TWI760241B

TWI760241B - 多性能中熵輕量鋼及其製造方法

Info

Publication number: TWI760241B
Application number: TW110119608A
Authority: TW
Inventors: 顏鴻威; 賴人豪; 孫苡瑄; 楊子賢
Original assignee: 國立臺灣大學
Priority date: 2021-05-31
Filing date: 2021-05-31
Publication date: 2022-04-01
Also published as: TW202248434A

Abstract

一種多性能中熵輕量鋼及其製造方法。根據本發明之多性能中熵輕量鋼其成份包含最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻。本發明之多性能中熵輕量鋼的合金密度係等於或低於7.1g/cm³。

Description

多性能中熵輕量鋼及其製造方法

本發明關於一種多性能中熵輕量鋼及其製造方法，並且特別是關於基於中熵合金設計、不含鉻元素且能施以不同多重製程程序即具有不同的優良機械性質並兼具低密度、高強度、高延性之多性能中熵輕量鋼及其製造方法。

關於本發明之相關技術背景，請參考以下所列之技術文獻： [1] S. M. Zhu and S. C. Tjong: Metall. Mater. Trans. A. 29(1998) 299-3062. [2] S.C. Chang,Y. H. Hsiau and M. T. Jahn: J. Mater. Sci. 24(1989) 1117-1120. [3] 美國專利公開號US20100012233A1。 [4] 專利合作條約專利申請公開號WO2003029504A3。 [5] 中華民國專利公告號I445832.

近年來，隨著環境永續議題逐漸受到重視，鋼鐵研究針對此議題中朝向發展低密度或高強度的鋼種使產品逐漸輕量化，以期使新鋼種能扮演著省能源、降低環境負擔的角色。因此，所謂單位密度的強度(比強度)變得更加關鍵。隨著鋼材輕量化的同時，若可以保持甚至改善其機械性能，則此輕量鋼便具備發展潛力。目前機械性能較優異的輕量鋼包括TRIPLEX鋼以及高比強度鋼(high specific strength steel, HSSS)。鋼鐵若變形時的疊差能低(20~40 mJ/m ²)，其變形機制會伴隨雙晶誘發塑變(twinning induced plasticity, TWIP)或疊差能更低(小於18 mJ/m ²)的相變化誘發塑變(transformation induced plasticity, TRIP)的機制產生加工硬化。TRIPLEX鋼變形時會顯示TRIP和TWIP效應。

TRIPLEX鋼含有大量的錳、鋁和碳。因為鋁為低原子量元素，而使其擁有降低密度的功效。該鋼種由沃斯田鐵、肥粒鐵組成，經由時效能在晶粒內產生密集的Kappa-碳化物(κ-碳化物)。Kappa-碳化物能大幅提升鋼材的強度，卻會使鋼材的延性明顯下降。HSSS鋼則是含有錳、鋁、碳和鎳。鋁同樣是其能擁有低密度的原因。相較TRIPLEX鋼，HSSS鋼新增的鎳使其在軋延及退火後，能在晶界上和晶粒內形成散佈的B2介金屬相析出物，此B2析出物為介金屬化合物。因此，B2介金屬相析出物提升鋼材的強度的效果較Kappa-碳化物散佈於晶粒內的強化效果更佳，但同時也會造成鋼材的延性下降。

在鋼鐵中，面心立方(FCC)組織的結構被稱為沃斯田鐵相。FCC相具有多種變形模式，取決於疊差能的高低。疊差能主要受到合金的成份和溫度的影響，疊差能大於35 mJ/m ²的變形機制是利用差排滑移，其不是特別有效的加工硬化方式。具有中等疊差能(20~40 mJ/m ²)的鋼材的變形特徵是在變形過程中形成形變雙晶，稱為TWIP效應。更低的疊差能(小於18 mJ/m ²)的鋼材在變形過程中產生麻田散鐵相變態而提高加工硬化率，稱為TRIP效應。在現有的輕量鋼中，由於它們的高錳、鋁、碳添加，使疊差能量大幅提升，因此，到目前為止，尚未見到TWIP或TRIP效應出現在現有的輕量鋼中，係歸因於合金成份的固有限制，因此加工硬化率仍有改善進步的空間。與先前技術不同，根據本發明之輕量鋼是應用中熵鋼的概念，以幫助新合金成份的設計。根據本發明之輕量鋼是通過調整鋁和矽含量，以達到輕量化並同時精確調整其疊差能來誘發TWIP效應，以達到更好的機械性能。

