KR101732565B1 - 아연-유도 균열에 저항성인 강판 및 이의 제조 방법 - Google Patents

아연-유도 균열에 저항성인 강판 및 이의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 아연-유도-균열에 저항성인 강판 및 이의 제조 방법을 개시한다. 낮은 C-초 저 Si-고 Nn-저 Al-(Ti + Nb) 미세 합금 처리를 거친 저 합금 강을 기초로 생각하며; 강에서 Al 함유량은 적절하게 감소되며; 조건은 Mn/C ≥ 15, [(%Mn) + 0.75(%Mo)] x (%C) ≤ 0.16, Nb/Ti ≥ 1.8 및 Ti/N은 1.50 내지 3.40이며; CEZ ≤ 0.44% 및 B 함유량은 ≤ 2ppm, Ni/Cu ≥ 1.50; Ca 처리가 실행되고 Ca/S비는 1.0 내지 3.0으로 제어되며, (%Ca) x (%S)0.28 ≤ 1.0 x 10-3; TMCP 공정이 최적화되도록 제어되어, 마무리된 강판은 작고 분산되게 분포된 페라이트 + 베이나이트 군집의 미세 구조를 가지며, 평균 과립 크기는 10㎛ 이하로 제어되어, 균일하고 우수한 기계적 특성, 우수한 용접성 및 아연-유도 균열에 대한 저항을 가지며, 따라서 특히 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 등으로서 적합하다.

Description

아연-유도 균열에 저항성인 강판 및 이의 제조 방법{Steel plate resistant to zinc-induced crack and manufacturing method therefor}
본 발명은 구조 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 아연-유도 균열에 저항성인 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이며, 강판은 ≥ 460MPa의 항복 강도, ≥ 550MPa의 인장 강도 및 -60℃에서 ≥ 47J의 충격 에너지(단일 값)를 가지며, 아연-유도 균열(CEZ≤0.44%)에 저항성이 있다. 마무리된 강판의 미세구조는 작으며 분산되고 균일하게 분포되어, 10㎛ 이하로 제어된 평균 과립 크기를 가진 페라이트 + 베이나이트 군집이며 용접 열-영향 지역의 미세구조는 작으며 균일한 페라이트 + 소량의 펄라이트이다.
저 탄소(고 강도) 및 저 합금 강은 가장 중요한 엔지니어링 구조 재료 중 하나이며 석유 및 천연 가스 파이프라인, 해양 플랫폼, 조선, 교량, 압력 용기, 빌딩 구조, 자동차 산업, 선로 수송 및 기계 제조에 널리 응용된다. 저 탄소(고 강도) 및 저 합금 강의 성능은 이의 제조 공정에서 화학적 구성요소 및 공정 시스템에 의존하며, 강도, 인성 및 용접성은 저 탄소(고 강도) 및 저 합금 강의 가장 중요한 성능이며, 이는 결국 마무리된 강 제품의 미세 구조 상태에 의해 정해진다. 과학과 기술이 지속적으로 진보함에 따라, 사람들은 강의 강도-인성 및 용접성에 더 높은 요구조건을 제안하는데, 즉, 강판의 성능을 크게 개선하면서 비교적 낮은 제조 비용을 유지하여, 강의 사용량을 줄이고 비용을 절약하고, 강 구조의 자체 중량을 감소시키고 구조의 안정성을 향상시킨다.
20세기 말부터 현재까지, 합금 조합 설계를 최적화하고 TMCP 공정 기술을 혁신을 통해 더 나은 구조 일치를 얻는 것을 필요로 하는 차세대 강 재료를 개발하는 연구의 정점이 전세계에서 환기되어, Ni, Cr, Mo 및 Cu 등과 같은 희귀 합금 원소의 함유량에 어떠한 증가도 없이, 더 높은 강도-인성, 더 좋은 용접성, Al 및 Zn 등의 다양한 금속에 의한 분사 방법에 대한 용접된 조인트의 적용성을 얻는다.
예를 들어 [The Firth (1986) international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics and Arctic Engineering, 1986, Tokyo, Japan, 354; "DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES"; "Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose Accelerated Cooling System"(Japanese), Kawaseki Seitetsu Gihou, 1985, No.1 68-72; "Application of Accelerated Cooling For Producing 360 MPa Yield Strength Steel plates of up to 150mm in Thickness with Low Carbon Equivalen", Accelerated Cooling Rolled Steel, 1986, 209-219; "High Strength Steel Plates For Ice-Breaking Vessels Produced by Thermo-Mechanical Control Process", Accelerated Cooling Rolled Steel, 1986, 249-260; "420 MPa Yield Strength Steel Plate with Superior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures", Kawasaki steel technical report, 1999, No.40, 56; "420 MPa and 500 MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure", Kawasaki steel technical report, 1993, No.29, 54; "Toughness Improvement in Bainite Structure by Thermo-Mechanical Control Process"(Japanese), Sumitomo Metal, Vol.50, No.1 (1998), 26; "Structural Steel Plates for Ocean Platform used in Frozen Sea Areas"(Japanese), Research on Iron and Steel, 1984, No. 314, 19-43]과 같은 종래 기술에서 ≥ 415MPa의 항복 강도 및 -60℃에서 ≥ 34J의 저온 충격 인성을 가진 두꺼운 강판을 제조할 때, 소정량의 Ni 또는 Cu + Ni 원소(≥0.30%)가 일반적으로 첨가되어, 기본 재료로서 강판이 뛰어난 저온 인성을 가지는 것을 보증하도록 하기 위해, < 100 KJ/cm의 열 입력으로 용접될 때 열-영향 지역(HAZ)의 인성이 -60℃에서 Akv ≥ 34J에 도달할 수 있으나, 강판은 아연-유도 균열에 대한 저항을 필요로 하지 않는다.
