1373532 九、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明是有關於一種鋼材，特別是指一種具有良好強 度及加工性質的熱軋鋼材以及其製法。 【先前技術】 鋼材的應用領域相當廣泛，例如汽車、家電、機械、 建築等皆必須使用鋼材，所以鋼材的強度及加工性也需因 應各個領域的不同而進行調整。以汽車用鋼材來說，相較 於其他領域，在其生產的過程中，需經過更繁雜的成型加 工，所以汽車用鋼材除了強度的要求之外，其加工性（伸長 率、擴孔性等）要求亦有所規範，更讓高強度汽車用鋼材成 為目前業界爭相發展的目標之一。 目前高強度汽車用鋼材的開發，大多朝向晶粒細化來 發展。通常欲獲得晶粒低於5 μιη以下的晶粒，較常使用的 方式是採用相變化來達成，例如添加鉬 '硼等元素來產生 變知鐵相變化’但疋結果發現，以變勒鐵為主要顯微組織 之鋼材的伸長率不佳，所以於常溫下不易加工成型，因此 ’冷加工成型的咼強度鋼材目前多數轉為以肥粒鐵為主要 相的方向進行發展。 現有以肥粒鐵為主要相之冷加工成型高強度鋼材，以 雙相鋼（dual-phase steel)最為著名，雙相鋼主要是藉由軋延 時之冷卻控制’而在肥粒鐵的基相中散佈著1 〇〜3〇%的麻田 散鐵，此雙相鋼的抗拉強度為300 MPa〜900 MPa，但於實 際使用時發現，當麻田散鐵等低溫相變化產物的含量越多 5 1373532 時，雖然可有效增加強度，但卻會致使加工性變差，所以 ’雙相鋼需運用階段冷卻方式來控制鋼材中之麻田散鐵的 量’以取得符合後續應用之強度及加工性，而所謂的階段 冷卻方式對於熱軋的連續軋延、冷卻及盤捲製程而言，階 段冷卻的控制相當不易，通常無法取得符合業界要求的加 工性。 於曰本川崎製鐵所擁有的TW 473549專利中，提及一 種具有超細微粒之加工用熱軋鋼板，該鋼板含有〇 〇1〜〇 3 wt%的碳、0.03〜0.3 wt%的鈦、2.0 wt%以下的石夕及〇.5 wt% 以下的構’其製作方法是將鋼胚再加熱至115〇〇C以下，接 著進行熱軋製，在此熱軋製過程中，於沃斯田鐵之動態再 結晶溫度之低溫區域内’至少進行3次軋製以上的輕微壓 下，再於軋製結束後2秒内，以30°C/sec以上的冷卻速度 進行冷卻，最後於350〜550°C之溫度下進行捲繞。在此專 利中，主要是透過較低的再熱溫度（i i 5〇〇c以下）以及在低 溫下控制壓下率為13〜30%，以獲得微細化的晶粒組織，且 所獲得之鋼材的抗拉強度為520〜763 MPa以及降伏強度為 420〜629 MPa。雖然此專利成功取得微細化的晶粒組織，但 是’此專利之鋼板的製程於實際應用時，卻發現有不易操 作（例如需要特別控制壓下率及壓下時間）等問題。 由此可知，如能在使用一般軋延機之簡單製程下，有 效地讓晶粒微細化，同時取得高強度且易於加工之熱軋鋼 材’應可讓鋼材的應用發揮至極致。 【發明内容】 6 1373532 因此’本發明之目的，即在提供一種易於加工的高強 度熱軋鋼材。 本發明另提供一種用於製備上述高強度熱軋鋼材的方 法。 於是，本發明之高強度熱軋鋼材，以其總重為1〇〇 wt% 計算，包含以下成份：0·01〜0.25 wt。/。