此外，目前關於輕量鋼及高熵鋼的研究中，高矽含量的合金設計較少見。輕量鋼或高熵鋼具有如此高合金化量的矽成份的研究很少，本發明是有添加矽和同時添加矽和鎳元素，先前技術之高熵輕量鋼的主要目標是設置低密度和適合產生變形時產生TWIP的疊差能。但是，與先前技術之高熵輕量鋼不同，根據本發明之輕量鋼的重點是即是利用高矽含量取代鋁，以調整疊差能，使材料在輕量化的同時，可以具有適當的疊差能以誘發變形雙晶的行為，並利用時效析出的二次相來改善材料的強度與延性。先前之技術嘗試延長550-650℃時效處理的時間，但卻發現除了在沃斯田鐵γ基材中析出之緻密細微碳濃度較高的κ'-碳化物(Kappa prime carbide)會持續成長之外，在晶界上亦會產生：γ→γ ₀+κ-碳化物反應(其中γ ₀為碳濃度較低之γ相)，其中κ-碳化物於沃斯田鐵晶界上析出，較為粗大，而於基材內析出細微之(Fe,Mn) ₃AlC _X碳化物稱為κ'-碳化物。晶界上粗大的κ-碳化物和晶粒內微細的κ'-碳化物均為有序面心立方結構(Ll ₂)。在時效溫度中，會產生：γ→α+κ-碳化物反應(αFerrite)，γ→κ-碳化物+β-Mn反應或γ→α+κ-碳化物+β-Mn反應。因此，時效時間延長，將在晶界上析出形成大顆粒二次相析出物，而導致合金的延展性大幅降低，若可避免過粗大的碳化物析出於晶界上，將有利於機械性質的提升。

先前技術US20100012233A1揭露具有沃斯田鐵相基材組織的超高強度TWIP鋼材，其成份包括0.15~0.30 wt.%碳、0.01~0.03 wt.%矽、15~25 wt.%錳、1.2~3.0 wt.%鋁、0.020 wt.%以下磷、0.001~0.002 wt.%硫、平衡量的鐵以及其他不可避免的雜質。該先前技術揭示的TWIP鋼材一般被廣泛用作汽車車身的部件材料，其為超高強度鋼板，其抗拉強度為590~780 MPa，降伏強度為270~350 MPa，延伸率為25~35％，並且具有塑性應變。

另有先前技術WO2003029504A3揭露高強度雙相或TRIPLEX輕量鋼，其成份包括18~35％錳、8~12 wt.%鋁、小於6 wt.%矽、0.5~2 wt.%碳、至多0.05 wt.%硼、0~3 wt.%鈦以及元素鎂、鎵與鈹中的至少一種的含量最高為3 wt.%，其中鋁的含量與矽的含量加總高於12 wt.%。該先前技術通過高比例的輕合金元素鋁、矽、碳與錳以及元素鎂、鎵、鈹和可能的鈦中的至少一種。該先前技術揭示的合金實現了低於7.1 g/cm ³的密度。

另有先前技術I445832揭露Fe-(26-34)wt.%Mn-(6-11)wt.%Al-(0.54-1.3)wt.%C合金，以及Fe-(25-31)wt.%Mn-(6.3-10)wt.%Al-(0.6-1.75)wt.%M(M=V,Nb,Mo,W)-(0.65-1.1)wt.%C合金等。可以發現此類碳含量小於1.4wt.%之合金經980~1100℃進行固溶處理淬火後，所得之結構為單一沃斯田鐵相，或沃斯田鐵相含少量(Fe,Mn) ₃AlC _x碳化物。淬火後合金經過550℃、15~16小時時效處理後，均可達到最佳的強度與延展性之機械性質組合，但是其抗腐蝕不佳。在沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-C合金中，添加約6.0 wt.%鉻雖可改善其抗腐蝕性，但此類合金在時效處理時，易在沃斯田鐵相晶界上析出粗大的富鉻之(Fe,Mn,Cr) ₂₃C ₆碳化物，因而劣化其合金的機械延展性等性質。總而言之，該先前技術所揭露之Fe-Mn-Al-C，Fe-Mn-Al-M(M=V,Nb,W,Mo)-C以及Fe-Mn-Al-Cr-C合金成份，均無法達到同時兼具高強度、高延展性之性質。

從上述關於先前技術之輕量鋼的研究，可以看出目前尚未見到不採用高熵鋼的概念改採用中熵鋼的概念來設計新的輕量鋼的合金成份。新的輕量鋼的合金成份期待其鋁的含量與矽的含量加總不須高於12 wt.%，並且不含鉻元素，以避免析出粗大的富鉻碳化物。並且，先前技術之輕量鋼的可加工性、機械性質仍有很大的提升空間。

此外，先前技術之輕量鋼經過軋延製程以及熱處理製程後的機械性質單一。目前尚未見到經過不同軋延製程以及不同熱處理製程後具有不同優良的機械性質的多性能輕量鋼。多性能輕量鋼能降低汽車等產業的製造成本。

因此，本發明所欲解決之一技術問題在於提供一種基於中熵合金設計、不含鉻元素且能施以不同多重製程程序即具有不同的優良機械性質並兼具低密度、高強度、高延性之多性能中熵輕量鋼及其製造方法。

本發明採用中熵鋼的概念，以幫助新合金成份的設計。本發明是通過調整鋁和矽含量，以達到輕量化並同時精確調整其SFE來誘發TWIP效應，以達到更好的機械性能。相較於先前技術之輕量鋼，根據本發明之多性能中熵輕量鋼的優勢在於藉由用Si取代Al而降低SFE，導入形變雙晶進而有較佳的加工硬化率，當塑性變形過程，動態雙晶晶粒細化機制輔助啟動，可以達到穩定的加工硬化(Yield ratio~0.5)良好的均勻延伸率(>70%)及高的抗拉強度(~900MPa)。並且，根據本發明之多性能中熵輕量鋼其鋁含量與矽含量的加總可不需大於12wt.%就可獲得低於7.1g/cm³的密度。

