CN110582588A - 用于制造轻质结构件的高可成形性钢板及制造方法 - Google Patents

Abstract

一种钢板，其具有包含以下的组成，以重量计：0.010％≤C≤0.080％，0.06％≤Mn≤3％，Si≤1.5％，0.005％≤Al≤1.5％，S≤0.030％，P≤0.040％，Ti和B使得：3.2％≤Ti≤7.5％且(0.45×Ti)‑1.35≤B≤(0.45×Ti)‑0.43，任选地Ni≤1％，Mo≤1％，Cr≤3％，Nb≤0.1％，V≤0.1％，余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质。所述钢板具有由铁素体、至多0％的奥氏体、和包含TiB₂的共晶析出物的析出物组成的组织，TiB₂析出物相对于整个组织的体积分数为至少9％，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。

Description

用于制造轻质结构件的高可成形性钢板及制造方法

本发明涉及兼备高拉伸弹性模量E、低密度d和高可加工性、尤其是高可铸造性和高可成形性和延性的钢板或结构件的制造。

已知结构元件的刚度方面的机械性能随E^x/d而变化，系数x取决于外部载荷的模式(例如，在拉伸下或在弯曲下)以及元件的几何形状(板、杆)。因此，表现出高弹性模量和低密度二者的钢具有高的机械性能。

此要求最特别适用于汽车行业，其中车辆轻量化和安全性受到持续关注。为了生产具有提高的弹性模量和降低的密度的钢部件，提出在钢中并入各种类型的陶瓷颗粒，例如碳化物、氮化物、氧化物或硼化物。这样的材料确实具有比它们所并入的基础钢的弹性模量(其为约210GPa)更高的弹性模量(在约250GPa至550GPa的范围内)。通过在应力的影响下钢基体与陶瓷颗粒之间的载荷传递来实现硬化。这种硬化由于由陶瓷颗粒引起的基体晶粒尺寸细化而进一步提高。为了制造包含均匀分布在钢基体中的陶瓷颗粒的这些材料，已知如下基于粉末冶金的方法：首先，生产具有受控几何形状的陶瓷粉末，将这些与钢粉末共混，从而对应于钢的外在添加的陶瓷颗粒。将粉末共混物在模具中压紧(compacted)，然后加热至使得该共混物经历烧结的温度。在该方法的变体中，将金属粉末共混以在烧结阶段期间产生陶瓷颗粒。

然而，这种方法遭受到一些限制。特别地，考虑到金属粉末的高比表面积，为了不引起与大气的反应需要精细的熔炼和加工条件。此外，即使在压紧和烧结操作之后，仍可能剩余残留的孔隙，这些孔隙在应力循环期间充当损坏引发位点。此外，考虑到在进行烧结之前粉末的表面污染(存在氧化物和碳)，基体/颗粒界面的化学组成并因此其内聚力难以控制。另外，当大量添加陶瓷颗粒时，或者当存在一定的大颗粒时，延伸率特性降低。最后，这种方法适合于小量生产，但不能满足汽车行业中的批量生产的需要，并且与这种制造方法相关的制造成本较高。

还提出了基于将陶瓷粉末外在添加到液体金属中的制造方法。然而，这些方法遭受大多数上述缺点。更特别地，可以提及使颗粒均匀分散的困难，这样的颗粒具有在液体金属中团聚或沉降或者漂浮在液体金属上的趋势。

在已知的可用于提高钢的特性的陶瓷中，特别是二硼化钛TiB₂，其具有以下固有特性：

弹性模量：583GPa；

相对密度：4.52。

为了生产具有提高的弹性模量和降低的密度的钢板或部件，同时避免上述问题，提出了生产具有含有以下的组成的钢板：C、Ti和B的含量使得在铸造时形成TiB₂、Fe₂B和/或TiC析出物。

例如，EP 2 703 510公开了用于制造钢板的方法，所述钢板具有包含0.21％至1.5％的C、4％至12％的Ti和1.5％至3％的B的组成，其中2.22*B≤Ti，该钢包含平均尺寸小于10μm的TiC和TiB₂析出物。通过将钢铸造成半成品形式例如锭，然后再加热，热轧和任选地冷轧以获得钢板来生产钢板。利用这样的工艺，可以获得230GPa至255GPa的拉伸弹性模量。

然而，该解决方案也遭受到这样的一些限制：由组成和制造方法二者引起，并导致在制造过程期间和在对钢板进行的用于生产部件的后续成形步骤期间的可铸造性问题以及可成形性问题。

-首先，这样的钢具有低的液相线温度(约1300℃)，因此在相对低的温度下开始凝固。此外，TiB₂、TiC和/或Fe₂B在铸造过程的早期阶段在开始凝固时析出。不仅在铸造过程期间而且在进一步切头剪切(crop shearing)和轧制操作期间，这些析出物的存在和低温导致钢的硬化并导致流变问题。特别地，析出物提高了与模具接触的凝固壳的热硬度，引起表面缺陷并增加拉漏的风险。结果，在制造过程期间出现表面缺陷、冒顶(bleeding)和裂纹。此外，由于高的硬度，经热轧或经冷轧的钢板可实现的尺寸的范围受到限制。作为一个实例，厚度小于3.5mm的1米宽的钢板由于轧制功率的限制而无法在一些带材热轧机中生产。

第二，尽管析出物的平均尺寸相对小，但是析出物的尺寸分布较宽。钢由此包含显著分数的粗析出物，这在钢板的制造过程期间以及在用于制造部件的后续成形操作期间不利地影响钢的可成形性，尤其是延性和韧性。

此外，EP 1 897 963公开了一种用于制造钢板的方法，所述钢板具有包含0.010％至0.20％的C、2.5％至7.2％的Ti和0.45×Ti–0.35％≤B≤0.45×Ti+0.70％的组成，该钢包含TiB₂析出物。然而，该文献没有解决上述可加工性的问题。

因此，本发明旨在解决上述问题，特别旨在提供具有提高的比拉伸弹性模量和高可成形性、尤其是高延性和高韧性的钢板。本发明还旨在提供这样的钢板的制造方法，其中不会遇到上述问题。

在此，拉伸弹性模量表示通过动态杨氏模量测量(例如通过共振频率法)而测量的横向方向上的杨氏模量。

在此，比拉伸弹性模量是指钢的拉伸弹性模量与密度之比。密度例如使用氦比重计来确定。

为此，本发明涉及一种钢板，其由具有包含以下的组成的钢制成，以重量百分比计：

0.010％≤C≤0.080％

0.06％≤Mn≤3％

Si≤1.5％

0.005％≤Al≤1.5％

S≤0.030％

P≤0.040％，

Ti和B使得：

3.2％≤Ti≤7.5％

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.43

任选地选自以下中的一种或更多种元素：

Ni≤1％

Mo≤1％

Cr≤3％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，

所述钢板具有由铁素体、至多10％的奥氏体和析出物组成的组织，所述析出物包含TiB₂的共晶析出物，TiB₂析出物相对于整个组织的体积分数为至少9％，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。

