WO2022131802A1 - 재질 균일성이 우수한 고강도 냉연, 도금 강판 및 이들의 제조 방법 - Google Patents

재질 균일성이 우수한 고강도 냉연, 도금 강판 및 이들의 제조 방법 Download PDF

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김재형
전재춘
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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a cold-rolled, plated steel sheet having excellent material uniformity. More specifically, one embodiment of the present invention relates to a high-strength cold-rolled, plated steel sheet having excellent material uniformity that can be preferably used for home appliances such as a TV, washing machine, and outdoor unit of an air conditioner, and a method for manufacturing the same.
  • carbon and nitride generating elements such as Ti, Nb, Mo, V, and Cu are mainly added to enhance not only precipitation but also the strengthening effect by crystal grain refinement. There are advantages that can be achieved.
  • low-carbon steel of 0.15C or less is used as a basic component, Ti, Nb, V, etc. are contained in one or two or more types, and the final hot rolling finishing temperature (hereinafter FDT) is in the range of 750 ⁇ 950°C.
  • FDT final hot rolling finishing temperature
  • CT furnace coiling temperature
  • one aspect of the present invention is to provide a cold-rolled, plated steel sheet having excellent formability and excellent material uniformity in the longitudinal and width directions of the steel sheet, and a method for manufacturing the same.
  • the cold-rolled steel sheet of one embodiment of the present disclosure is, by weight%, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: 0.01% or less (excluding 0), and additionally, consisting of Sn, B, Mo, Ni and Cr
  • a cold-rolled steel sheet containing 0.0001 to 0.35% of at least one MM component selected from the group as a total content, and the remainder Fe and other unavoidable impurities. can be satisfied at the same time.
  • the cold-rolled steel sheet may have a microstructure, and the area ratio of the ferrite structure may be 85% or more.
  • the cold-rolled steel sheet has a microstructure, and precipitates having a size of 100 nm or less in the grains of ferrite may be 80% or more of the total number of precipitates.
  • Yield strength may be 240 to 530 MPa.
  • ⁇ YS may be 30 MPa or less in the longitudinal direction or the width direction of the steel sheet.
  • the method for manufacturing a cold-rolled steel sheet of an embodiment of the present disclosure is, by weight%, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: 0.01% or less (excluding 0), and additionally Sn, B, Mo, Ni and Cr Reheating a slab that contains at least one MM component selected from the group consisting of 0.0001 to 0.35% as a total amount of content, contains the remainder Fe and other unavoidable impurities, and simultaneously satisfies the following Relations (1) and (2) step; manufacturing a hot-rolled steel sheet by rough-rolling and finishing hot-rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling after the winding; and annealing the cold-rolled steel sheet.
  • the method for manufacturing a cold-rolled steel sheet of an embodiment of the present disclosure is, by weight%, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: 0.01% or less (excluding 0), and additionally Sn, B, Mo, Ni and Cr Reheating the slab containing at least one MM component selected from the group consisting of 0.0001 to 0.35% as a total content of the content, the remainder Fe and other unavoidable impurities; manufacturing a hot-rolled steel sheet by rough-rolling and finishing hot-rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling after the winding; and annealing the cold-rolled steel sheet; in the step of winding the hot-rolled steel sheet; in cooling the hot-rolled steel sheet from the
  • the method for manufacturing a cold-rolled steel sheet of an embodiment of the present disclosure is, by weight%, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: 0.01% or less (excluding 0), and additionally Sn, B, Mo, Ni and Cr Reheating the slab containing at least one MM component selected from the group consisting of 0.0001 to 0.35% as a total content of the content, the remainder Fe and other unavoidable impurities; manufacturing a hot-rolled steel sheet by rough-rolling and finishing hot-rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling after the winding; and annealing the cold-rolled steel sheet; in the step of winding the hot-rolled steel sheet; in cooling the hot-rolled steel sheet from the
  • the slab may be one that simultaneously satisfies the following Relations (1) and (2).
  • the finish hot rolling temperature may be 850 to 950 °C.
  • the winding temperature may be 600 to 700 °C.
  • the cold-rolled steel sheet may further include a plating layer including at least one of Zn, Al, and Mg as a plating metal.
  • the plating layer may include at least one selected from the group consisting of Zn, Zn-Al, and Zn-Al-Mg.
  • the metal forming the plating layer may include at least one of Zn, Al, and Mg.
  • the formed plating layer may include at least one selected from the group consisting of Zn, Zn-Al, and Zn-Al-Mg.
  • a cold-rolled or plated steel sheet having excellent formability with respect to a cold-rolled or plated steel sheet having a thickness of 1 mmt or less and excellent material uniformity with little variation in yield strength in the longitudinal and width directions of the steel sheet.
  • 1 is a graph showing the results of measuring the yield strength and the deviation of the invention examples and comparative examples in the embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a view showing an edge portion of a steel sheet for controlling the amount of cooling water according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 shows the YS measurement point area on the steel sheet for obtaining ⁇ YS of an embodiment of the present invention.
  • first, second and third etc. are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are used only to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first part, component, region, layer or section described below may be referred to as a second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight %, and 1 ppm is 0.0001 weight %.
  • the meaning of further including the additional element means that the remaining iron (Fe) is included by replacing the additional amount of the additional element.
  • the cold-rolled steel sheet of one embodiment of the present disclosure is, by weight%, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0), S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: 0.01% or less (excluding 0), and additionally, consisting of Sn, B, Mo, Ni and Cr At least one MM component selected from the group includes 0.0001 to 0.35% of the total content, and the remainder may include Fe and other unavoidable impurities.
  • the alloying elements may satisfy Relational Expressions (1) and (2) at the same time.
  • MM is Sn, B, Mo , at least one selected from the group consisting of Ni and Cr.
  • Carbon (C) is a precipitate-forming element, and in order to strengthen steel and secure excellent material uniformity, it is preferable to disperse and precipitate fine carbides evenly in crystal grains. If the content is less than 0.0005%, the precipitation of fine Ti-based carbides is insufficient, which does not significantly contribute to the strengthening effect, so it is difficult to increase the strength. There is a problem of deterioration. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content to 0.0005 to 0.2%.