根據本發明之一較佳具體實施例之多性能中熵輕量鋼，其成份包含最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻。鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7wt.%，並且鋁的含量與矽的含量的加總不需大於12wt.%。根據本發明之較佳具體實施例之多性能中熵輕量鋼的合金密度係等於或低於7.1g/cm³。

於一具體實施例中，根據本發明之多性能中熵輕量鋼經沃斯田鐵化製程後，再經至少一軋延製程以及至少一熱處理製程後，根據本發明之多性能中熵輕量鋼的顯微組織的基底為多顆沃斯田鐵相晶粒。根據不同的多重製程程序，根據本發明之多性能中熵輕量鋼的顯微組織還包含二次相析出物。二次相析出物包含D0₃介金屬化合物、M₅(Si,Al)C型碳化物以及Kappa-碳化物。

根據本發明之一較佳實施例之製造多性能中熵輕量鋼之方法，首先，製備原料，其成份包含最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻，其中鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7wt.%。接著，根據本發明之方法係將原料執行熔煉製程，以獲得多性能中熵輕量鋼之鋼材。接著，根據本發明之方法係冷卻鋼材。最後，根據本發明之方法係對該鋼材執行沃斯田鐵化製程，致使鋼材的顯微組織為沃斯田鐵單相之多晶組織。沃斯田鐵化製程之第一溫度範圍為1000~1100℃，沃斯田鐵化製程之第一製程時間為0~72小時。

進一步，根據本發明之方法還選擇性地對該鋼材執行第一熱作軋延製程，其中第一熱作軋延製程之第一軋延厚度裁減率係等於或低於80%。接著，根據本發明之方法係選擇性地對該鋼材執行第一退火製程，其中第一退火製程之第二溫度範圍為1000~1050℃，第一退火製程之第二製程時間為10分鐘~2小時。接著，根據本發明之方法係對該鋼材執行第一冷作軋延製程，其中第一冷作軋延製程之第二軋延厚度裁減率係等於或低於85%。最後，根據本發明之方法係對該鋼材執行第二退火製程，其中第二退火製程之第三溫度範圍為1000~1050℃，第二退火製程之第三製程時間為10分鐘~2小時。經上述各製程後之鋼材之第一降伏強度係等於或高於400 MPa，該鋼材之第一抗拉強度係等於或高於800 MPa，該鋼材之第一延伸率係等於或高於60%。

此外，根據本發明之方法還選擇性地對該鋼材執行第二熱作軋延製程，其中第二熱作軋延製程之第三軋延厚度裁減率係等於或低於80%。接著，根據本發明之方法係選擇性地對該鋼材執行第三退火製程，其中第三退火製程之第四溫度範圍為1000~1050℃，第三退火製程之第四製程時間為10分鐘~2小時。接著，根據本發明之方法係對該鋼材執行第二冷作軋延製程，其中第二冷作軋延製程的第四軋延厚度裁減率係等於或小於85%。最後，根據本發明之方法係對該鋼材執行第四退火製程，其中第四退火製程之第五溫度範圍為900~950℃，第四退火製程之第五製程時間為10分鐘~2小時。經上述各製程後之鋼材之一第二降伏強度係等於或高於800 MPa，該鋼材之第二抗拉強度係等於或高於1000 MPa，該鋼材之第二延伸率係等於或高於30%。

進一步，根據本發明之方法還對經第二退火製程後之鋼材或對經第四退火製程後之鋼材選擇性地執行第三冷作軋延製程，其中第三冷作軋延製程的第五軋延厚度裁減率係等於或低於20%。接著，根據本發明之方法係對鋼材執行時效處理製程，其中時效處理製程之第六溫度範圍為300~900℃，時效處理製程之第六製程時間為10分鐘~1小時。經時效處理製程後之鋼材之第三降伏強度係等於或高於1000 MPa，該鋼材之第三抗拉強度係等於或高於1100 MPa，該鋼材之第三延伸率係等於或高於15%。

與先前技術不同，根據本發明之多性能中熵輕量鋼基於中熵合金設計、不含鉻元素且能施以不同多重製程程序即具有不同的優良機械性質並兼具低密度、高強度、高延性之多性能。並且，根據本發明之多性能中熵輕量鋼其成份不含鉻元素，不會析出會劣化機械性質的粗大的富鉻碳化物。

關於本發明之優點與精神可以藉由以下的發明詳述及所附圖式得到進一步的瞭解。

本發明採用中熵鋼的概念，以幫助新合金成份的設計。根據計算結果，根據本發明之一較佳具體實施例之多性能中熵輕量鋼，其成份包含最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻。須強調的是，鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7wt.%，鋁的含量與矽的含量的加總不需大於12wt.%。根據本發明之多性能中熵輕量鋼其成份不含鉻元素，以避免析出會劣化機械性質的粗大的富鉻碳化物。根據本發明之較佳具體實施例之多性能中熵輕量鋼的合金密度係等於或低於7.1g/cm³。與純鐵的密度(7.87g/cm³)相必較，根據本發明之多性能中熵輕量鋼的合金密度少了至少約10%。

