WO2023121194A1 - 강도와 연신율이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도와 연신율이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a cold-rolled steel sheet having excellent workability and a manufacturing method thereof. More specifically, it relates to a cold-rolled steel sheet suitable for making parts requiring durability and complex molding due to its excellent strength and workability, and a manufacturing method thereof.
  • Steel, plastic, glass, paper, or aluminum are used as containers for storing beverages or food.
  • steel is the most widely used after plastic and aluminum because its price is very low compared to other materials.
  • plastic and aluminum are complicated to recover and the cost of recycling is high, steel is becoming more popular as a material for containers in terms of recycling resources.
  • These steel materials are mostly processed and used in the form of tin (Sn)-plated cans to store food or beverages.
  • Cans for food or beverages are small and easy to transport and should not be damaged during transportation. Therefore, the steel material for cans requires good workability in order to be processed into a desired shape, and at the same time, high strength enough to maintain the shape even with a thin thickness is required.
  • a material with low machinability should take a straight shape.
  • structural durability can be additionally secured by adding a bead to the can body when forming.
  • materials with low machinability cannot be used in parts that require complex molding, such as the EOE (Easy-Open-End) part of a can, this material can be applied to more diverse parts if the steel material secures machinability.
  • the thickness of the material for cans is continuously getting thinner to reduce the amount of material used when manufacturing cans.
  • the material becomes thinner there is a problem that it is not easy to maintain the desired shape. Therefore, in order to overcome this advantage, higher and higher strength is required for steel materials used as cans.
  • the steel sheet for a can has high strength, elongation naturally tends to decrease according to its physical properties. Therefore, the steel sheet has a problem in that high strength and elongation, which are difficult to be compatible with each other, must be simultaneously increased. Furthermore, when molding a material with excessively high strength, high processing force is required and the mold is easily worn.
  • One embodiment of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet with excellent strength and elongation and a manufacturing method thereof. More specifically, it is intended to provide a cold-rolled steel sheet that is excellent in strength and elongation at the same time and can be used as a material for cans, and a manufacturing method thereof.
  • Cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation contains C: 0.04 ⁇ 0.08%, Si: 0.05% or less (excluding 0%), Mn: 0.1 ⁇ 0.6%, Al: 0.02 ⁇ 0.06%, P: 0.015% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (excluding 0%), Nb: including 0.02 to 0.04% And, the remainder includes Fe and other unavoidable impurities, and the component enhancement index defined by the following [Equation 1] may be 470 or less.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation according to an embodiment of the present invention may have a grain aspect ratio of 2.15 or less defined by the following [Equation 2].
  • the cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation according to an embodiment of the present invention may have a composite reinforcement index of 500 to 600 defined by the following [Equation 3].
  • the cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation according to an embodiment of the present invention preferably has a yield strength of 500 to 600 MPa and an elongation of 8% or more.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation according to an embodiment of the present invention may further include a plating layer on one or both sides of the cold-rolled steel sheet, and the plating layer at this time is plated with tin, tin alloy, or chrome to a thickness of 5 ⁇ m or less. It could be
  • C 0.04 ⁇ 0.08%, Si: 0.05% or less (excluding 0%), Mn: 0.1 ⁇ 0.6%, Al : 0.02 to 0.06%, P: 0.015% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (excluding 0%), Nb: 0.02 to 0.04 %, the remainder includes Fe and other unavoidable impurities, and a slab preparation step of preparing and reheating a slab having a component enhancement index defined by Equation 1 below of 470; preparing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the slab and hot-rolling the finish at Ar3 or higher; winding the hot-rolled steel sheet at 560 to 700° C.; manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the rolled hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 80 to 95%; annealing the cold-rolled steel sheet at a
  • the slab is preferably heated at 1,150 ° C. or higher.
  • the secondary rolling is preferably performed at a rolling reduction of 4 to 10%.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured after the secondary rolling may have a grain aspect ratio of 2.15 or less defined by the following [Equation 2].
  • the cold-rolled steel sheet manufactured after the secondary rolling may have a composite reinforcement index of 500 to 600 defined by [Equation 3] below.
  • a plating layer may be further formed by hot-dipping or electroplating on one or both sides of the cold-rolled steel sheet.
  • the plating layer may be plated with tin, tin alloy, or chrome to a thickness of 5 ⁇ m or less.
  • a cold-rolled steel sheet that is excellent in strength and elongation at the same time and can be used as a material for a can.
  • tin or tin alloy is plated on a steel sheet for a can to exhibit a high yield strength of 500 to 600 MPa and an elongation of 8% or more to be used in a bead molding body and a part such as EOE of a can.
  • An easy cold-rolled steel sheet can be provided.
  • first, second and third are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are only used 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 1ppm is 0.0001 weight%.
  • the meaning of further including an additional element means replacing and including iron (Fe) as much as the additional amount of the additional element.
  • One embodiment of the present invention relates to a cold-rolled steel sheet for a can, which is manufactured into a can through molding after tin plating, and the material for the corresponding application must have excellent strength and high elongation to secure workability.
  • a method for increasing productivity by minimizing the load in the steelmaking process is also considered.
  • the present inventors have confirmed that it is possible to provide a cold-rolled steel sheet for cans by simultaneously securing desired levels of strength and elongation by precisely controlling the type and content of alloy elements and optimizing the manufacturing process conditions. led to the invention.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation at the same time contains C: 0.04 ⁇ 0.08%, Si: 0.05% or less (excluding 0%), Mn: 0.1 ⁇ 0.6%, Al: 0.02% by weight. ⁇ 0.06%, P: 0.015% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (excluding 0%), Nb: 0.02 to 0.04% and the balance includes Fe and other unavoidable impurities.
  • the content of each component means % by weight.
  • C content is low, it is difficult to be used as a structural material due to low strength, and an excessively low content of C may include 0.04% by weight or more because a refining process is additionally required to reduce productivity. C can effectively increase strength even with a small content, but if it is excessive, workability can be greatly reduced, so the upper limit can be limited to 0.08% by weight or less. More specifically, C may be included in an amount of 0.05 to 0.07% by weight.
  • Si is an element that can be used as a decarburization agent and is difficult to completely exclude because it can contribute to the improvement of strength by solid solution strengthening. However, if it is excessive, Si-based oxide is generated on the surface during annealing, which may cause defects during plating, thereby degrading plating properties. Therefore, in consideration of this, the upper limit may be limited to 0.05% by weight or less. More specifically, Si may be included in an amount of 0.005 to 0.03% by weight.
  • Mn is an element that prevents hot shortness due to solid solution S by combining with solid solution S in steel and precipitating as MnS. In order to achieve this effect, it may be included in an amount of 0.1% by weight or more. In addition, it is employed in the steel and has the effect of increasing the strength of the steel together with C. However, if it is excessive, the workability of the steel is lowered, so it may be limited to 0.6% by weight or less. In addition, there are many standards that regulate the Mn content to 0.6% or less for steel materials for food use, and if it exceeds this, it may cause problems in use for the intended purpose. More specifically, Mn may be included in an amount of 0.30 to 0.60% by weight.
  • Al is an element with a very high deoxidation effect, and it reacts with N in steel to precipitate AlN, thereby preventing deterioration in formability due to dissolved N. Therefore, 0.02% by weight or more of Al may be included. However, when a large amount is added, the ductility is rapidly reduced, so the content may be limited to 0.06% by weight or less. More specifically, 0.02 to 0.05% by weight of Al may be included.
  • P below a certain amount does not significantly reduce the ductility of the steel and can increase the strength, but if it is added in excess of 0.015% by weight, it is segregated at the grain boundary and hardens the steel excessively and the elongation decreases, so it is limited to 0.015% by weight or less. can do. More specifically, P may include 0.015% by weight or less. More specifically, P may include 0.003 to 0.010% by weight.
  • the precipitation of MnS should be induced through the addition of Mn. It is undesirable to add more than the limiting range because the more S is, the corresponding level of Mn must be additionally added. Therefore, the upper limit of S can be limited to 0.015% by weight. More specifically, S may include 0.003 to 0.010% by weight.
  • N is contained as an unavoidable element in steel, but N, which exists in a solid solution state, causes aging and greatly deteriorates workability. It is preferable to limit the upper limit to 0.0060% by weight or less in order to minimize the decrease in ductility due to aging. More specifically, 0.0015 to 0.0050% by weight of N may be included.