的碳、0_50〜3.00 wt% 的錳 ' 0,01 〜0.30 wt% 的矽、〇·001〜0 〇2〇 wt% 的磷、 0.0006〜0.02 wt〇/〇的硫、0.05〜0.30 wt%的鈦、0.0020〜〇 〇15〇 wt%的氮' 〇_01〜〇.3 wt%的鋁’以及平衡量的鐵及不顯著之 雜貝’其中’鈦與氮的含量比例大於3.42，且該鋼材的顯 微結構包含一比率為90%以上的肥粒鐵相及一高碳相，該 肥粒鐵相的粒徑為2〜5 μηι並具有複數分散於該肥粒鐵相中 的析出物，該等析出物含有粒徑為2〇 nm以下的碳化物以 及粒徑為〇·5〜5 μηι的氮化物。 本發明之高強度熱軋鋼材的製備方法，包含之步驟為 :使一鋼胚加熱至l150〇c以上的溫度，以獲得一經加熱之 鋼胚’其中該鋼胚含有0_01〜0.25 wt%的碳、〇 5〇〜3 〇〇㈣ 的猛、0 01 〜0.30 wt% 的矽、0.001 〜0.020 wt% 的磷、 0.0006〜〇·〇2 wt%的硫、〇 〇5〜〇 3〇 的鈦、〇 〇〇2〇〜〇別5〇 wt/〇的氮、0 〇1〜〇 3 wt%的銘以及平衡量的鐵及不顯著之 雜質’且鈦與氮的含量比例大於3.42 ;使該經加熱之鋼胚 進=軋步驟，並將完軋溫度控制為Ar3溫度以上(Ar3溫 X是扣冷卻過程中沃斯田鐵開始變態成肥粒鐵的起始溫度 可以由膨脹儀量測或由公式計算得到’此處將完札溫度 7 1373532 ' 控制為Ar3溫度以上是指在沃斯田鐵相完成熱軋延），以獲 得一完軋鋼材；及使該完軋鋼材進行冷卻步驟，而於 480〜680 °C的溫度下進行盤捲，以製得該熱軋鋼材。 本發明之高強度熱軋鋼材除了控制鈦與氮的含量比例 大於3.42以及各個成份的含量比例之外，更藉由使肥粒鐵 主相的晶粒微細化，同時讓肥粒鐵主相中分佈較多量且均 勻之奈米級碳化物，使得熱軋鋼材的強度（特別是降伏強度 及抗拉強度）得以提昇。而上述顯微結構，主要是透過本發 φ 明的特殊製備方法所達成，經由適當控制鋼胚中之成份含 量、製程中之再加熱溫度（1150°c以上）以及盤捲温度 (480〜680°C) ’使得肥粒鐵主相的晶粒微細化，且於盤捲過 程中透過適當的盤捲溫度，使奈米級碳化物被大量析出， 藉以提昇鋼板之強度（例如抗拉強度高於7〇〇 MPa，降伏強 度高於650 MPa)。 【實施方式】 於本發明之高強度熱軋鋼材的顯微結構中，該肥粒鐵 _ 相的比率-為' 90%以上，較佳地.，該肥粒鐵相的比率為 90〜99%，該高碳相的比例為丨〜⑺％。 較佳地，該高碳相是選自於雪明碳鐵、波來鐵、變韌 鐵、麻田散鐵或此等之一组人·审社从 ^ δ, ± ，丑σ，更佳地’該尚碳相為雪明 碳鐵。 於該肥粒鐵相之析出物中，該粒徑為2〇 nm以下的碳 化物可增加鋼材的強度，而該粒徑為〇5〜5 μηι的氮化物由 於析出物尺寸較大，可有效抑制高溫沃斯田鐵晶粒成長， 8 1373532 使沃斯田鐵於完軋之後續冷卻過程，形成晶粒微細化的肥 粒鐵相。於盤捲過程中，因為鋼捲冷速很慢，將產生大量 奈米尺寸碳化物析出物，較佳地，該碳化物的粒徑為5〜20 nm ;更佳地，該碳化物的粒徑為5〜15 nm。 本發明之高強度熱軋鋼材所含有的成份需包含 0.01〜0.25 wt%的碳、0.50〜3.00 wt%的錳、〇.〇1〜〇.3〇 wt0/〇的 矽、0.001 〜0.020 wt% 的磷、0.0006〜0.02 wt% 的硫、 0.05〜0.30 wt% 的鈦、0.0020〜0.0150 wt% 的氮、〇_〇1 〜〇 3 wt%的鋁’以及平衡量的鐵及不顯著之雜質，且鈦與氮的含 量比例需大於3.42 (即Ti/N> 3.42)。較佳地，該鋼材更包含 一合金成份’該合金成份是選自於〇.〇2〜〇.2 wt%的叙、 0.05〜0_3 wt%的鉻或兩者之一組合。 