KR20190131069A - 경량 구조 부품의 제조를 위한 고 성형성 강판 및 제조 방법 - Google Patents

경량 구조 부품의 제조를 위한 고 성형성 강판 및 제조 방법 Download PDF

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Abstract

중량% 로, 0.010% ≤ C ≤ 0.080%, 0.06% ≤ Mn ≤ 3%, Si ≤ 1.5%, 0.005% ≤ Al ≤ 1.5%, S ≤ 0.030%, P ≤ 0.040%, 3.2% ≤ Ti ≤ 7.5% 그리고 (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43 이도록 하는 Ti 및 B, 선택적으로, Ni ≤ 1%, Mo ≤ 1%, Cr ≤ 3%, Nb ≤ 0.1%, V ≤ 0.1%, 잔부인 철 및 제련으로부터 생기는 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 강판. 강판은 페라이트, 최대 10 % 의 오스테나이트, 및 석출물로 이루어진 조직을 갖고, 석출물은 TiB2 의 공정 석출물을 포함하며, 전체 조직에 대한 TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 9 % 이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 이다.

Description

경량 구조 부품의 제조를 위한 고 성형성 강판 및 제조 방법
본 발명은 높은 인장 탄성률 E, 저밀도 d 및 높은 가공성, 특히 높은 주조성 및 높은 성형성 (formability) 및 연성을 갖는 강판 또는 구조 부품의 제조에 관한 것이다.
구조 요소의 강성에서의 기계적 성능은 Ex/d 로서 변하는 것으로 알려져 있으며, 계수 x 는 외부 하중 모드 (예컨대, 인장 또는 굽힘) 및 요소의 기하학적 형상 (플레이트, 바아) 에 의존한다. 따라서, 높은 탄성률 및 낮은 밀도를 나타내는 강은 높은 기계적 성능을 갖는다.
이러한 요건은 차량 조명 및 안전이 항상 첫째 임무가 되는 자동차 산업에 특히 적용된다. 증가된 탄성률 및 감소된 밀도를 갖는 강 부품을 생산하기 위해, 탄화물, 질화물, 산화물 또는 붕화물과 같은 다양한 유형의 세라믹 입자를 강에 혼입하는 것이 제안되었다. 이러한 재료는 실제로 이 재료가 혼입될 베이스 강의 탄성 계수 (약 210 GPa) 보다 더 높은 탄성 계수 (약 250 내지 550 GPa) 를 갖는다. 경화는 응력의 영향 하에서 강 매트릭스와 세라믹 입자들 사이의 하중 전달에 의해 달성된다. 이 경화는 세라믹 입자들에 의한 매트릭스 결정립 크기 미세화로 인해 더욱 증가된다. 강 매트릭스에 균일하게 분포된 세라믹 입자들을 포함하는 이들 재료를 제조하기 위해, 분말 야금에 기초하는 공정이 알려져 있다: 먼저, 제어된 기하학적 형상의 세라믹 분말들이 제조되고, 이들은 강 분말과 블렌딩되며, 이는 강에 대해 세라믹 입자의 외인성 첨가에 해당한다. 분말 블렌드는 몰드에서 압축된 다음, 이 블렌드가 소결되게 하는 온도로 가열된다. 공정의 변형예에서, 소결 단계 동안 세라믹 입자들을 생성하도록 금속 분말들이 블렌딩된다.
그러나, 이러한 유형의 공정은 몇 가지 한계가 있다. 특히, 금속 분말의 높은 비표면적을 고려하여, 대기와의 반응을 야기하지 않기 위해 신중한 제련 및 가공 조건이 필요하다. 게다가, 압축 및 소결 작업 후에도, 잔류 다공도가 남을 수 있으며, 이러한 다공도는 주기적 스트레싱 동안 손상 개시 부위로서 작용한다. 또한, 매트릭스/입자 계면들의 화학적 조성 및 따라서 이들의 응집은 소결 전에 분말의 표면 오염 (산화물 및 탄소의 존재) 을 고려하면 제어하기 어렵다. 또한, 세라믹 입자가 다량 첨가되거나 또는 특정 큰 입자가 존재하는 경우, 연신율 특성이 감소한다. 마지막으로, 이 유형의 공정은 소량 생산에 적합하지만, 자동차 산업의 대량 생산 요건을 충족시킬 수 없으며, 이러한 유형의 제조 공정과 관련된 제조 비용이 높다.
액체 금속에의 세라믹 분말의 외인성 첨가에 기초한 제조 공정이 또한 제안되었다. 그러나, 이 공정은 상기한 단점들의 대부분을 갖고 있다. 더 구체적으로, 입자를 균질하게 분산시키는 어려움을 언급할 수 있는데, 이러한 입자는 액체 금속에서 응집되거나 침전되거나 부유하는 경향이 있다.
강의 특성을 증가시키는 데 사용될 수 있는 공지된 세라믹들 중 특히 티타늄 이붕소화물 TiB2 가 있으며, 이는 다음과 같은 고유한 특징을 갖는다:
탄성률: 583 GPa;
상대 밀도: 4.52.
상기한 문제점을 회피하면서 증가된 탄성률 및 감소된 밀도를 갖는 강판 또는 부품을 제조하기 위해, 주조 시에 TiB2, Fe2B 및/또는 TiC 석출물이 형성되게 하는 C, Ti 및 B 함량을 갖는 조성을 갖는 강판을 제조하는 것이 제안되었다.
예를 들어, EP 2 703 510 은 0.21% 내지 1.5% 의 C, 4% 내지 12% 의 Ti, 및 2.22*B ≤ Ti 이면서 1.5% 내지 3% 의 B 를 포함하는 조성을 갖는 강판의 제조 방법을 개시하고 있으며, 강은 10 ㎛ 미만의 평균 크기를 갖는 TiC 및 TiB2 석출물을 포함한다. 강판은 반제품, 예컨대 잉곳의 형태로 강을 주조한 다음, 강판을 수득하도록 재가열, 열간 압연 및 선택적으로 냉간 압연함으로써 생산된다. 이러한 공정에 의해, 230 내지 255 GPa 의 인장 탄성률이 획득될 수 있다.
그러나, 이 해법도 또한, 조성 및 제조 방법으로 인해 발생하여, 제조 공정 동안 그리고 부품을 생산하기 위해 강판에서 수행되는 후속 성형 동안 성형성 문제뿐만 아니라 주조성 문제를 초래하는 몇 가지 한계를 갖고 있다:
- 첫째로, 이러한 강은 낮은 액상선 온도 (약 1300 ℃) 를 가지므로, 비교적 낮은 온도에서 응고가 시작된다. 또한, TiB2, TiC 및/또는 Fe2B 는 응고 초기에, 주조 공정의 초기 단계에서 석출된다. 이들 석출물의 존재 및 저온은 강의 경화를 초래하고, 주조 공정뿐만 아니라 추가의 크롭 전단 및 압연 작업 동안 유동학적 문제를 야기한다. 특히, 석출물은 몰드와 접촉하는 응고된 셸의 고온 경도를 증가시켜, 표면 결함을 유발하고 파열 위험을 증가시킨다. 결과적으로, 표면 결함, 블리딩 및 균열은 제조 공정 동안에 발생한다. 또한, 높은 경도로 인해, 열연 또는 냉연 강판에서 획득 가능한 크기의 범위가 제한된다. 예를 들어, 압연력 (rolling power) 제한으로 인해 일부 핫 스트립 밀에서는 두께 3.5 mm 미만인 폭 1 m 의 강판을 생산할 수 없다.
둘째로, 석출물의 비교적 작은 평균 크기에도 불구하고, 석출물의 크기 분포가 넓다. 따라서, 강은 실질적인 분율의 거친 석출물을 포함하며, 이는 판의 제조 공정 중에 그리고 부품을 제조하기 위한 후속 성형 작업 중에 성형성, 특히 강의 연성 및 인성에 부정적인 영향을 미친다.
게다가, EP 1　897　963 은 0.010% 내지 0.20% 의 C, 2.5% 내지 7.2% 의 Ti 및 0.45xTi - 0.35% ≤ B ≤ 0.45xTi + 0.70% 를 포함하는 조성을 갖는 강판의 제조 방법을 개시하며, 강은 TiB2 석출물을 포함한다. 그러나, 이 문헌은 위에서 언급한 가공성 문제를 다루지 않는다.
따라서, 본 발명의 목적은 상기한 문제점을 해결하는 것, 특히 높은 성형성, 특히 높은 연성 및 높은 인성과 함께 증가된 인장 비탄성률을 갖는 강판을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 목적은 상기 문제가 발생하지 않는 이러한 강판의 제조 방법을 제공하는 것이다.
여기서 인장 탄성률은 동적 영률 측정에 의해, 예컨대 공진 주파수 방법에 의해 측정된, 횡 방향에서의 영률을 나타낸다.
여기서 인장 비탄성률은 강의 인장 탄성률과 밀도 사이의 비율을 나타낸다. 밀도는 예를 들어 헬륨 비중병을 사용하여 결정된다.
이를 위해, 본 발명은, 중량% 로,
0.010% ≤ C ≤ 0.080%
0.06% ≤ Mn ≤ 3%
Si ≤ 1.5%
0.005% ≤ Al ≤ 1.5%
S ≤ 0.030%
P ≤ 0.040%,
3.2% ≤ Ti ≤ 7.5%
(0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43
이도록 하는 Ti 및 B,
선택적으로,
Ni ≤ 1%
Mo ≤ 1%
Cr ≤ 3%
Nb ≤ 0.1%
V ≤ 0.1%
중에서 선택된 하나 이상의 원소,
잔부인 철 및 제련으로부터 생기는 불가피한 불순물
을 포함하는 조성을 갖는 강으로 이루어진 강판으로서,
상기 강판은 페라이트, 최대 10 % 의 오스테나이트, 및 석출물로 이루어진 조직을 갖고, 상기 석출물은 TiB2 의 공정 (eutectic) 석출물을 포함하며, 전체 조직에 대한 TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 9 % 이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 인, 강판에 관한 것이다.
