WO2017111518A1 - 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2017111518A1
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ferrite
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성환구
배성범
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주식회사 포스코
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet excellent in workability and a method of manufacturing the same.
  • hot rolled steel sheets hot rolled thin steel sheets
  • standards for improving hot rolled steel sheets, increasing dimensions and corrosion resistance are becoming more stringent.
  • the corrosion resistance of the hot rolled steel sheet itself is increased or plating is performed on the hot rolled steel sheet in order to improve corrosion resistance.
  • hot rolled thin steel sheet has a problem that productivity is reduced due to the reduced rolling passability including the twisting or breaking of the steel sheet due to the difficulty in controlling the straightness of the steel sheet during hot rolling manufacturing, and thus the continuous rolling technology in terms of shape, dimensions and uniform materials. It is known that this application is necessary.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-041104
  • N / Al weight ratio of 0.3 or more
  • the Al content is controlled to increase the solid solution N content in the base structure, and it is rapidly cooled and cold-wound at a cooling rate of 40 / sec or more, and then burned with AlN.
  • microstructure specifies ferrite and martensite as the main phase.
  • Patent Document 2 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2002-0016906
  • C 0.002-0.02%
  • Si 1% or less
  • Mn 3.0% or less
  • P 0.1% or less
  • S 0.02% or less
  • a method of manufacturing a cold rolled (annealed) thin steel sheet having high press formability that eliminates occurrence of non-uniform stretching (YP-Elongation) is proposed.
  • Patent Document 3 Korean Unexamined Patent Publication No. 1901-0003029
  • winding temperature 2000-2 x finish rolling temperature
  • the temperature range is a condition that is not preferred for producing a high strength steel sheet with a high plate shape and high degree of dimension, the lower the winding temperature is determined that the frequency of occurrence of a shape defect of the steel sheet will increase.
  • One of several objects of the present invention is to provide a hot rolled steel sheet excellent in workability and a method of manufacturing the same.
  • one aspect of the present invention is a hot-rolled steel sheet including a hot-rolled steel sheet and a plating layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet, wherein the hot-rolled steel sheet is in weight percent, C: 0.03 to 0.06%, Mn: 0.5 to 1.5%, Si: 0.01 to 0.25%, Al: 0.01 to 0.05%, P: 0.001 to 0.02%, S: 0.006% or less, Ti: 0.0001 to 0.02%, Nb: 0.0001 to 0.03%, N: 0.001% to 0.005%, balance Fe and unavoidable impurities, wherein Ti, Al and N satisfy the following Equation 1, and Nb, C and N satisfy the following Equation 2, and have a yield point elongation of less than 4%.
  • the hot-rolled steel sheet is in weight percent, C: 0.03 to 0.06%, Mn: 0.5 to 1.5%, Si: 0.01 to 0.25%, Al: 0.01 to 0.05%, P: 0.001 to 0.02%, S: 0.00
  • Equation 1 0.03 ⁇ (wt% Ti) ⁇ (wt% Al) ⁇ (wt% N) ⁇ 10 6 ⁇ 0.20
  • each parenthesis represents the weight percent value of the element.
  • the parentheses represent each weight percent of the element divided by the atomic weight of the element.
  • Nb, C, and N are obtained by continuously casting molten steel that satisfies the following relation 2; Reheating the slab to 1150-1250 ° C .; Finishing rolling the reheated slab at 850 to 900 ° C.
  • a hot rolled steel sheet Cooling the hot rolled steel sheet at a rate of 10 ° C./sec or more, and then winding the sheet at 550 ° C. to 650 ° C .; And after pickling the wound hot rolled steel sheet provides a method for producing a hot rolled steel sheet comprising a step of obtaining a hot-rolled steel sheet by plating.
  • Equation 1 0.03 ⁇ (wt% Ti) ⁇ (wt% Al) ⁇ (wt% N) ⁇ 10 6 ⁇ 0.20
  • each parenthesis represents the weight percent value of the element.
  • the parentheses represent each weight percent of the element divided by the atomic weight of the element.
  • FIG. 1 (a) is a SEM (Scanning Electron Microscope) image of observing the microstructure of Inventive Example 1
  • Figure 1 (b) is a SEM (Scanning Electron Microscope) image of observing the microstructure of Inventive Example 2.
  • Figure 2 (a) is an EBSD (Electron Back-Scattered Diffractometer) image of Example 1
  • Figure 2 (b) is an EBSD (Electron Back-Scattered Diffractometer) image of Example 2.
  • Figure 3 (a) is a graph showing the area fraction of the ferrite according to the aspect ratio of the ferrite of Inventive Example 1
  • Figure 3 (b) is a graph showing the area fraction of the ferrite according to the aspect ratio of the ferrite of Inventive Example 2 to be.
  • Figure 4 (a) is a graph showing the area fraction of ferrite according to the circle equivalent diameter of the ferrite of Inventive Example 1
  • Figure 3 (b) is the area fraction of ferrite according to the circle equivalent diameter of the ferrite of Inventive Example 2 Is a graph.
  • FIG. 5 (A) of FIG. 5 is a graph showing the relationship of yield point stretching to the relation 2 value of the invention examples and comparative examples, and FIG. 5 (b) shows the yield point stretching and yield strength of the invention examples and the comparative examples. It is a graph.
  • Hot-rolled steel sheet which is an aspect of the present invention, includes a hot-rolled steel sheet and a plating layer formed on one or both surfaces of the hot-rolled steel sheet.
