TW201546298A

TW201546298A - 高強度熱軋鋼材及其製造方法

Info

Publication number: TW201546298A
Application number: TW103120389A
Authority: TW
Inventors: qing-yuan Huang; hong-wei Yan; Zhe-Ren Yang
Original assignee: China Steel Corp
Priority date: 2014-06-12
Filing date: 2014-06-12
Publication date: 2015-12-16
Also published as: TWI558821B

Abstract

本發明係關於一種高強度熱軋鋼材及其製造方法。該高強度熱軋鋼材以總重為100wt%計算，包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質，該鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相及一低溫變態相，該肥粒鐵相的面積比率為55%以上，而該低溫變態相的面積比率為15至45%。藉此，可使鋼材具備較低之降伏強度及較佳之加工硬化率，並可提升鋼材之抗拉強度及冷加工成形性。

Description

高強度熱軋鋼材及其製造方法

本發明係關於一種鋼材，特別係關於一種高強度熱軋鋼材及其製造方法。

傳統熱軋鋼鐵材料的設計觀念是超過60公斤的鋼材，就必須採用麻田散鐵或變韌鐵的設計。然而，由於麻田散鐵或變韌鐵設計的鋼材之加工成形性不佳，因此，無法做為須冷加工成形的汽車用鋼，即使是可加工成形之熱軋雙相鋼，一般也只應用到590MPa。

一般雙相鋼是靠麻田散鐵的面積比率來達成其強度要求，超過590MPa之雙相鋼的麻田散鐵面積比率可能需超過30%，因此，也會面臨伸長率不足的問題。相對而言，以晶粒微米化及析出物奈米化的冶金設計，無疑為熱軋汽車用鋼朝高強度化發展提供一個很好的方向。

我國公告專利第I373532號「高強度熱軋鋼材及其製法」揭示一種晶粒微米化與析出物奈米化的冶金設計，其係利用Ti-V複合添加的方式製作熱軋鋼材，以提升熱軋鋼材之抗拉強度。惟，晶粒微米化及析出物奈米化之冶金設計所生產之鋼材，具備高降伏比的特性，加上熱軋汽車用鋼主要應用於汽車之安全結構件，其厚度相較於冷軋相對較厚，因此，鋼材之冷加工是一大難題。目前國內業者經常因加工設備能力不足而無法加工780MPa之鋼材。

因此，有必要提供一創新且具進步性之高強度熱軋鋼材及其製造方法，以解決上述問題。

本發明提供一種高強度熱軋鋼材，以總重為100wt%計算，包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質，該鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相及一低溫變態相，該肥粒鐵相的面積比率為55%以上，而該低溫變態相的面積比率為15至45%。

本發明另提供一種高強度熱軋鋼材之製造方法，包括以下步驟：(a)提供一鋼胚，該鋼胚包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質；(b)將該鋼胚加熱至1150℃以上；(c)對加熱後之鋼胚進行一熱軋步驟，並將完軋溫度控制在Ar3溫度以上，以獲得一完軋鋼材；及(d)對該完軋鋼材進行一階段冷卻步驟，以製得高強度熱軋鋼材。

本發明以奈米析出強化之肥粒鐵相加上面積比率為15至45%之低溫變態相(麻田散鐵或變韌鐵)的設計，可使鋼材具備較低之降伏強度(降伏比<0.75)。此外。由於肥粒鐵相中存在大量的奈米析出物，因此，鋼材之抗拉強度可提升至800MPa以上。

本發明製造方法所製得之高強度熱軋鋼材亦具備相當的拉伸伸長率及較佳之加工硬化率，故鋼材之冷加工成形性亦可大幅提升。

為了能夠更清楚瞭解本發明的技術手段，而可依照說明書的內容予以實施，並且為了讓本發明所述目的、特徵和優點能夠更明顯易懂，以下特舉較佳實施例，並配合附圖，詳細說明如下。

S11~S14‧‧‧步驟

圖1顯示本發明高強度熱軋鋼材之製造方法流程圖。

本發明提供一種高強度熱軋鋼材，以總重為100wt%計算，包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質。

該鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相及一低溫變態相，該低溫變態相係為變韌鐵或麻田散鐵。在本實施例中，該肥粒鐵相的面積比率為55%以上，而該低溫變態相的面積比率為15至45%。較佳地，該肥粒鐵相的粒徑小於20微米，且該肥粒鐵相與該低溫變態相的加總面積比率大於95%。