실제로, 본 발명자들은, 이 조성의 경우, 강의 유리 Ti 함량이 적어도 0.95 % 이고, 이 유리 Ti 함량으로 인해, 강의 조직이 액상선 온도 미만의 임의의 온도에서 주로 페라이트계로 남는다는 것을 발견하였다. 결과적으로, 강의 고온 경도는 종래의 강에 비해 현저히 감소되어, 주조성 및 열간 성형성이 매우 증가된다.
또한, 본 발명자들은, TiB2 석출물의 크기 분포를 제어하는 것이 고온 및 저온에서 높은 성형성, 특히 높은 연성 및 인성을 초래하여, 강의 열간 및 냉간 압연성이 개선되고, 복잡한 형상의 부품을 제조할 수 있다는 것을 발견하였다.
바람직하게는, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 80 % 이다.
바람직하게는, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 100 % 이다.
바람직하게는, 강판의 코어 영역에서, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 이고, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 바람직하게는 적어도 80 % 이고, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 바람직하게는 100 % 이다.
바람직하게는, 강판은 TiC 석출물을 포함하지 않거나 (전체 조직에 대해) 0.5 % 미만의 부피 분율로 TiC 석출물을 포함한다.
일반적으로, 강판은 Fe2B 석출물을 포함하지 않는다.
일 실시형태에 따르면, 티타늄, 붕소 및 망간 함량이, (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - (0.261*Mn) - 0.414 을 만족시킨다.
일 실시형태에 따르면, 티타늄 및 붕소 함량이, (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.50 을 만족시킨다.
일 실시형태에 따르면, 조성에서, C ≤ 0.050% 이다.
바람직하게는, 강판은 -40 ℃ 에서 적어도 25 J/cm2 의 샤르피 에너지 Kcv 를 갖는다.
일반적으로, 강판은 적어도 0.95 % 의 유리 Ti 함량을 갖는다.
본 발명은 또한, 다음의 연속적인 단계들:
- 중량% 로,
0.010% ≤ C ≤ 0.080%
0.06% ≤ Mn ≤ 3%
Si ≤ 1.5%
0.005% ≤ Al ≤ 1.5%
S ≤ 0.030%
P ≤ 0.040%,
3.2% ≤ Ti ≤ 7.5%
(0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43
이도록 하는 Ti 및 B
선택적으로,
Ni ≤ 1%
Mo ≤ 1%
Cr ≤ 3%
Nb ≤ 0.1%
V ≤ 0.1%
중에서 선택된 하나 이상의 원소,
잔부인 철 및 불가피한 불순물
을 포함하는 조성을 갖는 강을 제공하는 단계;
- 상기 강을 반제품의 형태로 주조하는 단계로서, 주조 온도는 Lliquidus + 40 ℃ 이하이고, Lliquidus 는 상기 강의 액상선 온도를 나타내며, 상기 반제품은 최대 110 mm 의 두께를 갖는 얇은 반제품의 형태로 주조되고, 상기 강은 상기 주조 동안에 상기 반제품의 모든 위치에서 0.03 cm/s 내지 5 cm/s 의 응고 속도로 응고되는, 상기 주조하는 단계
를 포함하는, 강판의 제조 프로세스에 관한 것이다.
실제로, 본 발명자들은, 응고 속도가 제품의 모든 위치에서, 특히 제품의 코어에서 0.03 cm/s 이상이 되도록 응고의 냉각을 제어하면, TiB2 석출물의 크기 분포를 제어할 수 있다는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명의 조성으로, 얇은 반제품 형태의 주조는 매우 높은 응고 속도의 달성을 허용한다.
일 실시형태에 따르면, 반제품은 110 mm 이하, 바람직하게는 70 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 슬래브의 형태로 주조된다.
바람직하게는, 반제품은 콤팩트 스트립 제조 (compact strip production) 에 의해 주조된다.
다른 실시형태에 따르면, 반제품은 6 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 스트립의 형태로 주조되고, 응고 속도는 반제품의 모든 위치에서 0.2 cm/s 내지 5 cm/s 이다.
바람직하게는, 반제품은 반대-회전 롤들 사이에서 직접 스트립 주조에 의해 주조된다.
일반적으로, 주조 및 응고 후, 반제품을 열간 압연하여 열간 압연 강판을 수득한다.
바람직하게는, 주조와 응고 사이에, 반제품의 온도는 700 ℃ 초과로 남는다.
바람직하게는, 열간 압연 전, 반제품은 적어도 1050 ℃ 의 온도에서 스케일 제거된다.
일 실시형태에 따르면, 열간 압연 후, 열간 압연 강판을 냉간 압연하여, 2 mm 이하의 두께를 갖는 냉간 압연 강판을 수득한다.
바람직하게는, 티타늄, 붕소 및 망간 함량이
(0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - (0.261*Mn) - 0.414
을 만족시킨다.
본 발명은 또한 구조 부품의 제조 방법에 관한 것으로, 본 방법은
- 본 발명에 따른 강판 또는 본 발명에 따른 프로세스에 의해 제조된 강판으로부터 적어도 하나의 블랭크를 절단하는 단계, 및
- 상기 블랭크를 20 ℃ 내지 900 ℃ 의 온도 범위 내에서 변형 (deforming) 시키는 단계
를 포함한다.
일 실시형태에 따르면, 상기 방법은 블랭크를 변형시키는 단계 전에, 상기 블랭크를 다른 블랭크에 용접하는 단계를 포함한다.
본 발명은 또한, 중량% 로,
0.010% ≤ C ≤ 0.080%
0.06% ≤ Mn ≤ 3%
Si ≤ 1.5%
0.005% ≤ Al ≤ 1.5%
S ≤ 0.030%
P ≤ 0.040%,
3.2% ≤ Ti ≤ 7.5%
(0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43
이도록 하는 Ti 및 B,
선택적으로,
Ni ≤ 1%
Mo ≤ 1%
Cr ≤ 3%
Nb ≤ 0.1%
V ≤ 0.1%
중에서 선택된 하나 이상의 원소,
잔부인 철 및 제련으로부터 생기는 불가피한 불순물
을 포함하는 조성을 갖는 강으로 이루어진 적어도 일부를 포함하는 구조 부품으로서,
상기 일부는 페라이트, 최대 10 % 의 오스테나이트, 및 석출물로 이루어진 조직을 갖고, 상기 석출물은 TiB2 의 공정 (eutectic) 석출물을 포함하며, 상기 일부의 전체 조직에 대한 TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 9 % 이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 인, 구조 부품에 관한 것이다.
바람직하게는, 구조 부품은 본 발명에 따른 방법에 의해 수득된다.
본 발명의 다른 특징들 및 이점들은, 첨부 도면들을 참조하여 비한정적인 예로서 주어지는 아래의 상세한 설명을 통해 명백하게 될 것이다.
도 1 은 개별 조대 TiB2 석출물의 손상 메커니즘을 보여주는 현미경 사진이다.
도 2 는 개별 미세 TiB2 석출물의 손상 메커니즘을 보여주는 현미경 사진이다.
도 3 은 미세 TiB2 석출물들의 충돌 후 이 석출물들을 보여주는 현미경 사진이다.
도 4 는 조대 TiB2 석출물들의 충돌 후 이 석출물들을 보여주는 현미경 사진이다.
도 5 는 본 발명의 강 및 비교 강에 대한 고온 인장 시험을 통해 얻어진 면적 감소를 나타내는 그래프이다.
도 6 은 강판 두께의 ¼ 에 위치한 종방향 평면을 따라 본 발명에 따른 강판의 조직을 나타내는 현미경 사진이다.
도 7 및 도 8 은 강판 두께의 ¼ 에 위치한 종방향 평면을 따라 비교 강판의 조직을 나타내는 현미경 사진이다.
도 9 는 강판 두께의 절반에 위치한 종방향 평면을 따라 도 6 의 강판의 조직을 나타내는 현미경 사진이다.
도 10 및 도 11 은 강판 두께의 절반에 위치한 종방향 평면을 따라 도 7 및 도 8 의 비교 강판의 조직을 나타내는 현미경 사진이다.
도 12 는 도 6 내지 도 11 의 강판에 대한 성형 한계 곡선을 보여준다.
도 13 및 도 14 는 각각 냉연 강판의 표면에 위치된 종방향 평면을 따라 그리고 냉연 강판의 두께의 절반에 위치한 종방향 평면을 따라 냉간 압연 후 도 7 및 도 10 의 강판의 손상을 나타내는 현미경 사진이다.
도 15 는 도 6 및 도 9 의 강판 및 도 8 및 도 11 의 강판의 샤르피 에너지 Kcv 를 나타내는 그래프이다.
강의 화학적 조성과 관련하여, 탄소 함량은 원하는 수준의 강도를 달성하도록 조정된다. 이러한 이유로, 탄소 함량은 적어도 0.010% 이다.