  • the specific type of the plating layer is not particularly limited, but for example, the plating layer may be a hot dip plating layer, and may be a hot dip galvanized plating layer or a molten aluminum base including one or more selected from the group consisting of Zn and Al. It may be a plating layer.
  • alloy component and the preferred content range of the hot rolled steel sheet will be described in detail. It is noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.
  • Carbon is an element that forms carbide in steel or is dissolved in ferrite and contributes to improving the strength of hot rolled steel sheet.
  • it is preferable to include 0.03% or more.
  • the content is excessive, it is advantageous to secure the yield strength, but there is a disadvantage that the elongation is lowered.
  • carbonitrides are excessively formed at the ferrite grain boundaries, which may hinder the movement of the movable potential.
  • the yield point is stretched in the hot-rolled steel sheet, surface steps such as wrinkles can be generated on the surface of the hot-rolled steel sheet. In order to prevent this, it is preferably included in 0.06% or less.
  • it is preferably included 0.5% or more.
  • the content is excessive, the workability is deteriorated due to excessive increase in strength, and cracks may be generated during press working into a complicated shape. In order to prevent this, it is preferably included in less than 1.5%.
  • Silicon increases the ductility of the steel sheet by inhibiting ferrite solid solution strengthening and carbide formation to increase residual austenite stability.
  • it is preferable to include 0.001% or more.
  • the content is excessive, it may cause poor pickling scale defects and degrade the surface quality of the hot rolled steel sheet, and may cause bare spots during hot dip plating.
  • it is preferably included at 0.25% or less.
  • Aluminum is an element that reacts with oxygen in steel to improve the cleanliness of steel and to suppress carbide formation in steel to increase residual austenite stability, thereby contributing to the improvement of ductility of steel sheet.
  • the content when the content is excessive, it forms AlN by reacting with nitrogen in the steel and may cause edge crack defects of the hot rolled steel sheet. In order to prevent this, it is preferably included in 0.05% or less.
  • Phosphorus is an element that improves the strength of the steel sheet. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferable to include 0.001% or more. However, when the content is excessive, workability of the steel sheet may be degraded. In order to prevent this, it is preferably included in 0.015% or less.
  • Sulfur is an unavoidable impurity contained in steel and is an element that causes slab surface defects and deteriorates ductility and weldability of steel sheets.
  • the sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is controlled to 0.006%.
  • Titanium is a carbonitride-forming element that increases the strength of steel. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included 0.0001% or more. However, when the content is excessive, it may cause an increase in manufacturing cost and a decrease in ductility of steel. In order to prevent this, it is preferably included in 0.02% or less.
  • Niobium is an element that forms carbonitrides and refines austenite grains at high temperatures. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferably included 0.0001% or more. However, if the content is excessive, the deformation resistance of the steel sheet during hot rolling may be excessively increased, making it difficult to manufacture the hot rolled steel sheet. In order to prevent this, it is preferably included in 0.03% or less.
  • Nitrogen is an austenite stabilizing and nitride forming element. In order to exhibit such an effect in the present invention, it is preferable to include 0.001% or more. However, when the content is excessive, there is a fear of forming AlN in steel and causing cast cracking defects. In order to prevent such cast cracking defects, it is preferable to be contained in 0.01% or less.
  • the rest is Fe.
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned in the present specification. On the other hand, addition of an effective component other than the said composition is not excluded.
  • Cu, Cr, Ni, Mo, B, Sn and Ca are representative impurities that should be suppressed as much as possible in order to secure the surface quality of the hot-rolled steel sheet, briefly described as follows.
  • the tramp elements (Cu, Cr, Ni, Mo, B, Sn and Ca) are impurity elements derived from scrap used as raw materials in the steelmaking process.
  • the content is excessive, very fine oxide is formed on the surface of the hot rolled steel sheet. This ultrafine oxide remains after pickling and degrades the plating property during hot dip plating. In this case, a deviation may occur in the amount of plating deposition, which may cause honeycomb or tear marks surface defects, so-called tears mark defects. In order to prevent this, it is preferable to control the sum of the contents of the tramp elements to 0.03% or less.
  • the Ti, Al and N is preferably controlled to satisfy the following relation 1, the Nb, C and N to satisfy the relation 2. If the following relation 1 or 2 is not satisfied, workability may deteriorate due to yield point stretching.
  • Equation 1 0.03 ⁇ (wt% Ti) ⁇ (wt% Al) ⁇ (wt% N) ⁇ 10 6 ⁇ 0.20
  • each parenthesis represents the weight percent value of the element.
  • the parentheses represent each weight percent of the element divided by the atomic weight of the element.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention includes ferrite as a main structure, and may be substantially made of only ferrite.
  • the fraction of ferrite having an aspect ratio (shorter length / longer axis length) of 0.2 to 0.8 may be 85% or more. If the fraction is less than 85%, the uniformity of the tissue may be lowered and the workability may be deteriorated.
  • the average equivalent circular diameter of the ferrite may be less than 5 ⁇ m. If the average equivalent circular diameter is 5 ⁇ m or more, the strength of the plated steel sheet is increased, the ductility is lowered, or the yield point stretching is increased to add a process such as SPM arrival.
  • the equivalent diameter of the ferrite having a cumulative area percentage of 95 area% may be 18 ⁇ m or less. If it exceeds 18 ⁇ m, difficulty in securing sufficient strength may occur.