일본 특허 S 63-93845, S 63-79921, S 60-258410, 공개 특허 H 4-285119, 공개 특허 H 4-308035, H 3-264614, H 2-250917, H 4-143246 및 US 특허 4855106, US 특허 5183198, US 특허 4137104 등과 같은 상기 다수의 특허 문헌은 어떻게 단지 기본 재료로서 강판의 저온 인성을 성취할 수 있는지를 입증하며 용접 조건하에서 어떻게 열-영향 지역(HAZ)의 뛰어난 저온 인성을 얻는 지를 설명하며, 높은 열 입력을 사용할 때, 어떻게 열-영향 지역의 구조가 균일하며 작은 페라이트 + 소량의 펄라이트 인지를 보증하고, 페라이트가 이전 오스테나이트 과립 경계를 핵으로 하여 성장하는 것을 가능하게 하고, 이전 오스테나이트 과립 경계를 실질적으로 제거하고 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항을 개선하는지를 언급하지 않는다.
현재, 니폰 스틸 코포레이션만이 강판을 위한 고열 입력 용접을 사용할 때 열-영향 지역(HAZ)의 저온 인성을 개선하기 위한 산화물 야금학 기술을 채택하며, 이 특허는 또한 어떻게 강판의 아연-유도 균열 저항을 개선하는지를 필요로 하지 않으며, US 특허 4629505 및 WO 01/59167A1 참조.
본 발명의 목적은 구조 강판 및 이의 제조 방법을 제공하는 것이며, 특히 아연-유도 균열에 저항성인 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이며, 강판은 ≥ 460MPa의 항복 강도, ≥ 550MPa의 인장 강도 및 -60℃에서 ≥ 47J의 충격 에너지(단일 값)를 가지며, 아연-유도 균열(CEZ≤0.44%)에 저항성이 있다. 마무리된 강판의 미세구조는 작으며 분산되고 균일하게 분포되어, 10㎛ 이하로 제어된 평균 과립 크기를 가진 페라이트 + 베이나이트 군집이며 용접 열-영향 지역의 미세구조는 작으며 균일한 페라이트 + 소량의 펄라이트이다. 더욱 중요한 것은, 용접 열 사이클 동안 고온에서 형성된 오스테나이트 과립 경계는 완전하게 제거되는 반면, 기본 재료로서 강의 우수한 기계적 특성 및 용접성을 보증하면서, 강판의 용접 조인트, 특히 용접 열-영향 지역은 아연-유도 균열에 대한 뛰어난 저항을 가지며, 고강도의 일관성, 우수한 용접성 및 아연-유도 균열에 대한 저항이 얻어지며, 강판은 특히 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 등으로서 적합하다.
상기 목적을 성취하기 위해서, 본 발명의 기술적 해결책은 다음과 같다:
본 발명은 기초로서 낮은 C-초 저 Si-고 Mn-저 Al-(Ti + Nb) 미세 합금 처리를 거친 저 합금 강을 채택하며, 야금 기술 수단이 사용되는데, 예를 들어, 강에서 Al 함유량을 적절하게 감소시키고, Mn/C ≥ 15, [(%Mn) + 0.75(%Mo)] x (%C) ≤ 0.16, Nb/Ti ≥ 1.8 및 Ti/N은 1.50 내지 3.40이며, CEZ ≤ 0.44%이며 B 함유량이 ≤ 2 ppm이며, Ni/Cu ≥ 1.50 이도록 조건을 제어하며; Ca 처리를 실행하고 Ca/S 비가 1.0 내지 3.0이 되고, (%Ca) x (%S)0.28 ≤ 1.0 x 10-3 등 이도록 제어하고, TMCP(열-기계적 제어 공정) 공정이 최적화되어, 마무리된 강판은 분산되게 분포된 작은 페라이트 + 베이나이트 군집의 미세-구조를 가지며, 평균 과립 크기는 10㎛ 이하로 제어되어, 균일하고 우수한 기계적 특성, 우수한 용접성 및 아연-유도 균열에 대한 저항을 얻으며, 따라서 특히 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 등으로서 적합하다.
특히, 본 발명의 아연-유도 균열에 저항성인 강판은 중량%로 다음 구성요소를 가진다:
C: 0.05%-0.090%
Si: ≤ 0.20%
Mn: 1.35%-1.65%
P: ≤ 0.013%
S: ≤ 0.003%
Cu: 0.10%-0.30%
Ni: 0.20%-0.50%
Mo: 0.05%-0.20%
Nb: 0.015%-0.035%
Ti: 0.008%-0.018%
N: ≤ 0.0060%
Ca: 0.0010%-0.0040%
B: ≤ 0.0002%, 및
나머지는 Fe 및 필수불가결한 불순물이며;
동시에 상기 원소 함유량은 다음 관계를 만족해야만 한다:
Mn/C ≥ 15, 마무리된 강판의 미세 구조는 분산되게 분포된 작은 페라이트 + 베이나이트 군집이며, 강판의 충돌 변형 온도는 -60℃보다 낮다.
[(%Mn) + 0.75(%Mo)] x (%C) ≤ 0.16, 용접 열 입력의 넓은 범위에서(10kJ/cm - 50kJ/cm), 용접 열-영향 지역의 구조는 분산되게 분포된 페라이트 + 펄라이트 또는 베이나이트 군집이며, 용접 열-영향 지역에서 이전 오스테나이트 과립 경계가 제거되고, 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항이 개선되는 것이 보증되며; 이것이 본 발명의 강 구성요소 설계를 위한 핵심사항들 중 하나이다.
CEZ ≤ 0.44%, B 함유량은 ≤ 2ppm 이며, 여기서,
CEZ=C + Si/17 + Mn/7.5 + Cu/13 + Ni/17 + Cr/4.5 + Mo/3 + V/1.5 + Nb/2 + Ti/4.5 + 420B, 용접 열-영향 지역에서 오스테나이트로부터 페라이트로 상 변이 공정을 제어하고, 핵형성 및 이전 오스테나이트 과립 경계로부터 베이나이트의 성장을 억제하고, 이전 오스테나이트 과립 경계를 파괴하고, 강판의 용접된 조인트에 아연-유도 균열의 생성을 제거한다. 이것이 본 발명의 강 구성요소 설계를 위한 핵심사항들 중 하나이다.
