KR20110046640A - 연질 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 연질 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 C: 0.02~0.1wt%, Si: 0.01~0.05wt%, Mn: 0.1~0.5wt%이고, Nb: 0.01~0.05wt%, Ti: 0.01~0.05wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하고, 잔부가 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되되, 상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0 또는 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 만족하는 범위로 함유된다.

본 발명은 Nb와 Ti를 첨가하여 항복점 연신 및 시효경화지수를 낮추는 것에서 곱쇠 결함 발생을 방지하므로 표면 품질이 우수한 연질 열연강판을 제조할 수 있는 이점이 있다.

열연강판, 곱쇠

Description

연질 열연강판 및 그 제조방법{Soft hot-rolled steel sheet, and method for producing the same}

본 발명은 연질 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 언코일링시 주로 발생하는 곱쇠에 대한 저항성이 우수한 연질 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

연질 열연강판은 절판용(재가공용) 소재로 주로 사용되는 강판으로 제강공정, 연속주조공정, 압연공정 등을 거쳐 제조된다.

제강공정은 스크랩을 용해하여 원하는 용강 성분과 온도를 얻는 공정이다, 제강공정에서 얻어진 용강은 레들에서 연속주조기의 턴디쉬로 주입되고, 턴디쉬에서 노즐을 통해 몰드로 연속 공급되어 철강 반제품인 슬라브로 생산된다.

연속주조공정을 거쳐 생산된 슬라브는 고온으로 가열된 뒤 압연기를 통해 두께가 얇은 연질 열연강판으로 제조된다.

여기서, 압연기는 슬라브를 연속 압연하여 수요가가 요구하는 최종 두께 및 폭으로 압연하는 설비이다.

그러나 연질 열연강판의 경우 변형시에 고용탄소 및 고용질소에 의한 전위의 고착이 발생하여 불연속 항복이 발생하는 문제가 있다. 이러한 불연속 항복의 결과 인장시험 중 뤼더스밴드가 시편 표면에 나타나게 되며, 열연강판 코일의 언코일링시 압연 수직방향으로 주름살 무늬의 곱쇠(Coil Break)가 발생하게 된다. 뤼더스밴드는 인장시험 시 나타나는 밴드 모양의 불균일 변형을 의미한다.

곱쇠는 도금액의 부착력을 떨어뜨려 강판 품질의 저하를 초래하고 가공성에 악영향을 미친다.

이러한 곱쇠는 조질압연 중에 대부분 제거되고 있으나 조질압연을 수행하지 않는 후물재의 경우 제거방법이 없다.

따라서, 본 발명의 목적은 상기한 바와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 연질 열연강판에서 합금조성과 열간압연 조건 제어를 통해 곱쇠 결함을 감소시킬 수 있도록 한 연질 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 C: 0.02~0.1wt%, Si: 0.01~0.05wt%, Mn: 0.1~0.5wt%이고, Nb: 0.01~0.05wt%, Ti: 0.01~0.05wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하고, 잔부가 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0를 만족한다.

상기 Nb와 Ti는 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 만족한다.

상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0와 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 동시에 만족한다.

C: 0.02~0.1wt%, Si: 0.01~0.05wt%, Mn: 0.1~0.5wt%이고, Nb: 0.01~0.05wt%, Ti: 0.01~0.05wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하고, 잔부가 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 1050~1150℃의 온도에서 균질화 처리한 후, 800~900℃의 온도에서 열간압연을 마무리하고, 500~600℃에서 권취한다.

상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0를 만족한다.

상기 Nb와 Ti는 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 만족한다.

상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0와 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 동시에 만족한다.

본 발명은 C: 0.02~0.1wt% 범위로 함유되는 저탄소 연질 열연강판으로 Nb와 Ti를 첨가하여 항복점 연신 및 시효경화지수를 낮춤으로써 곱쇠 결함 발생을 방지한다.

따라서, 표면특성이 우수한 연질 열연강판을 제조할 수 있다. 이러한 연질 열연강판은 절판용 열연강판 소재로서 널리 적용될 수 있는 유용한 효과가 있다.

이하, 본 발명에 의한 연질 열연강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명은 C: 0.02~0.1wt%, Si: 0.01~0.05wt%, Mn: 0.1~0.5wt%이고, Nb: 0.01~0.05wt%, Ti: 0.01~0.05wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하고, 잔부가 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

기타 불가피한 불순물은 P: 0초과 0.02wt% 이하, S: 0초과 0.01wt% 이하, N: 0초과 0.01wt% 이하를 포함한다.