  • Hot-rolled steel sheet of the present invention has the advantage of excellent workability, the hot-rolled steel sheet of the present invention has a yield point stretching of less than 4%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has the advantage of high yield strength and yield ratio, according to one example, it may have a yield strength of 300MPa or more and a yield ratio of 0.8 or more (yield strength / tensile strength).
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has an advantage of less material variation, according to one example, may have a tensile strength deviation of 20MPa or less (including 0MPa) in the width direction of the hot-rolled steel sheet.
  • the tensile strength and hardness deviation means a difference between the tensile strength of the hot-rolled steel sheet in the width direction center and the tensile strength of the hot-rolled steel sheet at a position 10mm away from the width direction edge portion in the width direction center direction.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has an advantage of less thickness variation, according to one example, it may have a thickness tolerance of 50 ⁇ m or less (including 0 ⁇ m) in the width direction of the hot-rolled steel sheet.
  • the thickness tolerance means a difference between the thickness of the hot rolled steel sheet in the width direction center part and the thickness of the hot rolled steel sheet at a position 10 mm away from the width direction edge part in the width direction center part direction.
  • Hot-rolled steel sheet of the present invention described above can be produced by a variety of methods, the production method is not particularly limited. However, it may be prepared by the following method as an embodiment.
  • molten steel that satisfies the above-described alloy composition is prepared, followed by continuous casting to obtain slabs.
  • the casting speed of the slab during continuous casting may be more than 1.1mpm (meter per minute).
  • the slab reheating temperature is preferably 1150 ⁇ 1250 °C. If the slab reheating temperature is less than 1150 ° C., the precipitates are not sufficiently reusable, and thus precipitates such as NbC, (Ti, Nb) CN, etc. are reduced in the hot rolling process. On the other hand, when the slab reheating temperature exceeds 1250 °C the strength is lowered by austenite grain growth.
  • the reheated slab is finish rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finish rolling temperature is 850-900 degreeC. If the finish rolling temperature is less than 850 ° C., the hot rolled strip edge part may be supercooled to coarse and fine ferrite grains, resulting in uneven strength. On the other hand, if the finish rolling temperature exceeds 900 °C ferrite grains may be coarse, scale defects may occur on the hot-rolled strip surface.
  • the crown 25 value of the hot rolled steel sheet may be 40 ⁇ m or less.
  • the value of Crown 25 means a difference between the thickness of the hot rolled steel sheet at the center portion in the width direction and the thickness of the hot rolled steel sheet at a position spaced 25 mm from the width direction edge portion in the width direction center portion.
  • a specific method of controlling the crown 25 value is not particularly limited, but, for example, by controlling the angles of the upper and lower rolls to a certain range to perform pair cross rolling, such as described above. You can get the Crown 25 value in the range.
  • the hot rolled steel sheet is cooled and then wound up.
  • a cooling rate is 10 degreeC / sec or more. If the cooling rate is less than 10 °C ferrite grain size is increased, or cementite excessively precipitated at the ferrite grain boundary may reduce the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • winding temperature is 550-650 degreeC. If the winding temperature is less than 550 ° C, irregularly shaped ferrite grains may be formed to increase the nonuniformity of the microstructure. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 650 °C it may be difficult to secure the strength due to grain coarsening, and the internal oxidation of the steel sheet may be promoted to cause surface scale defects.
  • the pickled hot rolled steel sheet is pickled and then plated to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the wound hot rolled steel sheet may be heated to 450 ⁇ 550 °C, and further comprising the step of constant temperature heat treatment at 500 ⁇ 560 °C.
  • the heating temperature of the wound hot-rolled steel sheet is less than 450 °C may cause a high frequency of defects due to insufficient heating, if the temperature exceeds 550 °C plating surface defects due to the color difference of the surface of the coating layer Can cause.
  • the constant temperature heat treatment is for uniform distribution of alloying elements and alloying of the plating layer, it is difficult to obtain the above effect when less than 500 °C, there is a disadvantage that the surface layer plating defects such as flow pattern occurs, if it exceeds 560 °C
  • the Fe-Zn alloying occurring at the base iron / plated layer interface and at the base iron interface may be nonuniform, resulting in a difference in color of the plating layer.
  • the microstructure of the steel sheet was analyzed for the hot-rolled steel sheet thus prepared, and the results are shown in Table 2 below, and the results of the measurement were shown in Table 3 below.
  • the measurement of the material of the steel sheet was measured by sampling the ASTM specimen in the width direction in a direction parallel to the rolling direction at a quarter point, the deviation of the material properties of the steel sheet is the width of the ASTM specimen from the width direction center position and the width direction edge portion After the measurements were taken in the direction parallel to the rolling direction, respectively, at a position 10 mm apart in the direction of the direction of the direction of the direction, they were obtained through these differences.
  • YS, TS, El, YR means yield strength, tensile strength, elongation, yield ratio, respectively.
  • inventive examples 1 to 10 it can be seen that the yield ratio of 0.8 or more, yield strength of 300MPa or more and yield point stretching of less than 4%.
  • FIG. 1 (a) is a SEM (Scanning Electron Microscope) image of observing the microstructure of Inventive Example 1
  • Figure 1 (b) is a SEM (Scanning Electron Microscope) image of observing the microstructure of Inventive Example 2.