그러나, 액체 강에서의 TiC 및/또는 Ti(C,N) 의 1차 석출, 및 공정 응고 (eutectic solidification) 동안 그리고 고상 분율에서 TiC 및/또는 Ti(C,N) 의 석출을 피하기 위해 C 함량은 제한되어야 하고, 그렇지 않으면 강의 높은 Ti 함량으로 인해 발생할 수 있다. 실제로, 액체 강에서 석출되는 TiC 및 Ti(C,N) 은 주조 동안 응고된 셸의 고온 경도를 증가시킴으로써 주조성을 저하시키고 주조 제품에 균열을 야기할 것이다. 또한, TiC 석출물의 존재는 강 중의 유리 Ti 함량을 감소시키고, 따라서 Ti 의 알파종 (alphageneous) 역할을 억제한다. 이러한 이유로, C 함량은 최대 0.080% 이어야 한다. 바람직하게는, C 함량은 최대 0.050% 이다.
0.06% 이상의 함량에서, 망간은 경화능을 증가시키고, 고용 경화에 기여하여 인장 강도를 증가시킨다. 이는 존재하는 임의의 황과 결합하여, 고온 균열의 위험을 감소시킨다. 그러나, Mn 함량이 3% 보다 높으면, 강의 조직은 모든 온도에서 주로 페라이트가 아닐 것이므로, 강의 고온 경도는 아래에서 더 상세히 설명하는 바와 같이 너무 높을 것이다.
규소는 고용 경화에 의해 인장 강도를 증가시키는 데 효과적으로 기여한다. 그러나, Si 의 과도한 첨가는 산세에 의해 제거하기 어려운 부착 산화물의 형성, 및 특히 용융 아연 도금 작업에서의 습윤성 부족으로 인한 표면 결함의 형성을 야기한다. 양호한 코팅성을 보장하기 위해, Si 함량은 1.5% 를 초과해서는 안된다.
0.005% 이상의 함량에서, 알루미늄은 강의 탈산에 매우 효과적인 원소이다. 그러나, 1.5% 초과의 함량에서, 알루미나의 과도한 1차 석출이 발생하여, 강의 주조성을 손상시킨다.
0.030% 초과의 함량에서, 황은 망간 황화물 형태로 지나치게 많은 양으로 석출되는 경향이 있으며, 이는 강의 열간 및 냉간 성형성을 크게 감소시킨다. 따라서, S 함량은 0.030% 이하이다.
인은 결정립계에서 편석되는 요소이다. 충분한 고온 연성을 유지하여 균열을 피하기 위해 그리고 용접 작업 중 고온 균열을 방지하기 위해 인의 함량은 0.040% 를 초과해서는 안된다.
선택적으로, 니켈 및/또는 몰리브덴이 첨가될 수 있으며, 이들 원소는 강의 인장 강도를 증가시킨다. 비용상의 이유로, Ni 및 Mo 의 첨가는 각각 1% 로 제한된다.
선택적으로, 인장 강도를 증가시키기 위해 크롬이 첨가될 수 있으며, Cr 함량은 비용상의 이유로 3% 이하로 제한된다. Cr 은 또한 붕화물의 석출을 촉진한다. 그러나, 0.080% 초과의 Cr 의 첨가는 (Fe, Cr) 붕화물의 석출을 촉진하여, TiB2 석출물에 손상을 줄 수도 있다. 따라서, Cr 함량은 바람직하게는 0.080% 이하이다.
또한, 선택적으로, 미세 석출된 탄질화물 형태의 상보적 경화를 얻기 위해 니오븀 및 바나듐이 0.1 % 이하의 양으로 첨가될 수 있다.
티타늄 및 붕소는 본 발명에서 중요한 역할을 한다. 실제로, Ti 및 B 는 강의 인장 탄성률 E 를 크게 증가시키는 TiB2 석출물 형태로 석출한다. TiB2 는 제조 공정의 초기 단계에서, 특히 액체 강에서 1차 TiB2 의 형태로 및/또는 공정 석출물로서 석출할 수 있다.
그러나, 본 발명자들은, TiB2 석출물이 주조 동안 응고된 셸의 고온 경도를 증가시킬 수 있으며, 이에 따라 주조 제품에서의 균열 형성, 표면 결함의 외관 및 강의 열간 압연성의 감소 (열연 강판의 접근 가능한 두께 범위를 제한함) 를 초래한다는 것을 발견하였다.
놀랍게도, 본 발명자들은, 유리 Ti (이하 Ti*) 의 함량이 0.95% 이상이 되도록 Ti 및 B 함량을 조정하면, 강의 고온 경도가 상당히 감소된다는 것을 발견하였다. 실제로, 본 발명자들은, 이러한 조건 하에서, 특히 응고 및 열간 압연 동안, 온도 (액상선 미만) 에 관계없이, 강이 주로 페라이트계로 남고, 즉 10% 이하의 오스테나이트를 포함하고, 이는 냉각 시 10% 이상의 동소 변태를 겪는 강과 비교하여 강의 고온 경도의 감소를 초래한다는 것을 발견하였다. 따라서, 응고 동안 강 중에 TiB2 의 형성에도 불구하고, 강의 주조성 및 고온 연성이 크게 개선된다.
여기서 "유리 Ti" 는 석출물 형태로 구속되지 않은 Ti 의 함량을 나타낸다.
또한, 0.95% 이상의 Ti* 함량은 연성을 손상시키는 Fe2B 의 형성을 크게 감소시키고 심지어 억제한다.
바람직하게는, Ti* 함량은 0.92+0.58*Mn 이상이며, 여기서 Mn 은 강 중의 Mn 함량을 나타낸다. 실제로, Mn 은 조직 중에 오스테나이트의 존재를 도울 수 있는 감마종 (gammageneous) 원소이다. 따라서, Ti* 는 바람직하게는 온도에 관계없이 강이 주로 페라이트계로 유지되는 것을 보장하도록 Mn 함량에 따라 조정된다.
그러나, 티타늄 첨가 비용이 증가함에도 불구하고 3% 보다 높은 Ti* 함량으로부터 상당한 유익한 기술적 효과가 얻어지지 않기 때문에, Ti* 함량은 3% 보다 낮게 유지되어야 한다.
충분한 TiB2 석출을 보장하고 또한 Ti* 함량이 0.95% 에 도달할 수 있도록, Ti 함량은 3.2% 이상이어야 한다. Ti 함량이 3.2% 보다 낮으면, TiB2 석출이 충분하지 않아서, 인장 탄성률의 상당한 증가가 배제되며, 이는 220 GPa 보다 낮게 유지된다.
그러나, Ti 함량이 7.5% 보다 높으면, 조대 1차 TiB2 석출이 액체 강에서 일어나서 반제품에서 주조성 문제뿐만 아니라, 열간 및 냉간 압연성을 저하시키는 강의 연성의 감소를 야기할 수 있다.
그러므로, Ti 함량은 3.2% 내지 7.5% 이다.
또한, 0.95% 이상의 Ti* 함량을 보장하기 위해, 붕소 함량은 (0.45xTi) - 0.43 이하이어야 하며, Ti 는 중량% 의 Ti 함량을 나타낸다.
B > (0.45xTi) - 0.43 이면, Ti* 함량은 0.95% 에 도달하지 않을 것이다. 실제로, Ti* 함량은 Ti* = Ti - 2.215xB 로서 평가될 수 있고, B 는 강 중의 B 함량을 나타낸다. 결과적으로, B > (0.45xTi) - 0.43 이면, 강의 조직은 주조 및 열간 압연 작업 동안 주로 페라이트계가 아닐 것이므로, 고온 연성이 감소하여, 주조 및 열간 압연 작업 동안 균열 및/또는 표면 결함이 형성될 수 있다.
0.92+0.58*Mn 이상의 Ti* 함량이 목표인 경우, 붕소 함량은 (0.45xTi) - (0.261*Mn) - 0.414 이하이어야 하고, Ti 및 Mn 은 중량% 의 Ti 및 Mn 함량을 나타낸다.
B > (0.45xTi) - (0.261*Mn) - 0.414 라면, Ti* 함량은 0.92+0.58*Mn 에 도달하지 않을 것이다.
그러나, 붕소 함량은 TiB2 의 충분한 석출을 보장하기 위해 (0.45xTi) - 1.35 이상이어야 한다. 또한, (0.45xTi) - 1.35 미만의 B 함량은 3% 보다 높은 Ti* 함량에 해당한다.
잔부는 철 및 제강으로 인한 잔류 원소들이다.
본 발명에 따르면, 강의 조직은 온도 (Tliquidus 미만) 에 상관없이 주로 페라이트계이다. "주로 폐라이트계" 는 강의 조직이 페라이트, 석출물 (특히 TiB2 석출물) 및 10% 이하의 오스테나이트로 구성된다는 것으로 이해되어야 한다.
따라서, 본 발명에 따른 강판은 모든 온도, 특히 실온에서 주로 페라이트계인 조직을 갖는다. 실온에서 강판의 조직은 일반적으로 페라이트계이며, 즉 오스테나이트를 포함하지 않는다.
페라이트 결정립 크기는 일반적으로 6 ㎛ 보다 작다.
TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 230 GPa 의 인장 탄성률 E 를 얻기 위해 적어도 9% 이다.
TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 240 GPa 의 인장 탄성률 E 를 얻기 위해 바람직하게는 적어도 12% 이다.
TiB2 석출물은 주로 응고 시에 매우 미세한 공정 석출물로부터 발생하며, TiB2 석출물의 평균 표면적은 바람직하게는 8.5 ㎛2 미만, 더 바람직하게는 4.5 ㎛2 미만, 보다 더 바람직학는 3 ㎛2 이다.
본 발명자들은, 강 중의 TiB2 석출물의 크기가 강의 특성, 특히 제조 중 제품의 손상 저항, 특히 열간 및 냉간 압연성, 특히 성형 작업 중 강판의 손상 저항, 피로 강도, 파괴 응력 및 인성에 영향을 미친다는 것을 발견하였다.