Ni/Cu ≥ 1.50, 고열 입력 용접 동안 재가열 약화를 예방하면서, Cu가 과립 경계로부터 분리되는 것을 예방하고, 구리 취성 및 아연-유도 균열에 대한 저항을 개선하고 TMCP 강판(가속-냉각 강판)의 저온 충돌 인성을 개선한다.
Nb/Ti ≥ 1.8 및 Ti/N은 1.50 내지 3.40이며, 형성된 Ti(C,N) 및 Nb(C,N) 입자는 작으며 균일한 분산의 상태에서 강에 분포되는 것을 보증되며, 더욱 중요하게는, Ti(C,N)의 오스트발드 숙성(ostwald ripening)(즉, 큰 과립이 계속해서 성장하면서, 작은 과립이 줄어들거나 사라진다)의 정도가 낮으며, Ti(C,N) 입자는 슬라브의 가열 동안 및 강판의 용접 열 사이클 동안 균일하고 작게 유지되도록 보증되며, 기본 재료로서 강판의 미세 구조 및 용접 열-영향 지역은 정제되고, 용접 열-영향 지역에서 페라이트 + 펄라이트의 미세-구조의 형성이 촉진되고, 용접 열-영향 지역의 저온 충돌 인성이 개선되고, 용접 열-영향 지역에서 이전 오스테나이트 과립 경계가 제거되고 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항이 개선된다.
Ca/S는 1.00 내지 3.00이며, (%Ca) x (%S)0.28 ≤ 1.0 x 10-3, 강에서 함유물은 낮은 함유량을 가지며 강에 균일하게 작게 분산되며, 강판의 저온 인성 및 용접 HAZ의 인성이 개선된다.
마무리된 강판은 ≥ 460MPa의 항복 강도, ≥ 550MPa의 인장 강도 및 -60℃에서 ≥ 47J의 충격 에너지(단일 값)를 가진다. 마무리된 강판의 미세구조는 작으며 분산되고 균일하게 분포되어, 10㎛ 이하로 제어된 평균 과립 크기를 가진 페라이트 + 베이나이트 군집이며 용접 열-영향 지역의 미세구조는 작으며 균일한 페라이트 + 소량의 펄라이트이다.
본 발명의 구성요소 설계에서:
C는 강의 저온, 인성, 용접성 및 아연-유도-균열-저항을 개선함으로써, 강의 강도, 저온 인성, 용접성 및 아연-유도-균열-저항에 대한 큰 효과를 가지며, 강에서 C 함유량이 낮도록 제어하는 것이 바람직하나; 생산과 제조 동안 강의 강도 및 미세 구조 제어의 관점으로부터, C 함유량은 과도하게 낮지 않아야 하며, 과도하게 낮은 C 함유량(<0.05%)은 지점 Ac1, Ac3, Ar1 및 Ar3의 온도를 상대적으로 높게 할 뿐만 아니라 오스테나이트 과립 경계의 이동 속도를 과도하게 높게 하여, 과립 정제에 큰 어려움을 가져오며, 혼합 결정 구조를 쉽게 형성하여 강의 나쁜 저온 인성 및 초고 열 입력 용접하에서 열-영향 지역의 저온 인성의 심각한 열화를 초래한다; 또한, C 함유량이 과도하게 낮을 때, Cu, Ni, Cr, Mo 등과 같은 다량의 합금 원소를 첨가하는 것이 필요하며, 이는 강판의 제조 비용을 높게 만들며, 따라서, 강에서 C 함유량의 더 낮은 제어 한계는 0.05%보다 낮지 않아야 한다. C 함유량이 증가할 때, 비록 이것이 강판의 미세구조의 정제에 분명하게 유리하지만, 강판의 용접성은, 특히 고열 입력 용접의 조건하에서, 손상되는데, 이는 열-영향 지역(HAZ)에서 과립의 심각한 거칠어짐 및 용접 열 사이클에서 냉각 동안 매우 낮은 냉각 속도 때문이며, 페라이트 측면-판(FSP)과 같은 거친 비정상 구조, 위드만스타텐 구조(WF) 및 상부 베이나이트(Bu)가 열-영향 지역(HAZ)에 쉽게 형성되며, 더욱 중요하게는, 용접 열 사이클 동안 고온에서 형성된 오스테나이트 과립 경계는 불완전하게 보존되고, 아연-유도 균열에 대한 저항은 심각하게 떨어지며, 따라서, C 함유량은 0.09%보다 높지 않아야 하며; 또한, C 함유량이 0.09%보다 높을 때, 액체 강은 단단해지고 포정 반응(peritectic reaction) 지역에 들어가며, 강판의 분리는 급격하게 증가하도록 보증하며, 분리 지역에서 탄소 당량 및 CEZ은 급격하게 증가하며 아연-유도-균열-저항 민감성은 실질적으로 증가하게 된다.
강에서 가장 중요한 합금 원소로서, Mn은 강판의 강도를 증가시키는 것 이외에, 또한 오스테나이트 상 지역을 확장하고, Ar3 지점의 온도를 감소시키고, 강판의 저온 인성을 개선하기 위해 페라이트 과립을 정제하고, 강판의 강도를 개선하기 위해 베이나이트의 형성을 촉진하는 기능을 가지며; 따라서 강에서 제어된 Mn 함유량은 1.35%보다 낮지 않아야 한다. Mn은 액체 강의 고체화 동안 분리되는 경향이 있으며, 특히 과도하게 많은 Mn 함유량은 연속 주조 작업을 어렵게 할 뿐만 아니라 연속 주조 슬라브의 중앙의 분리 및 완화를 가중하는 C, P 및 S와 같은 원소에 의한 컨쥬게이트 분리 현상에 쉽게 영향을 받게 할 수 있으며, 연속 주조 슬라브의 심각한 중앙 분리는 후속 제어 압연 및 용접 동안 비정상 구조를 쉽게 형성한다; 동시에, 과도하게 높은 Mn 함유량은 또한 거친 MnS 입자를 형성할 수 있고, 이런 거친 MnS 입자는 열간 압연 동안 압연 방향을 따라 연장되며, 기본 재료로서 강판, [특히 고열 입력 용접의 조건하에서] 용접 열-영향 지역(HAZ)의 충돌 인성을 심각하게 약화시키며(특히 가로질러), 나쁜 Z-방향 특성과 나쁜 박판 찢어짐-내성 특성을 일으키며; 또한, 과도하게 높은 Mn 함유량은 또한 강의 경화성을 개선하고, 강에서 용접 냉각 균열 민감성 계수(Pcm) 및 아연-유도-균열-저항 지수 CEZ를 개선하고, 강의 용접 제조성에 영향을 주고, 저온 상 변형 구조의 형성을 촉진하며, 용접 열 사이클 동안 고온에서 형성된 오스테나이트 과립 경계를 보존하며, 아연-유도-균열-저항을 심각하게 떨어뜨린다. 따라서, 강에서 Mn 함유량의 상부 한계는 1.65%를 초과하지 않을 수 있다.