上述提及的各個成份分別具有不同的作用，於本發明 中，除了碳、石夕、猛、鈦、紹、碌、硫及氮為主要成份之 外’其餘成份可依據實際需要進行挑選。以下將分別說明 各種成份及其含量比例對於本發明之高強度鋼材的影響： 碳：為鋼材中重要的強化元素，且於本發明中，碳是決定 奈米析出物的重要元素，當碳含量太低時，析出物不 易生成，當碳含量太高時，則析出物容易粗化，使得 鋼材強度太強’也可能會使鋼材的硬化能提高而容易 產生變韌鐵或麻田散鐵’而使得該鋼材的伸長率降低 ，所以本發明的碳含量需控制在〇 〇1〜〇 25 wt%。 猛：為鋼材中重要的固溶強化元素，於本發明中是用來提 高鋼材強度，但當錳含量太高時，會使鋼材的成型性 9 1373532 不佳。 氣：為固溶強化元素，且氮與欽的結合性很好，在超過 M〇〇°C以上的高溫就會開始形成氮化鈦（TiN)。本發明 主要藉由TiN的生成，並運用TiN的高溫穩定性，而 於熱軋加熱爐内可阻止沃斯田鐵晶粒的過度成長。但 疋當氮含量太高時會造成TiN過度粗化，同時也會成 為破壞起始源，因此，本發明的氮含量需控制在 0.0020〜0.0150 wt〇/0。 鈦：為常用的析出強化元素，在本發明中，除了於高溫產 生TiN外’鈦添加的目的是希望在喷水冷卻之熱軋盤 捲過耘中，產生碳化鈦（丁丨匚)析出。在本發明中， > 3 _42，因此鈦的過飽和度很高，所以可在短時間内大 量成核產生奈米級析出物’而達到析出強化的目的。 不過，當鈦的添加量太高時，將會致使所析出的碳化 欽粗化，同時讓析出強化效果下降，因此，本發明的 欽含置需控制在0.05〜0.30 wt%。 矽：為固溶強化元素，矽可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。當添加不足時 無法得到上述效果，所以矽的最少添加量為001 wt% 。但添加過量會產生帶狀紅銹，影響外觀，故發的上 限為 0.30 wt%。 磷：屬於鋼材中的不純物’容易偏析至晶界，造成晶界脆 化’因此需將構含1控制在0.02 wt%以下，當填含量 過高時，容易造成熱幸L延時的邊裂，且產品在使用時 10 也會產生脆性問題。 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、TUC；^會消耗所添加的鈦，而
MnS又軋延後會呈長條狀，成為破壞起始源所以硫 含量需控制在0.0006〜〇.〇2 wt%。 釩為系用的析出強化元素，當添加適量凯時，將可延後 =析出物的粗大’使得Tic可保持奈米級尺寸且可大 置分散於肥粒鐵相中。但是當釩含量太高時也容易 讓析出物粗化，所以其含量需控制在0.02〜0.2 Wt〇/。。 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有良好 的親和性，以延遲雪明碳鐵之析出。 鋁：主要用來作為煉鋼時進行脫氧，當鋁含量低於0.01
Wt%時’將造成脫氧不足，而當含量高於0.3 wt〇/〇時， 將影響成型性。 於本發明之製備方法中，該鋼胚的製作方式可依據一 般炫煉製程進行，例如選用適當含量的元素成份與鐵進行 熔煉後，再予以造塊或連鑄成鋼胚。該鋼胚所含的成份， 除了碳、錳、矽 '磷、硫、鈦、鋁及氮之外，較佳地該 鋼胚更含有一合金成份，該合金成份是選自於〇 〇2〜〇 2 的釩、0.05〜0.3 wt%的鉻或兩者之一組合。 接著，使該鋼胚再加熱至1150。