常用的合金元素按其在鋼的強化機制中的作用可分為：固溶強化元素(Mn、Si、Al、Cr、Ni、Mo等)；細化晶粒元素(Al、Nb、V、Ti、N、Mo等)；析出物強化元素(Nb、V、Ti、Cu等)以及相變化強化元素(Mn、Si、Mo等)。根據本發明之多性能中熵輕量鋼其成份中各種元素的不同功效與目的詳述如下。

沃斯田鐵相的穩定元素：

錳：為鋼材中重要的固溶強化元素和加強鋼凝固的有效元素，為穩定沃斯田鐵相的穩定元素，於本發明中是用來提高鋼材強度。如果錳的含量太少，則可能降低鋼的強度並且可能形成粗的MnS，這可能使鋼非常脆弱。如果錳的含量太多，合金成本可能增加並且可焊性可能劣化，會使鋼材的成型性不佳。錳的添加和疊差能的變化呈現非線性的相關。錳於本發明中是用來提高鋼材強度並穩定沃斯田鐵相。

碳：加入鋼材中的碳含量若太少，則難以實現目標強度，如果碳含量太多，鋼材的硬化能提高而容易產生變韌鐵或麻田散鐵，則可能會降低可塑性、可焊性、衝擊性(抗衝擊性或衝擊韌性)和低溫韌性。碳的添加增加1wt.%使疊差能上升約44mJ/m²。

輕量化元素：

鋁：可輕化材料密度並撐大沃斯田鐵相的晶格常數，並有效的貢獻輕量化的合金密度和硬化能，8.5 wt.%的鋁添加可使合金的密度下降約10%並可以細化晶粒及提升抗蝕性。若添加一定比例的鋁含量，在時效溫度過高時，必須調整L1 ₂κ-碳化物於晶粒內析出的比例，以避免穿晶破裂的產生。當鋁與矽的重量百分比總和為8.5時，鋁含量為4~6 wt.% 時，鋁的添加增加1 wt.%，使疊差能上升約9 mJ/m ²。

矽：可輕化材料密度，並提升抗腐蝕性，矽元素在鐵錳鋁碳合金系統中，不但是肥粒鐵的強化元素，更是一種很強的D0 ₃有序(ordered)相的形成元素。矽的添加增加1 wt.%使疊差能下降約3 mJ/m ²。此外，矽的添加導入了D0 ₃的介金屬析出相，需有適當的熱處理控制顯微組織下可提供析出強化。雖然前文獻報導(該合金未含矽)，鎳的添加會導致B2介金屬相的生成，根據本發明之多性能中熵輕量鋼教示其成份會有同時含有矽與鎳元素的情形。但是，實際觀察根據本發明之多性能中熵輕量鋼，其晶粒內只有生成D0 ₃介金屬相，並無B2介金屬相的形成。

增加二次相D0 ₃介金屬相穩定元素：

鎳：鎳的添加增加1 wt.%使疊差能上升約3 mJ/m ²。添加鎳可以導入B2介金屬相，在適當的熱處理控制顯微組織下可提供析出強化。但在此合金中，形成的仍是D0 ₃的介金屬相，但也是同樣地能提供析出強化的效果。根據本發明之多性能中熵輕量鋼教示其成份會有同時含有矽與鎳元素的情形，但鋼材內只有生成D0 ₃介金屬相。

減緩沃斯田鐵相晶粒成長的元素：

鉬：屬於可以改善氯化物環境中耐腐蝕性的元素，尤其是在還原酸中。如果鉬含量太少，則耐腐蝕性可能劣化，而如果鉬含量太多，則金屬間沉澱的量可能增加。鉬與鉻、矽、錳一起使用能增加鋼材的強度、硬度及韌性。鉬與鉻合在一起，在表面硬化處理時，能增進表層的耐磨性及內層的韌性。鉻鉬鋼有良好的延展性、銲接性及深硬化能力。鉬與鎳聯合的鋼材，具有延展性、強度、切削性及深層硬度也可增進。鉬與鎳、鉻組合則可得到高強度、高韌度及高硬化能的優良低合金鋼。但是，須強調的是，根據本發明之多性能中熵輕量鋼其成份不含鉻元素，以避免析出會劣化機械性質的粗大的富鉻碳化物。

釩：晶粒細化和提高鋼的強度，當在高溫溶入沃斯田鐵相時，增加鋼的硬化能；反之，如以碳化物存在時，卻會降低鋼的硬化能，增加淬火鋼的硬化能和回火穩定性，細化晶粒，並產生二次硬化效應。碳化釩和氮化釩在沃斯田鐵相中的固溶度較高。因此，在高溫時不易產生由於析出所導致的裂紋，在凝固過程中，鋼鑄錠出現裂紋的趨勢較小。

再次強調的是，根據本發明之多性能中熵輕量鋼其成份中鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7 wt.%，鋁的含量與矽的含量的加總不需大於12 wt.%，並且不含鉻元素，以避免析出粗大的富鉻碳化物。

於一具體實施例中，根據本發明之多性能中熵輕量鋼經沃斯田鐵化製程後，再經至少一軋延製程以及至少一熱處理製程後，根據本發明之多性能中熵輕量鋼的顯微組織的基底為多顆沃斯田鐵相晶粒。根據不同的多重製程程序，根據本發明之多性能中熵輕量鋼的顯微組織還包含多顆二次相析出物。多顆二次相析出物包含多顆D0₃介金屬化合物、多顆M₅(Si,Al)C型碳化物以及多顆Kappa-碳化物。關於根據本發明之多性能中熵輕量鋼的顯微組織，將於下文的範例中詳細說明。