제조방법은, 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1150℃의 온도에서 균질화 처리한 후, 800~900℃의 온도에서 열간압연을 마무리하고, 500~600℃에서 권취한다.

본 발명은 저탄소강에 Nb, Ti의 석출물 원소를 첨가하여 항복점 연신을 최소화하거나, 시효경화지수를 감소시켜 곱쇠 결함을 저감시킨다.

곱쇠 결함은 저탄소 연질 열연강판에서 코일 내권에 주로 발생되며 주로 항복점 연신현상에 의해 유발된다.

항복점 연신은 일반적으로 스트립 권취시 발생하는 현상으로 초기 스트립 권취시에는 변형량이 증가하지만 스트립이 권취기 멘드렐에 완전히 감기는 순간에는 곡률반경이 최소가 되어 변형량은 최대가 된다. 그 결과 항복점이 저하되고 그 감소분이 과포화 변형에너지로 강판에 걸리게 된다. 이러한 과포화 변형에너지가 곱쇠발생의 원인이 된다.

따라서, 과포화 변형에너지가 최소화되도록 항복점 연신 및 시효경화지수를 감소시킨다.

도 1에는 하중-연신율 선도가 도시되어 있다.

도 1을 참조하면, 항복점 연신은 α로 표현되고, 시효경화지수는 β로 표현된다.

α는 연속항복 시작점(b)의 연신율과 상항복점(a)의 연신율의 차를 나타낸 값이고, β는 7.5% 연신을 준 후 100℃에서 1시간 시효한 항복강도(A)에서 초기항복강도(B)와 가공경화량(C)을 더한 값의 차를 나타낸 값이다.

한편, 항복점 연신을 나타내는 값 α가 2.0 이하를 만족하거나 시효경화지수를 나타내는 값 β가 30 이하를 만족하면 곱쇠 결함이 방지된다.

물론, α≤2.0과 β≤30을 동시에 만족하는 경우 곱쇠 결함 방지효과가 가장 좋다.

α는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]로 산출한다.

β는 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]로 산출한다.

그에 따라, Nb와 Ti의 함량이 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0를 만족하거나, 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30 중 선택된 하나를 만족하는 경우 곱쇠 결함이 방지된다.

물론, Nb와 Ti의 함량이 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0와 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 동시에 만족할 경우 곱쇠 결함 방지 효과가 더 우수하다.

이는 Nb와 Ti가 석출량을 증가시켜 항복점 연신 및 시효경화지수를 감소시키기 때문이다.

따라서, 본 발명은 식(1)

α=연속항복 시작점(b)의 연신율-상항복점(a)의 연신율= 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0 및,

식(2)

β=(7.5% 연신 및 100℃에서 1시간 시효 후 항복강도(A))-(초기항복강도(B)+가공경화량(C))=45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 만족한다.

식(1)은 곱쇠발생과 상관성이 있는 항복점 연신에 대해 나타내는 식이다. α가 낮을수록 항복점 연신 및 곱쇠 결함 발생이 감소한다. 특히, α가 2.0이하인 경우 곱쇠가 발생하지 않는다.

식(2)는 시효경화지수를 나타내는 식으로 β값이 낮을수록 곱쇠 결함 발생이 감소한다. 특히, β가 30이하인 경우 곱쇠가 발생하지 않는다.

이는 상술한 조건을 만족하는 Ti, Nb첨가가 탄질화 석출물을 형성하여 곱쇠를 발생시키는 주요 원인인 고용 C, 고용 N을 감소시키기 때문이다.

본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.

[기본원소]

C: 0.02~0.1wt%

C는 소재 강도를 확보하기 위해 첨가된다.

C는 0.02wt% 미만으로 첨가되면 목표하는 강도를 확보하기 어렵다. 그리고 0.1wt%를 초과하여 첨가되면 강도는 상승되나 경질상을 형성하여 용접성을 급격히 저하시키고, 이로 인한 강도 상승은 절판용 소재로 사용시 가공에 부담을 줄 수 있다.

따라서, C는 함유량을 0.02~0.1wt%로 설정한다.

Si: 0.01~0.05wt%

Si는 강 중 고용원소로 존재하여 강판의 강도를 상승시킨다.

