TW202140813A - 一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材 - Google Patents

Abstract

本發明係關於一種高強度鋼材，其中以總重為100wt.%計算，鋼材成分包括0.01~0.20wt.%的碳、1.0-2.0wt.%矽、0.50~3.00wt.%的錳、0.01~0.3w.t%的微合金元素、0.05~0.5wt.%銅、0.0020~0.0150wt.%的氮及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42，其中微合金元素包括下列元素中至少一種：鈦、釩、鈮或鉬；且該鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相、殘留沃斯田鐵相及麻田散鐵相，肥粒鐵相之體積分率為30%~73%，麻田散鐵相之體積分率為25%~68%，剩餘組織為殘留沃斯田鐵相。經過本發明提出製程後，可以使該肥粒鐵晶粒與麻田散鐵之強度差異降低，避免鋼材在後續加工中，裂紋由肥粒鐵與麻田散鐵之界面處產生，進而影響鋼材後續的加工能力。

Description

一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材

本發明係關於一種高強度鋼材，特別係關於一種可以產生兩種不同成分之析出物，且該些析出物係以不同分佈型態併存在鋼材中之高強度鋼材，用以降低回火軟化效果之高強度鋼材，並具有降低軟相(例如：肥粒鐵相)與硬相(例如：麻田散鐵相)之間微硬度差異的功效，此種功效可以避免產生不同相晶粒之間破壞。

近年來為因應節能減碳的需求，汽車工業界致力於減輕車體之重量，以降低油耗達到節能減碳的目的。習知減輕車體重量之有效途徑是薄化車體用鋼板之厚度，然而在薄化鋼板之厚度時，卻又不能犧牲車體之安全性，因此，車用鋼板的強度必須予以提升。而在提升車用鋼板強度的同時，亦不能犧牲鋼板之延展性，故有必要開發出高強度高延展性之車用鋼板鋼材。

過去幾年鋼鐵業發展出所謂第一代(1st generation)及第二代(2nd generation)高強度車用鋼板鋼材(advanced high strength steel,AHSS)。第一代高強度車用鋼板鋼材主要是指相變誘導塑性鋼(TRIP-assisted steels)，其拉伸強度約在600至1000MPa之間，而延伸率則在20至40%之間，強延積(即 拉伸強度與延伸率的乘積)小於20GPa%。由於相變誘導塑性鋼的拉伸強度與延伸率低於汽車工業界的需求，於是有第二代高強度車用鋼板鋼材之開發。

第二代高強度車用鋼板鋼材主要是指孿晶誘導塑性鋼(TWIP steels)，屬於高錳合金鋼，其錳含量約在20-30wt%之間。孿晶誘導塑性鋼有極佳之強度，其拉伸強度約在600至1100MPa之間，而延伸率可維持在60至95%之間，以致強延積可高達60GPa%。雖然孿晶誘導塑性鋼已發展近10年，但卻仍未能被汽車工業界所接受的主因是其所需錳含量太高，不符合商業成本考量。

由於第一代高強度汽車用鋼板鋼材之強延積過低無法滿足車用鋼板性質需求，另外第二代高強度車用鋼板鋼材之錳合金用量太高無法滿足商業成本需求，因此，汽車工業界已轉向第三代高強度車用鋼板鋼材之開發。

因此除了上述第一至第三代高強度車用鋼板鋼材(advanced high strength steel,AHSS)外。根據市場調查，雙相鋼(dual phase steel)一直是汽車產業中廣泛使用的鋼材，這是因為雙相鋼可以提供低降服強度與高抗拉強度之優異機械性質(低降伏比)，具有優異成型性質，所以廣為汽車產業使用。典型的雙相鋼材為複合組織的鋼材，其係包括軟質的肥粒鐵與散佈在肥粒鐵相間之硬質麻田散鐵組織，雖然這種具有雙相組織的鋼具備上述良好機械性質，然也因為兩相組織之特性，使得雙相鋼在後續進行冷、熱加工時，會在肥粒鐵相與麻田散鐵相之界面交界之處產生裂紋(micro-crack)而破裂，因此導致雙相鋼的成型性變差，嚴重影響雙相鋼材的後續承受複雜加工以及使用的方便性。