  • Nb is combined with C to precipitate as fine NbC and exerts a precipitation strengthening effect.
  • NbC is excessively formed, recrystallization is suppressed during annealing after cold rolling, and annealing at a high temperature is required.
  • the content of Nb is 0.02 to 0.04%.
  • the present inventors found that the strength of the hot-rolled steel sheet manufactured from the range for each component was proportional to the component enhancement index defined by [Equation 1] below.
  • the component enhancement index of [Equation 1] exceeds 470, the strength of the steel sheet is high, so cold rolling is difficult. Therefore, the component enhancement index defined by [Equation 1] contains C, Mn, and Nb within a range not exceeding 470. It is desirable to limit In addition, when the component reinforcement index of [Equation 1] is, for example, less than 350, the strength of the steel is low, and a high secondary rolling reduction is required to compensate for this, but there is a problem that the elongation is greatly reduced accordingly, so the lower limit value of [Equation 1] It is desirable to limit
  • the component enhancement index of [Equation 1] is derived recursively through experiments within the component range of the present invention, and may not be applied outside the component range.
  • the remainder preferably includes Fe and unavoidable impurities, and the steel material of the present invention does not exclude the addition of other compositions.
  • the unavoidable impurities may be unintentionally mixed from raw materials or the surrounding environment in the normal steel manufacturing process, and cannot be excluded.
  • the above unavoidable impurities can be understood by those skilled in the ordinary steel manufacturing field.
  • the cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation according to an embodiment of the present invention may have a grain aspect ratio of 2.15 or less defined by the following [Equation 2].
  • Grain aspect ratio (average value of long axis length of crystal grains) / (average value of minor axis length of crystal grains) --- [Equation 2]
  • the average grain length in the major axis direction measures the average grain diameter in the rolling direction (RD direction), and the average value can be obtained by dividing the number of crystal grains present in the corresponding length in the rolling direction of an arbitrary length.
  • the average length of the grain minor direction can be obtained as the average value by measuring the diameter of the average grain in the thickness direction of the steel sheet and dividing the number of grains present with respect to the thickness of the steel sheet.
  • the crystal grain aspect ratio may be 1.80 to 2.15.
  • the yield strength of the steel sheet increases as the reduction ratio increases during secondary rolling. It is preferable to combine them appropriately.
  • the composite reinforcement index according to [Equation 3] is related to the component reinforcement index according to [Equation 1] and the crystal grain aspect ratio according to [Equation 2], and this composite reinforcement index value obtains a yield strength of 500 to 600 MPa after plating.
  • the composite reinforcement index value of [Equation 3] has 500 to 600.
  • the value of the composite reinforcement index is preferably 520 to 580.
  • the cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention is excellent in strength and elongation at the same time.
  • the yield strength may be 500 to 600 MPa
  • the elongation may be 8.0% or more.
  • a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a cold-rolled steel sheet and a plating layer positioned on one side or both sides of the cold-rolled steel sheet.
  • the metal included in the plating layer may be one or more of tin (Sn), tin alloys (Sn-Ni, Sn-Co, Sn-Zn), or chromium (Cr).
  • the Sn or Sn alloy plating layer formed on the cold-rolled steel sheet is difficult to discolor in the air, has low toxicity to the human body, and is stable to organic acids of food or citrus fruits, so it can be applied intimately to household products.
  • the tin or tin alloy plating layer may be plated to a thickness of 5 ⁇ m or less by an electroplating method.
  • the thickness of the plating layer is preferably 0.1 to 3.5 ⁇ m.
  • a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent strength and elongation includes the steps of hot-rolling a slab to prepare a hot-rolled steel sheet; Winding the hot-rolled steel sheet; Cold-rolling the hot-rolled steel sheet to produce a cold-rolled steel sheet and annealing the cold-rolled steel sheet.
  • a hot-rolled steel sheet is manufactured by hot-rolling a slab.
  • the alloy composition of the slab is the same as that of the aforementioned cold-rolled steel sheet, overlapping descriptions will be omitted. Since the alloy composition is not substantially changed during the manufacturing process of the cold-rolled steel sheet, the alloy composition of the slab and the cold-rolled steel sheet are substantially the same.
  • the slabs Before hot rolling the slabs may be reheated to a temperature of 1,150°C or higher. Since most of the precipitates present in the steel must be re-dissolved, a temperature of 1,150 ° C or higher may be required. More specifically, it may be heated to 1,200 °C or more in order to dissolve the precipitate well.
  • a hot-rolled steel sheet is manufactured by hot finishing rolling the slowly cooled slab at a temperature of Ar 3 or higher.
  • the reason for limiting the hot rolling finishing temperature to Ar 3 or higher is to perform rolling in the austenite single phase region.
  • the Ar 3 temperature is slightly different depending on the content of the component elements, but since it is a temperature that can be understood by a person skilled in the steel manufacturing field, a detailed description thereof will be omitted. More specifically, the finish rolling temperature may be 900° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet is wound at 560 to 700°C.
  • Precipitation of NbC may be affected by the winding temperature. That is, if the coiling temperature is too low, NbC may not be smoothly deposited inside the steel sheet, and even if the coiling temperature is too high, NbC may not be smoothly deposited. Therefore, the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention may be 560 to 700 °C. In this way, by limiting the winding temperature, NbC is optimally precipitated to secure the required level of strength.
  • a preferred winding temperature may be 580 to 680 °C.
  • the hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention preferably has a yield strength of 470 MPa or less. If the yield strength of the hot-rolled steel sheet exceeds 470 MPa, the productivity of cold rolling is poor, so it is preferable to limit it as such.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled.
  • a cold-rolled steel sheet is manufactured by cold-rolling a hot-rolled steel sheet wound in a coil state at a reduction ratio of 80 to 95%.
  • the reduction ratio not only determines the final thickness of the cold-rolled steel sheet, but also increases the strength of the steel sheet by work hardening during cold rolling.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is preferably 2.0 to 4.0 mm.
  • the reduction ratio In order to cold-roll such a hot-rolled steel sheet as thin as 0.4 mm or less, the reduction ratio must be 80% or more. Therefore, it is preferable to apply a reduction ratio of 80% or more for cold rolling according to an embodiment of the present invention.
  • the reduction ratio of cold rolling is preferably 80 to 95%.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed at a temperature of 720 to 800 ° C.
  • the annealing temperature is determined to remove the internal stress accumulated in the steel sheet during cold rolling and to properly secure workability.
  • the annealing temperature needs to be annealed at a sufficiently high temperature so that recrystallization occurs sufficiently. Since the NbC precipitate has an effect of inhibiting recrystallization, it is preferable to annealing at a temperature of 720 ° C. or higher that can overcome this.
  • annealing is performed at 800° C. or higher, since the strength of the steel sheet is reduced at high temperatures, the steel sheet may be broken when the thickness of the steel sheet is thinned, so annealing may be performed at a temperature of 720 to 800° C.
  • a final steel sheet is manufactured by performing secondary rolling on the annealed steel sheet.
  • the secondary rolling be performed at a rolling reduction of 4 to 10%. Since the steel sheet annealed under the above conditions does not have sufficient strength, secondary rolling is performed to obtain a desired level of strength in one embodiment of the present invention. For this purpose, it is preferable to perform secondary rolling at a rolling reduction of 4% or more. However, since the elongation decreases when the reduction ratio exceeds 10%, it is not guaranteed to secure the required level of workability.
  • a plating layer is formed on one or both surfaces of the steel sheet manufactured in the above process.
  • the metal included in the plating layer may be one or more of tin (Sn), tin alloys (Sn-Ni, Sn-Co, Sn-Zn), or chromium (Cr).
  • a reflow process of 200 ° C or higher or a dry heat treatment process after printing may be performed, and in the case of such a heating process, the material of the steel sheet may change .
  • the yield strength generally increases and the elongation decreases. Similar results can be obtained when the material change effect is maintained at 200° C. for 20 minutes on an uncoated steel sheet. From the consumer's point of view, since the strength and elongation after plating are important, it is preferable to measure the final material of the steel sheet of the present invention after maintaining it at 200 ° C. for 20 minutes.