〇：以上的溫度，此步驟 主要是為了在後續冷卻盤捲步驟中產生奈米析出物所以 先將該鋼胚放置於一再加熱爐中，並將再加熱溫度控制在 1373532 1150oC以上，使得TiN以外之其他析出物（如Tic)可再固溶 回去，以在後續冷卻盤捲的步驟中，可重新析出奈米級Tic 。較佳地，該再加熱溫度控制為U5〇〜13〇〇〇C。 於該將加熱之鋼胚的熱軋步驟中，可運用一般軋延機 進行熱軋且該完軋溫度需控制在Ar3溫度以上，原因在於 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，以致無法獲得微米級肥粒鐵相晶粒，因此，該完 軋溫度需為Ar3溫度以上。較佳地，該完軋溫度範圍是介 於Ar3溫度至950°C之間。 在該完軋鋼材的冷卻步驟中，較佳地，完軋後的完軋 鋼材以20°C/sec的冷卻速率進行快速冷卻，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，而有 助於獲得2〜5 μπι的肥粒鐵晶粒。此外，該盤捲溫度需控制 在480〜680°C，原因在於此溫度範圍是Tic在肥粒鐵相中的 主要析出溫度，所以在此溫度範圍進行盤捲後，可運用盤 捲後緩慢地冷卻，使TiC有足夠的時間大量析出，同時藉 由其他成份來避免析出物過度成長，因而可獲得2〇 nm以 下的碳化物。 使用本發明之製備方法，可成功地使該熱軋鋼材包含 90%以上的肥粒鐵相，該肥粒鐵相的粒徑為2〜5 μηι並具有 粒徑為20 nm以下的碳化物及粒徑為〇 5〜5 μπι的氮化物。 本發明將就以下實施例來作進一步說明，但應瞭解的 是，該實施例僅為例示說明之用，而不應被解釋為本發明 12 1373532 . 實施之限制。 <實施例>
[實施例1〜6J 依據下表1的成份進行調配，再分別預先進行真空 •⑽並洗轉製作取得一鋼胚，接著，依據下表i的再加熱 溫度（SRT)，使該鋼胚於一高溫爐中進行加熱以分別獲 得一經加熱之鋼胚。使該經加熱之鋼胚於一軋延機中進行 ^ 熱軋步驟，再依據表1的完軋溫度（FT)，將該經加熱之鋼 胚軋延至4.5 mm，以分別獲得一完軋鋼材。然後依據表 1的盤捲溫度（CT) ’使該完軋鋼材進行冷卻步驟，最後分 別製得實施例1〜6的熱軋鋼材。 [比較例1~3] 同樣依據下表1以及上述實施例1〜6的製作過程， 最後製得比較例1〜3的熱軋鋼材。 13 1373532 表1 編號 實施例 比較例 1 2 3 4 5 6 1 2 3 成 份 C 0.08 0.08 0.12 0.08 0.12 0.08 0.12 0.10 0.12 Μη 1.53 1.55 1.52 1.53 1.51 1.50 1.51 1.50 1.50 Ti 0.14 0.15 0.14 0.18 0.18 0.12 0.18 0.09 0.04 V 0.04 0.04 0.04 0.04 0.04 a 0.04 - 0.03 Cr - 0.16 - 0.16 • 0.18 - 0.20 • Nb • • 0.03 - Si 0.03 0.03 0.03 0.03 0.03 0.03 0.03 0.03 0.03 P 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 Q.01 0.01 S 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 N 0.004 0.004 0.004 0.004 0.004 0.004 0.004 0.004 0.004 熱 軋 參 數 SRTb 1170 1170 1200 1220 1170 1170 1170 1100 1150 FTC 900 900 880 900 910 860 950 965 900 CTd 550 550 570 550 550 520 450 450 500 a. 