因此，產業界極需提供一種雙相鋼材及製造方法，用以獲得兼具高抗拉強度、低降伏比及高伸長率且不易在雙相邊界產生裂紋之雙相鋼材。

本發明之一種態樣係提供一種具有高強度、易加工，不易造成破裂之雙相鋼材(dual phase steel,DP steel)，鋼材整體組織係具有特定體積比之肥粒鐵相及麻田散鐵相，且具有特定晶粒尺寸的肥粒鐵相與麻田散鐵相。

本發明之另一種態樣，係提供一種鋼材，具有一肥粒鐵相、麻田散鐵相及殘留沃斯田鐵相，其中不同組織的體積分率分別為：肥粒鐵相之體積分率為50%~60%，麻田散鐵相之體積分率為35%~45%，剩餘組織為殘留沃斯田鐵相或變韌鐵相。

本發明之第三種態樣，係提供一種鋼材，具有一肥粒鐵相、麻田散鐵相、變韌鐵相及殘留沃斯田鐵相，其中不同組織的體積分率分別為：肥粒鐵相之體積分率為50%~60%，變韌鐵相之體積分率為35%~45%，剩餘組織為殘留沃斯田鐵相或麻田散鐵相。

本發明鋼材之肥粒鐵基地中，可以同時產生兩種不同成分之析出物，且該些析出物係以不同分散型態分布於肥粒鐵基地中，一種析出物成分為碳化物(carbide)、氮化合物(nitride)或碳氮化合物(carbonitride)，其中最常見化合物為碳化物，故下面說明僅以碳化物(Carbide)為代表；另一種析出物成分係不會與前述微合金元素形成碳化物(carbide)、氮化合物(nitride)或碳氮化合物(carbonitride)之元素，例如：銅(copper)、鋯(Zr)、銀(Ag)，其中 最常見的元素係為銅(Cu)，故下面說明僅以銅(Cu)為代表，但並不排除其他元素的適用；另外，碳化物(carbide)、氮化合物(nitride)或碳氮化合物(carbonitride)的主要成分係視鋼材中的微合金元素種類而定，例如：鈦(Ti)、鈮(Nb)、釩(V)與鉬(Mo)，而這些析出碳化物與析出銅顆粒係以不同型態分散於肥粒鐵基地中，其中碳化物、氮化合物或碳氮化合物係以規則散佈方式(regular dispersion)析出分布於肥粒鐵基地內，而銅析出顆粒係以過飽和隨機(random precipitation)方式分布於肥粒鐵基地中。

本發明鋼材之肥粒鐵基地中，包括兩種不同成分之析出物，其中銅析出顆粒係在碳化物上以異質成核方式形成，並且在該些碳化物所形成規則排列(regular rows)之間形成一銅顆粒空乏區(CFZ,copper precipitation free zone)，其中該碳化物的尺寸為3~20奈米，較佳為5~15奈米，最佳為7~10奈米；而奈米銅顆粒的尺寸約為5~15奈米，較佳為7~12奈米，最佳為9~10奈米；而此銅顆粒之空乏區(CFZ)之寬度為5~50奈米。而由穿透式電子顯微鏡可以觀察到此析出之銅顆粒包括奈米雙晶(nano twin)分散其中，而雙晶的寬度約為5奈米。

本發明的另一種型態，肥粒鐵基地中可以同時產生兩種不同成分之析出物分布於肥粒鐵基地中，一種析出物成分為碳化物，另一種析出物成分為銅顆粒，而這些析出碳化物與析出銅顆粒係以不同散布型態分散於肥粒鐵基地中，其中部分碳化物係部分以界面析出(interphase precipitation)方式分散於肥粒鐵基地，部分碳化物係以過飽和隨機方式(random precipitation)方式析出於肥粒鐵基地中，而銅析出顆粒係以過飽和隨機(random precipitation)方式分布於肥粒鐵基地中，其中該肥粒鐵晶粒內 之碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為5：95~95：5。