  • Manganese (Mn) as a solid solution strengthening element not only contributes to the increase in strength, but also serves to inhibit the occurrence of plate fracture and high temperature embrittlement caused by S during hot rolling by precipitating S in the steel as MnS.
  • MnS Manganese
  • the manganese content is less than 0.05%, the MnS is less precipitated, leaving S in the steel, and as S remains, there may be a problem in that high-temperature brittleness such as plate fracture during hot rolling is induced.
  • Si silicon
  • Phosphorus (P) is an unavoidably contained impurity, which impairs weldability of steel and is a major cause of segregation at grain boundaries to increase temper brittleness. Theoretically, it is advantageous to limit the phosphorus content to 0%, but inevitably it must be contained in the manufacturing process. Therefore, it is preferable to limit the upper limit to 0.03%.
  • S is an impurity that is unavoidably contained like phosphorus (P), and combines with Mn and the like to form non-metallic inclusions, thereby greatly reducing the toughness of steel, so it is preferable to suppress its content as much as possible.
  • P phosphorus
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation of molten steel. If the content is less than 0.01%, it is not possible to produce killed steel in a normal stable state, and if the content exceeds 0.05%, it is advantageous for strength increase by crystal grain refinement, but there is a problem that causes nozzle clogging during steel making. have. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content to 0.01 to 0.05%.
  • Titanium (Ti) acts with solid solution C during hot rolling and winding to form TiC-based precipitates finely, greatly contributing to the strengthening of steel.
  • the precipitated size and distribution greatly affect the material of the steel. The finer the size, the greater the reinforcing effect, and the more evenly distributed in the grain, the better the material uniformity is obtained.
  • the content is less than 0.01%, it is insufficient to form TiC-based precipitates, and when it exceeds 0.1%, there is a problem in that the manufacturing cost increases due to the occurrence of cracks in the cast steel and clogging of the nozzles during steel making. Therefore, in the present invention, the content is limited to 0.01 to 0.1%.
  • Nitrogen (N) contributes to the hardness of the steel, but it is difficult to control, and like phosphorus (P), it segregates at the grain boundary and serves to increase the brittleness of the steel.
  • limiting the content of nitrogen to 0% is advantageous for brittle resistance, but it is inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is preferable to limit the upper limit to 0.01%.
  • MM elements selected from the group consisting of tin (Sn), boron (B), molybdenum (Mo), nickel (Ni) and chromium (Cr) add
  • Tin (Sn) is an element that segregates prior to phosphorus (P) at the grain boundary and competes with phosphorus for a site. It reduces the site where phosphorus segregates, suppresses the occurrence of brittleness due to phosphorus segregation, and contributes to the improvement of the impact resistance of steel.
  • Boron (B) is also contained as an element that can replace silicon (Si), and it improves hardenability and strength by strengthening grain boundaries in an extremely small amount.
  • Molybdenum (Mo) plays a role in enhancing yield strength through solid solution strengthening and improving impact toughness by strengthening grain boundaries. However, since it is an expensive element, if it exceeds 0.2%, manufacturing cost may increase and weldability may deteriorate.
  • Nickel (Ni) serves to simultaneously improve the strength and toughness of the base material. However, since it is an expensive element, if it exceeds 0.3%, economical efficiency may be lowered, and a problem of deterioration of weldability may also occur.
  • Chromium (Cr) strengthens the steel in solid solution and delays the transformation of bainite during cooling, thereby making it easier to obtain ferrite.
  • the content of chromium exceeds 0.3%, the ferrite transformation is excessively delayed, so that a desired ferrite fraction cannot be obtained, and thus the elongation may decrease.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the alloying elements may satisfy the relational equations (1) and (2) at the same time.
  • the microstructure of the cold-rolled and plated steel sheet of the present invention consists of ferrite and a secondary phase. Termination of the secondary phase includes pearlite, bainite, martensite, retained austenite, and the like.
  • the cold-rolled steel sheet may have a microstructure, and the area ratio of the ferrite structure may be 85% or more. If the area occupied by the ferrite structure is less than 85%, there is an improvement in strength due to the secondary phase, but it may be disadvantageous in terms of workability.
  • the cold-rolled steel sheet has a microstructure, and precipitates having a size of 100 nm or less in the grains of ferrite may be 80% or more of the total number of precipitates. This is because, when the amount of precipitates of 100 nm or less is less than 80%, the precipitation strengthening effect is insufficient and it is difficult to secure the desired strength.
  • the cold-rolled steel sheet may have a yield strength of 240 to 530 MPa.
  • the cold-rolled steel sheet may have excellent material uniformity in the longitudinal direction and in the width direction in which ⁇ YS satisfies 30 MPa or less.
  • ⁇ YS at any two points in the longitudinal direction may be 30 MPa or less, or ⁇ YS at any two points in the width direction may be 30 MPa or less.
  • ⁇ YS The measurement of ⁇ YS is as follows (see FIG. 3 ).
  • specimens were collected from each of the three regions in the head, mid, and tail regions in the longitudinal direction (rolling direction) of the steel sheet, and in the region between 1/8 and 7/8 of the width in the width direction to obtain YS.
  • the difference between the maximum YS and the minimum YS was measured.
  • the head portion means 0 to 10%, the mid portion 45 to 55%, and the tail portion 90 to 100%.
  • the cold-rolled steel sheet may further include a plating layer including at least one of Zn, Al, and Mg as a plating metal.
  • the plating layer may include at least one selected from the group consisting of Zn, Zn-Al, and Zn-Al-Mg.
  • the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet of the present disclosure will be described in detail.
  • the reason for limiting the addition ratio of each composition in the slab in the following manufacturing methods is the same as the reason for limiting the composition of the cold-rolled steel sheet described above, and thus repeated description will be omitted. Since the composition of the slab is not substantially changed in each step of the manufacturing method described below, the composition of the slab and the composition of the manufactured cold-rolled steel sheet are substantially the same.