그러나 Si는 0.05wt%를 초과하여 첨가하면 강의 용접성을 떨어뜨리고 재가열 공정 및 열간압연시에 표면에 적스케일을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있다. 또한 용접 후 도금성을 저해할 수 있다.

그리고, Si는 0.01wt% 미만으로 첨가되면 고용강화 효과가 없다.

따라서, Si의 함량은 0.01~0.05wt% 범위로 설정한다.

Mn: 0.1~0.5wt%

Mn은 고용강화 원소로서 매우 효과적이며 강의 경화능을 향상시켜서 강도 확보에 효과적인 원소이다. 또한 Mn은 오스테나이트 안정화 원소로서 페라이트, 펄라이트 변태를 지연시킴으로써 페라이트의 결정립 미세화에 기여한다.

Mn은 0.1wt% 미만으로 첨가되면 그 효과가 미비하고, 0.5wt%를 초과하여 첨가되면 용접성을 크게 떨어뜨리고 개재물 생성 및 중심편석 등을 유발함으로써 강의 인성을 떨어뜨린다. 또한 강의 제조원가를 높이는 문제가 있다.

따라서, Mn의 함량은 0.1~0.5wt% 범위로 설정한다.

[선택적 첨가원소]

Nb: 0.01~0.05wt%

Nb는 강도에 가장 큰 영향을 주는 원소 중에 하나로 강 중에 NbC, NbN 형태의 석출 또는 Fe내 고용강화를 통하여 강판의 강도를 향상시킨다.

특히, Nb계 석출물들은 1150℃ 이상의 가열로에서 고용된 후 열간압연 중 미세하게 석출하여 강의 강도를 효과적으로 증가시킨다. 하지만 다량 첨가시에는 과다한 석출로 인해 연주성, 압연성 및 연신율을 저하시킬 수 있으므로 적절히 첨가되어야 한다.

한편, 곱쇠 개선 측면에서 Nb를 첨가하면 고용 C와 고용 N이 감소하고 결정립 미세화로 곱쇠가 개선될 수 있다.

Nb는 0.01wt% 미만으로 첨가되면 곱쇠 개선 효과가 미비하고, 0.05wt%를 초과하여 첨가되면 상술한 바와 같이 과다한 석출로 연주성, 압연성, 연신율을 저하시킬 수 있다.

따라서, Nb의 함량은 0.01~0.05wt% 범위로 설정한다.

Ti: 0.01~0.05wt%

Ti는 고온에서 TiC, TiN 형태의 석출을 통해 고용 C와 고용 N을 감소시킴으로써 강의 항복점 연신을 크게 감소시키고 곱쇠 결함을 개선한다.

Ti는 0.01wt% 미만으로 첨가되면 그 효과가 미비하고, 0.05wt%를 초과하여 첨가되면 제조원가를 상승시킨다.

따라서, Ti의 함량은 0.01~0.05wt% 범위로 설정한다.

[불가피한 불순물]

P: 0초과 0.02wt% 이하

P는 고용강화 효과가 탁월한 성분으로 강도상승의 목적으로 첨가된다. 그러나 0.02wt%를 초과하면 용접성이 악화되는 문제가 있다.

따라서, P의 함량은 0초과 0.02wt% 이하로 설정한다.

S: 0초과 0.01wt% 이하

S는 강의 제조시 불가피하게 함유되는 성분으로 강의 가공성 및 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 형성하며, FeS를 형성하여 에지크랙 등의 발생을 야기한다. 특히, S는 과다첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하고 강의 저온 충격인성을 저하시키므로 함량을 0.01wt% 이하의 범위로 제한한다.

N: 0초과 0.01wt%

N은 C와 마찬가지로 Nb, Ti등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써 결정립을 미세화한다.

하지만 다량 첨가시 고용 N이 증가하여 강의 연신율 및 성형성을 떨어뜨리고 곱쇠를 발생시킨다. 따라서, N의 함량은 0.01wt%이하로 제한한다.

추가 불순물 원소로 전기로 생산방식의 경우 포함될 수 밖에 없는 Cu, Sn, Ni, Cr의 경우 0.07wt% 이하로 함유될 수 있다. 상기 불순물 원소는 기계적 성질을 저하시키는 원인이므로 가능한한 최소한으로 규제한다. 특히, 본 발명강은 강도 상승의 목적보다는 곱쇠 방지가 목적이므로 본 발명의 목적에 맞게 0.07wt% 이하로 규제한다.