此外，在本實施例中，該高強度熱軋鋼材另具有複數個分散於該肥粒鐵相中的析出物，該等析出物含有碳化物。較佳地，碳化物的粒徑為20奈米以下。

為進一步提升鋼材之抗拉強度，該高強度熱軋鋼材可另包括一合金成份，該合金成份選自0.01~0.10wt%的鈮、0.05~0.50wt%的鉬、0.01~0.60wt%的鎳、0.01~0.80wt%的銅及其彼此組合中的其中一種。

上述提及的各種成份分別具有不同的作用，於本發明中，除了碳、錳、矽、磷、硫、鉻、鈦、氮、鋁以及鐵為主要成份之外，其餘成份可依據實際需要進行添加。以下分別針對各種成份及其含量比例對該高強度熱軋鋼材的影響進行說明：

碳：為鋼材中重要的強化元素，且亦是決定奈米析出物與變韌鐵或麻田散鐵的重要元素。當碳含量太低時，析出物與變韌鐵或麻田散鐵均不易生成。當碳含量太高時，則析出物容易粗化，且變韌鐵或麻田散鐵的比率也會太高，進而使得鋼材的伸長率降低。因此，較佳地，碳含量應控制在0.01~0.25wt%。

錳：為鋼材中重要的固溶強化元素，同時也是促進變韌鐵或麻田散鐵生成的元素，主要用以提高鋼材強度。當錳含量太高時，變韌鐵或麻田散鐵的比率也會太高，致使鋼材的成形性不佳。因此，較佳地，錳含量應控制在0.50~3.00wt%。

氮：為固溶強化元素，且氮與鈦的結合性良好，在超過1400℃以上的高溫就會開始形成氮化鈦(TiN)。本發明主要藉由氮化鈦的生成及運用氮化鈦的高溫穩定性，在熱軋加熱爐內阻止沃斯田鐵晶粒的過度成長。然而，當氮含量太高時，會造成氮化鈦過度粗化而成為破壞起始源。因此，較佳地，氮含量應控制在0.0020~0.0150wt%。

鈦：為常用的析出強化元素，鈦除了可於高溫產生氮化鈦外，亦可在第一階段噴水冷卻與持溫過程中，產生碳化鈦(TiC)析出。較佳地，鈦與氮的含量比值係大於3.42，以使鈦的過飽和度提高，並可在短時間內大量成核產生奈米級析出物，進而達到析出強化的目的。然而，當鈦含量太高時，會使得析出的碳化鈦粗化，並讓析出強化效果下降。因此，較佳地，鈦含量應控制在0.03~0.30wt%。

矽：為固溶強化元素，矽可促進肥粒鐵相變化並且延遲雪明碳鐵的析出，使得過飽和的碳得以產生大量奈米級析出物。當矽添加不足時，則無法得到上述效果。因此，較佳地，矽含量應控制在 0.01~1.20wt%。

磷：屬於鋼材中的不純物，容易偏析至晶界，造成晶界脆化。然而，磷也是促進肥粒鐵生成的重要元素，適當的調整磷含量，可控制肥粒鐵之生成。因此，較佳地，磷含量應控制在0.01~0.06wt%。

硫：屬於鋼材中的不純物，在高溫時可能產生TiS、Ti₄C₂S₂與MnS，其中TiS及Ti₄C₂S₂會消耗所添加的鈦，而MnS受軋延後會呈長條狀，成為破壞起始源。因此，較佳地，硫含量應控制在0.0006~0.02wt%。

釩：為常用的析出強化元素，當添加適量釩時，可延後TiC析出物的粗大，使得TiC可保持奈米級尺寸並大量分散於肥粒鐵相中。然而，當釩含量太高時，則容易讓析出物粗化。因此，較佳地，釩含量應控制在0.01~0.30wt%。

鉻：為提高鋼材硬化能與提昇耐蝕性的重要元素，同時也是析出強化元素。添加鉻的目的是藉由鉻與碳的良好親和性，以延遲雪明碳鐵之析出。因此，較佳地，鉻含量應控制在0.1~1.0wt%。

鋁：主要用來作為煉鋼時進行脫氧。當鋁含量低於0.01wt%時，將造成脫氧不足；當鋁含量高於0.30wt%時，將影響成形性。因此，較佳地，鋁含量應控制在0.01~0.30wt%。