以穿透式電子顯微鏡觀察雙相鋼中的麻田散鐵相組織，可以發現經過本發明熱處理製程後，在麻田散鐵之基地之中亦可以同時產生兩種不同成分之奈米級析出物分布，其中一種析出物成分為碳化物、氮化合物或碳氮化合物，另一種析出物成分為銅，而這些析出碳化物與析出銅顆粒主要係以異質成核方式形成於晶體缺陷(例如：dislocation)上，因此這些析出物的分布上呈現較為散亂、隨機地方式排列。

本發明之鋼材成分，可以使肥粒鐵基地中可以散佈著許多奈米級的析出物，因此藉由析出強化方式大大地強化肥粒鐵的強度、硬度，所以有效地降低肥粒鐵相與麻田散鐵相之間的強度差異，例如：在一般雙相鋼中，麻田散鐵相與肥粒鐵相的微硬度差異達到±HV 80~120，而在本發明中麻田散鐵相與肥粒鐵相的微硬度差異可以控制在±HV 5~30；因此可以有效避免雙相鋼在後續冷、熱加工製程中，因為強度差異導致裂紋產生在異相界面(interphase boundary)之間，進而提高雙相鋼的延伸率與擴孔性，有利該鋼材之後續加工製程。

本發明中，其中以總重為100wt%計算，鋼材成分包括0.01~0.20wt%的碳、1.0-2.0wt%矽、0.50~3.00wt%的錳、0.01~0.3wt%的微合金元素、0.05~0.5wt%銅、0.0020~0.0150wt%的氮及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42，其中微合金元素包括下列元素至少一種：鈦、釩、鈮或鉬。

本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸分佈之鋼材中，其中除了第 【0009】中所述之鋼材成分外，更可包括0.3~1.0wt%的鋁、0.2~0.5wt%的鎳。

本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸散佈之鋼材中，其中除了第【0009】中所述之鋼材成分外，更可包括0.1~0.3wt%的鈦(Ti)、0.1~0.3wt%的鈮(Nb)、0.1~0.3wt%的釩(V)或0.1~0.3wt%的鉬(Mo)，這種成分會使本發明之奈米級碳化物之成分可以為單一成分或複合成分之碳化物。

本發明係關於一種製作具有高強度及高延長性之雙相鋼製程方法，主要包括以下步驟：提供一合金鋼材，該合金鋼材之組成如同【0016】~【0018】所述；加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相；在沃斯田鐵區與高溫肥粒鐵雙相區(800℃~950℃)進行熱塑性加工；快速冷卻該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成奈米析出物及肥粒鐵相；以及冷卻該合金鋼材至常溫；最後再視製程需要(例如：進行熱浸鍍鋅處理)，將鋼材進行表面鍍覆處理的同時，亦相當於對鋼材進行回火處理；因此可以得到具有不同種類析出物分布於肥粒鐵與麻田散鐵內部，製得鋼材具有高強度、高延性之雙相鋼。

一種製作具有高強度及高延伸性雙相鋼之製程方法，包括以下步驟：提供一合金鋼材，該合金鋼材之組成包括包括0.01~0.20wt.%的碳、1.0-2.0wt.%矽、0.50~0.3wt.%的錳、0.05~0.30wt.%的鈦、0.05~0.5wt.%.銅、0.0020~0.0150wt.%的氮及0~0.05wt.%的微合金元素(例如：鈮、釩、鉻、鎢、鉬)與其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42；加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相；在沃斯田鐵區與高溫肥粒鐵區(780℃~950℃)進行熱塑性加工(加工幅度為10%~100 %)，而加工的種類並不限制，例如：常見之熱壓延、熱壓縮、熱擠型、熱鍛；快速冷卻(100℃/S~120℃/S)該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度(700℃~600℃)，進行不同時間的恆溫持溫製程，以使該合金鋼材形成不同種類之奈米析出物及肥粒鐵相；快速冷卻該合金鋼材至常溫(冷卻速度：5℃/S~100℃/S)，最後再將鋼材進行鍍覆處理，使鋼材加熱至鍍覆處理溫度進行不同時間熱處理(溫度：300℃~550℃)，此時除了可以達成鋼材表面鍍覆效果，同時也可以對鋼材進行回火處理，有助於雙相組織中產生析出反應。