  • the secondary rolling is performed at a rolling reduction of 4 to 10%, which is the range of an embodiment of the present invention.
  • the yield strength of the steel sheet increases. Therefore, in order to secure the yield strength of the level suggested in one embodiment of the present invention, it is preferable to control the reinforcing factor of the steel sheet component and the strengthening effect due to the secondary rolling by appropriately combining them together.
  • a steel having the composition shown in Table 1 was prepared, and the components indicated actual values.
  • the slabs were reheated to 1,240 ° C, hot-rolled at 900 ° C or higher to a thickness of 2 mm, and then wound at a temperature of 620 ° C to manufacture a hot-rolled steel sheet.
  • These hot-rolled steel sheets were cold-rolled at a reduction ratio of 90% to prepare a 0.2 mm cold-rolled steel sheet.
  • continuous annealing was performed on the cold-rolled steel sheet under the condition of maintaining the temperature at 760° C. for 40 seconds. If the secondary rolling was performed on the annealed steel sheets as described above, the reduction ratio of the secondary rolling at this time is shown in Table 1 together.
  • the crystal grain aspect ratio can be obtained by observing and calculating the shape of each crystal grain through optical microscope observation for the cross section in the rolling direction.
  • the strength and elongation of the hot-rolled steel sheet and the final material were measured through a tensile test at room temperature after coil manufacture.
  • inventive steels 1 to 19 satisfy all of the component content proposed in the present invention, the component reinforcement index of [Equation 1], the grain aspect ratio of [Equation 2], and the composite reinforcement index of [Equation 3].
  • the yield strength of the hot-rolled steel sheet is less than 470 MPa, there is no problem in productivity through each detailed manufacturing process including cold rolling.
  • inventive steels 1 to 19 have a yield strength of 500 to 600 MPa and an elongation of 8% or more after heat treatment of the final material at 200 ° C for 20 minutes. can know that
  • inventive steels 14 and 15 even though the component enhancement index of [Equation 1] is high enough to approach 470, the secondary reduction ratio is low at 4.2 and 5.0, and the grain aspect ratio of [Equation 2] is also low at 1.92 and 1.95, so it is suitable. It can be seen that the complex reinforcement index of [Equation 3] can be obtained. As a result, it can be confirmed that the inventive steels 14 and 15 were also able to secure a suitable level of final material.
  • Comparative Steels 1 to 4 had a component strengthening index of [Equation 1] exceeding 470, and the yield strength of the hot-rolled steel sheet also exceeded 470 MPa, resulting in poor cold rolling properties.
  • the comparative steels 5 and 6 had a rolling reduction ratio of the second rolling exceeding 10%, and accordingly, the crystal grain aspect ratio in [Equation 2] exceeded 2.15 and the elongation was also less than 8%.
  • the component reinforcement index of [Equation 1] was properly controlled to 470 or less in Comparative Steels 5 and 6, the composite reinforcement index of [Equation 3] exceeded 600, indicating that the yield strength also exceeded 600 MPa. This makes it possible to know that if the reduction ratio of the secondary rolling is excessively high, the yield strength is exceeded and the elongation is insufficient.
  • Comparative Steels 7 to 20 satisfy the criteria presented in one embodiment of the present invention in both the component reinforcement index of [Equation 1] and the crystal grain aspect ratio of [Equation 2], but the composite reinforcement index of [Equation 3] is 500 It can be seen that it does not meet the criteria presented as less than.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet is 470 MPa or less, and the cold-rollability is good, but the yield strength of the final material is less than 500, which is less than the yield strength of the target value presented.
  • the component reinforcement index of [Equation 1] is low, and the comparative steels 17 to 20 have a low reduction ratio of secondary rolling.
  • the component reinforcement index of [Equation 1] is low, there is no problem in cold rolling, and when the rolling reduction of secondary rolling is low, high elongation is secured due to the low crystal grain aspect ratio of [Equation 2], but composite reinforcement of [Equation 3] It can be seen that sufficient strengthening effect to obtain the final yield strength cannot be secured because the index does not meet the standard presented.
  • comparative steel 23 In the case of comparative steel 23, the component reinforcement index of [Equation 1] and the crystal grain aspect ratio of [Equation 2] exceed the presented standards. In this case, the composite reinforcement index of [Equation 2] also exceeds the presented standards, for the same reason. unsuitable for use In addition, comparative steel 23 has excessively high strength of hot-rolled steel sheet, so it has poor cold-rollability and a high reduction ratio in secondary rolling, exceeding the grain shape ratio in [Equation 2] and also showing that the final elongation does not meet the proposed standard. You can check.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 중량%로 C: 0.04 ~ 0.08%, Si: 0.05% 이하(0%를 제외한다), Mn: 0.1 ~ 0.6%, Al: 0.02 ~ 0.06%, P: 0.015% 이하(0%를 제외한다), S: 0.015% 이하(0%를 제외한다), N: 0.006% 이하(0%를 제외한다), Nb: 0.02 ~ 0.04%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수가 470이하이고, [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 2.15 이하이며, [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수는 500 ~ 600인 냉연강판이다.

Description

강도와 연신율이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명의 일 실시예는 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 강도와 가공성이 모두 우수하여 내구성과 복잡한 성형이 요구되는 부품을 만들기에 적합한 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
음료나 식품을 저장하기 위한 용기로 철강재를 비롯하여 플라스틱, 유리, 종이 또는 알루미늄 들이 사용되고 있다.
이 중에서 철강재는 가격이 다른 소재에 비하여 매우 낮기 때문에 플라스틱과 알루미늄 다음으로 많이 사용되고 있다. 그러나 최근에는 플라스틱과 알루미늄은 회수가 복잡하고 재생에 소요되는 비용이 높아서 자원의 재활용 측면에서 철강재가 용기의 소재로 더욱 각광을 받고 있다.
이러한 철강재는 식품이나 음료를 저장하기 위하여 대부분 주석(Sn)이 도금된 캔 형태로 가공하여 사용되고 있다.
식품이나 음료용 캔은 소형이어서 운반이 간편하고 이동중에 손상이 없어야 한다. 따라서 캔용 철강재는 원하는 형태로 가공을 하기 위하여 가공성이 좋아야 함과 동시에 얇은 두께로도 형상을 유지할 수 있을 정도의 높은 강도가 요구되고 있다.
최근 들어 시판되는 캔에 대하여 미적 감각과 기능적 요구가 더해져서 복잡한 성형이 필요하여 철강재에 대하여 높은 가공성이 요구되고 있다. 예를 들어 캔의 바디를 성형할 때 가공성 낮은 소재는 직선적인 형태를 택하여야 하지만 가공성이 충분할 경우 캔 바디 부위에 성형시 비드(bead)를 추가하여 구조적으로 내구력을 추가로 확보할 수 있다. 또한 캔의 EOE(Easy-Open-End)부분과 같이 복잡한 성형이 필요한 부분에는 가공성이 낮은 소재는 사용할 수 없기 때문에 철강재가 가공성을 확보할 경우 더 다양한 부분에 이 소재를 적용할 수 있다.
또한 캔용 소재는 캔으로 제작할 때 소재 사용량을 줄이기 위해 두께가 지속적으로 얇아지고 있다. 그러나 소재가 얇아질 경우 원하는 형상으로 유지하기 용이하지 않다는 문제점이 있다. 따라서 이점을 극복하기 위해 캔으로 사용되는 철강재는 점점 더 높은 강도가 요구되고 있다.
그러나 캔용 강판은 강도가 높을 경우 그 물리적 특성에 따라 자연스럽게 연신율이 감소하는 경향이 있다. 따라서 강판은 서로 양립하기 어려운 고강도와 연신율을 동시에 증가시켜야만 하는 문제가 있다. 더 나아가 강도가 과도하게 높은 소재를 성형할 때에는 높은 가공력이 필요하여 금형이 쉽게 마모되므로 펀칭 가공에 필요한 정도 이상으로 강도를 높이지 않아야 한다는 점도 고려 하여야 한다.
예를 들어 일반적인 저탄소강을 캔 소재로 사용하기 위하여 재결정 소둔 이후에 2차 압연을 실시하여 가공경화에 의한 강도를 향상시키는 방법이 알려져 있으나, 강도를 향상시키기 위하여 실시한 2차 압연을 하게 되면 반대 급부로 연신율이 크게 떨어지는 문제점이 있다.