그러나, 본 발명자들은 높은 손상 저항, 따라서 높은 성형성을 보장하는 주된 요인이 TiB2 석출물의 크기 분포라는 것을 발견하였다.
실제로, 본 발명자들은, TiB2 석출물을 포함하는 강에서, 제조 중에, 특히 열간 압연 및/또는 냉간 압연 단계 그리고 추가 성형 작업 동안 발생하는 손상이 개별 석출물에 의한 손상 및 석출물들 사이의 충돌로 인해 발생할 수 있다는 것을 발견하였다.
특히, 개별 TiB2 석출물의 손상 개시는 페라이트와 TiB2 석출물 사이의 계면에서 전위의 쌓임으로부터 발생하고, TiB2 석출물의 크기에 의존한다. 특히, TiB2 석출물의 파괴 응력은 TiB2 석출물 크기의 감소 함수이다. 일부 TiB2 석출물의 크기가 증가하여 이러한 석출물의 파괴 응력이 계면 박리 (disbonding) 응력보다 낮아지면, 손상 메커니즘은 계면 박리로부터 TiB2 석출물의 파괴로 변하여, 연성, 성형성 및 인성을 크게 감소시킨다.
손상 메커니즘의 이러한 변화가 도 1 및 도 2 에 도시된다.
도 1 은 냉간 압연 동안 압축 응력 하에서 조대 TiB2 석출물의 손상을 보여주며; 이 경우, TiB2 석출물은 비교적 낮은 응력 하에서 압축 응력에 평행한 방향을 따라 파괴된다.
대조적으로, 도 2 는 페라이트계 매트릭스와 TiB2 석출물 사이의 계면에서의 공동의 출현에 의해 냉간 압연 동안 더 작은 TiB2 석출물의 계면 박리를 보여준다.
결과적으로, 강판이 감소된 평균 크기의 TiB2 석출물들을 갖지만 큰 TiB2 석출물들을 포함한다면, 이 큰 TiB2 석출물들이 강의 손상 메커니즘의 변화를 야기하고 강의 기계적 성질을 감소시킬 것이다.
게다가, 본 발명자들은 TiB2 석출물들 사이의 충돌로 인한 손상이 이 석출물들의 크기가 클수록 더욱 더 중요하다는 것을 발견하였다. 특히, 조대 TiB2 석출물들 사이의 충돌이 이 석출물들의 파괴를 초래하는 반면, 작은 TiB2 석출물들의 충돌은 이러한 파괴를 초래하지 않는다.
도 3 및 도 4 는 또한 충돌에 대한 상이한 크기의 석출물들을 도시한다.
특히, 도 3 및 도 4 는 각각 충돌 후 미세 석출물들과 큰 TiB2 석출물들을 보여준다. 이들 도면은, 큰 석출물들의 충돌이 충돌하는 석출물들 중 하나의 석출물의 파괴를 초래한 반면, 미세 석출물들의 충돌은 어떠한 손상도 초래하지 않았음을 보여준다.
높은 연성, 성형성 및 인성을 보장하기 위해, 본 발명자들은 TiB2 석출물의 크기 분포가 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 96% 이상이 되도록 해야 한다는 것을 발견하였다.
더욱이, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 바람직하게는 80% 이상이어야 하고, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 바람직하게는 100% 이어야 한다.
3 ㎛2, 8 ㎛2 또는 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율은, TiB2 석출물의 수로 나누고 인자 100 으로 곱한, 3 ㎛2, 8 ㎛2 또는 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 수로서 정의된다.
3 ㎛2, 8 ㎛2 또는 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율은 바람직하게는, 표면 준비를 위한 표준 금속조직학적 기술을 사용하여 제조되고 나이탈 시약으로 에칭된 시편에서 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용한 이미지 분석에 의해 결정된다.
특히, 강판의 코어에서, TiB2 석출물의 크기 분포는, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 96% 이상이 되도록, 그리고 바람직하게는 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 80% 이상이 되도록, 더 바람직하게는 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 100% 가 되도록 되어야 한다.
길이방향으로 길이 l1, 횡방향으로 폭 w1 및 두께방향으로 두께 t1 를 갖는 대체로 직사각형 형상의 판을 고려하면, 판의 코어는 판의 두께 방향에서, 판의 전체 두께 t1 의 45% 에 위치된 제 1 단부로부터 판의 전체 두께 t1 의 55% 에 위치된 제 2 단부까지, 길이 l1 및 폭 w1 에 걸쳐 연장되는 판의 부분으로 정의된다.
실제로, 본 발명자들은, 이 조건 하에서, 계면 박리에 의해 손상이 발생하여, 손상 동역학이 지연된다는 것을 발견하였다. 게다가, 이 조건 하에서, TiB2 석출물들 사이의 충돌로 인해 발생할 수 있는 손상이 크게 감소된다.
결과적으로, 강판의 제조 및 사용 중에 강판의 성형성 및 연성이 크게 개선된다.
특히, 냉간 압연을 통해 달성될 수 있는 압하율이 증가하고, 성형성이 증가하여, 복잡한 형상을 갖는 부품을 형성할 수 있다.
96% 이상의 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율을 갖는 것이 중요하다. 실제로, 본 발명자들은, 이 값 미만에서, 조대 TiB2 석출물이 위에서 설명한 바와 같이 손상 메커니즘의 변화를 야기하여, 강의 손상 저항을 크게 감소시킨다는 것을 발견하였다.
게다가, 본 발명에 따른 강판은 작은 분율의 TiC 석출물을 포함하거나 포함하지 않고, 조직 중 TiC 석출물의 부피 분율은 0.5 % 미만, 일반적으로 0.36 % 미만으로 유지된다.
실제로, 전술한 바와 같이, TiC 석출물은, 존재하는 경우, 액체 강 중에 형성되고, 강의 주조성을 열화시켜, 0.5 % 보다 높은 조직 중의 TiC 석출물의 분율은 강판에 균열 및/또는 표면 결함을 초래한다. TiC 석출물의 존재는 강의 연성을 더 감소시킨다.
그리고, 높은 Ti* 함량으로 인해, 강판은 어떠한 Fe2B 석출물도 포함하지 않고, 조직 중의 Fe2B 석출물의 부피 분율은 0 % 이다. Fe2B 석출물의 부존재는 강판의 연성을 증가시킨다.
열연 또는 냉연 강판은 저온에서도 매우 높은 인성을 갖는다. 특히, 연성 모드에서 혼합 모드로의 전이 온도는 -20 ℃ 보다 낮으며, 강판의 샤르피 에너지 Kcv 는 일반적으로 -40 ℃ 에서 25 J/㎠ 이상이고, -60 ℃ 에서 20 J/㎠ 이상이다.
강판은 임의의 스킨패스 전에 230 GPa 이상, 일반적으로 240 GPa 이상의 인장 탄성률 E, 640 MPa 이상의 인장 강도 TS 및 250 MPa 이상의 항복 강도를 갖는다. 따라서, 본 발명에 따른 비-스킨패스 판은 일반적으로 250 MPa 이상의 항복 강도를 갖는다.
Hall-Petch 효과 및 증가된 가공 경화로 인해, 본 발명의 강 중의 TiB2 석출물의 작은 크기 및 크기 분포 때문에 특히 적어도 640 MPa 의 높은 인장 강도가 획득된다.
인장 탄성률은 TiB2 석출물의 분율의 증가하는 기능이다.
특히, 9 % 이상의 TiB2 석출물의 분율로, 230 GPa 이상의 인장 탄성률 E 이 획득된다. TiB2 석출물의 부피 분율이 적어도 12 % 인 바람직한 실시형태에서, 적어도 240 GPa 의 인장 탄성률 E 이 획득된다.
게다가, TiB2 석출물의 존재는 강의 밀도의 감소를 초래한다.
결과적으로, 본 발명의 강판은 매우 높은 인장 비탄성률을 갖는다.
본 발명에 따른 강판의 제조 방법은 다음과 같이 구현된다.
본 발명에 따른 조성을 갖는 강이 제공되고, 이 강은 반제품으로 주조된다.
주조는 Tliquidus + 40 ℃ 이하의 온도에서 수행되고, Tliquidus 는 강의 액상선 온도를 나타낸다.
실제로, Tliquidus + 40 보다 높은 주조 온도는 조대 TiB2 석출물의 형성을 초래할 수 있다.
본 발명의 강의 액상선 온도 Tliquidus 는 일반적으로 1290 ℃ 내지 1310 ℃ 이다. 따라서, 주조 온도는 일반적으로 1350 ℃ 이하이어야 한다.
주조는 주조 시에 110 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 제품, 특히 얇은 슬래브 또는 얇은 스트립을 형성하도록 수행된다.
이를 위해, 주조는 바람직하게는, 110 mm 이하, 바람직하게는 70 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 슬래브를 형성하도록 콤팩트 스트립 생산에 의해 또는 6 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 스트립을 형성하도록 반대-회전 롤들 사이의 직접 스트립 주조에 의해 수행된다.
어쨌든, 반제품의 두께는 최대 110 mm, 바람직하게는 최대 70 mm 이어야 한다.
얇은 반제품, 예를 들어 얇은 슬래브 또는 스트립의 형태로 반제품을 주조하는 것은 압연 및 성형 작업 동안 강의 손상을 제한함으로써 강의 가공성을 향상시킨다.
실제로, 얇은 반제품, 예를 들어 얇은 슬래브 또는 스트립의 형태로 반제품을 주조하면, 후속 압연 단계 동안, 원하는 두께를 달성하기 위해 더 낮은 압하율을 이용할 수 있다.