본 발명의 강판은 상기 성분들을 함유하고, 잔부 Fe이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 0.01wt% 이의 산소 등의 기타 불가피한 불순물의 미세한 혼입도 허용된다.

상기와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음 연속주조공정을 통해 제조되며, 재가열, 열간압연을 거쳐 연질 열연강판으로 제조된다.

도 2와 도 3에 도시된 바에 의하면, Ti계 석출은 고온에서 생성되므로 가열로에서 주로 발생되고 Nb계 석출은 열간압연 및 권취 공정에서 주로 발생된다. 이를 참조하여 재가열 온도 및 사상압연 마무리 온도 등을 설정하였다.

구체적인 제조공정은 아래와 같다.

[재가열 공정]

슬라브를 재가열하는 공정은 주조시 편석된 성분 및 석출물을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 1050~1150℃에서 1~3시간 동안 실시한다.

재가열 온도가 낮은 경우 편석된 성분이 재고용되지 못하며, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 페라이트 입도가 조대화되면서 강도가 감소한다. 따라서 강의 제조비용을 증가시키게 된다.

[열간압연 및 권취 공정]

800~900℃의 온도에서 열간압연을 마무리하고, 500~600℃에서 권취한다. 연간압연 후 권취온도까지는 공냉한다.

열간압연 마무리 온도는 스케일 등의 고온에서 발생하는 결함에 노출되는 것을 최소화하기 위해 800~900℃로 한다.

800℃ 보다 낮으면 결정립 미세화로 항복강도가 증가하며, 900℃ 보다 높으면 압연 조건 자체가 까다롭고, 스케일 등의 고온에서 발생하는 결함에 노출되기 쉽다.

권취는 저온 권취를 한다. 저온 권취를 통해 권취 후 냉각되는 시간을 최소화한다. 이는 냉각되는 시간이 길어지면 곱쇠 결함 발생 빈도가 증가하기 때문이다.

권취는 500℃ 보다 낮으면 불균일 마찰로 형상이 뒤틀리는 문제가 발생하여 권취가 어렵고, 600℃보다 높으면 냉각되는 시간이 길어져 곱쇠 결함이 발생할 수 있다. 열간압연 후 권취까지는 공냉한다.

이하에서는 본 발명에 의한 연질 열연강판의 제조방법을 발명예와 다른 비교예를 통해 설명하기로 한다.

하기 표 1은 비교예와 발명예의 합금설계를 나타낸 것이다.

(잔부:Fe, 단위:wt%)

구분	C	Si	Mn	P	S	Nb	Ti	α	β	곱쇠 발생여부
요구치	0.15이하	-	0.6이하	0.05이하	0.05이하	-	-	2.0이하	30이하	미발생
비교예	0.04	0.03	0.2	0.02	0.003	-	-	2.5	46	발생
발명예1	0.04	0.03	0.2	0.02	0.003	0.02	-	1.9	40	미발생
발명예2	0.04	0.03	0.2	0.02	0.003	-	0.02	1.9	29.5	미발생
발명예3	0.04	0.03	0.2	0.02	0.003	0.01	0.025	1.4	22.7	미발생
발명예4	0.04	0.03	0.2	0.02	0.003	0.025	0.01	1.4	30.8	미발생
발명예5	0.04	0.03	0.2	0.02	0.003	0.025	0.025	0.9	18.7	미발생

α=2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]

β=45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]

하기 표 1은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1100℃에서 2시간 재가열한 후 열간압연을 실시한 것으로, 열간압연 마무리 온도는 850℃, 권취는 500℃로 하였다.

여기서, 곱쇠발생여부는 열간압연 후 코일형태로 권취된 열연강판을 언코일하고 시편을 채취하여 시험하였다.

표 1에 의하면, α가 낮을수록 항복점 연신 및 곱쇠 결함발생이 감소하여 곱쇠가 발생하지 않음을 알 수 있다. 특히, 발명예 1 내지 발명예 5에서 곱쇠가 발생하지 않았다.

Nb, Ti첨가와 함께 α값은 감소하며, 특히 발명예 1과 발명예 5는 비교예에 비해 낮은 α값을 가지며 이를 통해 곱쇠가 개선되었음을 알 수 있다.

Nb와 Ti를 복합첨가한 경우 낮은 항복점 연신 특성을 보였으며 상술한 식의 범위를 만족하도록 Nb만을 첨가한 경우에도 2.0이하의α값을 가졌다.