또 다른 예를 들면, 2차 압연의 압하율을 낮추는 대신에 다량의 N을 첨가함으로써 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 방법이 알려져 있다. 그러나 이러한 방법은 N 이 침입형 원소이므로 다량 첨가할 경우 철강재의 성분에 편차가 쉽게 발생할 수 있고, 이와 같이 성분에 편차가 발생할 경우 필연적으로 철강재의 재질에 편차도 발생할 가능성이 높다는 문제점이 있다.
또 다른 예를 들면 2차 압연의 압하율을 낮추는 대신에 Ti 첨가하여 석출강화를 이용하여 강도를 많이 향상시키는 방법이 알려져 있다. 그러나 강재에 Ti를 첨가할 경우 Ti의 높은 산소 친화력으로 인하여 제강 공정에서 개재물을 많이 형성하여 캔으로 성형할 때 크랙의 시발점이 될 수 있기 때문에 개재물을 제거하기 위한 노력이 추가로 요구되는 문제점이 있다.
이상과 같이 캔용 소재로 사용하기 위한 철강재에 대하여 상호 양립하기 어려운 즉, 강도를 향상시킴과 동시에 연신율 또한 향상시켜야만 하는 필요성이 더욱 증대하고 있다.
본 발명의 일 실시예는 강도와 연신율이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. 보다 상세하게는 강도와 연신율이 동시에 우수하여 캔용 소재로서 사용이 가능한 냉연강판과 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 중량%로 C: 0.04 ~ 0.08%, Si: 0.05% 이하(0%를 제외한다), Mn: 0.1 ~ 0.6%, Al: 0.02 ~ 0.06%, P: 0.015% 이하(0%를 제외한다), S: 0.015% 이하(0%를 제외한다), N: 0.006% 이하(0%를 제외한다), Nb: 0.02 ~ 0.04%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수가 470이하일 수 있다.
[수식 1]: 성분 강화지수 = 160 + 1,000C + 100Mn + 5,000Nb
(단, 수식 1의 C, Mn, Nb은 각 성분의 중량%를 의미한다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 하기 [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 2.15 이하일 수 있다.
[수식 2]: 결정립 형상비=[(결정립 장축길이)/(결정립 단축길이)]의 평균값
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 하기 [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수가 500 ~ 600일 수 있다.
[수식 3]: 복합 강화지수 = [수식 1] + ([수식 2] - 1.8) X 600
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 항복강도가 500 ~ 600MPa이고 연신율은 8% 이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 냉연강판의 일면 또는 양면에 도금층을 더욱 포함할 수 있고, 이 때의 도금층은 주석, 주석합금 또는 크롬이 두께 5㎛ 이하로 도금된 것일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법은 중량%로 C: 0.04 ~ 0.08%, Si: 0.05% 이하(0%를 제외한다), Mn: 0.1 ~ 0.6%, Al: 0.02 ~ 0.06%, P: 0.015% 이하(0%를 제외한다), S: 0.015% 이하(0%를 제외한다), N: 0.006% 이하(0%를 제외한다), Nb: 0.02 ~ 0.04%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수가 470 이하인 슬라브 준비하여 재가열하는 슬라브 준비 단계; 상기 슬라브를 열간압연하고 Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 560 내지 700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 80 내지 95% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 720 내지 800℃의 온도에서 소둔하는 단계; 및 상기 소둔한 냉연강판을 2차 압연하는 단계를 포함할 수 있다.
[수식 1]: 성분 강화지수 = 160 + 1,000C + 100Mn + 5,000Nb
(단, 수식 1의 C, Mn, Nb은 각 성분의 중량%를 의미한다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법에서 상기 슬라브는 1,150℃ 이상에서 가열하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법에서 2차 압연은 4 ~ 10%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다.
이와 같이 2차 압연 이후에 제조된 냉연강판은 하기 [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 2.15 이하일 수 있다.
[수식 2]: 결정립 형상비=[(결정립 장축길이)/(결정립 단축길이)]의 평균값
그리고 이와 같이 2차 압연 이후에 제조된 냉연강판은 하기 [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수가 500 ~ 600일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법은 제조된 냉연강판의 일면 또는 양면에 용융도금 내지 전기도금하여 도금층을 더욱 형성할 수 있다.
이러한 도금층은 주석, 주석합금 또는 크롬을 두께 5㎛이하로 도금할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 강도와 연신율이 동시에 우수하여 캔용 소재로서 사용이 가능한 냉연강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 캔용 강판에 주석 또는 주석합금을 도금하여 500 ~ 600MPa의 높은 항복강도와 8% 이상의 연신율을 발휘하여 비드(Bead) 성형 바디와, 캔의 EOE 등 부분에 사용하기 용이한 냉연강판을 제공할 수 있다.
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.
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.
본 발명의 일 실시예는 주석도금 후 성형을 통해 캔으로 제작되는 캔용 냉연강판에 관한 것으로, 해당 용도의 소재는 강도가 우수해야 할 뿐만 아니라 가공성 확보를 위해 연신율이 높아야 한다. 이를 위해 강도를 높임과 동시에 강도 향상 시의 저하되는 연신율을 고려하여 강도와 연신율 밸런스가 최적화된 강판 및 그 제조방법을 제공할 필요가 있다. 또한 제강 과정에서의 부하도 최소화하여 생산성을 높이기 위한 방법에 대해서도 고려한다.
본 발명자들은 이러한 요구에 부응하기 위하여 합금원소의 종류 및 그 함량을 세밀하게 제어하고, 제조 공정 조건을 최적화함으로써 원하는 수준의 강도와 연신율을 동시에 확보하여 캔용 냉연강판을 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도와 연신율이 동시에 우수한 냉연강판은 중량%로 C: 0.04 ~ 0.08%, Si: 0.05% 이하(0%를 제외한다), Mn: 0.1 ~ 0.6%, Al: 0.02 ~ 0.06%, P: 0.015% 이하(0%를 제외한다), S: 0.015% 이하(0%를 제외한다), N: 0.006% 이하(0%를 제외한다), Nb: 0.02~0.04%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 먼저 본 발명의 일 실시예에서 제공하는 냉연강판의 성분조성에 대하여 상세히 설명한다. 이 때, 특별한 기재가 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
[탄소(C): 0.04 내지 0.08 중량%]
C는 함량이 낮을 경우 강도가 낮아 구조재로 사용되기 어렵고 함량을 과도하게 낮추기 위해서는 정련 공정이 추가적으로 필요하여 생산성을 떨어뜨리기 때문에 0.04 중량% 이상 포함할 수 있다. C는 적은 함량으로도 강도를 효과적으로 높일 수 있으나 과다할 경우에는 가공성을 크게 떨어뜨릴 수 있기 때문에 그 상한을 0.08 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 C는 0.05 내지 0.07 중량% 포함될 수 있다.
[규소(Si): 0.05 중량% 이하 (0%를 제외한다)]
Si은 탈탄제로 사용될 수 있는 원소이며 고용강화에 의한 강도의 향상에 기여할 수 있기 때문에 완전히 배제하기 어렵다. 하지만 과다할 경우 소둔시 표면에 Si계 산화물이 생성되어 도금시 결함을 유발하여 도금성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서 이를 고려하여 상한은 0.05 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Si는 0.005 내지 0.03 중량% 포함될 수 있다.
[망간(Mn): 0.10내지 0.60 중량%]
Mn은 강중 고용 S와 결합하여 MnS로 석출됨으로써 고용 S에 의한 적열취성(Hot shortness)을 방지하는 원소이다. 이러한 효과를 내기 위하여 0.1 중량% 이상 포함될 수 있다. 또한 강 내에 고용되어 C와 더불어 강의 강도를 높이는 효과도 있다. 하지만 과다할 경우 강의 가공성이 저하되기 때문에 0.6 중량% 이하로 제한할 수 있다. 또한 식관용 철강 소재에 대해서 Mn 함량을 0.6% 이하로 규제하는 규격이 많아 이를 초과할 경우 해당 용도에 사용에 문제가 될 수도 있다. 더욱 구체적으로 Mn은 0.30 내지 0.60 중량% 포함될 수 있다.