实际上，本发明人已发现，在该组成的情况下，钢的游离Ti含量为至少0.95％，并且由于该游离Ti含量，钢的组织在低于液相线温度的任何温度下主要保持为铁素体。结果，与现有技术的钢相比，该钢的热硬度显著降低，使得可铸造性和热成形性大大提高。

另外，本发明人已发现，控制TiB₂析出物的尺寸分布导致在高温和低温下的高可成形性，尤其是高延性和韧性，使得钢的可热轧性和可冷轧性改善，并且可以生产具有复杂形状的部件。

优选地，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例为至少80％。

优选地，表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例为100％。

优选地，在钢板的芯区域中，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例优选为至少80％以及表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例优选为100％。

优选地，钢板不包含TiC析出物，或者以低于0.5％的体积分数(相对于整个组织)包含TiC析出物。

通常，钢板不包含Fe₂B析出物。

根据一个实施方案，钛、硼和锰的含量使得：(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)–(0.261*Mn)-0.414。

根据一个实施方案，钛和硼的含量使得：

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.50。

根据一个实施方案，该组成使得C≤0.050％。

优选地，钢板在-40℃下的夏比能量Kcv为至少25J/cm²。

通常，钢板的游离Ti含量为至少0.95％。

本发明还涉及用于制造钢板的方法，该方法包括以下依次的步骤：

-提供具有包含以下的组成的钢，以重量百分比计：

0.010％≤C≤0.080％

0.06％≤Mn≤3％

Si≤1.5％

0.005％≤Al≤1.5％

S≤0.030％

P≤0.040％，

Ti和B使得：

3.2％≤Ti≤7.5％

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.43

任选地选自以下中的一种或更多种元素：

Ni≤1％

Mo≤1％

Cr≤3％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

余量为铁和不可避免的杂质，

-将所述钢铸造成半成品的形式，铸造温度低于或等于L_液相线+40℃，L_液相线表示钢的液相线温度，半成品被铸造成厚度为至多110mm的薄半成品的形式，在铸造期间在半成品的每个位置处钢以0.03cm/秒至5cm/秒的凝固速率凝固。

实际上，本发明人已发现，控制凝固的冷却使得在产品的每个位置处尤其是在产品的芯处凝固速率为至少0.03cm/秒可以控制TiB₂析出物的尺寸分布。另外，在本发明的组成的情况下以薄的半成品的形式进行的铸造允许实现这样高的凝固速率。

根据一个实施方案，半成品被铸造成厚度小于或等于110mm，优选小于或等于70mm的薄板坯的形式。

优选地，半成品通过紧凑型带材生产来铸造。

根据另一个实施方案，半成品被铸造成厚度小于或等于6mm的薄带的形式，在半成品的每个位置处凝固速率为0.2cm/秒至5cm/秒。

优选地，半成品通过在反向旋转辊之间的直接带钢铸造(direct strip casting)来铸造。

通常，在铸造和凝固之后，对半成品进行热轧，以获得经热轧的钢板。

优选地，在铸造与热轧之间，将半成品的温度保持高于700℃。

优选地，在热轧之前，在至少1050℃的温度下对半成品进行除氧化皮。

根据一个实施方案，在热轧之后，对经热轧的钢板进行冷轧，以获得厚度小于或等于2mm的经冷轧的钢板。

优选地，钛、硼和锰的含量使得：

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)–(0.261*Mn)-0.414。

本发明还涉及用于制造结构件的方法，该方法包括：

-从根据本发明的钢板或通过根据本发明的方法生产的钢板上切割至少一块坯料，以及

-在20℃至900℃范围内的温度下使所述坯料变形。

根据一个实施方案，该方法包括在使坯料变形之前将坯料焊接至另一坯料的步骤。

本发明还涉及结构件，其包括由具有包含以下的组成的钢制成的至少部分，以重量百分比计：

0.010％≤C≤0.080％

0.06％≤Mn≤3％

Si≤1.5％

0.005％≤Al≤1.5％

S≤0.030％

P≤0.040％，

Ti和B使得：

3.2％≤Ti≤7.5％

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.43

任选地选自以下中的一种或更多种元素：

Ni≤1％

Mo≤1％

Cr≤3％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，

所述部分具有由铁素体、至多10％的奥氏体和析出物组成的组织，所述析出物包含TiB₂的共晶析出物，TiB₂析出物相对于所述部分的整个组织的体积分数为至少9％，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。

优选地，该结构件通过根据本发明的方法来获得。

本发明的其他特征和优点将在以下描述的过程中变得明显，所述描述以非限制性实例的方式并参照附图给出，在附图中：

-图1是示出单个粗TiB₂析出物的损坏机理的显微照片，

-图2是示出单个细TiB₂析出物的损坏机理的显微照片，

-图3是示出在这些析出物碰撞之后的细TiB₂析出物的显微照片，

-图4是示出在这些析出物碰撞之后的粗TiB₂析出物的显微照片，

-图5是示出本发明的钢和比较钢通过高温下的拉伸试验而获得的面积减小的图，

-图6是示出根据本发明的钢板沿着位于钢板的1/4厚度处的纵向平面的组织的显微照片，

-图7和图8是示出比较钢板沿着位于钢板的1/4厚度处的纵向平面的组织的显微照片，

-图9是示出图6的钢板沿着位于钢板的一半厚度处的纵向平面的组织的显微照片，

-图10和图11是示出图7和图8的比较钢板沿着位于钢板的一半厚度处的纵向平面的组织的显微照片，

-图12示出图6至图11的钢板的成形极限曲线，

-图13和图14是分别示出冷轧之后的图7和图10的钢板沿着位于经冷轧的钢板的表面的纵向平面和沿着位于经冷轧的钢板的一半厚度的纵向平面的损坏的显微照片，

-图15是示出图6和图9的钢板以及图8和图11的钢板的夏比能量Kcv的图。

关于钢的化学组成，碳含量适合于实现期望的强度水平。为此，碳含量为至少0.010％。

然而，必须限制C含量以避免否则可能由于钢的高Ti含量而发生的TiC和/或Ti(C,N)在钢水中的一次析出，以及在共晶凝固期间和在固相部分中的TiC和/或Ti(C,N)的析出。实际上，在铸造期间TiC和Ti(C,N)在钢水中析出将通过提高凝固壳的热硬度而使可铸造性劣化，并导致铸造产品中的裂纹。此外，TiC析出物的存在降低了钢中的游离Ti含量，并因此抑制了Ti的α相生成(alphageneous)作用。由于这些原因，C含量必须为至多0.080％。优选地，C含量为至多0.050％。