製作一種具有高強度及高延長性之雙相鋼製程方法，包括以下步驟：提供一合金鋼材，該合金鋼材之組成包括0.01~0.20wt.%的碳、1.0-2.0wt.%矽、0.50~3.00wt.%的錳、0.05~0.30wt.%的鈦、0.05~0.5wt.%銅、0.0020~0.0150wt.%的氮及0~0.05wt.%的微合金元素(例如：鈮、釩、鉻、鎢、鉬)與其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42；加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相；在沃斯田鐵區與高溫肥粒鐵區(780℃~950℃)進行熱塑性加工(加工幅度為10%~100%)，而加工的種類並不限制，例如常見之熱壓延、熱壓縮、熱擠型、熱鍛；快速冷卻(100℃/S~120℃/S)該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度(700℃~600℃)，進行不同時間的恆溫持溫製程，以使該合金鋼材形成不同種類之奈米析出物及肥粒鐵相；冷卻該合金鋼材至變韌鐵生成溫度(300℃~600℃)，以使該合金鋼材形成變韌鐵相；再快速冷卻該合金鋼材至常溫(冷卻速度：5℃/S~100℃/S)；最後再將鋼材進行鍍覆處理，使鋼材加熱至鍍覆處理溫度進行不同時間熱處理(溫度：300℃~550℃)，此時除了可以達成鋼材表面鍍覆效果，同時也可以對鋼材進行回火處理，有助於在組織中同時產生奈米 級析出物之析出反應。

在前述【0019】~【0021】中，產生之奈米析出物種類包括：碳化合物、氮化合物或碳氮化合物；這些析出物種類視鋼材內部的合金成分而定，可能是單一成分之碳化物，亦有可能是複合成分的碳化物。例如：當鋼材中的微合金元素為包括鈦及鉬時，所產生之析出物種類包括(TiMo)C、(TiMo)N、(TiMo)CN；當鋼材中的微合金元素為包括鈦及釩時，所產生之析出物種類包括(TiV)C、(TiV)N、(TiV)CN；當鋼材中的微合金元素為包括鈦及鈮時，所產生之析出物種類包括(TiNb)C、(TiV)N、(TiV)CN。

為詳細說明本發明之特色，請參照本說明書第2圖，其中包括：步驟10，添加0.01-0.20wt.%碳可改變鋼材強化效果以及殘留沃斯田鐵量，以增加鋼材之延伸率；0.5-3.0wt.%錳可提高鋼材硬化能及降低退火時冷卻速率，並放寬冷速之製程條件；1.0-2.0wt.%矽可抑制變韌鐵區之雪明碳鐵碳化物生成，進而增加鋼材之延展性，同時具有固溶強化以提高鋼材強度；0.05-0.30wt.%鈦與0.05-0.5wt.%的銅可生成奈米析出物與奈米銅顆粒，用以強化鋼材，在另一實施例中，係可以鈮、鉬、釩或鎢置換鈦或一起添加進鋼材內部以形成複合型態之碳化物。

參閱步驟20，加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相。在本實施例中，沃斯田鐵生成溫度為800至1200℃，而持溫時間為60至600sec。

參閱步驟30，對於沃斯田鐵化之鋼材進行熱加工處理，在沃斯田鐵區或高溫肥粒鐵區(780℃~1000℃)進行熱塑性加工(加工幅度為10%~100%)，而加工的種類並不限制，例如常見之熱壓延、熱壓縮、熱擠型、 熱鍛，而本階段熱機加工目的主要是為了能夠使鋼材之晶粒細化，提高鋼材之韌性與強度。