  • the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet of the embodiment of the present disclosure is, by weight, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0) , S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: including 0.01% or less (excluding 0), in addition, Sn, B, Mo, Ni and Reheating a slab that contains at least one MM component selected from the group consisting of Cr as a total content of 0.0001 to 0.35%, and the remainder Fe and other unavoidable impurities, and satisfies the above Relations (1) and (2) at the same time to do; manufacturing a hot-rolled steel sheet by rough-rolling and finishing hot-rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling after the winding; It may include; annealing the cold-rolled steel sheet
  • the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet of the embodiment of the present disclosure is, by weight, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0) , S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: including 0.01% or less (excluding 0), in addition, Sn, B, Mo, Ni and Reheating the slab containing at least one MM component selected from the group consisting of Cr as a total content of 0.0001 to 0.35%, the remainder Fe and other unavoidable impurities; manufacturing a hot-rolled steel sheet by rough-rolling and finishing hot-rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling after the winding; In the step of annealing the cold-rolled steel sheet; including, winding the hot-rolled steel sheet; in cooling the hot-rolled steel sheet from
  • the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet of the embodiment of the present disclosure is, by weight, C: 0.0005 to 0.2%, Mn: 0.05 to 0.2%, Si: 0.15% or less (excluding 0), P: 0.03% or less (excluding 0) , S: 0.015% or less (excluding 0), Al: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.01 to 0.1%, N: including 0.01% or less (excluding 0), in addition, Sn, B, Mo, Ni and Reheating the slab containing at least one MM component selected from the group consisting of Cr as a total content of 0.0001 to 0.35%, the remainder Fe and other unavoidable impurities; manufacturing a hot-rolled steel sheet by rough-rolling and finishing hot-rolling the reheated slab; winding the hot-rolled steel sheet; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling after the winding; In the step of annealing the cold-rolled steel sheet; in the step of winding the hot-rolled steel sheet; in cooling the hot-rolled steel
  • the edge portion may be a portion that is 15% or less of the total width of the steel sheet in the center direction of the steel sheet from each of the left and right corners of the hot-rolled steel sheet based on the entire width of the hot-rolled steel sheet, and the center may be a portion excluding the edge portion.
  • the amount of cooling applied to the edge portion in one strip may be less than or equal to 50% of the amount of cooling applied to the center portion.
  • the cooling of the steel sheet may be carried out in the ROT section.
  • the formation of precipitates in the ferrite grains is outside the scope of the present invention, and the absolute value of the in-plane anisotropy ⁇ YS of the yield stress is 30 MPa or more. it gets bigger
  • the slab may be one that simultaneously satisfies the following Relations (1) and (2).
  • a detailed description of the relational expressions (1) and (2) is the same as that of the cold-rolled steel sheet, and thus will be omitted.
  • Reheating the slab; in the slab heating temperature may be 1100 to 1300 °C. If the reheating temperature is less than 1100° C., there is a fear that the rolling load may be rapidly increased during hot rolling, which is a subsequent process. In particular, since the alloy components are not uniformly dispersed inside the slab, a Mn segregation zone occurs in the center, and the phase fraction of the center and the surface layer structure is different, which may lead to material deviation. On the other hand, when it exceeds 1300° C., austenite is partially coarsened through abnormal grain growth, and there is a fear that the final structure may be coarsened or non-uniformly obtained.
  • the finish hot rolling temperature may be 850 to 950 °C. If the finish rolling temperature is less than 850 ° C., there is a fear that the rolling load is greatly increased. In particular, in the case of both edge portions of the steel sheet where the temperature drop is severe, the generation of fine precipitates is insufficient, and there is a risk of material deviation in the width direction. On the other hand, if the temperature exceeds 950 °C, the structure of the steel sheet is coarsened, the steel material becomes brittle, the scale becomes thick, and there is a fear that the surface quality such as high temperature rolling scale defect is significantly reduced.
  • the winding temperature may be 600 to 700 °C.
  • the coiling temperature exceeds 700° C., even if the manufacturing conditions such as the cooling conditions on the ROT described above are satisfied, fine precipitates grow coarsely in the holding step after winding, so that the desired strengthening effect cannot be obtained.
  • the coiling temperature is less than 600 °C, since most of the microstructure has bainite or martensite, the ferrite microstructure fraction to be secured by the present invention cannot be secured.
  • the reduction ratio may be 50 to 90%.
  • the cold rolling reduction ratio is less than 50%, since the annealing recrystallization nucleation amount is small, the crystal grains grow too large during annealing, thereby reducing strength and workability, and when it exceeds 90%, the annealing recrystallization grains are rather large because the nucleation amount is too large. Because it is too fine, the ductility is lowered.
  • Annealing the cold-rolled steel sheet; in the annealing temperature may be 700 to 850 °C. If the annealing temperature is less than 700 °C, recrystallization is not completed, and formability is insufficient.
  • the annealing is preferably performed by a continuous annealing method, and the annealing time is preferably maintained so that recrystallization is completed, and is performed in the range of 10 seconds to 30 minutes.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured according to the manufacturing method of the present disclosure and the above-described cold-rolled steel sheet can be used as it is without an additional process thereafter.
  • the step of forming a plating layer may further include. Accordingly, it is possible to provide a plated cold-rolled steel sheet having excellent material uniformity.
  • the metal included in the plating layer may be at least one of Zn, Al, and Mg.
  • the formed plating layer may include at least one selected from the group consisting of Zn, Zn-Al, and Zn-Al-Mg.
  • the forming of the plating layer may be a hot-dip galvanizing method or an electro-galvanizing method.
  • a plated layer is formed on the cold-rolled steel sheet, and then an alloying heat treatment is performed to transform the plated layer into an alloy layer.
  • a steel slab having a composition shown in Table 1 (target values of small steel components in Invention Examples and Comparative Examples, weight %) was prepared, and the steel slab was reheated to 1200° C. and a steel sheet was manufactured according to the manufacturing method described in Table 2 below.
  • Equation (1) means Relational Expression (1)
  • Equation (2) means Relational Expression (2)
  • the finish rolling temperature and coiling temperature in this example are shown in Table 2 by measuring the surface temperature of the steel sheet.