압하율의 감소는 열간 및 냉간 압연 작업 중에 TiB2 석출물의 충돌로 인해 발생할 수 있는 강의 손상을 제한한다
무엇보다도, 얇은 반제품 형태의 주조는 매우 미세한 TiB2 석출물을 획득할 수 있게 하므로, TiB2 석출물의 충돌로 인해 발생할 수 있는 손상 및 개별 TiB2 석출물의 손상이 전술한 바와 같이 감소된다.
특히, 얇은 반제품 형태의 주조는 판의 두께에 걸쳐 냉각 시 응고 속도를 미세하게 제어할 수 있게 하고, 전체 제품에서 충분히 빠른 응고 속도를 보장하며, 제품 표면과 제품 코어 사이의 응고 속도 차이를 최소화한다.
실제로, 제품 표면에서뿐만 아니라 반제품의 코어에서도 매우 미세한 TiB2 석출물을 획득하기 위해서는 충분한 그리고 균질한 응고 속도를 획득하는 것이 필요하다. 길이방향으로 길이 l2, 횡방향으로 폭 w2 및 두께방향으로 두께 t2 를 갖는 대체로 직사각형 형상의 반제품을 고려하면, 반제품의 코어 (또는 코어 영역) 는 반제품의 두께 방향에서, 반제품의 전체 두께 t2 의 45% 에 위치된 제 1 단부로부터 반제품의 전체 두께 의 55% 에 위치된 제 2 단부까지, 길이 l2 및 폭 w2 에 걸쳐 연장되는 반제품의 부분으로 정의된다.
본 발명자들은 또한, 8 ㎛2 미만인 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 96 % 이상이도록 매우 미세한 TiB2 석출물을 획득하기 위해, 응고 동안의 냉각 조건은 강이 반제품의 모든 위치에서 0.03 cm/s 이상, 최대 5 cm/s 의 응고 속도로 응고되게 하는 것이어야 함을 발견하였다.
표면으로부터 제품 코어로의 응고 속도의 감소로 인해, 모든 위치에서의 0.03 cm/s 이상의 응고 속도는 제품 코어에서의 응고 속도가 적어도 0.03 cm/s, 최대 5 cm/s 임을 암시한다.
또한, 6 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 스트립을 형성하도록 반제품이 특히 반대-회전 롤들 사이의 직접 스트립 주조에 의해 얇은 스트립의 형태로 주조되는 경우, 응고 속도는 반제품의 모든 위치에서 0.2 cm/s 내지 5 cm/s 이다.
실제로, 본 발명자들은, 모든 위치, 특히 제품 코어에서의 0.03 cm/s 이상의 응고 속도가 제품의 표면뿐만 아니라 제품의 전체 두께에 걸쳐 매우 미세한 TiB2 석출물을 획득할 수 있게 하여, 평균 표면적이 8.5 ㎛2 미만이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 96 % 이상인 것을 발견하였다. 더욱이, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 80 % 이상이고, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 100 % 이다.
특히, 제품의 코어 영역에서 0.03 cm/s 이상의 응고 속도는 반제품의 코어 영역에서 매우 미세한 TiB2 석출물을 획득할 수 있게 하여, 평균 면적적이 8.5 ㎛2 미만이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 96 % 이상이다. 더욱이, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 80 % 이상이고, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 100 % 이다.
대조적으로, 제품의 적어도 일부 부분의 응고 속도가 0.03 cm/s 미만이면, TiC 석출물 및/또는 조대 TiB2 석출물이 응고 동안에 형성될 것이다.
상기 값으로의 냉각 및 응고 속도의 제어는 110 mm 미만의 두께를 갖는 얇은 반제품 형태의 강 주조 및 강 조성으로 인해 달성된다.
특히, 얇은 반제품 형태의 주조는 제품 두께에 걸친 높은 냉각 속도 및 제품 표면으로부터 코어까지의 응고 속도의 개선된 균질성을 초래한다.
또한, 강의 높은 Ti* 함량으로 인해, 강은 주로 페라이트로서 응고된다. 특히, 응고된 강은 응고 개시부터 그리고 전체 응고 과정 중에 주로 페라이트계 조직을 가지며, 강의 오스테나이트 분율은 최대 10 % 로 남는다. 따라서, 냉각 동안 상 변태가 전혀 일어나지 않거나 매우 제한된 상 변태가 일어난다.
결과적으로 강은 필름 비등 (film boiling) 보다는 재습윤 (rewetting) 에 의해 냉각될 수 있으며, 이는 매우 높은 응고 속도에 도달할 수 있게 한다.
필름 비등은 열전도율이 낮은 얇은 냉각 유체 증기 층이 강 표면과 액체 냉각 유체 사이에 개재되는 냉각 모드이다. 필름 비등에서, 열 전달 계수는 낮다. 대조적으로, 재습윤에 의한 냉각은 증기 층이 파괴되어 냉각 유체가 강과 접촉할 때 일어난다. 이 냉각 모드는 강 표면 온도가 Leidenfrost 온도보다 낮을 때 일어난다. 재습윤을 통해 달성된 열 전달 계수는 필름 비등을 통해 달성될 수 있는 열 전달 계수보다 높으므로, 응고 속도가 증가한다. 그러나, 재습윤에 의한 냉각 동안 상 변태가 일어나는 경우, 재습윤과 상 변태 사이의 커플링은 강 중에 높은 변형을 유발하여 균열 및 표면 결함을 초래한다.
따라서, 응고 동안 상당한 동소 변태를 거친 강은 재습윤에 의해 냉각될 수 없다.
대조적으로, 임의의 온도에서 최대 10 % 의 오스테나이트를 포함하는 본 발명의 강에서, 응고 시에 상 변태가 거의 또는 전혀 발생하지 않으므로, 강은 재습윤에 의해 냉각될 수 있다.
따라서, 매우 높은 응고 속도가 달성될 수 있다.
응고 종료 시, 강의 조직은 주로 페라이트계이며, 매우 미세한 공정 TiB2 석출물을 포함한다.
또한, 응고가 시작하자마자 강의 주된 페라이트계 조직으로 인해, 응고 중에 δ 페라이트의 오스테나이트로의 변태가 전혀 또는 거의 일어나지 않아서 (즉, 응고 동안 최대 10 % 의 δ 페라이트가 오스테나이트로 변태됨), 이 변태로부터 초래되어 반제품의 균열로 이어질 수 있는 이러한 국부 수축이 방지된다.
특히, δ 페라이트의 오스테나이트로의 상당한 변태가 없을 때, 응고 동안 포정 유도 석출이 발생하지 않는다. 덴드라이트에서 발생하는 그러한 포정 유도 석출은 특히 추가 열간 압연 동안 고온 연성을 감소시키고 균열을 유발할 수 있다.
따라서, 응고된 반제품은 매우 양호한 표면 품질을 가지며, 전혀 또는 거의 균열을 포함하지 않는다.
또한, 응고 시 10 % 이상의 오스테나이트를 포함하는 조직과 비교하여, 주로 페라이트로서 강의 응고는 응고된 강의 경도, 특히 응고된 셸의 경도를 크게 감소시킨다.
특히, 강의 경도는 응고 동안 10 % 이상의 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는 비교할 만한 강보다 약 40 % 낮다.
응고된 강의 낮은 고온 경도는 응고된 셸과 관련된 유동학적 문제를 감소시키며, 특히 주조 제품에서 표면 결함, 함몰부 및 블리딩의 발생을 피한다.
그리고, 응고된 강의 낮은 고온 경도는 또한 동소 (allotropic) 등급에 비해 강의 높은 고온 연성을 보장한다.
제품의 높은 고온 연성으로 인해, 그렇지 않으면 주조 공정의 굽힘 및 교정 작업 동안 그리고/또는 후속 열간 압연 동안에 나타나는 균열의 형성이 회피된다.
응고 후, 반제품은 바람직하게는 700 ℃ 이상인 냉각 온도의 종료까지 냉각된다. 냉각의 종료 시, 반제품의 조직은 주로 페라이트계로 남는다.
이어서, 반제품은 냉각 온도의 종료로부터 약 1200 ℃ 로 가열되고, 스케일 제거된 후, 열간 압연된다.
스케일 제거 동안, 강 표면의 온도는 바람직하게는 1050 ℃ 이상이다. 실제로, 1050 ℃ 미만에서, 액체 산화물이 반제품 표면에서 응고되어, 표면 결함을 일으킬 수도 있다.
바람직하게는, 반제품은 직접 열간 압연되고, 즉, 열간 압연 전에 700 ℃ 미만의 온도로 냉각되지 않아서, 반제품의 온도는 주조와 열간 압연 사이에서 임의의 시점에 700 ℃ 이상으로 유지된다. 반제품의 직접 열간 압연은 열간 압연 전에 반제품의 온도를 균질화하는데 필요한 시간을 감소시켜서, 반제품의 표면에서의 액체 산화물의 형성을 제한할 수 있게 한다.
또한, 주조된 상태의 반제품은 일반적으로 저온에서 부서지기 쉬우므로, 반제품을 직접 열간 압연함으로써 균열 (그렇지 않으면 주조된 반제품의 취성으로 인해 저온에서 발생할 수 있음) 을 피할 수 있다
열간 압연은 예를 들어 1100 ℃ 와 900 ℃ 사이, 바람직하게는 1050 ℃ 와 900 ℃ 사이의 온도 범위에서 수행된다.