以至少0.06％的含量，锰使淬透性提高并有助于固溶硬化并因此提高抗拉强度。其与任何存在的硫结合，因此降低了热裂的风险。然而，如果Mn含量高于3％，则钢的组织将在所有温度下都不会主要是铁素体，使得钢的热硬度将太高，如下面进一步详细说明的。

硅通过固溶硬化有效地有助于提高抗拉强度。然而，过量添加Si引起形成难以通过酸洗除去的附着氧化物，并且可能形成特别是由在热浸镀锌操作中缺乏可润湿性引起的表面缺陷。为了确保良好的可涂覆性，Si含量不得超过1.5％。

以至少0.005％的含量，铝是用于使钢脱氧的非常有效的元素。然而，以高于1.5％的含量，发生氧化铝的过度一次析出，损害钢的可铸造性。

以高于0.030％的含量，硫倾向于以硫化锰的形式过度大量析出，这在很大程度上降低了钢的可热成形性和可冷成形性。因此，S含量为至多0.030％。

磷是在晶界处偏析的元素。其含量不得超过0.040％，以保持足够的热延性，从而避免开裂，并且以防止在焊接操作期间的热开裂。

任选地，可以添加镍和/或钼，这些元素使钢的抗拉强度提高。出于成本原因，Ni和Mo的添加各自限制为1％。

任选地，可以添加铬以提高抗拉强度，出于成本原因，Cr含量限制为至多3％。铬还促进硼化物的析出。然而，添加高于0.080％的Cr可能促进(Fe,Cr)硼化物的析出而损害TiB₂析出物。因此，Cr含量优选为至多0.080％。

还任选地，可以以等于或小于0.1％的量添加铌和钒，以便以细析出的碳氮化物的形式获得互补硬化(complementary hardening)。

钛和硼在本发明中起重要作用。实际上，Ti和B以TiB₂析出物的形式析出，这显著提高钢的拉伸弹性模量E。TiB₂可以在制造过程的早期阶段，尤其是以在钢水中析出的初生TiB₂的形式和/或作为共晶析出物而析出。

然而，本发明人已发现，TiB₂析出物可能导致在铸造期间凝固壳的热硬度增加，从而导致在铸造产品中形成裂纹，导致表面缺陷的出现并导致钢的可热轧性降低，这限制了经热轧的钢板的可及厚度范围。

出乎意料地，本发明人已发现，如果调节Ti和B的含量使得游离Ti(在下文中为Ti*)的含量高于或等于0.95％，则钢的热硬度显著降低。实际上，本发明人已发现，在这种条件下，无论温度如何(低于液相线)，尤其是在凝固和热轧期间，钢都主要保持铁素体，即包含至多10％的奥氏体，这导致在冷却时与经历同素异形转变的钢相比钢的热硬度降低超过10％。因此，尽管在凝固期间在钢中形成TiB₂，但钢的可铸造性和热延性仍在很大程度上得到改善。

在此“游离Ti”表示不以析出物的形式结合的Ti的含量。

另外，至少0.95％的Ti*含量大大降低、甚至抑制了会损害延性的Fe₂B的形成。

优选地，Ti*含量高于或等于0.92+0.58*Mn，其中Mn表示钢中的Mn含量。实际上，Mn是可以有利于组织中的奥氏体的存在的γ相生成元素(gammageneous element)。因此，Ti*优选根据Mn含量来调节，以确保无论温度如何钢都主要保持铁素体。

然而，Ti*含量应保持低于3％，因为尽管添加钛的成本更高，但由高于3％的Ti*含量不会获得显著有益的技术效果。

为了确保足够的TiB₂析出物，并同时使Ti*含量达到0.95％，Ti含量必须为至少3.2％。如果Ti含量低于3.2％，则TiB₂析出物不足，从而妨碍拉伸弹性模量的显著提高，其仍然低于220GPa。

然而，如果Ti含量高于7.5％，则在钢水中可能出现粗的初生TiB₂析出物，并且引起半成品的可铸造性问题以及钢的延性降低，导致差的可热轧性和可冷轧性。

因此，Ti含量为3.2％至7.5％。

此外，为了确保至少0.95％的Ti*含量，硼含量应为至多(0.45×Ti)-0.43，Ti表示以重量百分比计的Ti含量。

如果B>(0.45×Ti)-0.43，则Ti*含量将达不到0.95％。实际上，Ti*含量可以估计为Ti*＝Ti–2.215×B，B表示钢中的B含量。结果，如果B＞(0.45×Ti)-0.43，则钢的组织在铸造和热轧操作期间将不会主要为铁素体，使得其热延性降低，这可能导致在铸造和热轧操作期间形成裂纹和/或表面缺陷。

如果目标为Ti*含量高于或等于0.92+0.58*Mn，则硼含量应为至多(0.45×Ti)–(0.261*Mn)-0.414，Ti和Mn表示以重量比百分比计的Ti和Mn的含量。

如果B>(0.45×Ti)–(0.261*Mn)-0.414，则Ti*含量将达不到0.92+0.58*Mn。

然而，硼含量应高于或等于(0.45×Ti)-1.35以确保足够的TiB₂析出物。此外，低于(0.45×Ti)-1.35的B含量将对应于高于3％的Ti*含量。

余量为铁和由炼钢产生的残余元素。

根据本发明，无论温度如何(低于T_液相线)，钢的组织均主要为铁素体。通过“主要为铁素体”，必须理解的是，钢的组织由铁素体、析出物(尤其是TiB₂析出物)和至多10％的奥氏体组成。

因此，根据本发明的钢板在所有温度下尤其是在室温下具有主要为铁素体的组织。钢板在室温下的组织通常为铁素体，即不包含奥氏体。

铁素体晶粒尺寸通常小于6μm。

TiB₂析出物的体积分数为至少9％，以获得至少230GPa的拉伸弹性模量E。

TiB₂析出物的体积分数优选为至少12％，以获得至少240GPa的拉伸弹性模量E。

TiB₂析出物主要由在凝固时非常细的共晶析出产生，TiB₂析出物的平均表面积优选小于8.5μm²，还优选小于4.5μm²，还优选小于3μm²。

本发明人已发现，钢中的TiB₂析出物的尺寸影响钢的特性，特别是在产品制造期间产品的抗损坏性，尤其是其可热轧性和可冷轧性，影响钢板的抗损坏性(尤其是在成形操作期间)、其疲劳强度、其断裂应力和其韧性。