參閱步驟40，冷卻該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度，以於該合金鋼材內部，形成界面奈米析出物(interface precipitates)或過飽和析出物(random precipitates)及肥粒鐵相。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至40℃/sec，而肥粒鐵生成溫度為700℃至590℃，且在該溫度進行持溫處理，持溫時間為60~300sec。

參閱步驟50，快速冷卻該合金鋼材至室溫，以使該合金鋼材形成麻田散鐵相，在此步驟中，較佳之冷卻速率為100至120℃/sec。

參閱步驟55，冷卻該合金鋼材至變韌鐵生成溫度，以於該合金鋼材中形成變韌鐵相。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至40℃/sec，而變韌鐵生成溫度為200至580℃，且持溫時間為30~600sec。

參閱步驟60，冷卻該合金鋼材至常溫，以製得具有雙相組織之鋼材，且具有不同分布型態之奈米析出物與銅析出顆粒存在其中。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至100℃/sec。

參閱步驟70，進行鍍覆處理(例如：鍍鋅處理)或回火處理，將鋼材加熱至鍍覆溫度或回火溫度，以將該合金鋼材進行熱處理，最後再將鋼材冷卻至室溫，經過上述製程後，可以製得具有雙相結構之鋼材且具有不同分布型態之奈米析出物與銅析出顆粒存在其中之高強度雙相鋼材。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至100℃/sec。

另外，本發明之顯微組織結構會依照不同製程設計而有不同組織，例如：若依照圖2(A)製程，則顯微組織包括體積分率為40%-60%的 肥粒鐵相，體積分率為35%-55%的麻田散鐵相，剩餘組織為殘留沃斯田鐵相或變韌鐵相。若依照圖2(B)製程，則顯微組織包括體積分率為40%-60%之肥粒鐵相，體積分率為35%-55%之變韌鐵相，剩餘組織為殘留沃斯田鐵相或麻田散鐵相。而其中之肥粒鐵晶粒中之奈米析出物分布型態並不相同。

參閱圖3，其係顯示本發明之製程溫度-時間曲線圖。以圖3A為例，選擇肥粒鐵恒溫形成溫度為625℃及持溫30至60sec，以獲得約90%的界面奈米析出物(interphase precipitates)與10%隨機散布奈米析出物(Random precipitates)強化的肥粒鐵組織，隨後，急速冷卻至常溫，以獲得肥粒鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之複相相變強化組織，稍後加熱至500℃及持溫10~120分鐘後，經歷如此製程後可以產生具備不同分佈型態與強化機構之析出物散布，降低肥粒鐵相與麻田散鐵相之間的強度差，以獲得更佳之延伸性與強度，並且可以避免裂紋在肥粒鐵與麻田散鐵相之間產生。

另外一例，係以圖3B為例，選擇肥粒鐵恒溫形成溫度為600℃及持溫30至60sec，以獲得約70%的界面奈米析出強化的肥粒鐵組織。隨後，冷卻至變韌鐵相變區域(450℃)及持溫200sec，隨後再冷卻至常溫，以獲得肥粒鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵之複相相變組織，稍後在加熱至500℃及持溫30~120分鐘後，經歷如此製程後可以產生具備不同分佈型態與強化機構之析出物散布，降低肥粒鐵相與變韌鐵相之間的強度差，以獲得更佳之延伸性與強度。

參閱圖4顯示本發明鋼材之顯微組織照片。由顯微組織可以發現具有兩種不同尺寸的肥粒鐵晶粒存在。

參閱圖5顯示本發明鋼材之電子顯微鏡照片。由照片中可以發現具有不同尺寸的碳化物存在。亦可以發現界面析出與過飽和析出產生分布於肥粒鐵基地中。圖6則另外顯示本發明所強調之銅顆粒與奈米析出物共同析出於肥粒鐵晶粒中的電子顯微鏡照片，由照片中可以發現銅顆粒隨機散佈於奈米析出物顆粒上，這是因為銅顆粒與奈米析出物係於不同時間點產生，亦即奈米析出物會伴隨著沃斯田鐵分解成肥粒鐵過程中產生規則排列之界面析出物，之後銅顆粒則會在這些奈米析出物上異質成核、成長，這種不同階段產生的析出物的模式，可以降低肥粒鐵與麻田散鐵之間的強度差異，有利於增加鋼材的可加工性。