圖1顯示本發明高強度熱軋鋼材之製造方法流程圖。參閱圖1之步驟S11，提供一鋼胚，該鋼胚包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質。在此步驟中，該鋼胚係可依據一般熔煉製程製作，例如將上述元素組成與鐵進行熔煉後，再予以連鑄成鋼胚。

在本實施例中，為進一步提升鋼材之抗拉強度，該鋼胚可另包括一合金成份，該合金成份選自0.01~0.10wt%的鈮、0.05~0.50wt%的鉬、0.01~0.60wt%的鎳、0.01~0.80wt%的銅及其彼此組合中的其中一種。

參閱步驟S12，將該鋼胚加熱至1150℃以上。此步驟主要是為了讓該鋼胚能在後續冷卻步驟中產生奈米析出物，因此，先將該鋼胚放置於一再加熱爐中，並將再加熱溫度控制在1150℃以上，以使TiN以外的其他析出物(如TiC)可再固溶回去，並在後續冷卻的步驟中，重新析出奈米級TiC。較佳地，該再加熱溫度不大於1300℃。

參閱步驟S13，對加熱後之鋼胚進行一熱軋步驟，並將完軋溫度控制在Ar3溫度以上，以獲得一完軋鋼材。此步驟可運用一般軋延機進行熱軋，而完軋溫度控制在Ar3溫度(為冷卻過程中沃斯田鐵開始變態成肥粒鐵的起始溫度)以上的目的在於：當完軋溫度低於Ar3溫度時，熱軋步驟將會在兩相區中進行，使得肥粒鐵相提早生成而導致肥粒鐵相的晶粒產生粗化現象，且相變化溫度太高的肥粒鐵無法產生大量的奈米析出物，故完軋溫度需控制在Ar3溫度以上。較佳地，完軋溫度為Ar3溫度至960℃。

參閱步驟S14，對該完軋鋼材進行一階段冷卻步驟，以製得高強度熱軋鋼材。在本實施例中，該階段冷卻步驟包括：以大於每秒20℃的冷卻速率將該完軋鋼材快速冷卻至580至760℃，以避免軋延所產生的缺陷被回復，同時可降低肥粒鐵的變態溫度；對冷卻後之該完軋鋼材進行空冷持溫5至15秒，以產生肥粒鐵相變化，並且產生大量的奈米級析出物；及以大於每秒20℃的冷卻速率將持溫後之該完軋鋼材快速冷卻至一盤捲溫度，以進行盤捲。較佳地，該盤捲溫度小於350℃。

茲以下列實例予以詳細說明本發明，唯並不意謂本發明僅侷限於此等實例所揭示之內容。

[發明例1~19]

依據表1之成份進行調配，再預先進行真空熔煉並澆鑄製得鋼胚。依據表2之再加熱溫度，使鋼胚於一高溫爐中進行加熱，並維持再加熱溫度2小時，以獲得經加熱之鋼胚。於一軋延機中對經加熱之鋼胚進行熱軋步驟，再依據表2之完軋溫度，將鋼胚軋延至3~5毫米厚，以獲得完軋鋼材。完軋鋼材以每秒30℃的冷卻速率進行第一階段冷卻步驟，並依據表2之持溫溫度及持溫時間進行空冷持溫，再以每秒30℃的冷卻速率將持溫後之完軋鋼材快速冷卻至300℃以下，以進行盤捲步驟，最後製得發明例1~19之熱軋鋼材。

[測試]分別針對發明例1~19之以下性質進行測試：

1.降伏強度(Yield Strength，以下簡稱為「YS」)：依據標準方法CNS 2112,G2014進行測試，單位為MPa。

2.抗拉強度(Tensile Strength，以下簡稱為「TS」)：依據標準方法CNS 2112,G2014進行測試，單位為MPa。

3.伸長率(Elongation，以下簡稱為「E1」)：依據標準方法CNS 2112,G2014進行測試，單位為%。

4.麻田散鐵比率：單位為%。

發明例1~19之測試結果如表2所示。由表2之測試結果可證明，透過適當地調整鋼材組成及含量比例，並控制再加熱溫度(>1150℃)、完軋溫度(<960℃)及階段冷卻空冷持溫的溫度與時間，確實可製得低降伏比與超高抗拉強度的熱軋鋼材。