根據本發明之一較佳實施例之製造多性能中熵輕量鋼之方法，首先，製備原料，其成份包含最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻，其中鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7wt.%。該原料成份即為本發明基於中熵合金設計的合金成份組成。

接著，根據本發明之方法係將原料執行熔煉製程，以獲得多性能中熵輕量鋼之鋼材。熔煉製程可以是真空熔煉製程或是大氣熔煉製程。

接著，根據本發明之方法係冷卻該鋼材。最後，根據本發明之方法係對該鋼材執行沃斯田鐵化製程，致使該鋼材之顯微組織為沃斯田鐵單相之多晶組織。沃斯田鐵化製程之第一溫度範圍為1000~1100℃，沃斯田鐵化製程之第一製程時間為0~72小時。

此外，根據本發明之方法還選擇性地對該鋼材執行第二熱作軋延製程，其中第二熱作軋延製程之第三軋延厚度裁減率係等於或低於80%。接著，根據本發明之方法係選擇性地對該鋼材執行第三退火製程，其中第三退火製程之第四溫度範圍為1000~1050℃，第三退火製程之第四製程時間為10分鐘~2小時。接著，根據本發明之方法係對該鋼材執行第二冷作軋延製程，其中第二冷作軋延製程之第四軋延厚度裁減率係等於或低於85%。最後，根據本發明之方法係對該鋼材執行第四退火製程，其中第四退火製程之第五溫度範圍為900~950℃，第四退火製程之第五製程時間為10分鐘~2小時。經上述各製程後之鋼材之一第二降伏強度係等於或高於800 MPa，該鋼材之第二抗拉強度係等於或高於1000 MPa，該鋼材之第二延伸率係等於或高於30%。

進一步，根據本發明之方法還對經第二退火製程後之鋼材或對經第四退火製程後之鋼材選擇性地執行第三冷作軋延製程，其中第三冷作軋延製程的第五軋延厚度裁減率係等於或低於20%。接著，根據本發明之方法係對鋼材執行時效處理製程，其中時效處理製程之第六溫度範圍為300~900℃，第六退火製程之第七製程時間為10分鐘~1小時。經時效處理製程後之鋼材之第三降伏強度係等於或高於1000 MPa，該鋼材之第三抗拉強度係等於或高於1100 MPa，該鋼材之第三延伸率係等於或高於15%。關於根據本發明之多性能中熵輕量鋼施以不同多重製程後具有的機械性質，將於下文的範例中詳細說明。

根據本發明之多性能中熵輕量鋼的範例係配置兩種合金成份：A成份以及B成份。合金A成份以及B成份組成係列於表1，表1中各元素量的單位皆為wt.%。成份A中的鎳含量為零，而成份B的鎳含量為2.35 wt.%，兩者成份的差異Fe/Al比例各為63.5/5.55以及61.2/5.42。下列範例將針對在不同多重製程程序的製程條件下，合金A成份以及B成份所得鋼材的顯微組織以及機械性質詳細說明。

表1

合金成份	Fe	Mn	Al	Si	C	Mo	V	Ni
A成份	63.5	26.7	5.55	2.99	1.01	0.2	0.12	--
B成份	61.2	26.7	5.42	3.05	1.00	0.19	0.12	2.35

範例一(單相退火)

屬單相退火的多重製程程序範例包含A1程序、A2程序以及B1程序，皆執行於A成份鋼材及B成份鋼材。A1程序為高溫沃斯田鐵相均質化溫度1030℃，持溫1小時，於沃斯田鐵相比例最大之溫度進行沃斯田鐵化，得到全沃斯田鐵相組織，進行冷作軋延且軋延厚度裁減率為85%，軋延後無相變化產生，為變形沃斯田鐵相。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序之高溫沃斯田鐵相均質化後，以電子背散射繞射分析儀(EBSD)觀察的影像照片請見圖1所示。圖1顯示全沃斯田鐵相組織的晶粒內有雙晶組織，晶粒不考慮雙晶邊界之晶粒尺寸為79.3 μm。二次相析出物(D0 ₃、M ₅(Si,Al)C以及Kappa-碳化物)的體積分率低於0.55 Vol. %，該單相退火之溫度範圍為1000~1100℃。

A1程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時 + 冷作軋延CR 85 % + 退火1030℃、1小時。A2程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時 + 冷作軋延厚度裁減率85% + 退火1000℃、15分鐘。B1程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時+ 熱作軋延厚度裁減率40% + 退火1030℃、1小時+ 冷作軋延厚度裁減率75% +退火1030℃、1小時。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序、A2以及B1程序後所得鋼材的拉伸試驗的工程應力-工程應變圖請參閱圖2。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序、A2程序以及B1程序後所得鋼材測得的機械性質，包括降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)以及伸長率(ε)係列於表2。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序、A2程序以及B1程序後所得鋼材經測量的晶粒尺寸係列於表3。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序、A2程序、B1程序以及其他程序後所得鋼材測得的降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)、比降伏強度(SYS)以及比最大抗拉強度(SUTS)係列於表6。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序、A2程序、B1程序以及其他程序後所得鋼材經分析在晶界和晶粒內的二次相析出物係列於表7。