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。

本發明之組織觀察方法：自所獲得的熱軋鍍鋼板採取試驗片，對試驗片的輥軋方向剖面進行機械研磨，在硝酸浸蝕液(Nital)中腐蝕後，使用由掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以倍率：3000倍拍攝板厚中心的位置所得的組織照片(SEM照片)，並藉由圖像解析裝置求出肥粒鐵相、肥粒鐵相以外的組織的種類、及該些的面積率。

而且，藉由穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)以倍率：260000倍觀察自熱軋鍍鋼板(板厚中心的位置)製作的薄膜，求出含有微細碳化物的粒徑、體積比、及分散析出形態。

就含有Ti的微細碳化物的粒徑而言，根據260000倍下30個視野的觀察結果，在圖像處理中求出每個粒子的面積，並利用近似圓求出粒 徑。對所求出的各粒子的粒徑進行算術平均，從而設為平均粒徑。

使用10%乙醯丙酮-1%氯化四甲基銨-甲醇溶液(AA溶液)對α-鐵進行電解，藉由過濾捕獲的殘渣的抽出殘渣分析求出Ti碳化物的重量，將其除以微合金碳化物的密度而求出體積，從而將該體積除以熔解的α-鐵的體積，藉此求出含有微合金之微細碳化物的體積比。

就分散析出形態而言，對每個試驗片拍攝20張倍率260000倍的TEM照片，對微細碳化物被觀察為界面析出者的個數Ps與被觀察為過飽和隨機析出的個數Pr進行計數，且求出Pr/Ps。進行觀察時，將即便使試驗片傾斜至30°，微細碳化物亦未被觀察為列狀者設為無規析出的微細碳化物。

【實施例1】

將鋼材加熱至1200℃溫度進行5分鐘之沃斯田鐵化處理，再將鋼材以20℃/s速度冷卻之950℃進行20%滾軋加工，冷卻至725℃進行恆溫處理，持溫時間約為60sec，再將鋼材以100℃/s速度冷卻至室溫，隨後再將鋼材進行回火處理，回火溫度為500℃進行120分鐘之恆溫處理，最後再急冷至室溫。觀察此鋼材顯微組織為包括體積分率為40至50%肥粒鐵相、體積分率不大於5%殘留沃斯田鐵相及體積分率不大於55%麻田散鐵相，而其中肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為280HV，而麻田散鐵之微硬度分佈為380HV，兩個組織之間的微硬度差異可以控制在±100HV。

【實施例2】

將鋼材加熱至1200℃溫度進行5分鐘之沃斯田鐵化處理，再 將鋼材以20℃/s速度冷卻之950℃進行20%滾軋加工，冷卻至675℃進行恆溫處理，持溫時間約為60sec，再將鋼材以100℃/s速度冷卻至室溫，隨後再將鋼材進行回火處理，回火溫度為500℃進行120分鐘之恆溫處理，最後再急冷至室溫。觀察此鋼材顯微組織為包括45至55%肥粒鐵相、不大於5%殘留沃斯田鐵相及不大於50%麻田散鐵相，而其中肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為310HV，而麻田散鐵之微硬度分佈為365HV，兩個組織之間的微硬度差異可以控制在±50HV。