전술한 바와 같이, 반제품의 고온 연성은 강의 주된 페라이트계 조직으로 인해 매우 높다. 실제로, 연성을 감소시키는 상 변태가 열간 압연 동안 강에서 전혀 또는 거의 일어나지 않는다.
결과적으로, 반제품의 열간 압연성이 900 ℃ 의 열간 압연 마무리 온도로도 만족스럽고, 열간 압연 동안 강판에서의 균열 출현이 회피된다.
예를 들어, 1.5 mm 내지 4 mm, 예를 들어 1.5 mm 내지 2 mm 의 두께를 갖는 열간 압연 강판이 획득된다.
열간 압연 후, 강판은 바람직하게는 코일링된다. 그리고, 열간 압연된 강판은 바람직하게는 양호한 표면 품질을 보장하기 위해 예를 들어 HCl 욕에서 산세된다.
선택적으로, 더 낮은 두께를 희망하는 경우, 열간 압연된 강판은 2 mm 미만, 예를 들어 0.9 mm 내지 1.2 mm 의 두께를 갖는 냉간 압연된 강판을 획득하도록 냉간 압연된다.
이러한 두께는 어떠한 큰 내부 손상을 초래함이 없이 달성된다. 이러한 큰 손상의 부존재는 특히 얇은 반제품 형태의 주조 및 강의 조성에 기인한다.
실제로, 냉간 압연 판이 얇은 제품으로부터 생산되므로, 주어진 두께를 달성하는 데 필요한 열간 및 냉간 압하율이 감소된다. 따라서, 손상을 초래할 수 있는 TiB2 석출물들 사이의 충돌의 발생이 감소된다.
또한, 반제품의 낮은 두께 및 조성 덕분에 획득되는 TiB2 석출물의 크기 분포로 인해, 최대 40 %, 심지어 최대 50 % 의 냉간 압하율이 어더한 큰 내부 손상을 초래함이 없이 달성될 수 있다.
실제로, 강이 조대 TiB2 석출물을 포함하지 않기 때문에, 계면 박리에 의해 손상이 발생하여, 손상 동역학이 지연된다. 게다가, TiB2 석출물들의 충돌은 그들의 작은 크기로 인해 어떠한 큰 손상을 초래하지 않는다.
결과적으로, 냉간 압연 동안 손상의 발생이 크게 감소된다.
냉간 압연 후, 냉간 압연 강판은 어닐링될 수 있다. 어닐링은 예를 들어, 냉간 압연 강판을 바람직하게는 2 내지 4 ℃/s 의 평균 가열 속도로 800 ℃ 내지 900 ℃ 의 어닐링 온도까지 가열하고, 이 어닐링 온도에서 일반적으로 45 s 내지 90 s 의 어닐링 시간 동안 냉간 압연 강판을 유지함으로써 수행된다.
따라서 획득된 강판 (열간 압연 또는 냉간 압연될 수 있음) 은 주로 페라이트계 조직을 갖고, 즉 페라이트, 10 % 이하의 오스테나이트, 및 석출물로 구성된다. 일반적으로, 이렇게 획득된 강판은 실온에서 페라이트계 조직, 즉 오스테나이트 없이 페라이트 및 석출물로 이루어진 조직을 갖는다.
이렇게 획득된 강판은 공정 TiB2 석출물인 TiB2 석출물을 포함하고, TiB2 석출물의 부피 분율은 9 % 이상이다.
8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 강 중의 TiB2 석출물의 비율은 96 % 이상이다. 그리고, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율은 바람직하게는 80 % 이상이고, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율은 바람직하게는 100 % 이다.
이는 특히 판의 코어 영역에서의 경우이다.
이렇게 획득된 강판은, 강의 낮은 C 함량 및 제조 공정으로 인해, 그리고 응고 동안 포정 유도 석출의 부존재로 인해, 매우 소량의 TiC 석출물을 포함한다. 조직 중의 TiC 석출물의 부피 분율은 특히 0.5 % 미만, 일반적으로 0.36 % 미만이다.
이렇게 획득된 강판은 Fe2B 석출물을 포함하지 않는다.
이 제조 공정에 의해, 주조 제품 및 강판에서 표면 결함 및 균열의 형성이 회피된다.
특히, 높은 Ti* 함량으로 인해 획득되는 경도의 감소는 주조 제품에서 표면 결함, 함몰부 및 블리딩의 발생을 피할 수 있게 한다.
또한, 이렇게 획득된 강판은 매우 높은 성형성, 인성 및 피로 강도를 가지므로, 이러한 강판으로부터 복잡한 기하학적 형상의 부품을 생산할 수 있다.
특히, 열간 및/또는 냉간 압연으로부터 발생할 수 있는 강판의 손상이 최소화되므로, 강은 후속 성형 작업 동안 개선된 연성을 가지며 인성이 향상된다.
또한, 본 발명에 따른 강의 높은 인장 탄성률은 성형 작업 후 탄성복귀를 감소시켜 최종 부품의 치수 정밀도를 증가시킨다.
부품을 생산하기 위해, 강판은 블랭크를 생성하도록 절단되고, 블랭크는 20 내지 900 ℃ 의 온도 범위에서 예를 들어 드로잉 또는 벤딩에 의해 변형된다.
유리하게는, 부품을 생성하도록 추가로 변형될 수 있는 다양한 기계적 성질을 갖는 용접 조립체를 획득하기 위해, 본 발명에 따른 강판 또는 블랭크를, 동일하거나 상이한 조성을 가지며 동일하거나 상이한 두께를 갖는 다른 강판 또는 블랭크에 용접함으로써 구조적 요소가 제조된다.
예를 들어, 본 발명에 따른 강판은 중량% 로 다음을 포함하는 조성을 갖는 강으로 구성된 강판에 용접될 수 있다:
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%
잔부인 철 및 제련으로부터 생기는 불가피한 불순물.
예:
예 및 비교로서, 표 1 에 따른 강 조성으로 구성된 판들이 제조되었고, 원소들은 중량% 로 표현된다.
Figure pct00001
표 1 에서, 밑줄친 값은 본 발명에 따른 것이 아니다.
이 강들이 반제품의 형태로 주조되었다:
- 강 A 는 두께 65 mm 의 슬래브 형태로 연속 주조되었고 (샘플 I1),
- 강 B 는 130 mm x 130 mm 의 섹션을 갖는 300 kg 의 잉곳 형태로 주조되었으며 (샘플 R1),
- 강 C 는 두께 45 mm 의 얇은 슬래브 형태로 주조되었다 (샘플 R2).
주조 제품의 응고 동안 응고 속도는 제품의 표면과 코어에서 평가되었고, 하기 표 2 에 보고되어 있다.
Figure pct00002
표 2 에서, 밑줄친 값은 본 발명에 따른 것이 아니다.
샘플 I1 은 두께 110 mm 미만의 얇은 슬래브 형태로 주조되었다.
또한, 샘플 I1 의 조성 (A) 은 본 발명에 따른 것이며, 따라서 유리 Ti 의 함량이 0.95 % 이상이므로, 응고 동안 상 변태가 전혀 또는 거의 일어나지 않아서 재습윤에 의한 냉각이 가능하다.
주조 제품의 얇은 두께 및 재습윤에 의한 냉각으로 인해, 샘플 I1 의 응고 속도는 반제품의 코어에서도 0.03 cm/s 보다 높을 수 있다.
대조적으로, 샘플 R1 은 본 발명에 따른 조성 (B) 을 갖지만, 얇은 반제품으로서 주조되지 않았으며, 그 두께는 110 mm 보다 높다.
결과적으로, 응고 속도는 반제품 코어나 표면에서 목표 값에 도달할 수 없었다.
샘플 R2 는 본 발명에 따른 조성 (C) 을 갖지 않으며, 이의 B 함량은 (0.45xTi) - 0.43 보다 높다. 따라서, 샘플 R2 는 0.95 % 보다 낮은 유리 Ti 의 함량 (0.75 %) 을 갖는다.
따라서, 강이 얇은 스트립 형태로 주조되더라도, 응고 동안 중요한 상 변태가 일어나서, 재습윤에 의해 냉각이 수행될 수 없었다. 결과적으로, 응고 속도는 제품의 코어에서 0.03 cm/s 에 도달하지 않았다.
본 발명자들은 샘플 I1 및 R2 의 열간 성형성을 조사하였다.
특히, 주조 샘플 I1 및 R2 의 열간 성형성은 950 ℃ 내지 1200 ℃ 의 온도에서 다양한 변형률로 열간 평면 변형 압축 시험을 수행함으로써 평가되었다.
이를 위해, Rastegaiev 시편이 주조 상태의 샘플 I1 및 R2 로부터 샘플링되었다. 시편은 950 ℃, 1000 ℃, 1100 ℃ 또는 1200 ℃ 의 온도로 가열된 다음, 0.1 s-1, 1 s-1, 10 s-1 또는 50 s-1 의 다양한 변형률로 시편의 반대 측들에 위치된 두 개의 펀치에 의해 압축되었다. 응력이 결정되었고, 각 시험에 대해, 최대 응력이 평가되었다.
하기 표 3 은 각각의 온도에서 그리고 각각의 샘플 I1 및 R2 에 대해 이 온도에서의 조직 중 오스테나이트의 분율 및 각각의 변형률에 대한 각 온도에서 결정된 최대 응력을 보고한다.
Figure pct00003
이 결과는 샘플 I1 에서 도달된 최대 응력이 950 ℃ 와 1200 ℃ 사이의 온도와 변형률에 관계없이 샘플 R2 보다 훨씬 낮다는 것을 보여주며, 강 I1 의 최대 응력은 강 R2 에서 도달된 최대 응력보다 최대 67 % 낮다.