Si는 액체 강의 탈산화를 촉진하며 강판의 강도를 개선할 수 있으나, Al로 탈산화된 액체 강을 사용하여, Si의 탈산화는 중요하지 않으며; 비록 Si가 강판의 강도를 개선할 수 있으나, Si는 특히 고열 입력 용접의 조건하에서 강판의 저온 인성 및 용접성을 심각하게 손상하며, Si는 M-A 아일랜드의 형성을 촉진할 뿐만 아니라, 형성된 M-A 아일랜드는 크가가 커지며 고르지 않게 분포되고 용접 열-영향 지역(HAZ)의 인성을 심각하게 손상하나, 적절한 온도-상 변화 지역을 확대하고, 베이나이트의 형성을 촉진하고, 이전 오스테나이트 과립 경계가 완전하게 보존되게 하여, 용접 열-영향 지역의 아연-유도-균열-저항을 심각하게 떨어뜨리며; 또한, 강에서 Si 함유량이 과도하게 높을 때, 강판의 아연 분사 접착성은 감소하며 강판의 아연 분사 효과에 영향을 미치며; 따라서, 강에서 Si 함유량은 가능한 한 낮게 제어되어야 하며, 강 제조 공정에서 경제 및 작업성을 고려하여, Si 함유량은 0.20%보다 크지 않게 제어된다.
비록 강에서 유해한 함유물로서 P는 이전 오스테나이트 과립 경계에서 분리되고 과립 경계 쪽으로 Zn의 확산을 억제하고 아연-유도 균열의 발생에 대한 민감성을 감소시킬 수 있지만, P는 과립 경계를 심각하게 약화시키고, 강판의 기계적 특성, 특히 저온 충돌 인성 및 용접성을 심각하게 떨어뜨리며 용접 열-영향 지역의 과립사이 취성파괴를 촉진하여, 강에서 P 함유량을 증가시키면 좋기보다는 유해하다는 종합적인 결론을 얻으며; 따라서, 이론상으로, 더 적은 P를 필요로 하는 것이 좋으나, 강-제조 작업성 및 강-제조 비용을 고려하여, 고열 입력 용접 및 아연-유도 균열에 대한 저항의 필요조건을 위해서, P 함유량은 ≤ 0.013%로 제어될 필요가 있다.
비록 강에서 유해한 함유물로서 S는 이전 오스테나이트 과립 경계에서 분리되고 과립 경계 쪽으로 Zn의 확산을 억제하고 아연-유도 균열의 발생에 대한 민감성을 감소시킬 수 있지만, S는 강에서 Mn과 결합하여 MsS 함유물을 형성하며, 열간 압연 동안, MnS의 가소성은 MnS가 압연 방향을 따라 연장되게 하며 압연 방향을 따라 MnS 함유물 띠를 형성하며, 이것이 강판의 측면 충돌 인성, Z-방향 특성 및 용접성을 심각하게 떨어뜨리며; 동시에, S는 또한 열간 압연 동안 열간 취성을 일으키는 주요 원소이며, 강에서 S 함유량을 증가시키면 좋기보다는 유해하다는 종합적인 결론을 얻으며; 따라서, 이론상으로, 더 적은 P를 필요로 하는 것이 좋으나, 강 제조 작업성, 강 제조 비용 및 부드러운 재료 흐름의 원리를 고려하여, 고열 입력 용접 및 아연-유도-균열-저항의 필요조건을 위해서, S 함유량은 ≤ 0.003%로 제어될 필요가 있다.
오스테나이트-안정화 원소로서, 소량의 Cu를 첨가하면 강판의 강도와 내후성을 동시에 개선할 수 있고 용접성을 손상시키지 않고 저온 인성을 개선할 수 있으나; 과도하게(Cu > 0.30%) 첨가될 때, 표면 활성 원소로서 Cu는 오스테나이트와 페라이트 사이의 과립 경계에서 주로 분리되며, 용접 열-영향 지역에서 저온 상 변형 구조의 형성을 촉진하여 이전 오스테나이트 과립 경계를 보존하고, 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항을 심각하게 떨어뜨리며, 따라서, Cu 함유량은 0.10% 내지 0.30%로 제어된다.
Ni는 강판이 용접성을 손상하지 않고 우수한 초저온 인성을 얻기 위한 유일한 합금 원소이며, 또한 저온 강을 위한 필수 합금 원소이며; 더욱 중요하게는, 강에 Ni의 첨가는 오스테나이트와 페라이트 사이의 과립 경계에서 Cu의 분리를 억제할 수 있고, Cu의 과립 경계 약화를 억제하여 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항을 개선하며; 첨가량이 과도하게 낮을 때(Ni < 0.20%), 이의 기능은 중요하지 않고 Cu에 의해 유발된 과립 경계 약화를 효과적으로 억제할 수 없다; 첨가량이 과도하게 높을 때(Ni > 0.50%), 용접 열-영향 지역에서 저온 상 변형 구조의 형성을 촉진하여 이전 오스테나이트 과립 경계를 보존하고, 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항을 심각하게 떨어뜨리며, 따라서, Ni 함유량은 0.20% 내지 0.50%로 제어된다.