  • the coiling temperature means the surface temperature of the steel sheet measured just before being coiled.
  • the amount of cooling at the edge was controlled based on the displayed value of the water cooling device.
  • YS, TS, and EL in Table 3 represent the average values of the values measured three times at the Mid portion in the longitudinal direction and 1/4W in the width direction of the steel sheet.
  • ⁇ YS in Table 3 is taken from 9 points of 1/4W, 1/2W, and 3/4W in the width direction at each position of the head, mid, and tail parts in the longitudinal direction (rolling direction) of the steel sheet in the longitudinal direction. It is expressed as the difference between the maximum YS and the minimum YS among the measured values.

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Abstract

본 개시는 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

재질 균일성이 우수한 고강도 냉연, 도금 강판 및 이들의 제조 방법
본 발명의 일 구현예는 재질 균일성이 우수한 냉연, 도금 강판에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 본 발명의 일 구현예는 TV, 세탁기, 에어컨 실외기 등 가전 제품에 바람직하게 이용될 수 있는 재질 균일성이 우수한 고강도 냉연, 도금 강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 프리미엄 영상가전의 대형화 및 슬림화 요구가 커지면서 TV 후면부/모듈 커버 등 프레임용 소재의 박물화가 요구되고 있으며, 이러한 소재 박물화 시 내덴트성, 내처짐성 등의 확보를 위해 소재의 고강도화가 필수인 상황이다. 특히 65” 이상의 대형TV용 박물, 광폭의 소재를 프레스 성형한 후에 우수한 형상 동결성, 부품의 치수 정밀도 확보를 위해서는 상기의 고강도화와 더불어 강판의 우수한 재질 균일성 확보가 필요하다.
통상 강을 강화하는 방법으로 고용강화, 석출강화, 변태강화, 가공경화, 결정립 미세화에 의한 강화 방법이 있다. 하지만 결정립 미세화에 의한 강화 방법은 고강도강 제조에 한계가 있고, 고용강화 및 변태강화의 경우 다량의 합금 성분이 필요할 뿐만 아니라 가공경화와 더불어 프레스 성형에 필요한 가공성을 확보하기 어렵다는 결점을 안고 있다.
반면, 석출강화는 주로 Ti, Nb, Mo, V, Cu 등과 같은 탄,질화물 생성원소를 첨가하여 석출 강화 뿐만 아니라 결정립 미세화에 의한 강화 효과까지 활용이 가능하여 상대적으로 낮은 제조 원가로도 고강도화를 쉽게 이룰 수 있는 장점이 있다.
대표적인 석출강화형 고강도강 제조 방법으로 0.15C 이하의 저탄소강을 기본 성분으로 Ti, Nb, V 등을 1종 혹은 2종 이상 함유하고 최종 열간압연 마무리 온도 (이하 FDT) 를 750~950℃의 범위로 권취온도 (이하 CT) 를 450℃ 이하로 관리하여 석출강화형 고강도강을 제조하는 방법이 있으나 이 경우 CT가 너무 낮아 열연강판의 형상 확보나 박물 제조를 위한 냉연 통판성 확보에 어려움이 있다. 한편 Nb 또는 V 을 이용하여 열간압연 후 가속 냉각에 의한 고강도 석출강화강의 제조방법이 있으나, CT가 400℃ 이하로 설정되어 있어 형상확보 및 박물화에 한계가 있다. 또한, 0.8%이상의 Cu를 첨가하여 Cu석출물을 이용한 고강도 석출 강화강을 제조하는 방법이 있으나, 높은 Cu 함량에 의한 표면결함, 도금불량 등의 문제점을 안고 있다.
무엇보다, 상기 종래기술들은 강판의 고강도화를 위함일 뿐, 재질 균일성 확보와 관련된 기술은 아니기 때문에 대형 TV와 같은 광폭 소재의 가공 후 뒤틀림 등이 발생하여 원하는 부품 정밀도, 형상 동결성을 얻을 수 없다.
본 발명의 일 실시예에서는 본 발명의 일측면은 우수한 성형성을 갖는 동시에, 강판의 길이 방향 및 폭 방향에서의 재질 균일성이 우수한 냉연, 도금 강판 및 이들을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판으로서, 상기 냉연강판의 합금원소가 관계식(1)과 관계식(2)를 동시에 만족할 수 있다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [MM] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM 이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나를 의미한다.)
상기 냉연강판은 미세조직으로 페라이트 조직의 점유면적률이 85% 이상일 수 있다.
상기 냉연강판은 미세조직으로 페라이트 입내에 크기가 100nm 이하인 석출물이 전체 석출물 개수의 80% 이상일 수 있다.
항복강도가 240 내지 530MPa일 수 있다.
강판의 길이방향 또는 폭방향으로 △YS가 30MPa 이하일 수 있다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판 제조방법은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1)과 관계식 (2)를 동시에 만족하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함할 수 있다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [MM] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나를 의미한다)
본 개시 일 구현예의 냉연강판 제조방법은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하고, 상기 열연강판을 권취하는 단계;에서 열연강판을 마무리 열간 압연 온도에서 권취 온도까지 냉각하는데 있어서, 런아웃테이블(ROT) 상 한 스트립 내에서의 ROT 통판 속도 차가 20% 이하일 수 있다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판 제조방법은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하고, 상기 열연강판을 권취하는 단계;에서 열연강판을 마무리 열간 압연 온도에서 권취 온도까지 냉각하는데 있어서, 엣지부의 냉각 수량이 중심부 냉각 수량의 50% 이하이고, 여기서, 엣지부는 전체 열연강판 폭을 기준으로, 열연강판 좌우측 모서리 각각에서 강판의 중심 방향으로 강판 전체 폭 길이의 15% 이하인 부분이고, 중심부는 엣지부를 제외한 부분일 수 있다.
상기 슬라브는 하기 관계식 (1)과 관계식 (2)를 동시에 만족하는 것일 수 있다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [B] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나를 의미한다.)