  • Figure 2 (a) is an EBSD (Electron Back-Scattered Diffractometer) image of Example 1
  • Figure 2 (b) is an EBSD (Electron Back-Scattered Diffractometer) image of Example 2.
  • the blue portion means ferrite grains having an aspect ratio of 0.10 to less than 0.30
  • the green portion means ferrite grains having an aspect ratio of 0.30 to less than 0.45
  • the yellow region means ferrite grains having an aspect ratio of 0.45 to 0.60, and an orange region.
  • a red region means ferrite grains having an aspect ratio of 0.70 or more and 0.90 or less.
  • Figure 3 (a) is a graph showing the area fraction of the ferrite according to the aspect ratio of the ferrite of Inventive Example 1
  • Figure 3 (b) is a graph showing the area fraction of the ferrite according to the aspect ratio of the ferrite of Inventive Example 2 to be. Referring to Figure 3, it can be seen that the aspect ratio of most of the ferrite grains represents 0.2 to 0.8.
  • Figure 4 (a) is a graph showing the area fraction of ferrite according to the circle equivalent diameter of the ferrite of Inventive Example 1
  • Figure 3 (b) is the area fraction of ferrite according to the circle equivalent diameter of the ferrite of Inventive Example 2 Is a graph. Referring to FIG. 4, it can be seen that most ferrite grains have a circular equivalent diameter of 18 ⁇ m or less.
  • FIG. 5 (A) of FIG. 5 is a graph showing the relationship of yield point stretching to the relation 2 value of the invention examples and comparative examples, and FIG. 5 (b) shows the yield point stretching and yield strength of the invention examples and the comparative examples. It is a graph.

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Abstract

열연강판과 상기 열연강판의 표면에 형성된 도금층을 포함하는 열연도금강판으로서, 상기 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~1.5%, Si: 0.01~0.25%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.001~0.02%, S: 0.006% 이하, Ti: 0.0001~0.02%, Nb: 0.0001~0.03%, N: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Nb, C 및 N은 하기 관계식 2를 만족하며, 4% 미만의 항복점 연신을 갖는 열연도금강판과 이를 제조하는 방법이 개시된다. [관계식 1] 0.03≤(wt%Ti)×(wt%Al)×(wt%N)×106≤0.20 [관계식 2] 22≤(mol%Nb)/{(mol%C)×(mol%N)}≤1826 (관계식 1에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미하고, 관계식 2에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈값을 의미함)

Description

가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
고강도 박물 강판을 자동차 외/내판 및 샤시 부품에 적용하여 자동차의 전체 중량을 감소시켜 자동차 연료 소비 효율을 증대시키는 것은 자동차 산업의 일반적 추세이다. 특히, 자동차 부품 소재로서 열연 박물 강판(이하, 열연 박강판)의 채용은 점진적으로 증대되고 있고, 이에 열연 박강판의 향상, 치수 및 내부식성의 증대에 대한 기준은 보다 엄격해지고 있다. 치수 정도가 높은 열연 박강판의 경우, 내부식성을 향상하기 위해 열연 박강판 자체의 내부식성을 증가하거나, 열연 박강판에 도금이 행해진다.
한편, 열연 박강판은 열간압연 제조시 강판의 직진성 제어가 쉽지 않아 강판의 꼬임 또는 파단 등을 포함하는 압연 통판성 하락으로 생산성이 감소하는 문제가 있어서 형상, 치수 및 균일 재질 측면에서 연연속 압연 기술을 적용이 필요한 것으로 알려져 있다.
특허문헌 1(일본 공개특허공보 제2009-041104호)에 의하면, (바 플레이트 접합후 Tendom 압연-권취 직결) 연연속 압연 기술을 이용하여 N/Al 중량비가 0.3 이상인 강으로 윤활압연을 통한 마무리압연으로 강판의 폭 방향 온도 편차를 최소하여 균일한 재질을 갖는 박강판 및 80MPa 이상의 소부경화(Bake hardening) 특성을 향상시키는 방법을 제공한다. 한편, 도장인화 처리(170, 20min)후 소부 경화능을 증대하기 위해 기지조직내 고용 N 함량을 증가 시키기 위해 Al 함량을 제어하고 가능한 40/sec 이상의 냉각속도로 급속냉각 및 저온 권취하여 AlN 포함한 탄/질화물의 석출을 최소화하고 있다. 또한, 박강판의 형상에 영향을 줄 수 있는 변태온도를 제어하기 위해 3 이상의 범위 Mn/Si 가 필요함을 제시하고 있다. 미세조직은 페라이트 및 마르텐사이트를 주상으로 명시하고 있다.
특허문헌 2(한국 공개특허공보 제10-2002-0016906호)에 의하면, C: 0.002~0.02%, Si: 1% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.01~0.1%, N: 0.007% 이하, Nb: 0.01~0.4% 와 Ti: 0.005~0.3% 중 적어도 하나를 함유한 강을 1.0 이상으로 (12/93)Nb/C 원자량비를 제어하여 불균일 연신 (YP-Elongation) 발생을 제거한 높은 프레스 성형성을 갖는 냉연(소둔) 박물 강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 한편, (12/93)Nb/C≥1 의 중량비 제어를 통해 불균일 변형이 "Zero"인 특성은 저탄강에 탄/질화물 원소를 첨가하여 페라이트 입계에 농화되는 탄소 함량을 최소화함으로써 구현 가능한 것으로 언급하고 있다.