本發明利用光學顯微鏡與電子顯微鏡對發明例1~19所製得之熱軋鋼材進行顯微結構的觀察，發現鋼材主要是以肥粒鐵相為主，且肥粒鐵相比率大於55%。此外，肥粒鐵相中亦發現分散有大量的碳化鈦析出物，且該等碳化鈦析出物之粒徑為20奈米以下。另外，表2之結果亦顯示各鋼材中的麻田散鐵比率均介於15至45%之間。

本發明以奈米析出強化之肥粒鐵相加上面積比率為15至45%之低溫變態相(麻田散鐵或變韌鐵)的設計，可使鋼材具備較低之降伏強度(降伏比<0.75)。此外，由於肥粒鐵相中存在大量的奈米析出物，因此，鋼材之抗拉強度可提升至800MPa以上。再者，本發明製造方法所製得之高強度熱軋鋼材亦具備相當的拉伸伸長率及較佳之加工硬化率，故鋼材之冷加工成形性亦可大幅提升。

上述實施例僅為說明本發明之原理及其功效，並非限制本發明，因此習於此技術之人士對上述實施例進行修改及變化仍不脫本發明之精神。本發明之權利範圍應如後述之申請專利範圍所列。

S11~S14‧‧‧步驟

Claims

一種高強度熱軋鋼材，以總重為100wt%計算，包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質，該鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相及一低溫變態相，該肥粒鐵相的面積比率為55%以上，而該低溫變態相的面積比率為15至45%。
如請求項1之高強度熱軋鋼材，其中該肥粒鐵相與該低溫變態相的加總面積比率大於95%。
如請求項1之高強度熱軋鋼材，其中該肥粒鐵相的粒徑小於20微米。
如請求項1之高強度熱軋鋼材，其中該低溫變態相為變韌鐵或麻田散鐵。
如請求項1之高強度熱軋鋼材，另具有複數個分散於該肥粒鐵相中的析出物，該等析出物含有碳化物，且碳化物的粒徑為20奈米以下。
如請求項1之高強度熱軋鋼材，另包括一合金成份，該合金成份選自0.01~0.10wt%的鈮、0.05~0.50wt%的鉬、0.01~0.60wt%的鎳、0.01~0.80wt%的銅及其彼此組合中的其中一種。
一種高強度熱軋鋼材之製造方法，包括以下步驟：(a)提供一鋼胚，該鋼胚包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.01~1.20wt%的矽、0.01~0.06wt%的磷、 0.0006~0.02wt%的硫、0.1~1.0wt%的鉻、0.03~0.30wt%的鈦、0.0020~0.0150wt%的氮、0.01~0.30wt%的鋁以及平衡量的鐵與不顯著的雜質；(b)將該鋼胚加熱至1150℃以上；(c)對加熱後之鋼胚進行一熱軋步驟，並將完軋溫度控制在Ar3溫度以上，以獲得一完軋鋼材；及(d)對該完軋鋼材進行一階段冷卻步驟，以製得高強度熱軋鋼材。
如請求項7之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中步驟(a)之該鋼胚另包括一合金成份，該合金成份選自0.01~0.10wt%的鈮、0.05~0.50wt%的鉬、0.01~0.60wt%的鎳、0.01~0.80wt%的銅及其彼此組合中的其中一種。
如請求項7之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中步驟(b)之加熱溫度不大於1300℃。
如請求項7之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中步驟(c)之Ar3溫度為冷卻過程中沃斯田鐵開始變態成肥粒鐵的起始溫度，而完軋溫度為Ar3溫度至960℃。
如請求項7之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中步驟(d)之該階段冷卻步驟包括：(d1)以大於每秒20℃的冷卻速率將該完軋鋼材快速冷卻至580至760℃；(d2)對冷卻後之該完軋鋼材進行空冷持溫5至15秒；及(d3)以大於每秒20℃的冷卻速率將持溫後之該完軋鋼材快速冷卻至一盤捲溫度。
如請求項11之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中步驟(d3)之盤捲溫度小於350℃。
如請求項7之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中步驟(d)所製得之高強度熱軋鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相及一低溫變態相，該肥粒鐵相的面積比率為55%以上，而該低溫變態相的面積比率為15至45%。
如請求項13之高強度熱軋鋼材之製造方法，其中該肥粒鐵相與該低溫變態相的加總面積比率大於95%。