상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;에서, 마무리 열간 압연 온도는 850 내지 950℃일 수 있다.
상기 열연강판을 권취하는 단계;에서, 권취 온도는 600 내지 700℃일 수 있다.
상기 냉연강판은 도금 금속으로 Zn, Al 및 Mg 중 1종 이상을 포함하는 도금층을 더 포함할 수 있다.
상기 도금층은 Zn, Zn-Al, 및 Zn-Al-Mg로 이루어진 군 중에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있다.
상기 냉연강판을 소둔하는 단계; 이후에 도금층을 형성하는 단계;를 더 포함하고, 상기 도금층을 형성하는 금속은 Zn, Al 및 Mg 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
상기 형성된 도금층은 Zn, Zn-Al, 및 Zn-Al-Mg로 이루어진 군 중에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면, 두께 1mmt 이하의 냉연, 도금 강판에 대해서, 우수한 성형성을 갖는 동시에, 강판의 길이 방향과 폭 방향에서 항복강도 편차가 적은 재질 균일성이 우수한 냉연, 도금 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에서 발명예들과 비교예들의 항복강도와 그 편차를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명 일 구현예의 냉각수량 제어를 위한 강판의 엣지부를 도시한 것이다.
도 3은 본 발명 일 구현예의 △YS를 얻기 위한 강판 상의 YS 측정 지점 영역을 나타낸 것이다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
이하, 각 단계에 대하여 구체적으로 살펴본다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은 합금원소가 관계식(1)과 관계식(2)를 동시에 만족할 수 있다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [B] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, MM은 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나이다.)
먼저, 상기 각 합금성분에 관하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.0005~0.2%
탄소(C)는 석출물 형성 원소로, 강을 강화시키고, 우수한 재질 균일성을 확보하기 위해서는 미세한 탄화물을 결정립내에 골고루 분산시켜 석출시키는 것이 바람직하다. 그 함량이 0.0005% 미만의 경우 미세 Ti계 탄화물 석출이 부족하여 강화효과에 크게 기여하지 못하여 고강도화가 어렵고, C함량이 0.2%를 초과하게 미석출된 다량의 고용 C이 펄라이트를 형성시켜 성형성이 열화되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.0005~0.2%로 제한함이 바람직하다.
망간(Mn): 0.05~0.2%
망간(Mn)은 고용강화 원소로 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강중 S를 MnS로 석출시켜 열간압연시 S에 의한 판파단 발생 및 고온취화를 억제시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 연주공정에서 강 슬라브의 주조시 두께 중심 편석부가 크게 발달하며, 이로 인해 편석부 주위에 잔류 오스테나이트가 형성되고, 성형성이 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.05~0.2%로 제한함이 바람직하다. 또한 망간이 0.05% 미만으로 적게 포함되는 경우에는, MnS가 적게 석출되어 강 내에 S가 남게 되고, S가 잔류함에 따라 열간압연 중 판파단 등의 고온 취성이 유발되는 문제가 있을 수 있다.
실리콘(Si): 0.15% 이하(0은 제외)
실리콘(Si)은 0.15% 이하로 제한함이 바람직한데 그 이상의 경우에는 도금 표면 특성에 매우 불리하여 표면품질확보에 문제가 있기 때문이다.
인(P): 0.03% 이하(0은 제외)
인(P)은 불가피하게 함유되는 불순물로서, 강의 용접성을 저해하고, 입계에 편석되어 템퍼 취성을 높이는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.015% 이하(0은 제외)
황(S)은 상기 인(P)와 마찬가지로 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량의 상한은 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 용강의 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 그 함유량이 0.01% 미만의 경우 통상의 안정된 상태로 killed강을 제조할 수 없고, 그 함량이 0.05%를 초과할 경우, 결정립 미세화에 의한 강도 상승에는 유리하지만 제강 연주시 노즐 막힘을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.01~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01~0.1%
티타늄(Ti)은 열간압연 및 권취 중 고용 C와 작용하여 TiC계 석출물을 미세하게 형성하여 강의 강화에 크게 기여한다. 이 경우 석출되는 크기와 분포도가 강의 재질에 많은 영향을 미치는데, 그 크기가 미세할수록 강화 효과가 커지며, 입내에 골고루 분포할수록 재질 균일성이 우수해지는 결과가 얻어진다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 TiC계 석출물을 형성하기 부족하고, 0.1%를 초과할 경우 제강 연주시 주편크랙, 노즐 막힘 등의 발생으로 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.01~0.1%로 제한한다.
질소(N): 0.01% 이하(0은 제외)
질소(N)는 강재의 경도에 기여하나 제어가 곤란하며, 인(P)과 마찬가지로 입계에 편석되어 강의 취성을 높이는 역할을 한다. 이론상 질소의 함량은 0%로 제한하는 것이 취성 저항성에 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.
상기한 성분계에 더하여, 주석(Sn), 보론(B), 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 MM 원소를 함량의 총합으로 0.0001~0.35%를 첨가한다.
주석(Sn)은 결정립계에서 인(P)보다 우선 편석되어 인과 자리경쟁하는 원소로써, 인이 편석될 자리를 감소시켜 인 편석으로 인한 취성 발생을 억제하고, 강의 내충격 특성 향상에 기여한다.
보론(B)은 실리콘(Si)을 대체할 수 있는 원소로 함유되기도 하며, 극히 미량으로 담금질성을 향상시키고 결정립계를 강화시켜 강도를 향상시킨다.
몰리브덴(Mo)은 고용강화를 통한 항복강도 강화와 결정립계 강화에 의한 충격인성을 향상시키는 역할을 한다. 다만 고가의 원소이므로 0.2%를 초과하는 경우 제조비용을 상승시키고 용접성이 열화될 수 있다.
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 다만, 고가의 원소이므로 0.3%를 초과하는 경우에는 경제성이 저하될 수 있으며, 용접성 열화의 문제점도 야기할 수 있다.
크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며 냉각 시 베이나이트 변태를 지연시켜 페라이트를 얻기 쉽게 하는 역할을 한다. 다만, 상기 크롬의 함량이 0.3%를 초과하는 경우 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 원하는 페라이트 분율을 확보할 수 없어 연신율이 감소할 수 있다.