然而，本发明人已发现，用于确保高抗损坏性并因此确保高可成形性的主要因素是TiB₂析出物的尺寸分布。

实际上，本发明人已发现，在包含TiB₂析出物的钢中，在制造期间尤其是在热轧和/或冷轧步骤以及进一步的成形操作期间发生的损坏可能由单个析出物经历的损坏以及由析出物之间的碰撞造成。

尤其是，单个TiB₂析出物的损坏起始来自于铁素体与TiB₂析出物之间的界面处的位错的堆积，并且取决于TiB₂析出物的尺寸。特别地，TiB₂析出物的断裂应力是TiB₂析出物尺寸的递减函数。如果一些TiB₂析出物的尺寸增加，使得这些析出物的断裂应力变得低于界面剥离应力，则损坏机理由界面剥离变成TiB₂析出物的断裂，导致延性、可成形性和韧性的显著降低。

损坏机理的这种变化由图1和图2示出。

图1示出了在冷轧期间在压缩应力下粗TiB₂析出物的损坏：在那种情况下，TiB₂析出物在相对低的应力下沿着平行于压缩应力的方向断裂。

相比之下，图2示出了由于在铁素体基体与TiB₂析出物之间的界面处出现空洞而引起的在冷轧期间较小的TiB₂析出物的界面剥离。

因此，如果钢板虽然具有减小的平均尺寸的TiB₂析出物但是包含大的TiB₂析出物，则这些大的TiB₂析出物将引起钢的损坏机理的改变和钢机械特性的降低。

此外，本发明人已发现，由于这些析出物的尺寸大，由TiB₂析出物之间的碰撞导致的损坏更重要。特别地，粗TiB₂析出物之间的碰撞导致这些析出物的断裂，而小的TiB₂析出物的碰撞却不会导致这样的断裂。

图3和图4示出了进一步碰撞的不同尺寸的析出物。

尤其是，图3和图4分别示出了碰撞之后的细析出物和大的TiB₂析出物。这些图显示，大的析出物的碰撞导致碰撞析出物中的一者的断裂，而细析出物的碰撞不会导致任何损坏。

为了确保高的延性、可成形性和韧性，本发明人已发现，TiB₂析出物的尺寸分布必须使得表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。

此外，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例应优选为至少80％，表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例应优选为100％。

表面积小于3μm²、8μm²或25μm²的TiB₂析出物的比例定义为表面积小于3μm²、8μm²或25μm²的TiB₂析出物的数目除以TiB₂析出物的数目并乘以系数100。

表面积小于3μm²、8μm²或25μm²的TiB₂析出物的比例优选如下确定：对使用用于表面准备的标准金相技术制备并用硝酸乙醇试剂蚀刻的试样，通过使用扫描电子显微镜(SEM)进行图像分析。

尤其是，在钢板的芯处，TiB₂析出物的尺寸分布必须使得表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％，并且优选使得表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例为至少80％，还优选使得表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例为100％。

通过考虑在纵向方向上的长度为l1、在横向方向上的宽度为w1且在厚度方向上的厚度为t1的大致矩形形状的钢板，钢板的芯定义为钢板的在钢板的厚度方向上从位于钢板的总厚度t1的45％的第一端至位于钢板的总厚度t1的55％的第二端延伸长度l1和宽度w1的部分。

实际上，本发明人已发现，在这种条件下，损坏通过界面剥离而发生，使得损坏动力学被延迟。此外，在这种条件下，可能由TiB₂析出物之间的碰撞引起的损坏大幅减少。

因此，钢板在其制造期间和在使用中的可成形性和延性大大改善。

特别地，通过冷轧可实现的压下率增加，并且可成形性提高，使得可以形成具有复杂形状的部件。

使表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％是关键的。实际上，本发明人已发现，低于该值，粗TiB₂析出物引起损坏机理的改变，如上所述，这使钢的抗损坏性急剧降低。

此外，根据本发明的钢板不包含TiC析出物或者包含小分数的TiC析出物，组织中的TiC析出物的体积分数保持低于0.5％，一般低于0.36％。

实际上，如上所述，TiC析出物(如果存在)将形成在钢水中，并且将使钢的可铸造性劣化，因此组织中TiC析出物的分数高于0.5％将导致钢板中的裂纹和/或表面缺陷。TiC析出物的存在还降低钢的延性。

另外，由于高的Ti*含量，钢板不包含任何Fe₂B析出物，组织中Fe₂B析出物的体积分数为0％。不存在Fe₂B析出物提高了钢板的延性。

钢板，无论是经热轧还是经冷轧的，即使在低温下也具有很高的韧性。尤其是，从延性模式到混合模式的转变温度低于-20℃，并且钢板的夏比能量Kcv通常在-40℃下高于或等于25J/cm²，并且在-60℃下高于或等于20J/cm²。

钢板在任何光整冷轧之前具有至少230GPa、通常至少240GPa的拉伸弹性模量E，至少640MPa的抗拉强度TS和至少250MPa的屈服强度。因此，未经光整冷轧的根据本发明的钢板的屈服强度通常为至少250MPa。

由于本发明的钢中的TiB₂析出物的尺寸和尺寸分布小，由于霍尔-佩奇效应(Hall-Petch effect)和提高的加工硬化，尤其实现了至少640MPa的高抗拉强度。

拉伸弹性模量是TiB₂析出物的分数的递增函数。

尤其是，在9％或更高的TiB₂析出物分数下实现了至少230GPa的拉伸弹性模量E。在其中TiB₂析出物的体积分数为至少12％的优选实施方案中，实现了至少240GPa的拉伸弹性模量E。

此外，TiB₂析出物的存在导致钢的密度降低。

因此，本发明的钢板具有非常高的比拉伸弹性模量。

如下实施根据本发明的用于制造钢板的方法。

提供具有根据本发明的组成的钢，然后将钢铸造成半成品。

铸造在低于或等于T_液相线+40℃的温度下进行，T_液相线表示钢的液相线温度。

实际上，高于T_液相线+40℃的铸造温度可能导致形成粗TiB₂析出物。

本发明的钢的液相线温度T_液相线通常为1290℃至1310℃。因此，铸造温度应通常为至多1350℃。

进行铸造以在铸造时形成厚度为至多110mm的薄产品，尤其是薄板坯或薄带。

为此，铸造优选通过紧凑型带材生产来进行以形成厚度小于或等于110mm、优选至多70mm的薄板坯，或者通过在反向旋转辊之间的直接带钢铸造来进行以形成厚度小于或等于6mm的薄带。