적절한 양의 Mo를 첨가하면 초저 C 구성요소 설계에 의해 유발된 불충분한 강도를 보충하고 강판의 강도-인성 조화 및 저온 인성을 개선할 뿐만 아니라 또한 용접성, 특히 C 함유량의 현저한 감소에 의해 발생한 고열 입력 용접성을 개선하고 용접 열-영향 지역의 인성을 강화시키며; 첨가량이 과도하게 낮을 때(Mo < 0.05%), TMCP 공정에서 상 변화 강화 기능은 불충분하며, 강판의 강도-인성 조화는 성취될 수 없고; 첨가량이 과도하게 높을 때(Mo > 0.20%), 용접 열-영향 지역에서 저온 상 변형 구조의 형성을 촉진하여 이전 오스테나이트 과립 경계를 보존하고, 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항을 심각하게 떨어뜨리며, 따라서, Mo 함유량은 0.05% 내지 0.20%로 제어된다.
소량의 Nb 원소를 강에 첨가하는 목적은 재결정화 없이 제어된 압연을 실행하는 것이며; Nb의 첨가량이 0.015%보다 낮을 때, 제어된 압연은 효과적인 역할을 할 수 없으며; Nb의 첨가량이 0.035%를 초과할 때, 고열 입력 용접의 조건하에서 상부 베이나이트(BI, BII)의 형성을 유도하여 이전 오스테나이트 과립 경계를 보존하고 초고 열 입력 용접하에서 열-영향 지역(HAZ)의 저온 인성 및 아연-유도 균열에 대한 저항을 심각하게 떨어뜨리며; 따라서, Nb 함유량은 0.015% 내지 0.035%로 제어되어, 이는 최적의 제어된 압연 효과를 얻으면서 고열 입력 용접하에서 HAZ의 저온 인성 및 아연-유도 균열에 대한 저항을 손상시키지 않는다.
소량의 Nb 원소를 강에 첨가하는 목적은 강에서 N과 결합하여 높은 안정성을 가진 TiN 입자를 생산하고, 용접 HAZ 지역에서 오스테나이트 과립의 성장을 억제하고 2차 상 변형 생성물을 변화시키고, 강의 용접성을 개선하고, 용접 열-영향 지역에서 이전 오스테나이트 과립의 크기를 정제하며, 과립 경계의 면적을 증가시키고, 단위 과립 경계상의 Zn의 확산량을 감소시키며; 둘째로, TiN 입자는 펄라이트의 핵형성 및 성장을 촉진하고, 이전 오스테나이트 과립 경계를 제거하고 용접 열-영향 지역에서 오스테나이트 과립의 크기를 감소하면서 강판의 아연-유도 균열에 대한 저항을 실질적으로 향상시킨다. 강에 첨가된 Ti의 함유량은 강에서 N 함유량과 일치될 필요가 있고, 조화 원칙은 TiN이 액체 강에 침전될 수 없고 고체상에서 침전되야만 하며; 따라서, TiN의 침전 온도는 1400℃보다 낮도록 보증되어야 하며; 첨가된 Ti의 함유량이 과도하게 낮을 때(<0.008%), 형성된 TiN 입자의 숫자는 HAZ에서 오스테나이트 과립의 성장을 억제하기에 불충분하며 2차 상 변화 생성물을 변화시켜 HAZ의 저온 인성을 개선하며; 첨가된 Ti의 함유량이 과도하게 높을 때(>0.018%), TiN의 침전 온도는 1400℃를 초과하며, 액체 강의 고체화 동안, 대형 TiN 입자가 또한 침전될 수 있고, 이런 대형 TiN 입자는 HAZ의 오스테나이트 과립 성장을 억제하기보다는 균열 개시를 위한 시작점이 되며; 따라서, Ti 함유량의 최적 제어 범위는 0.008%-0.018%이다.
N의 제어된 범위는 Ti의 제어된 범위에 해당하며, 강판의 고열 입력 용접의 경우, Ti/N은 최적으로 1.5 내지 3.4이다. N 함유량이 너무 낮은 경우, 생산된 TiN 입자는 소량이고 크기가 크며, 강의 용접성을 개선하는 작용을 할 수 없고, 대신 용접성에 유해하나; N 함유량이 너무 높으면, 특히 고열 입력 용접의 조건하에서, 강에서 유리 [N]이 증가하며, 열-영향 지역(HAZ)에서 유리 [N] 함유량은 빠르게 증가하며, HZA의 저온 인성을 심각하게 손상하며 강의 용접성을 떨어뜨린다. 따라서, N 함유량은 ≤ 0.0060%로 제어된다.
강에 대해 Ca 처리를 실행함으로써, 한편으론, 액체 강이 추가로 정제될 수 있고, 다른 한편으론, 강에서 황화물이 변성 처리를 거쳐 비 변형성이며, 안정하고 작은 구형 황화물이 되어, S의 열간 취성을 억제하고, 강의 저온 인성 및 Z-방향 특성을 향상시키고 강판의 인성의 비등방성을 개선한다. Ca의 첨가량은 강에서 S의 함유량에 의존하며; Ca의 첨가량이 과도하게 낮으면, 처리효과는 중요하지 않으며; Ca의 첨가량이 과도하게 높으면, 형성된 Ca(O,S)의 크기는 과도하게 크며, 취성이 또한 증가하며, 이것이 깨지기 쉬운 균열의 시작점이 될 수 있고, 강의 저온 인성이 증가하며, 한편 강 품질의 순도가 감소하며 액체 강은 오염된다. 일반적으로 Ca 함유량은 ESSP＝(%Ca)[1 - 124(%O)]/1.25(%S)에 따라 제어되며, 여기서 ESSP는 황화물 함유물의 형태 제어 지수이며, 0.5 내지 5의 값 범위 내이어야 하며, 따라서, Ca 함유량의 적절한 범위는 0.0010%-0.0040%이다.
본 발명의 아연-유도 균열에 저항성인 강판을 제조하는 방법은 다음 단계를 포함한다:
1) 제련 및 주조
슬라브는 본 발명에 따른 제련과 연속 주조에 의해 형성되며, 경 압하(soft reduction) 기술을 사용하여, 연속 주조에 대한 경 압하율은 2% 내지 5%로 제어되고, 턴디쉬(tundish)의 붓기 온도는 1530℃ 내지 1560℃이며 주조 속도는 0.6m/min - 1.0m/min이며;
2) 가열, 슬라브의 가열 온도는 1050℃-1150℃이며, 슬라브는 화로로부터 제거된 후 고압수에 의해 물때가 제거되며, 물때 제거는 불완전한 경우 반복될 수 있다.