이외, 본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한, 재질 균일성이 우수한 상기 냉연강판을 제공하기 위하여 합금원소가 관계식(1)과 관계식(2)를 동시에 만족할 수 있다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [B] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM은 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나이다.)
한편, 상기 관계식(1) 또는 관계식(2)의 값이 각각 설정된 범위의 미만의 값을 나타내는경우, 강화효과가 부족하여 원하는 항복강도를 얻을 수 없으며, 설정된 범위를 초과하는 경우 과도한 강도로 성형성이 열위하여 원하는 부품 형상으로 가공이 어려운 문제가 있다.
이하, 본 발명 냉연, 도금 강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명 냉연, 도금 강판의 미세조직은 페라이트와 2차상으로 이루어진다. 상기 2차상의 종료는 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등이 포함된다.
상기 냉연강판은 미세조직으로 페라이트 조직의 점유면적률이 85% 이상일 수 있다. 상기 페라이트 조직의 점유면적률이 85% 미만에서는 2차상에 의한 강도 향상은 있으나, 가공성 측면에서 불리할 수 있어, 페라이트 조직 점유면적률은 상기 범위인 것이 바람직하다.
상기 냉연강판은 미세조직으로 페라이트 입내에 크기가 100nm 이하인 석출물이 전체 석출물 개수의 80% 이상일 수 있다. 이는, 100nm 이하의 석출물이 80% 미만이면 석출강화효과가 부족하여 원하는 강도를 확보하는 것이 곤란하기 때문이다.
상기 냉연강판은 항복강도가 240 내지 530MPa일 수 있다.
상기 냉연강판은 △YS가 30 MPa 이하를 만족하는 길이 방향 및 폭 방향 재질편차를 가져 재질 균일성이 우수할 수 있다.
즉, 상기 냉연강판은 길이 방향으로 임의의 두 지점에서의 △YS가 30MPa 이하일 수 있고, 또는 폭 방향으로 임의의 두 지점에서의 △YS가 30 MPa 이하일 수 있다.
△YS의 측정은 다음과 같다 (도 3 참조). 길이 방향으로는 강판 길이 방향(압연 방향)의 Head, Mid, Tail 부 각각의 영역, 폭 방향으로는 폭 길이의 1/8 내지 7/8 사이 영역 총 3개의 영역에서 각각 시편을 채취하여 YS를 측정한 값들 중 최대 YS와 최소 YS의 차이값으로 측정하였다. 여기서 강판 길이 방향으로 Head부분은 0 내지 10%, Mid 부분은 45 내지 55%, Tail 부분은 90 내지 100%을 의미한다.
상기 냉연강판은 도금 금속으로 Zn, Al 및 Mg 중 1종 이상을 포함하는 도금층을 더 포함할 수 있다.
상기 도금층은 Zn, Zn-Al, 및 Zn-Al-Mg로 이루어진 군 중에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있다.
이하, 본 개시의 냉연강판의 제조방법에 대하여 구체적으로 서술한다. 하기 제조방법들에서 슬라브 내의 각 조성의 첨가 비율을 한정한 이유는 전술한 냉연강판 조성 한정 이유와 동일하므로, 반복되는 설명은 생략한다. 후술한 제조방법의 각 단계에서 슬라브의 조성은 실질적으로 변동되지 않으므로, 슬라브의 조성과 제조된 냉연강판의 조성은 실질적으로 동일하다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 (1)과 관계식 (2)를 동시에 만족하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하고, 상기 열연강판을 권취하는 단계;에서 열연강판을 마무리 열간 압연 온도에서 권취 온도까지 냉각하는데 있어서, 런아웃테이블(ROT) 상 한 스트립 내에서의 ROT 통판 속도 차가 20% 이하일 수 있다.
상기 열연강판을 권취온도까지 냉각하는데에 있어서, 런아웃테이블(Run Out Table, ROT)상에서의 통판 속도가 일정하게 제어되지 않고 달라지면, 강판의 길이방향으로 재질편차가 발생할 수 있다. 따라서, 한 스트립 내에서의 ROT 통판 속도차이를 20% 이하로 제어하여 재질 편차를 감소시킬 수 있다. 상기 ROT 통판속도차이는
|진입속도 - 배출속도|/진입속도 - 식(3)
으로 정의될 수 있다.
본 개시 일 구현예의 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하고, 상기 열연강판을 권취하는 단계;에서 열연강판을 마무리 열간 압연 온도에서 권취 온도까지 냉각하는데 있어서, 엣지부의 냉각 수량이 중심부 냉각 수량의 50% 이하일 수 있다.
여기서, 엣지부는 전체 열연강판 폭을 기준으로, 열연강판 좌우측 모서리 각각에서 강판의 중심 방향으로 강판 전체 폭 길이의 15% 이하인 부분이고, 중심부는 엣지부를 제외한 부분일 수 있다.
상기 열연강판을 권취온도까지 냉각하는데에 있어서, 강판 폭 방향의 냉각속도를 균일하게 제어하지 못하면, 폭 방향으로 재질 편차가 크게 발생할 우려가 있다. 따라서, 한 스트립 내의 엣지부에 적용되는 냉각 수량을 중심부에 적용되는 냉각 수량의 50% 이하일 수 있다. 여기서, 강판의 냉각은 ROT 구간에서 실시될 수 있다.
상기 열연강판을 권취온도까지 냉각하는 단계의 ROT 통판속도와 냉각 수량 조건을 만족하지 못하면, 페라이트 입내의 석출물 형성이 본 발명의 범위를 벗어나서 항복 응력의 면 내 이방성 △YS의 절대값이 30MPa 이상으로 커지게 된다.