在任何情况下，半成品的厚度必须为至多110mm，并且优选为至多70mm。

以薄的半成品的形式(例如薄的板坯或带)铸造半成品通过限制钢在轧制和成形操作期间的损坏改善了钢的可加工性。

实际上，以薄的半成品的形式(例如薄的板坯或带)铸造半成品允许在后续的轧制步骤期间使用较低的压下率以实现期望的厚度。

压下率的降低限制了在热轧和冷轧操作期间可能由TiB₂析出物的碰撞导致的钢的损坏。

最重要的是，以薄的半成品的形式进行的铸造允许实现非常细的TiB₂析出物，使得如上所述的单个TiB₂析出物的损坏和可能由TiB₂析出物的碰撞导致的损坏减少。

尤其是，以薄的半成品的形式进行的铸造允许在冷却时在钢板的厚度上精细地控制凝固速率，确保在整个产品中凝固速率足够快，并使产品的表面与产品的芯之间的凝固速率差异最小化。

实际上，不仅在产品的表面处而且在半产品的芯处，实现足够且均匀的凝固速率对于获得非常细的TiB₂析出物都是必要的。通过考虑在纵向方向上的长度为l2、在横向方向上的宽度为w2且在厚度方向上的厚度为t2的大致矩形形状的半成品，半成品的芯(或芯区域)定义为半成品的在半成品的厚度方向上从位于半成品的总厚度t2的45％的第一端至位于半成品的总厚度的55％的第二端延伸长度l2和宽度w2的部分。

本发明人还发现，为了获得非常细的TiB₂析出物，使得表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％，凝固期间的冷却条件必须使得在半成品的每个位置处钢以等于或大于0.03cm/秒，高至5cm/秒的凝固速率凝固。

由于凝固速率从产品的表面向芯降低，因此在每个位置处至少0.03cm/秒的凝固速率意味着在产品的芯处的凝固速率为至少0.03cm/秒，高至5cm/秒。

此外，如果半成品以薄带的形式铸造，尤其是通过在反向旋转辊之间的直接带钢铸造而铸造，以形成厚度小于或等于6mm的薄带，则在半成品的每个位置处凝固速率为0.2cm/秒至5cm/秒。

实际上，本发明人已发现，在每个位置处尤其是在产品的芯处至少0.03cm/秒的凝固速率允许不仅在产品的表面处而且在产品的整个厚度上都获得非常细的TiB₂析出物，使得平均面积表面小于8.5μm²并且表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。此外，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例为至少80％，表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例为100％。

尤其是，在产品的芯区域中至少0.03cm/秒的凝固速率允许在半成品的芯区域中获得非常细的TiB₂析出物，使得平均面积表面小于8.5μm²并且表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。此外，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例为至少80％，表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例为100％。

相比之下，如果在产品的至少一些部分处的凝固速率低于0.03cm/秒，则在凝固期间将形成TiC析出物和/或粗TiB₂析出物。

由于以厚度小于110mm的薄的半成品的形式铸造钢，以及由于钢的组成，实现了将冷却速率和凝固速率控制成上述值。

尤其是，以薄的半成品的形式进行铸造导致在产品厚度上高的冷却速率，并且改善从产品的表面到芯的凝固速率的均匀性。

另外，由于钢的高Ti*含量，钢主要凝固为铁素体。尤其是，从凝固开始和在整个凝固过程期间，经凝固的钢具有主要为铁素体的组织，钢中的奥氏体分数保持为至多10％。因此，在冷却期间不发生相变或发生非常有限的相变。

因此，钢可以通过再润湿而不是通过膜沸腾被冷却，这允许达到非常高的凝固速率。

膜沸腾是一种冷却模式，其中具有低热导率的冷却液的蒸气薄层介于钢的表面与液态冷却液之间。在膜沸腾中，传热系数低。相比之下，通过再润湿进行的冷却在蒸气层破裂并且冷却流体与钢接触时发生。这种冷却模式在钢的表面温度低于莱登弗罗斯特温度(Leidenfrost temperature)时发生。通过再润湿实现的传热系数高于通过膜沸腾可实现的传热系数，使得凝固速率提高。然而，如果在通过再润湿进行的冷却期间发生相变，则再润湿与相变之间的结合在钢中引起高应变，导致裂纹和表面缺陷。

因此，在凝固期间持续显著的同素异形转变的钢无法通过再润湿来冷却。

相比之下，在任何温度下包含至多10％的奥氏体的本发明的钢中，在凝固时发生很少的相变或者不发生相变，该钢因此可以通过再润湿来冷却。

因此，可以实现非常高的凝固速率。

在凝固结束时，钢的组织主要为铁素体，并且包含非常细的共晶TiB₂析出物。

此外，由于钢的主要为铁素体的组织，一开始凝固，在凝固期间就不发生δ铁素体转变为奥氏体或者发生很少的δ铁素体转变为奥氏体(即，在凝固期间至多10％的δ铁素体转变为奥氏体)，因此避免了由这种转变而导致的局部收缩，这种局部收缩可能导致半成品中的裂纹。

特别地，在不存在δ铁素体显著转变为奥氏体的情况下，在凝固期间不发生包晶引起的析出。这种在枝晶中发生的包晶引起的析出可能导致热延性的降低并引起裂纹，尤其是在进一步热轧期间。

因此，经凝固的半成品具有非常好的表面品质，并且不包含裂纹或者包含非常少的裂纹。

此外，与在凝固时包含超过10％的奥氏体的组织相比，主要为铁素体的钢的凝固在很大程度上降低了经凝固的钢的硬度，特别是凝固壳的硬度。

尤其是，在凝固期间钢的硬度比具有包含超过10％的奥氏体的组织的可比较的钢低约40％。

经凝固的钢的热硬度低导致涉及凝固壳的流变问题减少，尤其避免了铸造产品的表面缺陷、凹陷和冒顶的发生。

另外，与同素异形钢种相比，经凝固的钢的热硬度低还保证了钢的高热延性。

由于产品的高热延性，避免了否则将在铸造过程的弯曲和矫直操作期间和/或在后续的热轧期间出现的裂纹的形成。

在凝固之后，将半成品冷却至优选不低于700℃的冷却结束温度。在冷却结束时，半成品的组织保持主要为铁素体。

然后将半成品从冷却结束温度加热至约1200℃，进行除氧化皮然后热轧。

在除氧化皮期间，钢的表面温度优选为至少1050℃。实际上，低于1050℃，液体氧化物将在半成品的表面上凝固，这可能引起表面缺陷。

优选地，对半成品直接进行热轧，即在热轧之前不将其冷却至低于700℃的温度，使得在铸造与热轧之间半成品的温度在任何时候都保持高于或等于700℃。半成品的直接热轧允许减少在热轧之前使半成品的温度均匀化所需的时间，并因此限制了液体氧化物在半成品的表面处的形成。