表2

多重製程程序	YS(MPa)	UTS(MPa)	ε(%)
A1	470	889	71.9
A2	519	951	67.3
B1	471	932	76.2

經過B1程序後的鋼材，其拉伸測試有84%的延伸率，而經過A2程序後的鋼材，其拉伸測試可獲得最大抗拉強度951 MPa。B1程序在冷作軋延前多一道熱作軋延製程，熱作軋延製程的厚度裁減率為40%，其目的為了冷作軋延過程避免塊狀二次相導致應力集中於相邊界而產生裂紋。A1程序、A2程序以及B1程序於沃斯田鐵相區，與利用軋延加工後，施給不同溫度及時間的退火，控制其退火再結晶的晶粒大小。表3的結果顯示經A1程序、A2程序以及B1程序後，鋼材的晶粒尺寸各為79.3μm、39.8μm以及82.2μm。經過A1程序、A2程序以及B1程序後，可得到沃斯田鐵相組織。經過B1程序後，鋼材甚至可達到延伸率84%以上。如表7所示，執行A1程序、A2程序以及B1程序後，鋼材的晶粒中全部為沃斯田鐵相，而執行B1程序後之鋼材的晶界上存在著D0 ₃相。執行A1程序、A2程序以及B1程序過程，鋼材通過雙晶誘發的動態細化作用，能實現極高的加工硬化能力。執行A1程序、A2程序以及B1程序後之鋼材具有超高強度和超高塑性，有非常優越的成型性能以及超高強度，適用於對材料高延展性能要求很高的零件，例如，複雜形狀的汽車安全件和結構件。亦適合用於擁有高強度延性的汽車的外殼用鋼上。

表3

多重製程程序	晶粒尺寸(μm)(不考慮退火雙晶)
A1	79.3 ± 11.5
A2	39.8 ± 4.7
B1	82.2 ±13.2

範例二(雙相退火)

屬雙相退火的多重製程程序範例包含A3程序、以及B2程序，皆執行於A成份鋼材及B成份鋼材。A3程序為高溫沃斯田鐵相均質化溫度1030℃，持溫1小時，於沃斯田鐵相比例最大之溫度進行沃斯田鐵化，得到全沃斯田鐵相組織，進行冷作軋延厚度裁減率 85%，軋延後為變形沃斯田鐵進行退火900℃1小時。B2程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時 + 熱作軋延厚度裁減率40% + 退火1030℃、1小時 + 冷作軋延厚度裁減率75% + 退火950℃、30分鐘。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序以及B2程序後所得鋼材的拉伸試驗的工程應力-工程應變圖請參閱圖3。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序以及B2程序後所得鋼材測得的機械性質，包括降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)以及伸長率(ε)係列於表4。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行B2程序後，以EBSD觀察的影像照片請見圖4所示。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序、B2程序以及其他程序後所得鋼材測得的降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)、比降伏強度(SYS)以及比最大抗拉強度(SUTS)係列於表6。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序、B2程序以及其他程序後所得鋼材經分析在晶界和晶粒內的二次相析出物係列於表7。

表4

多重製程程序	YS(MPa)	UTS(MPa)	ε(%)
A3	878	1134	33.5
B2	907	1337	45.0

請參閱圖5，根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序以及B2程序後所得鋼材其斯田鐵相組織晶粒內以及晶界上的二次相析出物的分析結果係示於圖5中。圖5 (a)、圖5 (d)、圖5(g)分別為二次相析出物D0 ₃介金屬相、M ₅(Si,Al)C型碳化物以及Kappa-碳化物的晶體結構示意圖。圖5(b)、圖5(e)、圖5(h)分別為二次相析出物D0 ₃介金屬相、M ₅(Si,Al)C型碳化物以及Kappa-碳化物不同晶帶軸的擇區繞射圖。圖5(c)、圖5(f)、圖5(i)分別為X射線能量散布成份圖譜。經過B2程序後的鋼材，其降伏強度可達907 MPa，最大拉伸強度可達1337 MPa。拉伸測試有45%的延伸率。經過A3程序後的鋼材，其降伏強度可達878 MPa，最大拉伸強度可達1134 MPa，拉伸測試有33.5%的延伸率。經過B2程序後的鋼材，其顯微組織為沃斯田鐵相組織以及經退火製程後於晶界上析出的D0 ₃介金屬相。該雙相退火之溫度範圍為850~1000℃。D0 ₃介金屬相分別為帶狀組織、晶界析出以及晶粒內析出，D0 ₃介金屬相體積分率高於2 Vol. %。如表7所示，A成份合金的晶粒為沃斯田鐵相基材，其晶界上的二次相為D0 ₃介金屬相、Kappa-碳化物以及M ₅(Si,Al)C型碳化物，會貢獻二次相強化降伏強度但使延性大幅下降。B成份合金的晶粒為沃斯田鐵相基材，其晶界上的二次相為D0 ₃介金屬相、M ₅(Si,Al)C型碳化物，而其晶粒內的二次相為D0 ₃介金屬相。執行A3程序以及B2程序後之鋼材具有輕量化高延伸以及較高的強度，適合用於汽車的B柱加強板用鋼上。