상기 슬라브는 하기 관계식 (1)과 관계식 (2)를 동시에 만족하는 것일 수 있다. 해당 관계식 (1), (2)에 대한 구체적인 설명은 상기 냉연강판의 설명과 동일하므로 생략한다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [B] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나이다)
상기 슬라브를 재가열하는 단계;에서 슬라브 가열온도는 1100 내지 1300℃일 수 있다. 만약, 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우 후속 공정인 열간압연시 압연 하중이 급격히 증가하게 될 우려가 있다. 특히 슬라브 내부에 합금 성분이 균일하게 분산되지 못하여 중심에 Mn 편석대가 발생하여 중심부와 표층부 조직의 상분율이 달라져 재질 편차를 가져올 수 있다. 반면, 1300℃를 초과하는 경우, 오스테나이트가 비정상입자성장(abnormal grain growth)를 통해 부분적으로 조대화되어, 최종 조직이 조대화되거나 불균일하게 얻어질 우려가 있다.
상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;에서, 마무리 열간 압연 온도는 850 내지 950℃일 수 있다. 만약, 마무리 압연온도가 850℃ 미만일 경우에는 압연 하중이 크게 증가하게 될 우려가 있으며, 특히 온도 하락이 심한 강판의 양 엣지부의 경우 미세 석출물의 생성이 부족하여 폭 방향 재질 편차가 발생할 우려가 있다. 반면 950℃ 를 초과하는 경우 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고, 고온압연성 스케일 결함 등의 표면 품질이 현저히 저하될 우려가 있다.
상기 열연강판을 권취하는 단계;에서, 권취 온도는 600 내지 700℃일 수 있다. 권취 온도가 700℃를 초과하게 되면 상술한 ROT 상에서의 냉각 조건 등의 제조조건을 만족하더라도 권취 후 유지 단계에서 미세 석출물이 조대하게 성장하여 원하는 강화 효과를 얻을 수 없다. 반면, 권취 온도가 600℃ 미만인 경우 미세조직이 대부분 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 가짐으로써, 본 발명이 확보하고자 하는 페라이트 미세조직 분율을 확보할 수 없다.
상기 상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;에서 압하율은 50 내지 90%일 수 있다. 상기 냉간압하율이 50% 미만의 경우에는 소둔 재결정 핵 생성량이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 강도 및 가공성이 저하되고, 90%를 초과하는 경우에는 핵 생성량이 너무 많아 소둔 재결정립이 오히려 너무 미세하여 연성이 저하된다.
상기 상기 냉연강판을 소둔하는 단계;에서 소둔 온도는 700 내지 850℃일 수 있다. 상기 소둔온도가 700℃ 미만인 경우에는 재결정이 완료되지 않아 성형성이 부족하며, 소둔온도가 850℃를 초과하는 경우 소둔 공정에서 처짐에 의한 형상 불량 발생의 문제점이 있다.
상기 소둔은 연속소둔방법으로 행하는 것이 바람직하며, 소둔시간은 재결정이 완료되도록 유지하는 것이 바람직하며, 10초 내지 30분의 범위로 행한다.
본 개시의 제조방법에 따라 제조된 냉연강판 및 상기 서술된 냉연강판은 이후 추가적인 공정 없이 그대로 이용될 수 있다.
다만, 필요에 따라서, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계; 이후에, 도금층을 형성하는 단계;를 더 포함할 수 있다. 이에 따라 재질 균일성이 우수한 도금된 냉연강판을 제공할 수 있다.
상기 도금층에 포함되는 금속은 Zn, Al 및 Mg 중 1종 이상일 수 있다.
상기 형성된 도금층은 Zn, Zn-Al, 및 Zn-Al-Mg로 이루어진 군 중에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있다.
상기 도금층을 형성하는 단계는 용융아연도금법 또는 전기아연도금법일 수 있다.
또한, 필요에 따라서 냉연강판에 도금층을 형성한 다음 합금화 열처리를 하여 도금층을 합금층으로 상변태시켜 사용할 수 있다.
이하 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
실시예
하기 표 1(발명예 및 비교예의 소강 성분 목표치, 중량%)의 조성을 갖는 강 슬라브를 제조하고, 상기 강 슬라브를 1200℃로 재가열하고 하기 표 2에 기재된 제조방법에 따라 강판을 제조하였다.
상기 방법으로 제조된 냉연 강판에 대하여, 항복강도, 인장강도, 연신율을 측정하고, 미세조직을 관찰하여 그 결과를 표 3에 나타내었다.
하기 표 3의 결과에서 알 수 있듯이 본 발명의 조건을 만족하는 경우에는 적정한 항복강도를 확보하고, 우수한 재질 균일성을 갖는 것을 확인할 수 있다.
하기 표 1에서 식(1)은 관계식(1)을, 식(2)는 관계식(2)를 의미한다.
[관계식(1)]
0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
[관계식(2)]
0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
(단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [B] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나이다.)
본 실시예에서 마무리 압연 온도 및 권취온도는 강판의 표면온도를 측정하여 표 2에 나타내었다. 특히 권취온도는 권취되기 직전에 측정한 강판 표면 온도를 의미한다.
엣지부 냉각 수량 제어는 수냉장치의 표시 값을 기준으로 제어하였다.
표 3의 YS, TS, EL은 강판 길이 방향으로는 Mid 부분, 폭방향으로는 1/4W인 지점에서 3회 반복 측정한 값의 평균치를 나타내었다.
표 3의 △YS는 길이방향으로는 강판 길이 방향(압연 방향)의 Head, Mid, Tail 부 각각의 위치에서 폭방향으로 1/4W, 1/2W, 3/4W의 9개 지점에서 시편을 채취하여 측정한 값들 중 최대 YS와 최소 YS의 차이값으로 나타내었다.