3) 압연
제 1 단계는 정상 압연이며, 압연 밀의 최대 용량은 중단없는 압연을 위해 사용되며, 패스당 압하율은 ≥ 10%이며, 누적된 압하율은 ≥ 45%이며, 최종 압연 온도는 ≥ 980℃이다;
제 2 단계는 오스테나이트 단일상 지역에서 제어된 압연을 채택하며, 제어된 압연의 최초 압연 온도는 800℃-850℃이며, 압연의 패스 압하율은 ≥ 8%이며, 누적된 압하율은 ≥ 50%이며, 최종 압연 온도는 760℃-800℃이다;
4) 냉각
제어된 냉각이 마무리된 후, 강판은 롤러 베드의 최대 수송 속도로 ACC 장비로 즉시 수송되며, 뒤이어 강판은 가속된 냉각을 거치며; 강판의 최초 냉각 온도는 750℃-790℃이며, 냉각 속도는 ≥ 5℃/s이며, 정지-냉각 온도는 350℃-550℃이며, 그 후에 ≥ 25mm의 두께를 가진 강판은 300℃ 이상으로 자연적으로 공기 냉각된 후, 느리게 냉각되고 탈수소되며, 느린 냉각 공정은 적어도 36시간 동안 300℃ 이상으로 강판을 유지하는 단계로 이루어진다.
본 발명의 제조 방법에서:
강 형태의 구성요소 및 본 발명의 제조 방법의 특징에 따라, 본 발명은 연속 주조 공정 및 경 압하 기술을 채택하며, 연속 주조의 경 압하율은 2% 내지 5%로 제어되며, 연속 주조 공정의 핵심은 턴디쉬의 붓기 온도 및 인출 속도(주조 속도)를 제거하는 것이며, 턴디쉬의 붓기 온도는 1530℃ 내지 1560℃이며 인출 속도는 0.6m/min - 1.0m/min이다.
슬라브의 가열 속도는 1050℃-1150℃이며, 슬라브는 화로로부터 제거된 후 고압수에 의해 물때가 제거되며, 물때 제거는 불완전한 경우 반복될 수 있고; 물때 제거가 완료된 후, 제 1 단계 압연이 뒤이어 실행된다;
제 1 단계는 정상 압연이며, 압연 밀의 최대 용량은 중단없는 압연을 위해 사용되며, 패스 압하율은 ≥ 10%이며, 누적된 압하율은 ≥ 45%이며, 최종 압연 온도는 ≥ 980℃이어서, 변형 금속은 동적/정적 재결정을 실행하도록 보증되며, 오스테나이트 과립은 정제된다.
제 2 단계는 오스테나이트 단일상 지역에서 제어된 압연을 채택하며, 제어된 압연의 최초 압연 온도는 800℃-850℃이며, 압연의 패스 압하율은 ≥ 8%이며, 누적된 압하율은 ≥ 50%이며, 최종 압연 온도는 760℃-800℃이다.
제어된 압연이 종료된 후, 강판은 가속된 냉각 장비로 즉시 수송되어 강판에 대한 가속된 냉각을 실행하며; 강판의 최초 냉각 온도는 750-790℃이며, 냉각 속도는 ≥ 5℃/s이며, 정지 냉각 온도는 350℃-550℃이며, 그 후에 ≥ 25mm의 두께를 가진 강판은 300℃ 이상으로 자연적으로 공기 냉각된 후, 느리게 냉각되고 탈수소되며, 느린 냉각 공정은 적어도 36시간 동안 300℃ 이상으로 강판을 유지하는 단계로 이루어진다.
상기 구성요소 설계 및 위치에 대한 대용량 생산 공정의 실행을 통해, 강판의 미세 구조는 분산되게 분포된 작은 페라이트 + 베이나이트 군집이며, 평균 과립 크기는 10㎛ 이하로 제어되어, 균일하고 우수한 기계적 특성, 우수한 용접성 및 아연-유도 균열에 대한 저항을 얻으며, 따라서 특히 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 등으로서 적합하다.
본 발명은 다음 유리한 효과를 가진다:
합금 원소의 조합 설계와 강에서 잔여 B 원소의 엄격한 제어, 및 적절한 TMCP 공정과의 조화를 통해, 본 발명은 마무리된 강판의 미세 구조가 작고 분산되게 균일하게 분포된 페라이트 + 베이나이트 군집인 것을 보증하며, 평균 과립 크기는 10㎛ 이하로 제어되고, 용접 열-영향 지역의 미세 구조는 작고 균일한 페라이트 + 소량의 펄라이트이며; 더욱 중요하게는, 용접 열 사이클 동안 고온에서 형성된 오스테나이트 과립 경계는 완전하게 제거되면서, 기본 재료로서 강판의 우수한 기계적 특성과 용접성을 보증하며, 강판의 용접 조인트, 특히 용접 열-영향 지역은 아연-유도 균열에 대한 뛰어난 저항을 가지며, 고강도의 유기적 일관성, 우수한 용접성 및 아연-유도 균열-저항이 얻어지며, 강판은 특히 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 등으로서 적합하다.
또한, 본 발명은 온-라인 TMCP 제어 공정을 통해 실행되며, 급랭-강화(quenched-tempered) 열 처리 공정이 필요 없고; 강판의 제조 사이클이 짧아지고 강판의 제조 비용이 감소할 뿐만 아니라, 또한 강판의 생산 조직화 어려움이 감소하며, 생산 작업 효율이 개선되며; 상대적으로 낮은 희귀 합금 구성요소 설계(특히 Cu, Ni 및 Mo의 함유량)는 강판의 합금 비용을 크게 감소시키며; 초저 C 함유량 및 낮은 탄소 당량 및 Pcm 지수가 강판의 용접성, 특히 고열 입력 용접성을 크게 개선하여, 사용자를 위한 현장(on-site) 용접의 제조 효율을 실질적으로 증가시키며, 사용자를 위한 부재-제조 비용을 절약하고, 사용자를 위한 부재-제조 시간을 단축하며 사용자를 위한 큰 가치를 생성하며; 따라서, 이런 강판은 고부가가치이며 녹색 및 환경 친화적 제품이다.