최대 응력의 이러한 감소는 특히 모든 온도에서 주로 페라이트계인 샘플 I1 의 조직과 상 변태를 견디고 고온에서 오스테나이트화되는 샘플 R2 의 조직 사이의 차이로 인해 발생한다. 이러한 감소는 고온에서 본 발명의 강의 경도가 0.95 % 미만의 Ti* 함량을 갖는 강에 비해 크게 감소되어 열간 성형성이 개선된다는 것을 시사한다.
주조된 상태의 샘플 I1 및 R2 의 열간 성형성은 열기계적 시뮬레이터 Gleeble 에서 고온 인장 시험을 수행함으로써 추가로 평가되었다.
특히, 단면 수축률은 600 ℃ 내지 1100 ℃ 의 온도에서 결정되었다.
도 5 에 도시된 이러한 시험의 결과는, 샘플 I1 의 고온 연성이 감소하는 온도에서도, 특히 800 ℃ 내지 900 ℃ 의 온도에서 높게 유지되는 반면, 샘플 R2 의 연성은 온도에 따라 크게 감소하는 것을 보여준다.
결과적으로, 샘플 I1 은 샘플 R2 보다 낮은 온도에서 처리될 수 있다. 반대로, 제조 공정 동안, 샘플 I1 에서의 균열 또는 블리딩의 발생은 샘플 R2 에 비해 크게 감소될 것이다.
본 발명자들은 주사 전자 현미경 (SEM) 을 사용한 이미지 분석에 의해 샘플 I1, R1 및 R2 의 두께 ¼ 에서 취한 샘플들 및 샘플 I1 의 두께 절반에서 취한 샘플에서 주조된 상태의 제품의 TiB2 석출물을 추가로 특징지었다. 표면 준비를 위한 표준 금속조직학적 기술을 사용하여 현미경 검사용 시편을 준비하고, 나이탈 시약으로 에칭하였다.
크기 분포가 아래 표 4 에 보고되어 있다.
표 4 에 나타낸 바와 같이, 샘플 R1 은 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 높은 백분율의 조대 석출물을 포함한다.
샘플 R2 는 샘플 R1 보다 높은 분율의 작은 TiB2 석출물을 포함한다. 그러나, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 백분율은 샘플 R1 의 경우 96 % 에 도달하지 않는다.
대조적으로, 샘플 I1 은 최대 8 ㎛2 의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 매우 높은 분율, 특히 96 % 보다 높은 분율을 갖는다. 또한, 최대 3 ㎛2 의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 분율은 80 % 보다 높고, 모든 TiB2 석출물이 25 ㎛2 이하의 표면적을 갖는다.
Figure pct00004
표 4 에서, 밑줄친 값은 본 발명에 따른 것이 아니다.
또한, 응고 후, 샘플 I1 은 1200 ℃ 의 온도로 가열된 후, 두께 2.4 mm 의 열간 압연 판을 제조하도록 최종 압연 온도 920 ℃ 로 열간 압연되었다.
열간 압연 강판 (I1) 을 40 % 의 압하율로 더욱 냉간 압연하여, 두께 1.4 mm 의 냉간 압연 판을 수득하였다.
냉간 압연 후, 강판 (I1) 을 평균 가열 속도 3 ℃/s 로 어닐링 온도 800 ℃ 로 가열하고 이 온도에서 60 s 동안 유지하였다.
응고 후, 샘플 R1 및 R2 를 실온으로 냉각한 다음, 1150 ℃ 의 온도로 재가열하고, 920 ℃ 의 최종 압연 온도로 열간 압연하여, 각각 두께 2.2 mm 및 2.8 mm 의 열간 압연 판을 제조하였다.
샘플 I1, R1 및 R2 로부터 제조된 열간 압연 판의 미세조직은, 각각 판의 코어와 표면 사이의 거리의 절반에서 그리고 판의 코어에서 종방향 평면을 따라 조직을 관찰하기 위해, 판의 두께 1/4 및 판의 두께 절반의 위치에서 샘플을 수집함으로써 조사되었다.
미세조직은 Klemm 시약으로 에칭한 후 주사 전자 현미경 (SEM) 으로 관찰되었다.
두께의 1/4 에서 강 I1, R1 및 R2 의 미세조직이 각각 도 6, 도 7 및 도 8 에 도시되어 있다.
두께의 절반에서 강판 I1, R1 및 R2 의 미세조직이 각각 도 9, 도 10 및 도 11 에 도시되어 있다.
이들 도면은 강 I1 의 조직이 1/4 두께에서 그리고 제품의 코어에서 모두 매우 미세하다는 것을 보여준다.
대조적으로, 더 낮은 응고 속도로 냉각된 강 R1 의 조직은 조대 결정립을 포함한다.
강 R2 의 조직은 1/4 두께에서 미세 결정립을 포함하지만, 특히 반제품의 코어에서 조대 결정립을 또한 포함한다.
전체적으로, 강 I1 의 조직은 매우 균질한 반면, 강 R1 및 R2 의 조직은 각각 매우 상이한 크기의 결정립을 포함한다.
본 발명자들은 강 I1, R1 및 R2 의 냉간 성형성을 더 조사하였다.
강의 냉간 성형성은 주조 강 I1, R1 및 R2 로 제조된 강판에서 평면 변형 시험으로 평가되었다.
특히, 강 I1, R1 및 R2 로 구성된 판으로부터 샘플을 수집하였고, 강 I1, R1 및 R2 에 대한 성형 한계 곡선을 결정하였다. 이러한 성형 한계 곡선은 도 12 에 나와 있으며, 측정 결과는 아래 표 5 에 보고되어 있다.
Figure pct00005
도 12 및 표 5 에 보여진 바와 같이, 강 I1 은 강 R1 및 R2 에 비해 개선된 성형성을 갖는다.
이론에 얽매임이 없이, 강 R1 및 R2 중의 조대 TiB2 석출물의 존재는 소량으로도 성형 작업 동안, 이 경우에 굽힘 동안 변형의 국소화 (localization) 를 촉진하여, 강 I1 보다 불량한 성형성을 초래한다고 생각된다. 또한, 국소화는 충돌하는 조대 TiB2 석출물의 조기 손상으로 인해 발생할 수 있다고 생각된다.
대조적으로, 강 I1 은 조대 석출물을 포함하지 않고, 이는 TiB2 석출물의 충돌을 최소화하여 성형성을 향상시킨다.
성형성에 대한 TiB2 석출물 크기의 영향을 확인하기 위해, 본 발명자들은 전술한 방법을 통해 획득한 열간 압연 강판 R1 을 50 % 의 냉간 압하율로 냉간 압연하였다. 냉간 압연 후, 강판 R1 을 평균 가열 속도 3 ℃/s 로 어닐링 온도 800 ℃ 로 가열하고 이 온도에서 60 s 동안 유지하였다.
이어서, 본 발명자들은 (어닐링 후) 냉간 압연 강판 R1 의 표면 및 코어로부터 시편들을 수집하였고, 주사 전자 현미경법에 의해 이 시편들을 관찰하였다.
표면 및 코어에서 관찰된 조직이 각각 도 13 및 도 14 에 도시되어 있다.
이 도면들에서 볼 수 있는 바와 같이, 판 표면으로부터 수집된 시편은 중요한 손상이 관찰되는 코어로부터 수집된 시편과 달리 손상을 거의 포함하지 않는다.
이러한 관찰은, 판의 코어에서의 더 낮은 응고 속도로 인해 주로 판의 코어에 위치되는 조대 TiB2 석출물이 변형 동안 손상을 야기하여 강의 성형성을 저하시키는 것을 보여준다.
강 I1, R1 및 R2 의 굽힘 능력은 강 I1, R1 및 R2 로 구성된 열간 압연 강판 그리고 강 I1 로 구성된 냉간 압연 강판 (어닐링 후) 으로부터 수집된 샘플에 대해 에지 굽힘 시험 (90°플랜징 시험이라고도 함) 을 수행함으로써 측정되었다.
샘플을 압력 패드와 다이 사이에 유지하고, 슬라이딩 다이를 슬라이딩시켜, 압력 패드와 다이로부터 돌출하는 샘플의 부분을 구부렸다. 표준 EN ISO 7438:2005 에 따라 압연 방향 (RD) 및 횡 방향 (TD) 으로 굽힘 시험을 수행하였다.
굽힘 능력은 구부러진 판의 곡률 반경 R (단위 mm) 과 샘플의 두께 t (단위 mm) 사이의 비 R/t 에 의해 특징지어졌다.
결과는 아래 표 6 에 요약되어 있다.
Figure pct00006
이 표에서, t 는 샘플의 두께를 나타내고, R/t 는 구부러진 판의 곡률 반경과 두께 사이의 측정된 비를 나타낸다.
이 결과는 본 발명에 따른 강이 강 R1 및 R2 와 비교하여 개선된 굽힘 능력을 갖는다는 것을 입증한다.
강 I1 및 R2 의 샤르피 에너지가 -80 ℃ 내지 20 ℃ 의 온도에서 열간 압연 판으로부터 수집된 샘플에서 또한 결정되었다.
특히, 강 I1 및 R2 로 구성된 열간 압연 강판으로부터 깊이 2 mm 의 V 노치, 45°의 각도 및 0.25 mm 의 루트 반경을 갖는 하위크기의 샤르피 충격 시편 (10 mm x 55 mm x 판 두께) 을 수집하였다.
각 온도에서, 충격 에너지의 표면 밀도 Kcv 를 측정하였다. 각 온도에서, 시험은 2 개의 샘플에 대해 수행되었고, 2 개의 시험의 평균값이 계산되었다.