範例三(後續時效)

屬後續時效程序的多重製程範例包含A4程序、B3程序以及B4程序，皆執行於A成份鋼材及B成份鋼材。B成份鋼材執行B3程序以及B4程序。A4程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時+ 冷作軋延厚度裁減率85% + 退火1030℃、1小時+時效600℃、15分鐘。B3程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時+ 熱作軋延厚度裁減率40% + 退火1030℃、1小時+ 冷作軋延厚度裁減率75% + 退火950℃、30分鐘 +時效600℃、10分鐘。B4程序包括沃斯田鐵化1030℃、1小時+ 熱作軋延厚度裁減率40% + 退火1030℃、1小時+ 冷作軋延厚度裁減率75% + 退火950℃、30分鐘 + 深冷軋延(Cryo Rolling)厚度裁減率20%。範例三係改善範例一、範例二所得鋼材顯微組織的地方是繼續在較低溫進行時效熱處理可以持溫到二次相析出物Kappa-碳化物析出。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序、B3程序以及B4程序後所得鋼材的拉伸試驗的工程應力-工程應變圖請參閱圖6。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序、B3程序以及B4程序後所得鋼材測得的機械性質，包括降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)以及伸長率(ε)係列於表5。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序後所得鋼材之沃斯田鐵相組織以及經時效處理後於晶粒內的二次相析出物Kappa-碳化物的穿透式電子顯微鏡(TEM)照片和沃斯田鐵相與二次相析出物Kappa-碳化物晶帶軸之間的擇區繞射方位關係圖係示於圖7。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序、B3程序、B4程序以及其他程序後所得鋼材測得的降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)、比降伏強度(SYS)以及比最大抗拉強度(SUTS)係列於表6。根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序、B3程序、B4程序以及其他程序後所得鋼材經分析在晶界和晶粒內的二次相析出物係列於表7。

表5

多重製程程序	YS(MPa)	UTS(MPa)	ε(%)
A4	1022	1164	25.1
B3	1370	1563	24.1
B4	1451	1661	16.7

經過A4程序後的鋼材，其降伏強度可達1022 MPa，最大拉伸強度可達1164 Mpa，拉伸測試有25.1%的延伸率。經過B3程序後的鋼材，其降伏強度可達1370 MPa，最大拉伸強度可達1563 MPa，拉伸測試有24.1%的延伸率。經過程序B4後的鋼材，其降伏強度可達1451 MPa，最大拉伸強度可達1661 MPa，拉伸測試有16.7%的延伸率。如表7所示，A成份合金的晶粒為沃斯田鐵相基材，其晶界上的二次相為D0 ₃介金屬相、Kappa-碳化物以及M ₅(Si,Al)C型碳化物，而其晶粒內的二次相為D0 ₃介金屬相以及Kappa-碳化物。B成份合金的晶粒為沃斯田鐵相基材，其晶界上的二次相為D0 ₃介金屬相、M ₅(Si,Al)C型碳化物，而其晶粒內的二次相為D0 ₃介金屬相、Kappa-碳化物。經過B3程序、B4程序後的鋼材，使得鋼材最大抗拉強度可達1500 MPa以上，適合用於汽車構建要求降伏強度高、抗拉強度高、伸長率相對較低的門內防撞桿。

表6

實施例	程序	YS(MPa)	UTS(MPa)	SYS(MPaxcm ³g ^-1)	SUTS(MPaxcm ³g ^-1)
實施例一 (單相退火)	A1	470	889	67.34	127.36
A2	519	951	74.36	136.25
B1	471	932	75.79	134.29
實施例二 (雙相退火)	A3	878	1134	125.79	162.46
B2	907	1337	130.69	192.65
實施例三 (後續時效)	A4	1022	1164	146.42	166.76
B3	1370	1563	197.41	225.22
B4	1451	1661	209.08	239.34

表6所列結果證實根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行各種程序後所得鋼材測得的降伏強度(YS)、最大抗拉強度(UTS)、比降伏強度(SYS)以及比最大抗拉強度(SUTS)皆相當高，更證實本發明之多性能中熵輕量鋼為輕量鋼強度鋼。

藉由以上較佳具體實施例之詳述，相信能清楚了解，根據本發明之多性能中熵輕量鋼基於中熵合金設計、不含鉻元素且能施以不同多重製程程序即具有不同的優良機械性質並兼具低密度、高強度、高延性之多性能。

表7

成份	實施例二次相	實施例一	實施例二	實施例三
A成份	晶界	無 (沃斯田鐵相基材)	D0 ₃、Kappa-碳化物、M ₅(Si,Al)C 型碳化物	D0 ₃、Kappa-碳化物、M ₅(Si,Al)C 型碳化物
晶粒	--	D0 ₃、Kappa-碳化物
B成份	晶界	晶界處D0 ₃(沃斯田鐵相基材)	D0 ₃、M ₅(Si,Al)C 型碳化物	D0 ₃、M ₅(Si,Al)C 型碳化物
晶粒	D0 ₃	D0 ₃、Kappa-碳化物