또는, β가 30이하인 경우도 곱쇠 결함이 발생하지 않았다.

즉, Ti, Nb의 첨가에 따라 항복점 연신 및 시효경화지수가 감소하였으며 이는 Ti, Nb첨가가 탄질화 석출물을 형성하여 곱쇠를 발생시키는 주요 원인인 고용 C, 고용 N을 감소시킨 결과로 판단된다.

도 2를 참조하면, Ti, Nb의 첨가에 따라 고온의 가열로 및 열간압연 공정 중에 TiN, TiC, NbC, NbN 석출물이 생성되며 이는 고용 C와 고용 N을 낮추는 주요 원인이 됨을 알 수 있다.

한편, 표 1에서 Ti 단독 첨가시 Nb 단독 첨가시에 비해 낮은 β값을 보이고 있는 것은 TiN, TiC 석출물 생성을 위한 구동력이 NbC, NbN에 비해 고온에서 크기 때문으로 이는 도 3에서 확인된다.

도 3을 참조하면, 용해도곱은 석출물을 구성하는 각 원소가 모재에 용해되는 양을 정량화한 것으로 용해도곱이 낮은 경우 석출을 위한 구동력이 크다.

따라서 TiN, TiC 석출물이 NbC, NbN에 비해 고온에서 생성되며 석출에 대한 구동력도 크며 이러한 이유로 Ti첨가시 시효경화지수가 크게 감소하는 것으로 판단된다.

이를 통해, Nb와 Ti첨가 및 재가열 열간압연 마무리 온도와 권취온도의 제어로 곱쇠 결함을 방지할 수 있음을 알 수 있다.

본 발명의 권리는 위에서 설명된 실시예에 한정되지 않고 청구범위에 기재된 바에 의해 정의되며, 본 발명의 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 청구범위에 기재된 권리범위 내에서 다양한 변형과 개작을 할 수 있다는 것은 자명하다.

도 1은 하중-연신율 선도.

도 2는 가열 온도에 따른 TiN, TiC, NbC, NbN 석출물 생성과의 관계를 나타낸 그래프.

도 3은 가열 온도에 따른 TiN, TiC, NbC, NbN의 용해도곱을 나타낸 그래프.

* 도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명 *

a:상항복점 b:연속항복 시작점

A:7.5% 연신 및 100℃에서 1시간 시효 후 항복강도

B:초기항복강도 C:가공경화량

Claims (8)

1. C: 0.02~0.1wt%, Si: 0.01~0.05wt%, Mn: 0.1~0.5wt%이고, Nb: 0.01~0.05wt%, Ti: 0.01~0.05wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하고, 잔부가 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 연질 열연강판.
2. 청구항 1에 있어서,

   상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0를 만족하는 범위로 함유됨을 특징으로 하는 연질 열연강판.
3. 청구항 1에 있어서,

   상기 Nb와 Ti는 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 만족하는 범위로 함유됨을 특징으로 하는 연질 열연강판.
4. 청구항 1에 있어서,

   상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0와 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 동시에 만족하는 범위로 함유됨을 특징으로 하는 연질 열연강판.
5. C: 0.02~0.1wt%, Si: 0.01~0.05wt%, Mn: 0.1~0.5wt%이고, Nb: 0.01~0.05wt%, Ti: 0.01~0.05wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하고, 잔부가 Fe과 기타 불가 피한 불순물로 조성되는 슬라브를

   1050~1150℃의 온도에서 균질화 처리한 후, 800~900℃의 온도에서 열간압연을 마무리하고, 500~600℃에서 권취하는 것을 특징으로 하는 연질 열연강판의 제조방법.
6. 청구항 5에 있어서,

   상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0를 만족하는 범위로 함유됨을 특징으로 하는 연질 열연강판의 제조방법.
7. 청구항 5에 있어서,

   상기 Nb와 Ti는 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 만족하는 범위로 함유됨을 특징으로 하는 연질 열연강판의 제조방법.
8. 청구항 5에 있어서,

   상기 Nb와 Ti는 2.6-32.71Nb[wt%]-33.5Ti[wt%]≤2.0와 45.7-268.57Nb[wt%]-810Ti[wt%]≤30를 동시에 만족하는 범위로 함유됨을 특징으로 하는 연질 열연강판의 제조방법.

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