另外，铸态半成品通常在低温下是脆性的，因此对半成品直接进行热轧允许避免否则由于铸态半成品的脆性而可能在低温下出现的裂纹。

热轧例如在1100℃至900℃，优选在1050℃至900℃的温度范围内进行。

如上所述，由于钢的主要为铁素体的组织，半成品的热延性非常高。实际上，在热轧期间在钢中不发生相变或者发生很少的相变，该相变将降低延性。

因此，即使在900℃的热轧终了温度下，半成品的可热轧性也令人满意，并且避免了热轧期间钢板中裂纹的出现。

例如，获得了厚度为1.5mm至4mm，例如1.5mm至2mm的经热轧的钢板。

在热轧之后，优选将钢板卷取。然后优选对经热轧的钢板进行酸洗，例如在HCl浴中，以保证良好的表面品质。

任选地，如果期望较小的厚度，则使经热轧的钢板经受冷轧，以获得厚度小于2mm，例如0.9mm至1.2mm的经冷轧的钢板。

实现了这样的厚度，而没有产生任何显著的内部损坏。这种不存在显著的损坏尤其是由于以薄的半成品的形式进行的铸造和由于钢的组成。

实际上，由于经冷轧的钢板是由薄的产品生产的，因此降低了实现给定厚度所需的热轧压下率和冷轧压下率。因此，减少了可能导致损坏的TiB₂析出物之间碰撞的发生。

此外，因为由于半成品的小厚度以及由于该组成而实现的TiB₂析出物的尺寸分布，所以可以实现高达40％甚至高达50％的冷轧压下率，而不产生任何显著的内部损坏。

实际上，由于钢不包含粗TiB₂析出物，因此损坏通过界面剥离而发生，使得损坏动力学被延迟。此外，由于TiB₂析出物的小尺寸，它们的碰撞不会导致任何显著的损坏。

因此，大幅减少了在冷轧期间损坏的发生。

在冷轧之后，可以使经冷轧的钢板经受退火。退火例如通过以下来进行：以优选2℃/秒至4℃/秒的平均加热速率将经冷轧的钢板加热至800℃至900℃的退火温度，并将经冷轧的钢板保持在该退火温度下持续通常45秒至90秒的退火时间。

由此获得的钢板(可以经热轧或经冷轧)具有主要为铁素体的组织，即由铁素体、至多10％的奥氏体和析出物组成。通常，由此获得的钢板在室温下具有铁素体组织，即，由铁素体和析出物组成的组织，没有奥氏体。

由此获得的钢板包含作为共晶TiB₂析出物的TiB₂析出物，TiB₂析出物的体积分数为至少9％。

钢板中表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。另外，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例优选为至少80％，表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例优选为100％。

在钢板的芯区域中尤其是这种情况。

由于钢的低C含量以及由于制造过程，以及由于在凝固期间不存在包晶引起的析出，因此由此获得的钢板包含非常少量的TiC析出物。组织中的TiC析出物的体积分数特别地低于0.5％，通常低于0.36％。

由此获得的钢板不包含Fe₂B析出物。

利用该制造过程，避免了在铸造产品和钢板中形成表面缺陷和裂纹。

尤其是，由于高Ti*含量而实现的硬度的降低允许避免在铸造产品中出现表面缺陷、凹陷和冒顶。

另外，由此获得的钢板具有非常高的可成形性、韧性和疲劳强度，因此可以由这样的钢板生产具有复杂几何形状的部件。

尤其是，可能由热轧和/或冷轧引起的钢板损坏被最小化，因此钢具有改善的韧性和在后续成形操作期间的改善的延性。

此外，根据本发明的钢的高拉伸弹性模量减少了成形操作之后的回弹，从而提高了成品部件的尺寸精度。

为了生产部件，将钢板切割以生产坯料，并且例如通过在20℃至900℃的温度范围内拉伸或弯曲来使坯料变形。

有利地，通过以下来制造结构元件：将根据本发明的钢板或坯料焊接至具有相同或不同组成并且具有相同或不同厚度的另一钢板或坯料，以获得具有不同机械特性的焊接组件，可以进一步使该焊接组件变形以生产部件。

例如，可以将根据本发明的钢板焊接至由具有包含以下的组成的钢制成的钢板，以重量百分比计：

0.01％≤C≤0.25％

0.05％≤Mn≤2％

Si≤0.4％

Al≤0.1％

Ti≤0.1％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

Cr≤3％

Mo≤1％

Ni≤1％

B≤0.003％

余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质。

实施例：

作为实施例和比较，已经制造了由根据表I的钢组成制成的钢板，元素以重量百分比表示。

表1

在表1中，下划线值不是根据本发明的。

这些钢被铸造成半成品的形式：

-将钢A连铸成厚度为65mm的板坯的形式(样品I1)，

-将钢B铸造成截面为130mm×130mm的300kg的锭的形式(样品R1)，

-将钢C铸造成厚度为45mm的薄板坯的形式(样品R2)。

在产品的表面处和芯处对铸造产品的凝固期间的凝固速率进行评估，并记录在下表2中。

表2

在表2中，带下划线的值不是根据本发明的。

样品I1以厚度小于110mm的薄板坯的形式铸造样。

此外，样品I1的组成(A)是根据本发明的，并因此具有为至少0.95％的游离Ti含量，使得在凝固期间，不发生相变或者发生很少的相变，允许通过再润湿进行冷却。

由于铸造产品的小厚度以及由于通过再润湿进行冷却，即使在半成品的芯处，样品I1的凝固速率也可以高于0.03cm/秒。

相比之下，样品R1具有根据本发明的组成(B)，但没有铸造为薄的半成品，其厚度大于110mm。

结果，在半成品的芯处或表面处凝固速率都无法达到目标值。

样品R2不具有根据本发明的组成(C)，其B含量高于(0.45×Ti)-0.43。因此，样品R2的游离Ti含量低于0.95％(0.75％)。

因此，即使钢以薄带的形式铸造，在凝固期间也会发生显著的相变，使得无法通过再润湿进行冷却。结果，在产品的芯处凝固速率未达到0.03cm/秒。

本发明人研究了样品I1和R2的可热成形性。

尤其是，通过以950℃至1200℃范围内的温度以不同应变速率进行热平面应变压缩试验对铸态样品I1和R2的可热成形性进行评估。

为此，从铸态样品I1和R2中取样Rastegaiev试样。将试样加热至950℃、1000℃、1100℃或1200℃的温度，然后通过位于试样的相对侧的两个冲头以0.1秒^-1、1秒^-1、10秒^-1或50秒^-1的不同应变速率进行压缩。确定应力，并对每个试验评估最大应力。

下表3记录了在各个温度下以及对于样品I1和R2中的每一者，在该温度下组织中的奥氏体的分数，和在各个温度下对各个应变速率确定的最大应力。

表3

这些结果显示，无论950℃至1200℃的温度如何以及无论应变速率如何，样品I1达到的最大应力都比样品R2达到的最大应力低得多，钢I1的最大应力比钢R2达到的最大应力低高达67％。