[알루미늄(Al): 0.02 내지 0.06 중량%]
Al은 탈산 효과가 매우 큰 원소이며 강중의 N과 반응하여 AlN를 석출시킴으로써 고용 N에 의한 성형성이 저하되는 것을 방지한다. 따라서, Al을 0.02 중량% 이상 포함할 수 있다. 하지만 다량 첨가될 경우 연성이 급격히 저하되기 때문에 함량을 0.06 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Al을 0.02 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
[인(P): 0.015 중량% 이하 (0%를 제외한다)]
일정량 이하의 P의 첨가는 강의 연성을 크게 감소시키지 않으며 강도를 올릴 수 있는 원소이지만 0.015 중량%를 초과하여 첨가하면 결정립계에 편석하여 강을 과도하게 경화시키고 연신율이 떨어지기 때문에 0.015 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 P는 0.015 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 P는 0.003 내지 0.010 중량% 포함할 수 있다.
[황(S): 0.015 중량% 이하 (0%를 제외한다)]
S는 고용시 적열취성을 유발하는 원소이기 때문에 Mn의 첨가를 통해 MnS의 석출이 유도되어야 한다. S가 많을수록 이에 상응하는 수준의 Mn이 추가 첨가되어야 하기 때문에 제한 범위 이상을 첨가하는 것은 바람직하지 못하다. 따라서 S의 상한을 0.015 중량%로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 S는 0.003 내지 0.010 중량% 포함할 수 있다.
[질소(N): 0.006 중량% 이하 (0%를 제외한다)]
N 은 강 중에 불가피한 원소로서 함유되어 있으나, 고용된 상태로 존재하는 N은 시효를 발생시켜 가공성을 크게 떨어뜨린다. 시효의 발생에 의한 연성 저하를 최소화하기 위해 그 상한을 0.0060 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 더욱 구체적으로 N을 0.0015 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다.
[니오븀(Nb): 0.02 ~ 0.04%]
Nb는 C와 결합하여 미세한 NbC로 석출되어 석출강화 효과를 발휘한다. 이러한 석출강화 효과를 갖기 위해서는 0.02% 이상의 Nb 첨가가 필요하다. 그러나 NbC가 과다하게 형성될 경우 냉간압연 후 소둔 시 재결정을 억제하여 높은 온도에서의 소둔이 필요하게 된다. 캔용 소재의 경우 두께가 0.4mm 이하로 얇게 압연하기 때문에 고온에서 소둔할 경우 판파단 등이 발생할 수 있다. 따라서 Nb의 함량은 0.02 ~ 0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명자들은 본 발명의 일 실시예에 따른 강판의 경우 각 성분별 범위로부터 제조되는 열연강판의 강도가 하기 [수식 1]로부터 정의되는 성분 강화지수와 비례하는 것을 발견하였다.
성분 강화지수 = 160 + 1,000C + 100Mn + 5,000Nb --- [수식 1]
(여기서, 수식의 C, Mn, Nb은 각 성분의 중량%를 의미한다.)
[수식 1]의 성분 강화지수가 470을 초과할 경우 강판의 강도가 높아 냉간압연이 어렵기 때문에 [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수는 470을 초과하지 않는 범위 내에서 C, Mn, Nb 함량을 한정하는 것이 바람직하다. 또한 [수식 1]의 성분 강화지수가 예를 들어 350 미만일 경우, 강의 강도가 낮아 이를 보완하기 위해 높은 2차 압하량이 필요하지만, 이에 따라 연신율이 크게 하락하는 문제가 있어서 [수식 1]의 하한 값을 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 따른 [수식 1]의 성분 강화지수는 본 발명의 성분 범위 내에서 실험을 통해 회귀적으로 도출된 것으로서 성분 범위 외에서는 적용되지 않을 수 있다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하며, 본 발명의 강재는 다른 조성의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 이해할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 집합 조직 특성에 대해 구체적으로 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판은 하기 [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 2.15 이하 일 수 있다.
결정립 형상비 = (결정립 장축 길이 평균값) / (결정립 단축길이 평균값) --- [수식 2]
여기서 결정립 장축방향 평균 길이는 압연 방향(RD방향)으로 평균 결정립 직경을 측정하며 임의 길이의 압연 방향에 대하여 해당 길이에 존재하는 결정립의 개수를 나누어 평균값을 구할 수 있다. 그리고 결정립 단축방향 평균 길이는 강판의 두께 방향으로 평균 결정립의 직경을 측정하며 강판 두께에 대하여 존재하는 결정립의 개수를 나누어 그 평균 값으로 구할 수 있다.
결정립 형상비가 너무 작으면 강도가 미달하는 문제가 발생할 수 있다. 한편 결정립 형상비가 너무 크면 연신율이 미달하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 구체적으로 결정립 형상비는 1.80 내지 2.15 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 냉연강판은 2차 압연시 압하율이 증가할수록 강판의 항복강도가 증가하는데, 원하는 수준의 항복강도를 얻기 위해서는 성분에 의한 강화 효과와 2차 압연에 의한 강화 효과가 적절히 조합되는 것이 바람직하다.
따라서 본 발명의 일 실시예는 하기 [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수가 강판의 항복강도와 비례하는 것을 발견하였다.
복합 강화지수 = [수식 1] + ([수식 2] - 1.8) X 600 - - - [수식 3]
즉 [수식 3]에 따른 복합 강화지수는 [수식 1]에 따른 성분 강화지수와 [수식 2]에 따른 결정립 형상비와 관련이 있으며, 이러한 복합 강화지수 값은 도금 후 500~600MPa의 항복강도를 얻기 위해서 [수식 3]의 복합 강화지수 값이 500~600을 갖는 것이 바람직하다.
복합 강화지수 값이 너무 작으면 소재의 강도가 낮아 성형 후 형상을 유지하기 어려운 문제가 발생할 수 있다. 그리고 복합 강화지수 값이 너무 크면 가공 시 큰 힘이 필요하여 가공이 어렵고 금형 마모가 심해지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 구체적으로 복합 강화지수 값은 520 내지 580 이 바람직하다.
앞서 설명하였듯이, 본 발명의 일 실시예에 의한 냉연강판은 강도 및 연신율이 동시에 우수하다. 구체적으로 항복 강도는 500 ~ 600 MPa 일 수 있고, 연신율은 8.0% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 도금 강판은 냉연강판 및 냉연강판의 일면 또는 양면에 위치하는 도금층을 포함한다.
이러한 도금층에 포함되는 금속은 주석 (Sn), 주석 합금(Sn-Ni, Sn-Co, Sn-Zn) 또는 크롬(Cr) 중 1종 이상일 수 있다.
이와 같이 냉연강판에 형성된 Sn 또는 Sn 합금 도금층은 대기중에서 변색이 어렵고, 인체에 독성이 낮으며 식품이나 감귤류의 유기산에도 안정하여 생활용품에 친밀하게 적용할 수 있다.
상기 주석 또는 주석 합금 도금층은 전기도금법으로 5 ㎛ 이하로 도금할 수 있다. 강판상에 주석 또는 주석 합금 도금층이 두께 5 ㎛ 이상으로 도금될 경우 내식성 확보를 위해 필요한 이상으로 도금층 부착이 필요하여 경제성이 떨어지는 문제가 있어서 바람직하지 않다. 따라서 도금층의 두께는 0.1 내지 3.5 ㎛ 가 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 의한 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 열연강판을 권취하는 단계; 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계 및 냉연강판을 소둔하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 구체적으로 설명한다.
먼저 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조한다.
슬라브의 합금 조성에 대해서는 전술한 냉연강판과 동일하므로, 중복되는 설명은 생략한다. 냉연강판 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 아니하므로, 슬라브와 냉연강판의 합금 조성은 실질적으로 동일하다.
슬라브를 열간압연하기 이전에 1,150℃ 이상의 온도로 재가열할 수 있다. 강중에 존재하는 석출물을 대부분 재고용시켜야 하기 때문에 1,150℃ 이상의 온도가 필요할 수 있다. 더욱 구체적으로는 석출물을 잘 고용시키기 위하여 1,200℃ 이상으로 가열할 수 있다.
서냉된 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조한다. 열간압연 마무리 온도를 Ar3 이상으로 한정하는 이유는 오스테나이트 단상영역에서 압연을 하기 위함이다.