【實施例3】

將鋼材加熱至1200℃溫度進行5分鐘之沃斯田鐵化處理，再將鋼材以20℃/s速度冷卻之950℃進行20%滾軋加工，冷卻至625℃進行恆溫處理，持溫時間約為60sec，再將鋼材以100℃/s速度冷卻至室溫，隨後再將鋼材進行回火處理，回火溫度為500℃進行120分鐘之恆溫處理，最後再急冷至室溫。觀察此鋼材顯微組織為包括50至60%肥粒鐵相、不大於5%殘留沃斯田鐵相及不大於45%麻田散鐵相，而其中肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為330HV，而麻田散鐵之微硬度分佈為350HV，兩個組織之間的微硬度差異可以控制在±20HV。

下表1是本發明所提出之各種實施例。

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。

10:提供合金鋼材成分步驟

20:加熱沃斯田鐵化步驟

30:熱機加工步驟

40:第一恆溫步驟

50:第二恆溫步驟

60:室溫冷卻步驟

70:鍍覆處理或回火處理步驟

第1圖 第三代高強度車用鋼板鋼材之性質目標區坐落範圍圖。

第2圖 本發明具肥粒鐵等複相組織之高強度鋼材製程方法流程圖。

第3圖 (A)本發明具肥粒鐵之製程溫度-時間曲線圖。

第3圖 (B)本發明具肥粒鐵與變韌鐵之製程溫度-時間曲線圖。

第4圖 本發明例之鋼材顯微組織照片。

第5圖 本發明例之鋼材之肥粒鐵內的碳化鈦奈米析出物顯微照片。

10:提供合金鋼材成分步驟

20:加熱沃斯田鐵化步驟

30:熱機加工步驟

40:第一恆溫步驟

50:第二恆溫步驟

60:室溫冷卻步驟

70:鍍覆處理或回火處理步驟

Claims (10)

1. 一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，

   該鋼材的顯微組織包含一肥粒鐵相、麻田散鐵相以及殘留沃斯田鐵相，在肥粒鐵相中包括兩種不同成分之析出物，

   一種析出物成分為析出碳化合物、氮化合物或碳氮化合物，

   另一種析出物為銅顆粒，

   而這些析出碳化合物、氮化合物或碳氮化合物與奈米級銅顆粒係以不同型態分布於肥粒鐵相中。
2. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，

   同時產生兩種不同成分之析出物分布於麻田散鐵基地中，

   其中一種析出物成分為碳化合物、氮化合物或碳氮化合物；

   另一種析出物成分為銅；

   而這些析出碳化合物、氮化合物或碳氮化合物以及銅顆粒主要係以異質成核方式形成於晶體缺陷差排(dislocation)上。
3. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，

   其中不同組織的體積分率分別為：

   肥粒鐵相之體積分率為30%~73%，

   麻田散鐵相之體積分率為25%~68%，

   剩餘組織為殘留沃斯田鐵相。
4. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，

   其中碳化物、氮化合物或碳氮化合物係以界面析出(interphase precipitation)方式分布於肥粒鐵相中，

   而銅顆粒係隨機分布(random distribution)方式析出於肥粒鐵相中。
5. 如請求項4之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，

   其中銅顆粒係以異質成核方式，成核於碳化物、氮化合物或碳氮化合物上，並且在該界面析出碳化物、氮化合物或碳氮化合物之界面析出列(row)之間，形成一銅顆粒空乏區。
6. 如請求項5之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，其中銅顆粒空乏區之寬度為5~50奈米。
7. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，其中該碳化物、氮化合物或碳氮化合物尺寸為3~20奈米，而銅顆粒尺寸為5~15奈米。
8. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，其中，該銅顆粒內部包括奈米雙晶(nano twin)存在銅顆粒中，而雙晶的寬度為2~5奈米。
9. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，其中肥粒鐵與麻田散鐵相之微硬度差異小於±HV 30。
10. 如請求項1之一種具有抵抗回火軟化特性之高強度鋼材，其中以總重為100wt.%計算，鋼材成分包括0.01~0.20wt%的碳、1.0-2.0wt%矽、0.50~3.00wt%的錳、0.01~0.3wt%的微合金元素、0.05~0.5wt%銅、0.0020~0.0150wt%的氮及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42，其中微合金元素包括下列元素至少一種：鈦、釩、鈮或鉬。

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