열연 강판에 항복점 연신이 발생하여 표면 결함이 발생하면, 특히 냉간압연 등의 가공 공정에서 압연 두께가 불균일해지고 강판 표면 불량 등이 야기되어 자동차 외판재로 사용할 수가 없다.
특허문헌 3(한국 공개특허공보 제1991-0003029호)에 의하면, 0.2% 이하의 C 및 2% 이하의 Mn 을 함유하는 강을 650~800 범위에서 마무리압연하고 400~600 범위에서 권취(권취온도 = 2000 - 2 x 마무리압연온도)하면 1% 미만의 항복점 연신을 갖는 열연 강판을 제조할 수 있음을 제시하고 있다. 상기 압연 및 권취 온도에서는 페라이트 내부에 가동 전위가 불균일 하게 도입되고 침입형 원소에 의해 고착된 전위가 갑자기 이동하는 것을 억제하여 외부 응력에 의해 전위가 이동하게 되어 불연속 항복이 아닌 연속 항복이 일어날 수 있다고 언급하고 있다. 한편, 상기 온도 범위는 판 형상 및 치수 정도가 높은 고강도 박물 강판을 제조하기에는 선호되지 않은 조건으로 권취 온도가 낮을수록 강판의 형상 불량이 일어날 빈도는 높아질 것으로 판단된다.
상기 특허 문헌들에 제안된 합금 성분 및 제조 공정 검토로부터, 0.03~0.06% 탄소를 함유하고 통상의 열간압연 과정을 통해 가공성이 우수하면서도, 형상 및 치수 정도가 높은 고강도 열연도금강판의 제조를 제시하는 제안은 없다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 가공성이 우수한 열연도금강판과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 열연강판과 상기 열연강판의 표면에 형성된 도금층을 포함하는 열연도금강판으로서, 상기 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~1.5%, Si: 0.01~0.25%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.001~0.02%, S: 0.006% 이하, Ti: 0.0001~0.02%, Nb: 0.0001~0.03%, N: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Nb, C 및 N은 하기 관계식 2를 만족하며, 4% 미만의 항복점 연신을 갖는 열연도금강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.03≤(wt%Ti)×(wt%Al)×(wt%N)×106≤0.20
[관계식 2] 22≤(mol%Nb)/{(mol%C)×(mol%N)}≤1826
(관계식 1에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미하고, 관계식 2에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈값을 의미함)
또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~1.5%, Si: 0.01~0.25%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.001~0.02%, S: 0.006% 이하, Ti: 0.0001~0.02%, Nb: 0.0001~0.03%, N: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Nb, C 및 N은 하기 관계식 2를 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계; 상기 슬라브를 1150~1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 850~900℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 10℃/sec 이상의 속도로 냉각한 후, 550~650℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 산세 후, 도금하여 열연도금강판을 얻는 단계를 포함하는 열연도금강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.03≤(wt%Ti)×(wt%Al)×(wt%N)×106≤0.20
[관계식 2] 22≤(mol%Nb)/{(mol%C)×(mol%N)}≤1826
(관계식 1에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미하고, 관계식 2에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈값을 의미함)
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 가공성이 우수한 우수한 열연도금강판을 제공할 수 있다.
도 1의 (a)는 발명예 1의 미세조직을 관찰한 SEM(Scanning Electron Microscope) 이미지이고, 도 1의 (b)는 발명예 2의 미세조직을 관찰한 SEM(Scanning Electron Microscope) 이미지이다.
도 2의 (a)는 발명예 1의 EBSD(Electron Back-Scattered Diffractometer) 이미지이고, 도 2의 (b)는 발명예 2의 EBSD(Electron Back-Scattered Diffractometer) 이미지이다.
도 3의 (a)는 발명예 1의 페라이트의 종횡비에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이고, 도 3의 (b)는 발명예 2의 페라이트의 종횡비에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이다.
도 4의 (a)는 발명예 1의 페라이트의 원상당 직경에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이고, 도 3의 (b)는 발명예 2의 페라이트의 원상당 직경에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이다.
도 5의 (a)는 발명예들과 비교예들의 관계식 2 값에 대한 항복점 연신의 관계를 도시한 그래프이고, 도 5의 (b)는 발명예들과 비교예들의 항복점 연신과 항복강도를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 가공성이 우수한 열연도금강판 열연도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 열연도금강판은, 열연강판과 상기 열연강판의 일면 또는 양면에 형성된 도금층을 포함한다. 본 발명에서는 상기 도금층의 구체적인 종류에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 상기 도금층은 용융 도금층일 수 있고, Zn 및 Al로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 용융 아연계 도금층 또는 용융 알루미늄계 도금층일 수 있다.