这种最大应力的降低尤其是由于样品I1的组织与样品R2的组织之间的差异，样品I1的组织在所有温度下主要为铁素体，样品R2的组织持续相变并在高温下变为奥氏体。这种降低意味着在高温下，与Ti*含量低于0.95％的钢相比，本发明的钢的硬度在很大程度上降低，从而改善了可热成形性。

通过在热机械模拟器Gleeble上进行高温拉伸试验对铸态样品I1和R2的可热成形性进行进一步评估。

尤其是，在600℃至1100℃范围内的温度下确定面积的减小。

示于图5的这些试验的结果显示，即使在降低的温度下，尤其是在800℃至900℃的温度下，样品I1的热延性仍保持较高，而样品R2的延性随着温度而急剧降低。

因此，样品I1可以在比样品R2更低的温度下加工。相反地，在制造过程期间，与样品R2相比，样品I1中的裂纹或冒顶的出现将大大减少。

本发明人还使用扫描电子显微镜(SEM)通过图像分析在从样品I1、R1和R2的1/4厚度取得的样品和从样品I1的一半厚度取得的样品上对铸态产品的TiB₂析出物进行了表征。使用用于表面准备的标准金相技术来制备用于显微镜检测的试样并用硝酸乙醇试剂对其进行蚀刻。

尺寸分布记录在下表4中。

如表4所示，样品R1包含高百分比的表面积大于8μm²的粗析出物。

样品R2比样品R1包含更高分数的小的TiB₂析出物。然而，样品R1的表面积小于8μm²的TiB₂析出物的百分比未达到96％。

相比之下，样品I1的面积为至多8μm²的TiB₂析出物的分数非常高，尤其是高于96％。此外，面积为至多3μm²的TiB₂析出物的分数高于80％，并且全部TiB₂析出物的面积均低于或等于25μm²。

表4

在表4中，带下划线的值不是根据本发明的。

此外，在凝固之后，将样品I1加热至1200℃的温度，然后以920℃的终轧温度进行热轧，以生产厚度为2.4mm的经热轧的钢板。

以40％的压下率将经热轧的钢板I1进一步冷轧，以获得厚度为1.4mm的经冷轧的钢板。

在冷轧之后，将钢板I1以3℃/秒的平均加热速率加热至800℃的退火温度，并在该温度下保持60秒。

在凝固之后，将样品R1和R2冷却至室温，然后再加热至1150℃的温度，并以920℃的终轧温度进行热轧，以分别生产厚度为2.2mm和2.8mm的经热轧的钢板。

通过在位于钢板的1/4厚度和位于钢板的一半厚度的位置处收集样品对由样品I1、R1和R2生产的经热轧的钢板的显微组织进行研究，以分别观察在钢板的芯与表面之间的一半距离处和在钢板的芯处沿纵向平面的组织。

在用Klemm试剂进行蚀刻之后，用扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织。

钢I1、R1和R2在1/4厚度处的显微组织分别显示在图6、图7和图8中。

钢板I1、R1和R2在一半厚度处的显微组织分别显示在图9、图10和11中。

这些图显示，钢I1的组织在产品的1/4厚度处和芯处都非常细。

相比之下，以较低凝固速率冷却的钢R1的组织包含粗晶粒。

钢R2的组织尽管在1/4厚度处包含细晶粒，但也包含粗晶粒，尤其是在半成品的芯处。

总体上，钢I1的组织非常均匀，而钢R1和R2的组织各自包含尺寸非常不同的晶粒。

本发明人还研究了钢I1、R1和R2的可冷成形性。

用平面应变试验在由铸态钢I1、R1和R2生产的钢板上对钢的可冷成形性进行评估。

尤其是，从由钢I1、R1和R2制成的钢板上收集样品，并确定钢I1、R1和R2的成形极限曲线。这些成形极限曲线示于图12中，并且测量值记录在下表5中。

表5

如图12和表5所示，与钢R1和R2相比，钢I1具有改善的可成形性。

不受理论的束缚，认为钢R1和R2中粗TiB₂析出物的存在(即使以少量存在)会在成形操作期间(在目前情况下为在弯曲期间)促进应变的局部化，这导致比钢I1更差的可成形性。还认为该局部化可能由粗TiB₂析出物碰撞的早期损坏导致。

相比之下，钢I1不包含粗析出物，这使TiB₂析出物的碰撞最小化并因此改善了可成形性。

为了确定TiB₂析出物的尺寸对可成形性的影响，本发明人对通过上述公开的方法获得的经热轧的钢板R1以50％的冷轧压下率进行冷轧。在冷轧之后，将钢板R1以3℃/秒的平均加热速率加热至800℃的退火温度，并在该温度下保持60秒。

然后本发明人从经冷轧的钢板R1(在退火之后)的表面和芯处收集试样，并通过扫描电子显微镜观察这些试样。

在表面处和在芯处观察到的组织分别示于图13和图14。

如在这些图上可见的，与其中观察到显著的损坏的从芯处收集的试样不同，从钢板的表面处收集的试样包含很少的损坏。

这些观察结果确定，由于钢板的芯处的凝固速率较低而主要位于该部分处的粗TiB₂析出物在变形期间引起损坏，并因此使钢的可成形性劣化。

通过对从由钢I1、R1和R2制成的经热轧的钢板和从由钢I1制成的经冷轧的钢板(在退火之后)收集的样品进行边缘弯曲试验(也称为90°卷边试验)来评估钢I1、R1和R2的弯曲能力。

将样品保持在加压垫与模具之间，并且使滑动模具滑动以使样品的从垫和模具中突出的部分弯曲。根据标准EN ISO 7438:2005，在轧制方向(RD)上和在横向方向(TD)上进行弯曲试验。

弯曲能力通过经弯曲的钢板的曲率半径R(以mm计)与样品的厚度t(以mm计)之间的比率R/t来表征。

结果汇总在下表6中。

表6

在该表中，t表示样品的厚度，R/t表示所测量的经弯曲的钢板的曲率半径与厚度之间的比率。

这些结果证明，与钢R1和R2相比，根据本发明的钢具有改善的弯曲能力。

在-80℃至20℃范围内的温度下在从经热轧的钢板中收集的样品上进一步确定钢I1和R2的夏比能量。

尤其是，从由钢I1和R2制成的经热轧的钢板中收集具有深度为2mm、角度为45°且根部半径为0.25mm的V形缺口的小尺寸夏比冲击试样(10mm×55mm×钢板的厚度)。