도 1은 본 발명의 실시예 5의 강의 미세 구조이다.
본 발명은 실시태양과 도면과 함께 이하에서 추가로 설명된다.
본 발명의 실시태양에서 강의 구성요소에 대해 표 1을 참조하고 실시태양에서 강의 제조 방법에 대해 표 2 및 3을 참조한다. 표 4는 본 발명의 실시태양에서 강의 특성이다.
도 1에 도시된 대로, 본 발명의 마무리된 강판의 미세 구조는 작고 분산되게 분포된 페라이트 + 베이나이트 군집이며, 평균 과립 크기는 10㎛ 이하로 제어되며, 용접 열-영향 지역의 미세 구조는 작고 균일한 페라이트 + 소량의 펄라이트이다.
본 발명에서, 합금 원소의 조합 설계와 강에서 잔여 B 원소의 엄격한 제어, 및 적절한 TMCP 공정과의 조화를 통해, 기본 재료로서 강판의 우수한 기계적 특성 및 용접성을 보증하면서, 강판의 용접 조인트, 특히 용접 열-영향 지역은 아연-유도 균열에 대한 뛰어난 저항을 가지며, 고강도의 유기적 일관성, 우수한 용접성 및 아연-유도 균열-저항이 얻어지며, 강판은 특히 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 등으로서 적합하다. 또한, 본 발명의 기술은 온-라인 TMCP 제어 공정을 통해 실행되며, 급랭-강화(quenched-tempered) 열 처리 공정이 필요 없고; 강판의 제조 사이클이 짧아지고 강판의 제조 비용이 감소할 뿐만 아니라, 또한 강판의 생산 조직화 어려움이 감소하며, 생산 작업 효율이 개선되며; 상대적으로 낮은 희귀 합금 구성요소 설계(특히 Cu, Ni 및 Mo의 함유량)는 강판의 합금 비용을 크게 감소시키며; 초저 C 함유량 및 낮은 탄소 당량 및 Pcm 지수가 강판의 용접성, 특히 고열 입력 용접성을 크게 개선하여, 사용자를 위한 현장(on-site) 용접의 제조 효율을 실질적으로 증가시키며, 사용자를 위한 부재-제조 비용을 절약하고, 사용자를 위한 부재-제조 시간을 단축하며 사용자를 위한 큰 가치를 생성하며; 따라서, 이런 강판은 고부가가치이며 녹색 및 환경 친화적 제품이다. 본 특허에서 기술의 성공적인 실행은 바오스틸이 아연-유도-균열-저항 강판의 주요 기술의 면에서 새로운 비약적 발전을 이루었고, 바오스틸의 후판의 브랜드 이미지 및 시장 경쟁력을 개선하였다는 것을 나타내며; 본 발명의 550 MPa 고강도 강판의 생산 동안 어떠한 장비를 추가할 필요가 없으며, 제조 공정은 단순하고 생산 공정은 쉽게 제어되며, 따라서, 제조 비용이 낮고, 매우 높은 비용 능률과 시장 경쟁력이 성취되며 이런 기술은 강한 적응성을 가지며, 열 처리 장비를 가진 모든 중간 및 무거운 판 제조사에게 촉진될 수 있고 매우 강한 상업적 인가와 비교적 높은 기술 거래 가치를 가진다.
중국의 국가 경제의 발전과 함께, 경제적인고 조화로운 사회 및 에너지 개발의 필요조건이 의제로 올라와 있고, 인간에 의한 대양 개발이 가장 중요하며; 대용량 해양 구조용 강판, 연안 드릴링 플랫폼, 드릴링 기중기 및 해상 교량은 모두 부식방지를 위해 아연을 분사할 필요가 있고, 아연-유도 균열에 저항성인 강판은 넓은 시장 전망을 가지며, 아연-유도 균열에 저항성인 550 MPa-등급 강판은 중국에서 여전히 새로운 강 형태이며; 바오스틸을 제외하고, 중국의 다른 철강 회사는 전혀 연구하고 실험 제조하지 않는다. 현재, 이런 형태의 강은 바오스틸에서 성공적으로 실험 제조되었고, 각각의 제조 성능 지수, 용접성 및 아연-유도-균열 저항은 국제적으로 진보된 수준에 도달하였다.