이하, 열연강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
탄소(C): 0.03~0.06%
탄소는 강 중 탄화물을 형성하거나 혹은 페라이트에 고용되어 열연강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 목표하는 항복강도를 확보하기 위해서는 0.03% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 항복강도 확보에는 유리하나 연신율이 저하되는 단점이 있다. 또한, 페라이트 결정립계에 탄질화물이 과다 형성되어 가동 전위의 이동을 방해할 수 있다. 이 경우, 열연도금강판에 항복점 연신을 초래하기 때문에 열연도금강판의 표면에 주름과 같은 표면 단차를 발생시킬 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 0.06% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.5~1.5%
망간은 페라이트 변태를 지연시켜 강의 강도를 증가시킨다. 본 발명에서 목표하는 강도를 확보하기 위해서는 0.5% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강도의 지나친 상승으로 인해 가공성을 열화시키며, 복잡한 형상으로의 프레스 가공시 크랙을 발생시킬 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 1.5% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.25%
실리콘은 페라이트 고용강화 및 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높여 강판의 연성을 증가시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 난산세성 스케일 결함을 야기하여 열연강판의 표면 품질을 저하시키고, 용융 도금시 미도금(bare spot)을 야기할 수 있다. 이러한 표면 품질 저하 및 미도금 발생을 방지하기 위해서는 0.25% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05%
알루미늄은 강 중 산소와 반응하여 강의 청정성을 개선하고, 강 중 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높여 강판의 연성 향상에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 확보하기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 중 질소와 반응하여 AlN을 형성하며, 열연강판의 에지 크랙 결함을 유발할 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 0.05% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
인(P): 0.001~0.015%
인은 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강판의 가공성이 열화될 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 0.015% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
황(S): 0.006% 이하
황은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 슬라브 표면 결함을 유발하고, 강판의 연성 및 용접성 저하를 유발하는 원소이다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한을 0.006%로 관리한다.
티타늄(Ti): 0.0001~0.02%
티타늄은 탄질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.0001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 제조 비용의 상승 및 강의 연성 저하를 초래할 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 0.02% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.0001~0.03%
니오븀은 탄질화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.0001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 열간압연 중 강판의 변형 저항성이 과도하게 증가하여 열연강판의 제조가 어려울 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 0.03% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강 중 AlN을 형성하여 주편 크랙 결함을 야기할 우려가 있다. 이러한 주편 크랙 결함을 방지하기 위해서는 0.01% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
다만, Cu, Cr, Ni, Mo, B, Sn 및 Ca는 열연도금강판의 표면 품질 확보를 위해 그 함량을 최대한 억제하여야 하는 대표적인 불순물에 해당하기 때문에, 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
구리(Cu), 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo), 보론(B), 주석(Sn) 및 칼슘(Ca): 합계 0.03% 이하
트램프 원소(Cu, Cr, Ni, Mo, B, Sn 및 Ca)는 제강 공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 함량이 과다할 경우, 열연강판의 표면에 극미세 산화물이 형성되며, 이러한 극미세 산화물은 산세 후에도 잔존하여 용융도금시 도금성을 열화시킨다. 이 경우, 도금 부착량에 편차가 발생하여 벌집 또는 눈물 자국 모양의 표면 결함, 소위 tears mark 결함이 야기될 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 트램프 원소 함량의 합을 0.03% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
상기와 같은 성분 범위를 갖는 강재의 합금설계시, 상기 Ti, Al 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Nb, C 및 N은 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다. 만약, 하기 관계식 1 또는 2를 만족하지 않을 경우 항복점 연신으로 인해 가공성이 열화될 수 있다.
[관계식 1] 0.03≤(wt%Ti)×(wt%Al)×(wt%N)×106≤0.20
[관계식 2] 22≤(mol%Nb)/{(mol%C)×(mol%N)}≤1826
(관계식 1에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미하고, 관계식 2에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈값을 의미함)
본 발명의 열연도금강판은 주조직으로 페라이트를 포함하며, 실질적으로는 페라이트만으로 이뤄질 수 있다.
일 예에 따르면, 페라이트 중 0.2~0.8의 종횡비(단축길이/장축길이)를 갖는 페라이트의 분율이 85% 이상일 수 있다. 만약, 그 분율이 85% 미만일 경우 조직 균일성이 저하되어 가공성이 열화될 우려가 있다.
일 예에 따르면, 페라이트의 평균 원상당 직경은 5μm 미만일 수 있다. 만약, 평균 원상당 직경이 5μm 이상일 경우, 도금강판의 강도가 증가하여 연성이 저하되거나, 항복점 연신이 증가하여 SPM 입하와 같은 공정이 추가되어야 할 수 있다.
일 예에 따르면, 누적 면적 백분율이 95면적%인 페라이트의 원상당 직경은 18μm 이하일 수 있다. 만약, 18μm를 초과할 경우, 충분한 강도 확보에 어려움이 발생할 수 있다.
본 발명의 열연도금강판은 가공성이 우수한 장점이 있으며, 본 발명의 열연도금강판은 4% 미만의 항복점 연신을 가진다.
또한, 본 발명의 열연도금강판은 항복강도 및 항복비가 높은 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 300MPa 이상의 항복강도 및 0.8 이상의 항복비(항복강도/인장강도)를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 열연도금강판은 재질 편차가 적은 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 열연강판의 폭 방향으로 20MPa 이하(0MPa 포함)의 인장강도 편차를 가질 수 있다. 이때, 인장강도 및 경도 편차란 폭 방향 중심부에서의 열연도금강판의 인장강도와 폭 방향 엣지부로부터 폭 방향 중심부 방향으로 10mm 이격된 위치에서의 열연도금강판의 인장강도의 차이를 의미한다.
또한, 본 발명의 열연도금강판은 두께 편차가 적은 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 열연강판의 폭 방향으로 50μm 이하(0μm 포함)의 두께 공차를 가질 수 있다. 이때, 두께 공차란 폭 방향 중심부에서의 열연강판의 두께와 폭 방향 엣지부로부터 폭 방향 중심부 방향으로 10mm 이격된 위치에서의 열연강판의 두께의 차이를 의미한다.