Ar3 온도는 성분 원소의 함유량에 따라 다소 차이는 있으나 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 이해할 수 있는 온도 이므로 자세한 설명은 생략한다. 더욱 구체적으로 마무리 압연 온도는 900℃ 이상일 수 있다.
열연강판을 560 내지 700℃에서 권취한다. 권취 온도에 따라 NbC의 석출이 영향을 받을 수 있다. 즉, 권취온도가 너무 낮을 경우 강판 내부에 NbC의 석출이 원활하지 않을 수 있고 권취온도가 너무 높아도 NbC의 석출이 원활하지 않을 수 있다. 따라서 본 발명의 일 실시예에 따른 열연강판의 권취온도는 560 내지 700℃일 수 있다. 이와 같이 권취온도를 한정하여 NbC가 최적으로 석출되어 필요한 수준의 강도를 확보할 수 있게 한다. 바람직한 권취온도는 580내지 680℃일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열연강판은 그 항복강도가 470MPa이하인 것이 바람직하다. 만약 열연강판의 항복강도가 470MPa을 초과하는 경우에 냉간압연의 생산성이 불량하므로 이와 같이 한정하는 것이 바람직하다.
다음으로, 열연강판을 냉간압연한다.
코일 상태로 권취된 열연강판을 80 내지 95%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조한다. 압하율은 냉연강판의 최종 두께를 결정할 뿐만 아니라 냉간압연 시의 가공경화에 의해 강판의 강도를 증가시킬 수 있다. 열간압연된 강판의 두께는 2.0 ~ 4.0 mm가 바람직하다. 이러한 열연강판을 0.4mm 이하로 얇게 냉각압연 하려면 압하율이 80 % 이상이 되어야 한다. 따라서 본 발명의 일 실시예에 따른 냉각압연은 80 % 이상의 압하율을 적용하는 것이 바람직하다. 그러나 냉각압연의 압하율이 95% 이상일 경우 압연에 의한 변형저항이 과도하게 증가하여 압연이 곤란해진다. 따라서 냉간압연의 압하율은 80 ~ 95%가 바람직하다.
다음으로, 냉연강판을 720 내지 800℃의 온도에서 소둔한다. 본 발명의 일 실시예에서 소둔 온도는 냉간압연시 강판 내에 축적된 내부응력을 제거하고 가공성을 적절히 확보하기 위해 결정된다. 이를 위해 재결정이 충분히 일어나도록 소둔 온도는 충분히 높은 온도에서 소둔할 필요가 있다. NbC 석출물은 재결정을 억제하는 효과가 있기 때문에 이를 극복할 수 있는 720 ℃ 이상의 온도에서 소둔하는 것이 바람직하다. 그러나 800 ℃ 이상에서 소둔할 경우 고온에서 강판의 강도가 저하되므로 강판의 두께가 얇아 질 경우 강판이 파단될 수 있으므로 720 내지 800℃의 온도에서 소둔할 수 있다.
다음은, 소둔된 강판에 대하여 2차 압연하여 최종 강판을 제조한다.
이러한 2차 압연은 4 ~ 10%의 압하율로 2차 압연하는 것이 바람직하다. 상기의 조건으로 소둔된 강판은 강도가 충분하지 않기 때문에 본 발명의 일 실시예에서 목적한 수준의 강도를 얻기 위해 2차 압연을 실시한다. 이를 위하여 2차 압연은 4% 이상 압하율로 압연하는 것이 바람직하다. 그러나 압하율이 10%를 초과할 경우 연신율이 하락하기 때문에 필요한 수준의 가공성 확보를 장담할 수 없다.
이상의 공정으로 제조된 강판에 대하여 강판의 일면 또는 양면에 도금층을 형성한다. 이러한 도금층에 포함되는 금속은 주석 (Sn), 주석 합금(Sn-Ni, Sn-Co, Sn-Zn) 또는 크롬(Cr) 중 1종 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강판에 주석 도금층을 형성할 경우 200℃ 이상의 리플로우(Reflow) 공정 또는 인쇄 후 건조 열처리 공정을 진행할 수 있으며, 이러한 가열 공정을 할 경우 강판의 재질이 변화할 수 있다. 이러한 해당 공정을 거치면서 일반적으로 항복강도는 증가하고 연신율은 감소한다. 이러한 재질 변화 효과는 도금하지 않은 강판에 대해 200℃에서 20분간 유지할 경우 유사한 결과가 얻어질 수 있다. 수요자 입장에서 보면, 도금 후의 강도 및 연신율이 중요하기 때문에 본 발명의 강판에 대한 최종적인 재질의 측정은 200℃에서 20분간 유지 후 실시하는 것이 바람직하다.
이상과 같이 소둔된 강판에 대하여 2차 압연을 실시함으로써 강판의 결정립은 압연방향으로 연신되기 때문에 앞서 설명한 [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 증가하게 된다.
따라서 [수식 2]의 형상비 2.15 이하를 확보하기 위하여 2차 압연을 본 발명의 일 실시예의 범위인 4 ~ 10%의 압하율로 실시하게 된다.
그리고 2차 압연에서 압하율이 증가하면 증가할수록 강판의 항복강도가 증가하게 된다. 따라서 본 발명의 일실시예에서 제시한 수준의 항복강도를 확보하기 위해서는 강판의 성분 강화지수와 2차 압연에 의한 강화효과를 적절히 함께 조합하여 제어하는 것이 바람직하다.
이를 위하여 본 발명의 일 실시예는 [수식 3]에 의한 복합 강화지수를 500 내지 600의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예
하기 표 1의 조성을 갖는 강을 제조하였으며, 성분은 실적치를 표기한 것이다. 이러한 표 1의 조성을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제조하였다.
상기 슬라브들을 1,240℃로 재가열 후 900℃ 이상에서 2mm의 두께로 열간압연한 다음 620℃의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이러한 열연강판들을 90%의 압하율로 냉간압연하여 0.2mm의 냉연강판을 제도하였다. 그리고 이 냉연강판을 760℃의 온도에서 40초간 유지하는 조건으로 연속소둔을 실시하였다. 이와 같이 소둔된 강판들에 대하여 2차 압연을 실시하였으면 이때의 2차 압연의 압하율은 표 1에 함께 표기하였다.
