln()：自然对数函数，PH2：氢气分压(atm)，PH2o：水蒸气分压，增加时，表面涂层特性改善(参见图9)。因此，使用满足上述条件的热处理对由根据本发明的组分和组织形成的钢板进行热浸镀锌及镀锌层扩散退火处理。
为了形成数学式1的还原气氛，需要将露点控制为低于-10℃并注入5％或更多的氢气。此外，随着PH2/PH2o的比例增大，表面涂层特性改善(参见图9)。因此，使用满足上述条件的热处理对由根据本发明的组分和组织形成的钢板进行热浸镀锌及镀锌层扩散退火处理。
在这种情况下，相变诱导塑性的普通钢应在520℃或更低的低温下进行镀锌(优选地，镀锌-镀锌层扩散退火处理)，以维持作为伸长率改善机制的相变诱导塑性特性，但是本发明将可加工性优异区域扩展至560℃的镀锌层扩散退火处理温度。
将退火钢板以1-10℃/秒的冷却速率缓慢冷却至650-750℃的温度区域，以便不产生涂层形状控制问题，并快速冷却至300-450℃、优选350-400℃的温度范围，使温度维持不变，以使钢材内的C再次集中于奥氏体区域。此外，恒温贝氏体反应在300-450℃的温度条件下进行。通过该恒温贝氏体反应，钢材的马氏体转变温度落在室温以下或更低，使得本发明的钢材具有含残留马氏体的精细结构。
此外，为了在涂布钢板的过程中加快镀锌层扩散退火处理，可在退火炉入口侧进行除油过程后进行一种或两种或更多种选自以下的退火预处理：刷涂过程、使用80-85％盐酸溶液的酸洗过程以及密度为4-12％的S-涂布过程。进行所述预处理时，可获得使镀锌层扩散退火处理温度降低15℃或更多的效果，从而有助于确保甚至在镀锌层扩散退火处理过程中的伸长率。
之后，进行冷却并使钢板经过涂布过程，从而制得涂层钢板。由于涂布熔池温度和镀锌层扩散退火处理温度是降低相变诱导塑性效果的因素，因而需使热史尽可能地小。
下文将参照实施例对本发明进行更详细说明。
(实施例)
将如下表1中所示的钢板坯加热至1200℃的温度范围以对其进行提炼，并将所述钢板坯在上述条件下进行处理。此外，为评价对高强度的影响，添加氮的效果由表2的组分体系获得。
【表1】
【表2】
  C   Mn   Si   P   S   Al   Sb   Nb   N
对比钢4   0.18   1.81   1.52   0.016   0.0018   0.028   0.023   0.0043
发明钢4   0.2   1.79   1.5   0.016   0.0019   002(氮用)   0.022   0.0084
发明钢5   0.18   1.78   1.5   0.016   0.0019   002(氮用)   0.022   0.0078
发明钢6   0.15   1.52   1.51   0.015   0.0018   004(氮用)   0.022   0.022   0.0058
对比钢5   0.2   1.82   1.52   0.05   0.0019   0.021   0.022   0.003
  发明钢7   0.2   1.89   1.5   0.012   0.0029   002(氮用)   0.019   0.025   0.0086
发明钢8   0.18   1.67   1.48   0.011   0.0026   001(氮用)   0.02   0.024   0.0084
发明钢9   0.2   1.79   1.5   0.011   0.0028   002(氮用)   0.02   0.0056
表1中各钢板的实施例结果示于图6中，表2中各钢板的实施例结果示于图7中。参照图6，甚至在热浸镀锌(GI)温度为560℃时，发明钢在拉伸强度约590MPa条件下可确保约30％或更高的伸长率。此外，图7还示出：对于氮处理的钢板，伸长率水平相对于温度的增加而言较高，或者说伸长率的下降幅度相对于对比钢而言较小。
此外，图7中Nb处理的钢是一个示例说明Nb处理的发明钢中发明钢7的反应特性的实例。与高温镀锌层扩散退火处理过程中未使用氮的组分体系相比，使用氮时显示出优异的特性。
根据上述方法，可制得具有优异涂层特性和可加工性、同时还维持足够强度的高强度镀锌钢板。

Claims (15)

1.一种冷轧钢板，其包括：以重量％计，C：0.04-0.25％、N：70-300ppm、N-14/27Al：70ppm或更多、Mn：0.2-3.0％、Si：0.5-2.0％、P：0.01-0.1％、Al：0.005％或更少、Sb：0.001-0.05％、S：0.02％或更少，余量为Fe及其它不可避免的杂质。