이상에서 설명한 본 발명의 열연도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 구현예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 가공성이 우수한 열연도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 합금 조성을 만족하는 용강을 준비한 뒤, 연속주조하여 슬라브를 얻는다. 일 예에 따르면, 연속주조시 슬라브의 주조속도는 1.1mpm(meter per minute) 이상일 수 있다.
다음으로, 슬라브를 재가열한다.
이때, 슬라브 재가열 온도는 1150~1250℃인 것이 바람직하다. 만약, 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만일 경우 석출물이 충분히 재고용 되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, (Ti,Nb)CN 등의 석출물이 감소하게 된다. 반면, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립 성장에 의해 강도가 저하되게 된다.
다음으로, 재가열된 슬라브를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다.
이때, 마무리 압연 온도는 850~900℃인 것이 바람직하다. 만약, 마무리 압연 온도가 850℃ 미만일 경우 열연 스트립 에지부가 과냉되어 조대 및 미세 페라이트 결정립이 혼재되어 강도 불균일이 발생할 수 있다. 반면, 마무리 압연 온도가 900℃를 초과할 경우 페라이트 결정립이 조대해지거나, 열연 스트립 표면에 스케일 결함이 발생할 우려가 있다.
일 예에 따르면, 열연강판의 크라운(Crown) 25 값은 40μm 이하일 수 있다. 크라운(Crown) 25 값이란 폭 방향 중심부에서의 열연강판의 두께와 폭 방향 엣지부로부터 폭 방향 중심부 방향으로 25mm 이격된 위치에서의 열연강판의 두께의 차이를 의미한다. 본 발명에서는 크라운(Crown) 25 값을 제어하는 구체적인 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 상, 하부 롤의 각도를 일정한 범위로 제어하여 페어 크로스(Pair cross) 압연을 함으로써, 상기와 같은 범위의 크라운(Crown) 25 값을 얻을 수 있다.
다음으로, 열연강판을 냉각한 후, 권취한다.
이때, 냉각 속도는 10℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 만약, 냉각속도가 10℃ 미만일 경우 페라이트 결정립 크기가 증가하거나, 페라이트 입계에 세멘타이트가 과도하게 석출하여 열연강판의 강도가 저하될 수 있다.
또한, 권취 온도는 550~650℃인 것이 바람직하다. 만약, 권취 온도가 550℃ 미만인 경우 불규칙한 형상의 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직의 불균일성이 증가될 수 있다. 반면, 권취 온도가 650℃를 초과할 경우 결정립 조대화로 인해 강도 확보가 어려울 수 있으며, 강판의 내부 산화가 촉진되어 표면 스케일성 결함이 유발될 수 있다.
다음으로, 권취된 열연강판을 산세 후, 도금하여 열연도금강판을 얻는다.
만약 상기 도금이 용융 아연계 도금인 경우, 상기 산세 후 도금 전, 상기 권취된 열연강판을 450~550℃로 가열한 후, 500~560℃에서 항온 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 권취된 열연강판의 가열 온도가 450℃ 미만인 경우에는 불충분한 가열에 의해 도금결함(Tears mark) 발생 빈도가 높아질 수 있으며, 550℃를 초과하는 경우에는 도금층 표면의 색상 차이에 의한 도금 표면결함을 초래할 수 있다. 또한, 상기 항온 열처리는 합금원소의 균일 분포 및 도금층의 합금화를 위한 것으로서, 500℃ 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어려우며, 흐름 무늬와 같은 도금층 표면결함이 발생하는 단점이 있으며, 560℃를 초과하는 경우에는 소지철/도금층 계면 근처, 소지철 계면에서 일어나는 Fe-Zn 합금화가 불균일할 수 있어 도금층 색상에 차이가 나타나는 문제가 발생할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 준비한 뒤, 표 2에 기재된 조건으로 재가열 및 마무리 압연하여 열연강판을 제조한 후, 이를 냉각 및 권취하였다. 이후, 권취된 열연강판을 산세하고, 480℃로 가열하고, 520℃에서 항온 열처리한 후, 460℃의 용융 아연 도금욕(도금욕 조성: 0.11~0.5중량%의 Al 및 잔부 Zn)에 침지하여 열연도금강판을 제조하였다.
이후, 이렇게 제조된 열연도금강판에 대하여 강판의 미세조직을 분석하여 그 결과를 하기 표 2에 함께 나타내었으며, 재질을 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 강판의 재질의 측정은 ASTM 시편을 폭방향으로 1/4 지점에서 압연 방향과 평행 방향으로 채취하여 측정되었으며, 강판의 재질 특성 편차는 ASTM 시편을 폭 방향 중심부 위치와 폭 방향 엣지부로부터 폭 방향 중심부 방향으로 10mm 이격된 위치에서 각각 압연 방향과 평행 방향으로 채취하여 측정한 후, 이들의 차이를 통해 얻었다. 한편, 하기 표 2에서, YS, TS, El, YR은 각각 항복강도, 인장강도, 연신율, 항복비를 의미한다.
Figure PCTKR2016015145-appb-T000001
Figure PCTKR2016015145-appb-T000002
Figure PCTKR2016015145-appb-T000003
표 3을 참조하면, 발명예 1 내지 10의 경우, 0.8 이상의 항복비, 300MPa 이상의 항복강도 및 4% 미만의 항복점 연신을 나타냄을 확인할 수 있다.