구분 성분 함량 (wt%) 2차압하율
(%)
C Si Mn Al P S N Nb
발명강1 0.042 0.02 0.52 0.04 0.007 0.006 0.003 0.030 7.0
발명강2 0.058 0.02 0.49 0.04 0.007 0.005 0.003 0.031 7.0
발명강3 0.070 0.02 0.52 0.04 0.007 0.006 0.003 0.029 7.0
발명강4 0.079 0.02 0.52 0.04 0.006 0.006 0.003 0.031 7.0
발명강5 0.075 0.02 0.15 0.04 0.006 0.006 0.003 0.037 7.0
발명강6 0.067 0.02 0.30 0.04 0.007 0.006 0.003 0.035 7.0
발명강7 0.062 0.02 0.39 0.04 0.007 0.006 0.003 0.032 7.0
발명강8 0.062 0.02 0.47 0.04 0.007 0.006 0.003 0.029 7.0
발명강9 0.056 0.02 0.59 0.04 0.007 0.006 0.003 0.028 7.0
발명강10 0.078 0.02 0.55 0.04 0.007 0.006 0.003 0.023 7.0
발명강11 0.060 0.02 0.50 0.04 0.007 0.006 0.003 0.037 7.0
발명강12 0.053 0.02 0.20 0.04 0.008 0.006 0.003 0.039 7.0
발명강13 0.079 0.02 0.25 0.04 0.007 0.006 0.003 0.029 7.0
발명강14 0.072 0.02 0.49 0.04 0.007 0.006 0.003 0.037 4.2
발명강15 0.065 0.02 0.58 0.04 0.008 0.006 0.003 0.035 5.0
발명강16 0.061 0.02 0.54 0.04 0.007 0.006 0.003 0.032 6.0
발명강17 0.057 0.02 0.47 0.04 0.008 0.006 0.003 0.031 7.0
발명강18 0.064 0.02 0.50 0.04 0.006 0.006 0.003 0.029 8.0
발명강19 0.059 0.02 0.49 0.04 0.007 0.006 0.003 0.028 8.8
비교강1 0.085 0.02 0.55 0.04 0.007 0.006 0.003 0.035 7.0
비교강2 0.062 0.02 0.51 0.04 0.007 0.006 0.003 0.045 7.0
비교강3 0.075 0.02 0.85 0.04 0.006 0.006 0.003 0.038 7.0
비교강4 0.077 0.02 0.55 0.04 0.007 0.006 0.003 0.038 7.0
비교강5 0.060 0.02 0.54 0.04 0.007 0.006 0.003 0.031 10.7
비교강6 0.060 0.02 0.52 0.04 0.007 0.006 0.003 0.028 12.1
비교강7 0.021 0.02 0.54 0.04 0.007 0.006 0.003 0.028 7.0
비교강8 0.042 0.02 0.15 0.04 0.007 0.006 0.003 0.025 8.5
비교강9 0.057 0.02 0.05 0.04 0.007 0.006 0.003 0.030 7.0
비교강10 0.054 0.02 0.15 0.04 0.007 0.006 0.003 0.029 7.0
비교강11 0.054 0.02 0.49 0.04 0.007 0.006 0.003 0.012 7.0
비교강12 0.055 0.02 0.51 0.04 0.007 0.006 0.003 0.021 7.0
비교강13 0.050 0.02 0.32 0.04 0.006 0.006 0.003 0.027 7.0
비교강14 0.060 0.02 0.25 0.04 0.007 0.006 0.003 0.026 7.0
비교강15 0.043 0.02 0.52 0.04 0.007 0.006 0.003 0.021 7.0
비교강16 0.041 0.02 0.11 0.04 0.007 0.006 0.003 0.023 7.0
비교강17 0.060 0.02 0.50 0.04 0.006 0.006 0.003 0.038 3.0
비교강18 0.066 0.02 0.50 0.04 0.008 0.006 0.003 0.029 4.2
비교강19 0.058 0.02 0.54 0.04 0.007 0.007 0.003 0.027 5.4
비교강20 0.042 0.02 0.53 0.04 0.008 0.006 0.003 0.025 6.2
비교강21 0.075 0.02 0.53 0.04 0.007 0.006 0.003 0.036 8.5
비교강22 0.070 0.02 0.58 0.04 0.007 0.006 0.003 0.034 8.7
비교강23 0.090 0.02 0.11 0.04 0.007 0.006 0.003 0.045 10.1
이상의 조건으로 제조된 각 강판에 대해 [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수, [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비 그리고 [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수를 측정하고 계산하였다.이에 대한 결과와 열연강판의 항복강도 그리고 최종 강판에 대하여 200℃에서 20분 유지한 다음의 항복강도 및 연신율을 측정한 결과를 아래 표 2에 함께 나타 내었다.
여기서 결정립 형상비는 압연방향의 단면에 대해 광학현미경 관찰을 통해 각 결정립별 형상을 관찰 및 계산하여 얻을 수 있다. 또한 열연강판 및 최종 소재의 강도 및 연신율은 코일 제조 후 상온에서 인장시험을 통해 측정하였다.
구분 성분강화지수
[수식1]		 결정립
형상비
[수식2]		 복합강화지수
[수식3]		 열연강판
항복강도
(MPa)		 소재 재질
(200℃ 20분 유지 후)
항복강도
(MPa)		 연신율
(%)
발명강1 404.0 2.05 531.4 413.4 522.2 10.0
발명강2 422.0 2.02 531.9 421.6 522.5 9.9
발명강3 427.0 1.99 520.5 424.9 523.0 9.7
발명강4 446.0 2.01 550.6 433.1 548.7 10.3
발명강5 435.0 2.03 551.5 445.1 551.1 10.2
발명강6 431.5 2.01 538.1 430.9 541.1 10.4
발명강7 421.0 2.05 547.0 418.2 542.1 10.1
발명강8 414.0 2.02 525.6 411.0 523.0 10.0
발명강9 415.0 2.06 545.0 416.6 544.4 10.1
발명강10 408.0 2.05 534.9 413.2 524.3 9.9
발명강11 455.0 2.02 564.4 450.2 556.7 9.8
발명강12 428.0 2.03 543.0 434.2 537.9 10.0
발명강13 409.0 2.05 533.6 416.7 537.4 10.2
발명강14 466.0 1.92 524.8 468.2 517.2 12.9
발명강15 458.0 1.95 535.3 448.1 543.0 12.6
발명강16 435.0 1.99 530.8 423.9 541.4 11.5
발명강17 419.0 2.05 544.8 416.7 536.2 10.4
발명강18 419.0 2.02 530.3 417.0 530.6 9.0
발명강19 408.0 2.07 543.7 410.5 542.5 8.2
비교강1 475.0 2.05 598.7 475.3 599.5 9.7
비교강2 498.0 2.03 613.4 493.5 603.4 10.3
비교강3 510.0 2.02 619.5 514.6 609.9 9.9
비교강4 482.0 2.04 601.1 483.8 605.2 10.0
비교강5 429.0 2.19 624.0 437.9 613.1 6.5
비교강6 412.0 2.23 625.6 402.2 629.4 4.9
비교강7 375.0 2.04 496.9 373.4 492.8 10.5
비교강8 342.0 2.10 492.4 343.4 489.0 8.2
비교강9 372.0 2.00 470.1 370.5 461.1 9.8
비교강10 374.0 1.99 468.9 372.9 468.9 10.4
비교강11 323.0 1.99 419.4 320.7 426.2 10.4
비교강12 371.0 2.01 478.1 377.9 469.9 10.4
비교강13 377.0 2.01 479.5 388.2 478.1 10.4
비교강14 375.0 2.01 479.6 375.3 485.9 10.3
비교강15 360.0 2.00 461.0 353.7 456.0 9.9
비교강16 327.0 2.05 453.6 317.3 445.8 10.0
비교강17 460.0 1.83 472.8 465.1 480.0 13.7
비교강18 421.0 1.91 476.9 415.5 477.5 12.7
비교강19 407.0 1.97 494.5 414.6 488.2 11.4
비교강20 380.0 2.01 486.5 391.2 486.5 10.3
비교강21 468.0 2.11 623.9 460.3 624.8 8.7
비교강22 458.0 2.09 604.8 450.4 603.3 8.3
비교강23 486.0 2.16 664.2 489.7 670.8 6.9
상기 표2에서 알 수 있듯이, 발명강 1 ~ 19는 본 발명에서 제안된 성분 함량, [수식 1]의 성분 강화지수, [수식 2]의 결정립 형상비, [수식 3]의 복합 강화지수를 모두 충족하며 또한 열연강판 항복강도가 470MPa 이하로서 냉간압연을 포함한 각각의 세부 제조공정을 경유함에 있어서 생산성에 문제가 없다.
또한 발명강 1 ~ 19는 최종 소재를 200℃에서 20분간 열처리 후 항복강도가 500~600MPa이고 연신율이 8% 이상으로 나타나고 있어서 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 및 연신율이 높아서 고가공성이 확보된다는 것을 알 수 있다.
한편 발명강 1 ~ 13의 경우는 C, Mn, Nb 함량이 변화하더라도 [수식 1]의 성분 강화지수가 470 이하로 제어되어 결과적으로 양호한 열연강도 및 최종 재질이 얻어질 수 있음을 나타내고 있다.
그리고 발명강 14, 15의 경우 [수식 1]의 성분 강화지수가 470에 근접할 정도로 높더라도 2차 압하율이 4.2와 5.0으로 낮아 [수식 2]의 결정립 형상비 또한 1.92, 1.95로 낮기 때문에 적당한 수준의 복합 강화지수 [수식 3]을 확보할 수 있다는 것을 알 수 있다. 그 결과 발명강 14, 15 역시 적합한 수준의 최종 재질이 확보될 수 있었다는 것을 확인할 수 있다.
그러나 이와 대비되는 발명강 18, 19의 경우, [수식 1]의 성분 강화지수를 419와 408로 상대적으로 낮게 제어되면, 2차 압하율을 8.0과 8.8로 높여 [수식 2]의 결정립 형상비를 2.02와 2.07로 증가하였다는 것을 알 수 있다. 이와 같이 [수식 1]의 성분 강화지수가 상대적으로 낮더라도 2차 압하율을 제어 가능한 범위로 높여주게 되면 양호한 수준의 복합 강화지수인 [수식 3]의 값과 적합한 수준의 최종 재질을 확보할 수 있다는 것을 알 수 있다.