단위:중량%
강
샘플		 C Si Mn P S Cu Ni Mo Nb Ti N Ca B Fe 및 불순물
실시예 1 0.05 0.17 1.38 0.013 0.0017 0.10 0.20 0.05 0.015 0.008 0.0043 0.0019 0.0002 나머지
실시예 2 0.07 0.11 1.35 0.010 0.0008 0.16 0.25 0.09 0.020 0.011 0.0038 0.0022 0.0001 나머지
실시예
3		 0.06 0.20 1.50 0.011 0.0030 0.25 0.40 0.12 0.027 0.015 0.0046 0.0030 0.0001 나머지
실시예
4		 0.09 0.10 1.60 0.007 0.0014 0.22 0.45 0.16 0.032 0.017 0.0053 0.0040 / 나머지
실시예
5		 0.07 0.09 1.65 0.008 0.0009 0.30 0.50 0.20 0.035 0.018 0.0060 0.0010 / 나머지
강
샘플		 광 압하율
(%)		 턴디쉬의 붓기 온도(℃)
 인출 속도
(m/min)		 가열
온도(℃)		 제 1 단계 압연 제 2 단계 압연
패스
압하율(%)		 누적된 압하율(%) 최종 압연 온도(℃) 제어된 압연 온도(℃) 최종 압연 온도(℃) 패스 압하율(%) 누적된 압하율(%)
실시예
1		 3 1560 1.0 1150 13 80 980 850 760 9 75
실시예
2		 2 1545 0.9 1130 10 75 995 830 775 8 75
실시예
3		 5 1530 0.7 1100 11 60 1000 820 800 8 60
실시예
4		 4 1550 0.8 1080 10 45 990 810 790 9 55
실시예
5		 3 1535 0.6 1050 12 50 1010 800 780 9 50
강 샘플 제어된 냉각 공정 느린 냉각 공정
최초 냉각 온도(℃) 냉각 속도(℃/s) 정지-냉각 온도(℃) 느린 냉각 온도(℃) 느린 냉각 시간(시)
실시예 1 750 25 550 /
실시예 2 765 15 500 311 36
실시예 3 790 8 430 323 40
실시예 4 780 6 400 335 40
실시예 5 770 5 350 357 48
강 샘플 제품 판 두께
(mm)		 YP
MPa		 TS
MPa		 δ
%		 Akv (-40℃)
J		 용접 예열 온도 SLM
(%)		 유의사항
실시예 1 12 535 617 23 332,367,355; 351 ≤ 0 63 아연-유도 균열의 미발생
실시예 2 25 527 623 25 363,375,344; 361 ≤ 0 57 아연-유도 균열의 미발생
실시예 3 50 519 621 25 355,349,366; 357 ≤ 0 60 아연-유도 균열의 미발생
실시예 4 65 530 636 26 324,335,348; 336 ≤ 0 52 아연-유도 균열의 미발생
실시예 5 80 522 608 25 293,303,317; 304 ≤ 0 50 아연-유도 균열의 미발생
유의사항: SLM = (주변 노치를 함유하는 아연도금 인장 테스트 막대의 파괴 강도/주변 노치를 함유하는 미-아연도금 인장 테스트 막대의 파괴 강도) x 100%, 및 SLM ≥ 42%는 아연-유도 균열의 미발생을 나타낸다.

Claims (3)

  1. 아연-유도 균열에 저항성인 강판으로서, 이의 중량%의 구성요소는 다음:
    C: 0.06%-0.090%
    Si: 0.09%-0.20%
    Mn: 1.35%-1.65%
    P: ≤ 0.013%
    S: ≤ 0.003%
    Cu: 0.10%-0.30%
    Ni: 0.20%-0.50%
    Mo: 0.05%-0.20%
    Nb: 0.015%-0.035%
    Ti: 0.008%-0.018%
    N: ≤ 0.0060%
    Ca: 0.0010%-0.0040%
    B: ≤ 0.0002% 이며,
    나머지는 Fe 및 필수불가결한 불순물이며;
    동시에 상기 원소 함유량은 다음 관계를 만족해야만 하며:
    Mn/C ≥ 15;
    [(%Mn) + 0.75(%Mo)] x (%C) ≤ 0.16;
    CEZ ≤ 0.44%, 여기서,
    CEZ=C + Si/17 + Mn/7.5 + Cu/13 + Ni/17 + Cr/4.5 + Mo/3 + V/1.5 + Nb/2 + Ti/4.5 + 420B;
    Ni/Cu ≥ 1.50;
    Nb/Ti ≥ 1.8 및 Ti/N은 1.50 내지 3.40이며;
    Ca/S는 1.00 내지 3.00이며, (%Ca) x (%S)0.28 ≤ 1.0 x 10-3;
    마무리된 강판은 ≥ 460MPa의 항복 강도, ≥ 550MPa의 인장 강도 및 -60℃에서 ≥ 47J의 충격 에너지(단일 값)를 가지며, 마무리된 강판의 미세구조는 작으며 분산되고 균일하게 분포되어, 10㎛ 이하로 제어된 평균 과립 크기를 가진 페라이트 + 베이나이트 군집이며, 용접 열-영향을 받은 지역의 미세구조는 작으며 균일한 페라이트 + 소량의 펄라이트인 아연-유도 균열에 저항성인 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    아연-유도 균열에 저항성인 강판은 선박 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판, 초고전압 전력 전송 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판 및 해안 교량 구조용 아연-분사 코팅 부식 저항성 강판인 것인 아연-유도 균열에 저항성인 강판.
  3. 다음 단계를 포함하여 제 1 항의 아연-유도 균열에 저항성인 강판을 제조하는 방법:
    제련 및 주조:
    슬라브는 제련과 연속 주조에 의해 형성되며, 경 압하 기술을 사용하며, 연속 주조에 대한 경 압하율은 2% 내지 5%로 제어되고, 턴디쉬(tundish)의 붓기 온도는 1530℃ 내지 1560℃이며 주조 속도는 0.6m/min - 1.0m/min이며;
    가열: 슬라브의 가열 온도는 1050℃-1150℃이며, 슬라브는 화로로부터 제거된 후 고압수에 의해 물때가 제거되며, 물때 제거는 불완전한 경우 반복될 수 있다.
    압연:
    제 1 단계는 정상 압연이며, 압연 밀의 최대 용량은 중단없는 압연을 위해 사용되며, 패스당 압하율 ≥ 10%이며, 누적된 압하율은 ≥ 45%이며, 최종 압연 온도는 ≥ 980℃이다;
    제 2 단계는 오스테나이트 단일상 지역에서 제어된 압연을 채택하며, 제어된 압연의 최초 압연 온도는 800℃-850℃이며, 압연의 패스당 압하율은 ≥ 8%이며, 누적된 압하율은 ≥ 50%이며, 최종 압연 온도는 760℃-800℃이다;
    및 냉각:
    제어된 냉각이 마무리된 후, 강판은 가속된 냉각 장비로 즉시 수송되어, 강판에 가속된 냉각을 수행하며, 강판의 최초 냉각 온도는 750℃-790℃이며, 냉각 속도는 ≥ 5℃/s이며, 정지-냉각 온도는 350℃-550℃이며, 그 후에 ≥ 25mm의 두께를 가진 강판은 300℃ 이상으로 자연적으로 공기 냉각된 후, 느리게 냉각되고 탈수소되며, 느린 냉각 공정은 적어도 36시간 동안 300℃ 이상으로 강판을 유지하는 단계로 이루어지며, <25mm의 두께를 가진 강판은 실온으로 자연적으로 공기 냉각된다.
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