2.权利要求1的冷轧钢板，还包括一种或两种或更多种选自以下的组分：Co：0.01-1.0％、Mo：0.005-0.05％、Ti：0.001-0.1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.1％和Ca：0.0001-0.03％。
3.权利要求1或2的冷轧钢板，其中所述钢板的精细结构部分包括：70％或更高的铁素体结构，其余为贝氏体和奥氏体复合结构。
4.一种制造冷轧钢板的方法，所述方法包括：
于1100-1250℃的温度下再热钢板坯，所述钢板坯包括：以重量％计，C：0.04-0.25％、N：70-300ppm、N-14/27Al：70ppm或更多、Mn：0.2-3.0％、Si：0.5-2.0％、P：0.01-0.1％、Al：0.005％或更少、Sb：0.001-0.05％、S：0.02％或更少，余量为Fe及其它不可避免的杂质；
于Ar3-950℃的温度下终止热精轧；
于450-700℃的温度下卷取热轧钢板；
酸洗并冷轧所述热轧钢板至目标厚度；以及
使冷轧钢板于750-830℃的温度下退火。
5.权利要求4的方法，其中所述钢板坯还包括一种或两种或更多种选自以下的组分：Co：0.01-1.0％、Mo：0.005-0.05％、Ti：0.001-0.1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.1％和Ca：0.0001-0.03％。
6.权利要求4的方法，其中所述退火在满足下述等式的还原气氛下进行：
G = G o + RTLn ( P H 2 / P H 2 O )
其中，G：自由能，G0：钢基板的标准自由能，R：气体常数，T：退火温度(绝对温度，K)，Ln：自然对数函数，PH2：氢气分压(约0.05atm或更高)，PH2O：水蒸气分压(atm：对应于约-10℃或更低露点的水分量)。
7.一种通过在冷轧钢板上实施镀锌过程而获得的镀锌钢板，所述冷轧钢板包括：以重量％计，C：0.04-0.25％、N：70-300ppm、N-14/27Al：70ppm或更多、Mn：0.2-3.0％、Si：0.5-2.0％、P：0.01-0.1％、Al：0.005％或更少、Sb：0.001-0.05％、S：0.02％或更少，余量为Fe及其它不可避免的杂质。
8.权利要求7的镀锌钢板，还包括一种或两种或更多种选自以下的组分：Co：0.01-1.0％、Mo：0.005-0.05％、Ti：0.001-0.1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.1％和Ca：0.0001-0.03％。
9.权利要求7或8的镀锌钢板，其中所述镀锌钢板的精细结构部分包括：70％或更高的铁素体结构，其余为贝氏体和奥氏体复合结构。
10.权利要求7或8的镀锌钢板，其中所述镀锌过程包括热浸镀锌过程。
11.一种制造镀锌钢板的方法，所述方法包括：
于1100-1250℃的温度下再热钢板坯，所述钢板坯包括：以重量％计，C：0.04-0.25％、N：70-300ppm、N-14/27Al：70ppm或更多、Mn：0.2-3.0％、Si：0.5-2.0％、P：0.01-0.1％、Al：0.005％或更少、Sb：0.001-0.05％、S：0.02％或更少，余量为Fe及其它不可避免的杂质；
于Ar3-950℃的温度下终止热精轧；
于450-700℃的温度下卷取热轧钢板；
酸洗并冷轧所述热轧钢板至目标厚度；
使冷轧钢板于750-830℃下的温度退火；
使退火钢板以1-10℃/秒的冷却速率冷却至650-750℃的温度范围，接着使退火钢板快速冷却至300-450℃的温度范围；以及
将冷却的钢板镀锌并进行镀锌层扩散退火处理。
12.权利要求11的方法，其中所述钢板坯还包括一种或两种或更多种选自以下的组分：Co：0.01-1.0％、Mo：0.005-0.05％、Ti：0.001-0.1％、Nb：0.001-0.1％、V：0.001-0.1％和Ca：0.0001-0.03％。
13.权利要求11的方法，其中所述退火在满足下述式的还原气氛下进行：
G = G o + RTLn ( P H 2 / P H 2 O )
其中，G：自由能，G0：钢基板的标准自由能，R：气体常数，T：退火温度(绝对温度，K)，Ln：自然对数函数，PH2：氢气分压(约0.05atm或更高)，PH2o：水蒸气分压(atm：对应于约-10℃或更低露点的水分量)。
14.权利要求11的方法，其中所述镀锌在低于560℃的温度下进行。
15.权利要求11的方法，还包括在退火炉入口侧进行除油过程后，进行一种或两种或更多种选自以下的退火预处理：刷涂过程、使用80-85％盐酸溶液的酸洗过程，以及密度为4-12％的S-涂布过程。
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