도 1의 (a)는 발명예 1의 미세조직을 관찰한 SEM(Scanning Electron Microscope) 이미지이고, 도 1의 (b)는 발명예 2의 미세조직을 관찰한 SEM(Scanning Electron Microscope) 이미지이다.
도 2의 (a)는 발명예 1의 EBSD(Electron Back-Scattered Diffractometer) 이미지이고, 도 2의 (b)는 발명예 2의 EBSD(Electron Back-Scattered Diffractometer) 이미지이다. 도 2에서 파란색 부분은 종횡비가 0.10 이상 0.30 미만인 페라이트 결정립을 의미하고, 녹색 부분은 종횡비가 0.30 이상 0.45 미만인 페라이트 결정립을 의미하며, 노란색 영역은 종횡비가 0.45 이상 0.60 미만인 페라이트 결정립을 의미하고, 주황색 영역은 종횡비가 0.60 이상 0.70 미만인 페라이트 결정립을 의미하며,붉은색 영역은 종횡비가 0.70 이상 0.90 이하인 페라이트 결정립을 의미한다.
도 3의 (a)는 발명예 1의 페라이트의 종횡비에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이고, 도 3의 (b)는 발명예 2의 페라이트의 종횡비에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이다. 도 3을 참조할 때, 대부분의 페라이트 결정립의 종횡비가 0.2 내지 0.8를 나타냄을 확인할 수 있다.
도 4의 (a)는 발명예 1의 페라이트의 원상당 직경에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이고, 도 3의 (b)는 발명예 2의 페라이트의 원상당 직경에 따른 페라이트의 면적 분율을 도시한 그래프이다. 도 4를 참조할 때, 대부분의 페라이트 결정립이 18μm 이하의 원상당 직경을 가짐을 확인할 수 있다.
도 5의 (a)는 발명예들과 비교예들의 관계식 2 값에 대한 항복점 연신의 관계를 도시한 그래프이고, 도 5의 (b)는 발명예들과 비교예들의 항복점 연신과 항복강도를 나타낸 그래프이다.

Claims (13)

  1. 열연강판과 상기 열연강판의 표면에 형성된 도금층을 포함하는 열연도금강판으로서,
    상기 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~1.5%, Si: 0.01~0.25%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.001~0.02%, S: 0.006% 이하, Ti: 0.0001~0.02%, Nb: 0.0001~0.03%, N: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Ti, Al 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Nb, C 및 N은 하기 관계식 2를 만족하며, 4% 미만의 항복점 연신을 갖는 열연도금강판.
    [관계식 1] 0.03≤(wt%Ti)×(wt%Al)×(wt%N)×106≤0.20
    [관계식 2] 22≤(mol%Nb)/{(mol%C)×(mol%N)}≤1826
    (관계식 1에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미하고, 관계식 2에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈값을 의미함)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 불가피한 불순물은 Cu, Cr, Ni, Mo, B, Sn 및 Ca를 포함하고, 그 함량의 합이 0.03% 이하(0% 포함)로 억제된 열연도금강판.
  3. 제1항에 있어서,
    주조직으로 페라이트를 포함하는 열연도금강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 페라이트 중 0.2~0.8의 종횡비(단축길이/장축길이)를 갖는 페라이트의 분율이 85% 이상인 열연도금강판.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 페라이트의 평균 원상당 직경은 5μm 미만인 열연도금강판.
  6. 제3항에 있어서,
    누적 면적 백분율이 95면적%인 페라이트의 원상당 직경은 18μm 이하인 열연도금강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 도금층은 용융 도금층이고, Zn 및 Al로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 열연도금강판.
  8. 제1항에 있어서,
    0.8 이상의 항복비(항복강도/인장강도)를 갖는 열연도금강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 폭 방향으로 50μm 이하(0μm 포함)의 두께 공차를 갖는 열연도금강판.
  10. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Mn: 0.5~1.5%, Si: 0.01~0.25%, Al: 0.01~0.05%, P: 0.001~0.02%, S: 0.006% 이하, Ti: 0.0001~0.02%, Nb: 0.0001~0.03%, N: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Nb, C 및 N은 하기 관계식 2를 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;
    상기 슬라브를 1150~1250℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 850~900℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 10℃/sec 이상의 속도로 냉각한 후, 550~650℃에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연강판을 산세 후, 도금하여 열연도금강판을 얻는 단계;
    를 포함하는 열연도금강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.03≤(wt%Ti)×(wt%Al)×(wt%N)×106≤0.20
    [관계식 2] 22≤(mol%Nb)/{(mol%C)×(mol%N)}≤1826
    (관계식 1에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량% 값을 의미하고, 관계식 2에서 소괄호는 각각 해당 원소의 중량%를 해당 원소의 원자량으로 나눈값을 의미함)
  11. 제10항에 있어서,
    상기 연속주조시, 주조 속도는 1.1mpm 이상인 열연도금강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    열연강판의 크라운(Crown) 25 값은 40μm 이하인 열연도금강판의 제조방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 도금은 용융 아연계 도금이고,
    상기 산세 후 도금 전, 상기 권취된 열연강판을 450~550℃로 가열한 후, 500~560℃에서 항온 열처리하는 단계를 더 포함하는 열연도금강판의 제조방법.
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