表示未添加。 b. SRT表示再加熱溫度（°〇。 c. FT表示完軋溫度（°C)。 d. CT表示盤捲溫度（°C)。 【測試]上述實施例及比較例分別針對以下性質進行測試： 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 〇 2. 抗拉強度（tensile strength，以下簡稱為「ts」）： 14 1373532 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。 上述實施例1〜6及比較例1〜3的測試結果如下表2 所示。 表2 實施例 比較例 v>w J/JL· 1 2 3 4 5 6 1 2 3 YS 735 778 71.7 720 695 717 622 63Q 545 TS 111 807 758 795 745 747 685 656 632 EI 26 23 26 23 28 22 24 23 27 由表2結果可發現’實施例1〜6的降伏強度在 695〜778 MPa、抗拉強度為745〜807 MPa及伸長率為 22%〜28%。而相較於比較例，實施例的降伏強度 及抗拉強度皆高於比較例1〜3，伸長率則與比較例1〜3相 近。 此外，可發現比較例1雖添加較多量的碳和鈦，但 是盤捲溫度較低（450°C)，以致降伏強度及抗拉強度皆低 於700 MPa。比較例2雖另添加鈮，但因為再加熱溫度為 1100°C、完軋溫度高於95〇〇(：以及盤捲溫度較低，所以 仍無法提昇強度。在所有測試結果中，以比較例3的降伏 強度及抗拉強度為最差’這是因為鈦的含量較低，使得肥 粒鐵相的晶粒粗化以及析出物的量不足，導致強度最差。 15 1373532 由以上比較可證明，運用本發明的製備方法，適當 地調整鋼胚中的成份組成以及含量比例，並控制再加熱溫 度（>1150。〇、完軋溫度（<950。〇及盤捲溫度（480〜680oC) ，確實可製得降伏強度及抗拉強度較高的熱軋鋼材。 再利用一電子顯微鏡’分別裁取實施例卜6所製得 之熱軋鋼材進行顯微結構的觀察，可發現鋼材主要是以肥 粒鐵相為主，其粒徑約為2〜5 μηι，且肥粒鐵相中可發現 分散有大量的析出物’包含粒徑為2〇 ηπι以下的碳化鈥 以及0.5〜5 μηι的氮化鈦析出物。 綜上所述，本發明高強度熱軋鋼材之製備方法透過適 當調整該鋼胚中之成份組成及含量比例，並控制再加熱溫 度（1150°C以上）、完軋溫度（Ar3溫度以上）及盤捲溫度 (480〜680°〇，使得所製得之熱軋鋼材以粒徑為2〜5 μπι的肥 粒鐵相為主相，且在肥粒鐵相中分散有2〇 nm以下的碳化 鈦及0.5〜5 μιη的氮化鈦，而讓製得的熱軋鋼材具備高於 650 MPa的降伏強度、高於7〇〇 Mpa的抗拉強度及〜 的伸長率，因此，本發明之高強度熱軋鋼材可符合後續應 用之需求，而本發明之製備方法可有效提昇鋼材的強度以 及維持加工性。 惟以上所述者，僅為本發明之較佳實施例而已，當不 能以此限定本發明實施之範圍’即大凡依本發明中請專利 範圍及發明說明内容所作之簡單的等效變化與修飾，皆仍 屬本發明專利涵蓋之範圍内。 16 1373532
【圖式簡單說明】 無 【主要元件符號說明】 益 »»»、 17