구분 C Mn Si S Al P Ti B N 식(1) 식(1) 식(2) 식(2)
[Ti] - 3.42[N] 4.0[C] 만족
여부		 만족
여부
발명강1 0.13 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.047 0.001 0.004 0.03 0.52 O 0.7 O
발명강2 0.05 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.061 0.001 0.004 0.05 0.2 O 0.74 O
발명강3 0.13 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.017 0.001 0.004 0 0.52 O 0.42 O
발명강4 0.05 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.029 0.001 0.004 0.02 0.2 O 0.44 O
발명강5 0.05 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.051 0 0.004 0.04 0.2 O 0.45 O
비교예1 0.05 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.029 0.001 0.004 0.02 0.2 O 0.44 O
비교예2 0.13 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.047 0.001 0.004 0.03 0.52 O 0.7 O
비교예3 0.002 0.05 0.06 0.003 0.025 0.009 0.023 0.001 0.004 0.01 0.008 X 0.31 X
비교예4 0.15 0.2 0.1 0.003 0.025 0.025 0.08 0.001 0.004 0.07 0.6 X 1.07 X
비교예5 0.001 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.061 0.001 0.004 0.05 0.004 X 0.68 O
비교예6 0.02 0.1 0.06 0.003 0.025 0.015 0.03 0 0.002 0.02 0.08 O 0.28 X
구분 마무리
압연온도
(℃)		 ROT 통판
속도차
(%)		 Edge부
냉각수량
(%)		 권취온도
(℃)		 냉간
압하율
(%)		 소둔온도
(℃)
발명강1 885 15 33 645 67 783
발명강2 865 11 37 643 72 777
발명강3 894 13 45 636 66 803
발명강4 875 9 5 624 74 757
발명강5 889 13 34 627 74 789
비교예1 874 33 32 652 67 797
비교예2 901 10 71 641 69 809
비교예3 871 11 33 625 70 778
비교예4 882 7 29 664 73 796
비교예5 912 14 30 622 78 780
비교예6 882 12 40 642 70 800
구분 페라이트
면적률
(%)		 페라이트내
≤100nm인
석출물의
개수 (%)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 △YS
(MPa)
발명강1 87 92 403 479 26.8 21
발명강2 91 89 401 450 23.0 17
발명강3 85 82 280 371 32.9 11
발명강4 93 83 293 359 33.6 14
발명강5 95 86 291 346 21.2 9
비교예1 94 71 293 359 33.6 35
비교예2 86 67 403 479 26.8 52
비교예3 98 34 154 290 49.1 9
비교예4 81 58 548 602 19.2 63
비교예5 96 17 177 329 45.0 15
비교예6 93 73 225 350 43.0 22
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판으로서,
    상기 냉연강판의 합금원소가 관계식(1)과 관계식(2)를 동시에 만족하는, 냉연강판.
    [관계식(1)]
    0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
    [관계식(2)]
    0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
    (단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [MM] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM 이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나를 의미한다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 미세조직으로 페라이트 조직의 점유면적률이 85% 이상인, 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 미세조직으로 페라이트 입내에 크기가 100nm 이하인 석출물이 전체 석출물 개수의 80% 이상인, 냉연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    항복강도가 240 내지 530MPa인, 냉연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    강판의 길이방향 또는 폭방향으로 △YS가 30MPa 이하인, 냉연강판.
  6. 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1)과 관계식 (2)를 동시에 만족하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 권취하는 단계;
    상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하는, 냉연강판의 제조방법.
    [관계식(1)]
    0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
    [관계식(2)]
    0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
    (단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [MM] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나를 의미한다)
  7. 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 권취하는 단계;
    상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하고,
    상기 열연강판을 권취하는 단계;에서 열연강판을 마무리 열간 압연 온도에서 권취 온도까지 냉각하는데 있어서, 런아웃테이블(ROT) 상 한 스트립 내에서의 ROT 통판 속도 차가 20% 이하인, 냉연강판의 제조방법.
  8. 중량%로, C: 0.0005∼0.2%, Mn: 0.05~0.2%, Si:0.15% 이하(0은 제외), P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.01% 이하(0은 제외)를 포함하고, 추가적으로, Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 MM 성분을 함량의 총합으로 0.0001~0.35% 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 권취하는 단계;
    상기 권취 후 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계;를 포함하고,
    상기 열연강판을 권취하는 단계;에서 열연강판을 마무리 열간 압연 온도에서 권취 온도까지 냉각하는데 있어서, 엣지부의 냉각 수량이 중심부 냉각 수량의 50% 이하이고,
    여기서, 엣지부는 전체 열연강판 폭을 기준으로, 열연강판 좌우측 모서리 각각에서 강판의 중심 방향으로 강판 전체 폭 길이의 15% 이하인 부분이고, 중심부는 엣지부를 제외한 부분인, 냉연강판의 제조방법.
  9. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기 관계식 (1)과 관계식 (2)를 동시에 만족하는 것인, 냉연강판의 제조방법.
    [관계식(1)]
    0 ≤ [Ti] - 3.42[N] ≤ 4.0[C]
    [관계식(2)]
    0.4 ≤ 1.2[C] + 0.1[Mn] + 0.2[Si] + 0.9[P] + 9.5[Ti] + 190.9[MM] - 31.6[N] ≤ 1.0
    (단, 상기 [C], [Mn], [Si], [P], [Ti], [B] 및 [N] 은 각각의 성분 함량의 중량%를 의미하고, 여기서 MM이란 Sn, B, Mo, Ni 및 Cr으로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나를 의미한다.)
  10. 제6항 내지 제8항 중 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 및 마무리 열간 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;에서,
    마무리 열간 압연 온도는 850 내지 950℃인, 냉연강판의 제조방법.
  11. 제6항 내지 제8항 중 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 열연강판을 권취하는 단계;에서,
    권취 온도는 600 내지 700℃인, 냉연강판의 제조방법.
  12. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 냉연강판은 도금 금속으로 Zn, Al 및 Mg 중 1종 이상을 포함하는 도금층을 더 포함하는, 냉연강판.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 도금층은 Zn, Zn-Al, 및 Zn-Al-Mg로 이루어진 군 중에서 선택된 1종 이상을 포함하는, 냉연강판.
  14. 제6항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계; 이후에
    도금층을 형성하는 단계;를 더 포함하고,
    상기 도금층을 형성하는 금속은 Zn, Al 및 Mg 중 1종 이상을 포함하는, 냉연강판의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서,
    상기 형성된 도금층은 Zn, Zn-Al, 및 Zn-Al-Mg로 이루어진 군 중에서 선택된 1종 이상을 포함하는, 냉연강판의 제조방법.
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