藉由以上較佳具體實施例之詳述，係希望能更加清楚描述本發明之特徵與精神，而並非以上述所揭露的較佳具體實施例來對本發明之面向加以限制。相反地，其目的是希望能涵蓋各種改變及具相等性的安排於本發明所欲申請之專利範圍的面向內。因此，本發明所申請之專利範圍的面向應該根據上述的說明作最寬廣的解釋，以致使其涵蓋所有可能的改變以及具相等性的安排。

無

圖1係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序之高溫沃斯田鐵相均質化後以EBSD觀察的影像照片。

圖2係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A1程序、A2以及B1程序後所得鋼材的拉伸試驗的工程應力-工程應變圖。

圖3係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序以及B2程序後所得鋼材的拉伸試驗的工程應力-工程應變圖。

圖4係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行B2程序後以EBSD觀察的影像照片。

圖5係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A3程序以及B2程序後所得鋼材其沃斯田鐵相組織晶粒內以及晶界上的二次相析出物的分析結果。

圖6係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序、B3程序以及B4程序後所得鋼材的拉伸試驗的工程應力-工程應變圖。

圖7係根據本發明之多性能中熵輕量鋼執行A4程序後所得鋼材之沃斯田鐵相組織以及經時效處理後於晶粒內的二次相析出物Kappa-碳化物的TEM照片和沃斯田鐵相與二次相析出物Kappa-碳化物晶帶軸之間的擇區繞射方位關係圖。

Claims

一種多性能中熵輕量鋼，其成份包含：最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻，其中鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7wt.%，其中該多性能中熵輕量鋼具有一合金密度，該合金密度係等於或低於7.1g/cm³。
如請求項1所述之多性能中熵輕量鋼，經一沃斯田鐵化製程後，再經至少一軋延製程以及至少一熱處理製程後，該多性能中熵輕量鋼之一顯微組織為一沃斯田鐵單相之多晶組織並依照該至少一軋延製程以及該至少一熱處理製程伴隨二次相析出物，該二次相析出物包含選自由D0₃介金屬化合物、M₅(Si,Al)C型碳化物以及Kappa-碳化物所組成之群組中之其一。
一種製造一多性能中熵輕量鋼之方法，包含下列步驟：製備一原料，其成份包含最高達1.2wt.%碳、20.0~30.0wt.%錳、3.5~6.5wt.%鋁、2.5~5.0wt.%矽、0.0~9.0wt.%鎳、0<鉬≦0.4wt.%、0<釩≦0.3wt.%、0.0~5.0wt.%銅、平衡量的鐵以及不顯著的雜質，並且不含鉻，其中鋁的含量與矽的含量之加總係等於或高於7wt.%；將該原料執行一熔煉製程，以獲得該多性能中熵輕量鋼之一鋼材；冷卻該鋼材；以及對該鋼材執行一沃斯田鐵化製程，致使該鋼材之一顯微組織為一沃斯田鐵單相之多晶組織，其中該沃斯田鐵化製程之一第一溫度範圍為1000~1100℃，該沃斯田鐵化製程之一第一製程時間為0~72小時。
如請求項3所述之方法，進一步包含下列步驟：選擇性地對該鋼材執行一第一熱作軋延製程，其中該第一熱作軋延製程之一第一軋延厚度裁減率係等於或低於80%；選擇性地對該鋼材執行一第一退火製程，其中該第一退火製程之一第二溫度範圍為1000~1050℃，該第一退火製程之一第二製程時間為10分鐘~2小時；對該鋼材執行一第一冷作軋延製程，其中該第一冷作軋延製程之一第二軋延厚度裁減率係等於或低於85%；以及對該鋼材執行一第二退火製程，其中該第二退火製程之一第三溫度範圍為1000~1050℃，該第二退火製程之一第三製程時間為10分鐘~2小時，該鋼材之一第一降伏強度係等於或高於400 MPa，該鋼材之一第一抗拉強度係等於或高於800 MPa，該鋼材之一第一延伸率係等於或高於60%。
如請求項3所述之方法，進一步包含下列步驟：選擇性地對該鋼材執行一第二熱作軋延製程，其中該第二熱作軋延製程之一第三軋延厚度裁減率係等於或低於80%；選擇性地對該鋼材執行一第三退火製程，其中該第三退火製程之一第四溫度範圍為1000~1050℃，該第三退火製程之一第四製程時間為10分鐘~2小時；對該鋼材執行一第二冷作軋延製程，其中該第二冷作軋延製程之一第四軋延厚度裁減率係等於或低於85%；以及對該鋼材執行一第四退火製程，其中該第四退火製程之一第五溫度範圍為900~950℃，該第四退火製程之一第五製程時間為10分鐘~2小時，該鋼材之一第二降伏強度係等於或高於800 MPa，該鋼材之一第二抗拉強度係等於或高於1000 MPa，該鋼材之一第二延伸率係等於或高於30%。
如請求項4或5所述之方法，進一步包含下列步驟：選擇性地對該鋼材執行一第三冷作軋延製程，其中該第三冷作軋延製程之一第五軋延厚度裁減率係等於或低於20%；對該鋼材執行一時效處理製程，其中該時效處理製程之一第六溫度範圍為300~900℃，該時效處理製程之一第六製程時間為10分鐘~1小時，該鋼材之一第三降伏強度係等於或高於1000 MPa，該鋼材之一第三抗拉強度係等於或高於1100 MPa，該鋼材之一第三延伸率係等於或高於15%。