결과가 도 15 에 보여지고 표 7 에 보고되어 있다.
Figure pct00007
이 표에서, T 는 온도 (단위 섭씨) 를 나타내고, Kcv 는 충격 에너지의 표면 밀도 (단위 J/㎠) 를 나타낸다. 또한, 파괴 모드 (연성 파괴, 연성과 취성 파괴의 혼합 모드, 또는 취성 파괴) 가 보고된다.
표 7 및 도 15 에 보여진 바와 같이, 본 발명의 강 I1 의 샤르피 에너지는 강 R2 의 샤르피 에너지보다 훨씬 높다. 더욱이, 강 I1 에 대한 연성에서 혼합 파괴 모드로의 전이 온도는 강 R2 에 비해 낮아진다. 특히, 본 발명의 강에서, 파괴는 -20 ℃ 에서 100 % 연성으로 유지된다.
따라서, 이 시험들은 본 발명의 강이 다음과 비교하여 개선된 성형성, 연성 및 인성을 나타냄을 입증한다:
- 0.95 % 보다 높은 Ti* 함량을 갖지만 얇은 제품 형태로 주조되지 않아서 TiC 및 조대 TiB2 석출물을 갖는 강 R1,
- 얇은 제품 형태로 주조되었지만 0.95 % 미만의 Ti* 함량을 가져서 TiC 를 갖고 8 ㎛2 초과의 표면적을 갖는 TiB2 석출물을 포함하는 강 R2.
마지막으로, 강판 I1, R1 및 R2 의 기계적 특성이 결정되었다. 아래 표 8 은 항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 균일 연신율 UE, 총 연신율 TE 및 인장 탄성률 E, 가공 경화 지수 (work hardening coefficient) n 및 Lankford 계수 r 을 보고한다. 표 8 은 각 강에 대해 TIB2 (fTiB2) 석출물의 부피 분율을 또한 보고한다.
Figure pct00008
이 결과는 강 I1 의 기계적 성질이 강 R1 및 R2 의 기계적 성질과 비교하여 개선됨을 입증한다. 이러한 개선은 특히 강 R1 및 R2 와 비교하여 강 I1 에서의 매우 작은 크기의 석출물의 높은 비율에 기인한다.
그러므로, 본 발명은 높은 인장 탄성률, 낮은 밀도 및 개선된 주조성 및 성형성을 동시에 갖는 강판 및 이의 제조 방법을 제공한다. 따라서, 본 발명의 강판은 손상 또는 표면 결함을 유발함이 없이 복잡한 형상의 부품을 생산하는 데 사용될 수 있다.

Claims (25)

  1. 중량% 로,
    0.010% ≤ C ≤ 0.080%
    0.06% ≤ Mn ≤ 3%
    Si ≤ 1.5%
    0.005% ≤ Al ≤ 1.5%
    S ≤ 0.030%
    P ≤ 0.040%,
    3.2% ≤ Ti ≤ 7.5%
    (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43
    이도록 하는 Ti 및 B,
    선택적으로,
    Ni ≤ 1%
    Mo ≤ 1%
    Cr ≤ 3%
    Nb ≤ 0.1%
    V ≤ 0.1%
    중에서 선택된 하나 이상의 원소,
    잔부인 철 및 제련으로부터 생기는 불가피한 불순물
    을 포함하는 조성을 갖는 강으로 이루어진 강판으로서,
    상기 강판은 페라이트, 최대 10 % 의 오스테나이트, 및 석출물로 이루어진 조직을 갖고, 상기 석출물은 TiB2 의 공정 (eutectic) 석출물을 포함하며, 전체 조직에 대한 TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 9 % 이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 인, 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 80 % 인 것을 특징으로 하는, 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 100 % 인 것을 특징으로 하는, 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판의 코어 영역에서, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 이고, 3 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 바람직하게는 적어도 80 % 이고, 25 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 바람직하게는 100 % 인 것을 특징으로 하는, 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은 TiC 석출물을 포함하지 않거나 0.5 % 미만의 부피 분율로 TiC 석출물을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은 Fe2B 석출물을 포함하지 않는 것을 특징으로 하는, 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    티타늄, 붕소 및 망간 함량이
    (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - (0.261*Mn) - 0.414
    을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 강판.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    티타늄 및 붕소 함량이
    (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.50
    을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 강판.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 조성에서, C ≤ 0.050% 인 것을 특징으로 하는, 강판.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은 -40 ℃ 에서 적어도 25 J/cm2 의 샤르피 에너지 Kcv 를 갖는 것을 특징으로 하는, 강판.
  11. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은 적어도 0.95 % 의 유리 Ti 함량을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판.
  12. 강판의 제조 프로세스로서,
    다음의 연속적인 단계들:
    - 중량% 로,
    0.010% ≤ C ≤ 0.080%
    0.06% ≤ Mn ≤ 3%
    Si ≤ 1.5%
    0.005% ≤ Al ≤ 1.5%
    S ≤ 0.030%
    P ≤ 0.040%,
    3.2% ≤ Ti ≤ 7.5%
    (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43
    이도록 하는 Ti 및 B
    선택적으로,
    Ni ≤ 1%
    Mo ≤ 1%
    Cr ≤ 3%
    Nb ≤ 0.1%
    V ≤ 0.1%
    중에서 선택된 하나 이상의 원소,
    잔부인 철 및 불가피한 불순물
    을 포함하는 조성을 갖는 강을 제공하는 단계;
    - 상기 강을 반제품의 형태로 주조하는 단계로서, 주조 온도는 Lliquidus + 40 ℃ 이하이고, Lliquidus 는 상기 강의 액상선 온도를 나타내며, 상기 반제품은 최대 110 mm 의 두께를 갖는 얇은 반제품의 형태로 주조되고, 상기 강은 상기 주조 동안에 상기 반제품의 모든 위치에서 0.03 cm/s 내지 5 cm/s 의 응고 속도로 응고되는, 상기 주조하는 단계
    를 포함하는, 강판의 제조 프로세스.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 반제품은 110 mm 이하, 바람직하게는 70 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 슬래브의 형태로 주조되는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 반제품은 콤팩트 스트립 제조 (compact strip production) 에 의해 주조되는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  15. 제 12 항에 있어서,
    상기 반제품은 6 mm 이하의 두께를 갖는 얇은 스트립의 형태로 주조되고, 상기 응고 속도는 상기 반제품의 모든 위치에서 0.2 cm/s 내지 5 cm/s 인 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  16. 제 15 항에 있어서,
    상기 반제품은 반대-회전 롤들 사이에서 직접 스트립 주조에 의해 주조되는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  17. 제 12 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 있어서,
    주조 및 응고 후, 상기 반제품을 열간 압연하여 열간 압연 강판을 수득하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  18. 제 17 항에 있어서,
    주조와 응고 사이에, 상기 반제품의 온도가 700 ℃ 초과로 유지되는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  19. 제 17 항 또는 제 18 항에 있어서,
    열간 압연 전, 상기 반제품은 적어도 1050 ℃ 의 온도에서 스케일 제거되는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  20. 제 17 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서,
    열간 압연 후, 상기 열간 압연 강판을 냉간 압연하여, 2 mm 이하의 두께를 갖는 냉간 압연 강판을 수득하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  21. 제 12 항 내지 제 20 항 중 어느 한 항에 있어서,
    티타늄, 붕소 및 망간 함량이
    (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - (0.261*Mn) - 0.414
    을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 프로세스.
  22. 구조 부품의 제조 방법으로서,
    - 제 1 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 따른 강판 또는 제 12 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 따른 프로세스에 의해 제조된 강판으로부터 적어도 하나의 블랭크를 절단하는 단계, 및
    - 상기 블랭크를 20 ℃ 내지 900 ℃ 의 온도 범위 내에서 변형 (deforming) 시키는 단계
    를 포함하는, 구조 부품의 제조 방법.
  23. 제 22 항에 있어서,
    상기 블랭크를 변형시키는 단계 전에, 상기 블랭크를 다른 블랭크에 용접하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는, 구조 부품의 제조 방법.
  24. 중량% 로,
    0.010% ≤ C ≤ 0.080%
    0.06% ≤ Mn ≤ 3%
    Si ≤ 1.5%
    0.005% ≤ Al ≤ 1.5%
    S ≤ 0.030%
    P ≤ 0.040%,
    3.2% ≤ Ti ≤ 7.5%
    (0.45xTi) - 1.35 ≤ B ≤ (0.45xTi) - 0.43
    이도록 하는 Ti 및 B,
    선택적으로,
    Ni ≤ 1%
    Mo ≤ 1%
    Cr ≤ 3%
    Nb ≤ 0.1%
    V ≤ 0.1%
    중에서 선택된 하나 이상의 원소,
    잔부인 철 및 제련으로부터 생기는 불가피한 불순물
    을 포함하는 조성을 갖는 강으로 이루어진 적어도 일부를 포함하는 구조 부품으로서,
    상기 일부는 페라이트, 최대 10 % 의 오스테나이트, 및 석출물로 이루어진 조직을 갖고, 상기 석출물은 TiB2 의 공정 (eutectic) 석출물을 포함하며, 상기 일부의 전체 조직에 대한 TiB2 석출물의 부피 분율은 적어도 9 % 이고, 8 ㎛2 미만의 표면적을 갖는 TiB2 석출물의 비율이 적어도 96 % 인, 구조 부품.
  25. 제 24 항에 있어서,
    상기 구조 부품은 제 22 항 또는 제 23 항에 따른 방법에 의해 수득되는 것을 특징으로 하는, 구조 부품.
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