이상의 발명강 14 ~ 19 의 실험결과로부터 [수식 1]의 성분 강화지수와 [수식 2]의 결정립 형상비를 적절히 조화롭게 잘 제어할 경우 유사한 복합지수를 얻을 수 있지만 결정립 형상비가 높을 경우 연신율이 감소하는 경향이 있기 때문에 높은 연신율 확보를 위해서는 [수식 1]의 성분 강화지수를 높이고 [수식 2]의 결정립 형상비를 낮게 제어하는 것이 더욱 바람직하다는 것을 알 수 있다.
한편, 비교강 1 ~ 4는 [수식 1]의 성분 강화지수가 470을 초과하였으며, 열연강판의 항복강도 역시 470MPa을 초과하여 냉간압연성이 불량하였다.
그리고 비교강 1 ~ 3은 C, Mn, Nb 중 일부가 그 상한을 초과하여 [수식 1]의 성분 강화지수 값의 기준을 초과하였으며, 비교강 4의 경우 각 성분 함량이 적정 범위를 충족하였음에도 불구하고 [수식 1]의 성분 강화지수 값을 초과하여 열연강판의 항복강도가 과도하게 높았다는 것을 알 수 있다. 여기서 열연강판의 항복강도가 높을 경우 2차 압연시 압하율을 낮게 설정할 수 있어 연신율 확보에 유리한 측면이 있으나 냉간압연 시 생산성을 크게 떨어뜨린다는 문제가 있다.
따라서 본 발명의 일 실시예는 열연강판의 항복강도가 470MPa을 초과하는 경우에 냉간압연의 생산성이 불량한 것으로 나타났다.
그리고 비교강 5, 6은 2차 압연의 압하율이 10%를 초과하였으며 이에 따라 [수식 2]의 결정립 형상비가 2.15를 초과하였으며 연신율 또한 8%에 미달하였다는 것을 알 수 있다. 또한 비교강 5, 6은 [수식 1]의 성분 강화지수는 470 이하로 적정하게 제어되었음에도 불구하고 [수식 3]의 복합 강화지수는 600을 초과하는 것으로 나타나 항복강도 역시 600MPa을 초과하였다. 이것은 2차 압연의 압하율이 과도하게 높을 경우 항복강도가 초과되고 연신율이 미달한 다는 것을 알 수 있게 해 준다.
한편, 비교강 7 ~ 20은 [수식 1]의 성분 강화지수와 [수식 2]의 결정립 형상비 모두 본 발명의 일 실시예에서 제시한 기준을 충족하고 있지만, [수식 3]의 복합 강화지수가 500 미만으로서 제시한 기준에 미달한다는 것을 알 수 있다.
이러한 이유로 열연강판의 강도는 470MPa 이하로 나타나 냉간압연성은 양호하지만 최종 소재의 항복강도가 500 미만으로서 제시한 목표 값의 항복강도에 미달하고 있다는 것을 알 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 발명강에 비해서 비교강 7 ~ 16의 경우에는 [수식 1]의 성분 강화지수가 낮은 측면이 있고 비교강 17 ~ 20은 2차 압연의 압하율이 낮은 측면이 있다. 그리고 [수식 1]의 성분 강화지수가 낮을 경우 냉간압연성에 문제는 없고, 2차 압연의 압하율이 낮을 경우 [수식 2]의 결정립 형상비가 낮아 높은 연신율이 확보되지만, [수식 3]의 복합 강화지수가 제시한 기준에 미달하여 최종적인 항복강도를 얻기 충분한 강화 효과가 확보할 수 없다는 것을 알 수 있다.
그리고 비교강 21, 22의 경우 [수식 1]의 성분 강화지수와 [수식 2]의 결정립 형상비가 제시한 기준을 충족하지만 [수식 3]의 복합 강화지수가 높아 항복강도가 600MPa을 초과한다. 이와 같이 항복강도가 과하게 높을 경우 성형 시 많은 힘을 인가하여야 하기 때문에 장치의 부하, 금형의 마모 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서 이 경우 캔용 강판으로 사용에 부적합하다.
비교강 23의 경우 [수식 1]의 성분 강화지수, [수식 2]의 결정립 형상비가 제시한 기준을 초과하는 경우로서 이 경우 [수식 2]의 복합 강화지수 또한 제시한 기준을 초과하기 때문에 동일한 이유로 사용하기에 부적합하다. 이 뿐만 아니라 비교강 23은 열연강판 강도가 과도하게 높아 냉간압연성이 불량하고 2차 압연의 압하율이 높아 [수식 2]의 결정립 형상비가 초과되고 아울러 최종 연신율이 제시한 기준에 미달하고 있다는 것을 확인할 수 있다.
본 발명은 이상의 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 (12)

  1. 중량%로 C: 0.04 ~ 0.08%, Si: 0.05% 이하(0%를 제외한다), Mn: 0.1 ~ 0.6%, Al: 0.02 ~ 0.06%, P: 0.015% 이하(0%를 제외한다), S: 0.015% 이하(0%를 제외한다), N: 0.006% 이하(0%를 제외한다), Nb: 0.02 ~ 0.04%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수가 470이하이고,
    하기 [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 2.15 이하이며,
    하기 [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수가 500 ~ 600인 강도와 연신율이 우수한 냉연강판.
    [수식 1]: 성분 강화지수 = 160 + 1,000C + 100Mn + 5,000Nb
    (단, 수식 1의 C, Mn, Nb은 각 성분의 중량%를 의미한다.)
    [수식 2]: 결정립 형상비=[(결정립 장축길이)/(결정립 단축길이)]의 평균값
    [수식 3]: 복합 강화지수 = [수식 1] + ([수식 2] - 1.8) X 600
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판의 항복강도가 500 ~ 600MPa인 강도와 연신율이 우수한 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판의 연신율이 8% 이상인 강도와 연신율이 우수한 냉연강판.
  4. 제1항에 기재된 냉연강판 및 상기 냉연강판의 일면 또는 양면에 위치하는 도금층을 포함하는 도금 강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 도금강판은 주석, 주석합금 또는 크롬이 두께 5㎛이하로 도금된 도금강판.
  6. 중량%로 C: 0.04 ~ 0.08%, Si: 0.05% 이하(0%를 제외한다), Mn: 0.1 ~ 0.6%, Al: 0.02 ~ 0.06%, P: 0.015% 이하(0%를 제외한다), S: 0.015% 이하(0%를 제외한다), N: 0.006% 이하(0%를 제외한다), Nb: 0.02 ~ 0.04%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 [수식 1]로 정의되는 성분 강화지수가 470 이하인 슬라브 준비하여 재가열하는 슬라브 준비 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하고 Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 560 내지 700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 80 내지 95% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 720 내지 800℃의 온도에서 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔한 냉연강판을 2차 압연하는 단계를 포함하는 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법.
    [수식 1]: 성분 강화지수 = 160 + 1,000C + 100Mn + 5,000Nb
    (단, 수식 1의 C, Mn, Nb은 각 성분의 중량%를 의미한다.)
  7. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브 준비단계에서, 상기 슬라브는 1,150℃ 이상에서 가열하는 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 2차 압연은 4 ~ 10%의 압하율로 압연하는 강도 및 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 2차 압연 이후의 냉연강판은 하기 [수식 2]로 정의되는 결정립 형상비가 2.15 이하인 강도와 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법.
    [수식 2]: 결정립 형상비=[(결정립 장축길이)/(결정립 단축길이)]의 평균값
  10. 제6항에 있어서,
    상기 2차 압연 이후의 냉연강판은 하기 [수식 3]으로 정의되는 복합 강화지수가 500 ~ 600인 강도와 연신율이 우수한 냉연강판의 제조방법.
    [수식 3]: 복합 강화지수 = [수식 1] + ([수식 2] - 1.8) X 600
  11. 제6항에 기재된 방법으로 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판의 일면 또는 양면에 용융도금 내지 전기도금하여 도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 도금 강판의 제조 방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 도금청을 형성하는 단계는 주석, 주석합금 또는 크롬 중 어느 하나 이상을 두께 5㎛ 이하로 도금하는 도금강판의 제조방법.
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