在每个温度下，测量冲击能量的表面密度Kcv。在每个温度下，对两个样品进行试验，并计算这两个试验的平均值。

结果示于图15中，并记录在下表7中。

表7

在该表中，T表示温度，以摄氏度计，Kcv表示冲击能量的表面密度，以J/cm²计。此外，记录了断裂模式(延性断裂、延性断裂和脆性断裂的混合模式或者脆性断裂)。

如表7和图15所示，本发明的钢I1的夏比能量远高于钢R2的夏比能量。此外，与钢R2相比，钢I1的从延性断裂模式到混合断裂模式的转变温度降低。尤其是，在本发明的钢中，在-20℃下断裂保持100％的延性。

因此，这些试验证明，本发明的钢与以下的钢相比具有改善的可成形性、延性和韧性：

-钢R1，其Ti*含量高于0.95％，但没有以薄产品的形式铸造，并因此具有TiC和粗TiB₂析出物，

-钢R2，其被铸造成薄产品的形式，但其Ti*含量低于0.95％，并因此具有TiC且可能包含表面积大于8μm²的TiB₂析出物。

最后，确定了钢板I1、R1和R2的机械特性。下表8记录了屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE、总延伸率TE和拉伸弹性模量E、加工硬化系数n和Lankford系数r。表8还记录了各个钢的TIB₂(f_TiB2)析出物的体积百分比。

表8

这些结果证明，与钢R1和R2的机械特性相比，钢I1的机械特性得到改善。这种改善特别是由于与钢R1和R2相比钢I1中非常小尺寸的析出物的比例高。

因此，本发明提供了钢板及其制造方法，该钢板同时具有高拉伸弹性模量、低密度、以及改善的可铸造性和可成形性。因此，本发明的钢板可以用于生产具有复杂形状的部件，而不引起损坏或表面缺陷。

Claims (25)

1.一种钢板，由具有包含以下的组成的钢制成，以重量百分比计：

0.010％≤C≤0.080％

0.06％≤Mn≤3％

Si≤1.5％

0.005％≤Al≤1.5％

S≤0.030％

P≤0.040％，

Ti和B使得：

3.2％≤Ti≤7.5％

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.43

任选地选自以下中的一种或更多种元素：

Ni≤1％

Mo≤1％

Cr≤3％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，

所述钢板具有由铁素体、至多10％的奥氏体和析出物组成的组织，所述析出物包含TiB₂的共晶析出物，TiB₂析出物相对于整个组织的体积分数为至少9％，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例为至少80％。

3.根据权利要求1或2中任一项所述的钢板，其中表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例为100％。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的钢板，其中在所述钢板的芯区域中，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％，表面积小于3μm²的TiB₂析出物的比例优选为至少80％，以及表面积小于25μm²的TiB₂析出物的比例优选为100％。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的钢板，其中所述钢板不包含TiC析出物，或者以低于0.5％的体积分数包含TiC析出物。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的钢板，其中所述钢板不包含Fe₂B析出物。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的钢板，其中钛、硼和锰的含量使得：

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)–(0.261*Mn)-0.414。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的钢板，其中钛和硼的含量使得：

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.50。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的钢板，其中所述组成使得C≤0.050％。

10.根据权利要求1至9中任一项所述的钢板，其中所述钢板在-40℃下的夏比能量Kcv为至少25J/cm²。

11.根据权利要求1至10中任一项所述的钢板，其中所述钢板的游离Ti含量为至少0.95％。

12.一种用于制造钢板的方法，所述方法包括以下依次的步骤：

-提供具有包含以下的组成的钢，以重量百分比计：

0.010％≤C≤0.080％

0.06％≤Mn≤3％

Si≤1.5％

0.005％≤Al≤1.5％

S≤0.030％

P≤0.040％，

Ti和B使得：

3.2％≤Ti≤7.5％

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.43

任选地选自以下中的一种或更多种元素：

Ni≤1％

Mo≤1％

Cr≤3％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

余量为铁和不可避免的杂质，

-将所述钢铸造成半成品的形式，铸造温度低于或等于L_液相线+40℃，L_液相线表示所述钢的液相线温度，所述半成品被铸造成厚度为至多110mm的薄半成品的形式，在铸造期间在所述半成品的每个位置处所述钢以在0.03cm/秒至5cm/秒之间的凝固速率凝固。

13.根据权利要求12所述的方法，其中所述半成品被铸造成厚度小于或等于110mm，优选小于或等于70mm的薄板坯的形式。

14.根据权利要求13所述的方法，其中所述半成品通过紧凑型带材生产来铸造。

15.根据权利要求12所述的方法，其中所述半成品被铸造成厚度小于或等于6mm的薄带的形式，在所述半成品的每个位置处所述凝固速率在0.2cm/秒至5cm/秒之间。

16.根据权利要求15所述的方法，其中所述半成品通过在反向旋转辊之间的直接带钢铸造来铸造。

17.根据权利要求12至16中任一项所述的方法，其中，在铸造和凝固之后，对所述半成品进行热轧，以获得经热轧的钢板。

18.根据权利要求17所述的方法，其中在铸造与热轧之间，所述半成品的温度保持高于700℃。

19.根据权利要求17或18中任一项所述的方法，其中在热轧之前，在至少1050℃的温度下对所述半成品进行除氧化皮。

20.根据权利要求17至19中任一项所述的方法，其中在热轧之后，对所述经热轧的钢板进行冷轧，以获得厚度小于或等于2mm的经冷轧的钢板。

21.根据权利要求12至20中任一项所述的方法，其中钛、硼和锰的含量使得：

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)–(0.261*Mn)-0.414。

22.一种用于制造结构件的方法，所述方法包括：

-从根据权利要求1至11中任一项所述的钢板或通过根据权利要求12至21中任一项所述的方法生产的钢板上切割至少一块坯料，以及

-在20℃至900℃的温度范围内使所述坯料变形。

23.根据权利要求22所述的方法，包括在使所述坯料变形之前将所述坯料焊接至另一坯料的步骤。

24.一种结构件，所包括的至少部分由具有包含以下的组成的钢制成，以重量百分比计：

0.010％≤C≤0.080％

0.06％≤Mn≤3％

Si≤1.5％

0.005％≤Al≤1.5％

S≤0.030％

P≤0.040％，

Ti和B使得：

3.2％≤Ti≤7.5％

(0.45×Ti)-1.35≤B≤(0.45×Ti)-0.43

任选地选自以下中的一种或更多种元素：

Ni≤1％

Mo≤1％

Cr≤3％

Nb≤0.1％

V≤0.1％

余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，

所述部分具有由铁素体、至多10％的奥氏体和析出物组成的组织，所述析出物包含TiB₂的共晶析出物，TiB₂析出物相对于所述部分的整个组织的体积分数为至少9％，表面积小于8μm²的TiB₂析出物的比例为至少96％。

25.根据权利要求24所述的结构件，其中所述结构件通过根据权利要求22或23中任一项所述的方法获得。