本發(fā)明是關(guān)于一種鋼材的退火工藝方法，特別是關(guān)于一種高強(qiáng)度鋼材的退火工藝方法。

【現(xiàn)有技術(shù)】

近年來因?yàn)閼?yīng)節(jié)能減碳的需求，汽車工業(yè)界致力于減輕車體的重量，以降低油耗達(dá)到節(jié)能減碳的目的。已知減輕車體重量的有效途徑是薄化車體用鋼板的厚度，然而在薄化鋼板的厚度時(shí)，卻又不能犧牲車體的安全性，因此，車用鋼板的強(qiáng)度必須予以提升。而在提升車用鋼板強(qiáng)度的同時(shí)，亦不能犧牲鋼板的延展性，故有必要開發(fā)出高強(qiáng)度高延展性的車用鋼板鋼材。

過去幾年鋼鐵業(yè)發(fā)展出所謂第一代（1st generation）及第二代（2nd generation）高強(qiáng)度車用鋼板鋼材（advanced high strength steel, AHSS）。第一代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材主要是指相變誘導(dǎo)塑性鋼（TRIP-assisted steels），其拉伸強(qiáng)度約在600至1000 MPa之間，而延伸率則在20至40%之間，強(qiáng)塑積（即拉伸強(qiáng)度與延伸率的乘積）小于20 GPa%。由于相變誘導(dǎo)塑性鋼的拉伸強(qiáng)度與延伸率低于汽車工業(yè)界的需求，于是有了第二代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的開發(fā)。

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

由于第一代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的強(qiáng)塑積過低無法滿足車用鋼板性質(zhì)需求及第二代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的錳合金用量太高無法滿足商業(yè)成本需求，因此，汽車工業(yè)界已轉(zhuǎn)向第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的開發(fā)。

參閱圖1，其為顯示第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的性質(zhì)目標(biāo)區(qū)坐標(biāo)范圍圖。如圖1所示，第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的強(qiáng)塑積約在20至40 GPa%的范圍。然而，汽車工業(yè)界對于第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的工藝方法尚處于開發(fā)階段，尤其是鋼材的退火工藝應(yīng)如何設(shè)計(jì)才能使鋼材達(dá)到目標(biāo)強(qiáng)塑積，是目前汽車工業(yè)界相當(dāng)重要的課題。

因此，有必要提供創(chuàng)新且具進(jìn)步性的高強(qiáng)度鋼材的退火工藝方法，以制作出符合第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材性質(zhì)需求的鋼材。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明提供一種高強(qiáng)度鋼材的退火工藝方法，包括以下步驟：提供合金鋼材，該合金鋼材的組成包括0.1-0.4wt%的碳、1-3wt%的錳、1-2wt%的硅、0.1-0.2wt%的鈦及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)；加熱該合金鋼材至奧氏體生成溫度，以使該合金鋼材形成奧氏體相；冷卻該合金鋼材至鐵素體生成溫度，以使該合金鋼材形成界面納米析出物及鐵素體相；冷卻該合金鋼材至貝氏體生成溫度，以使該合金鋼材形成貝氏體相；以及冷卻該合金鋼材至常溫，以制得具復(fù)相顯微組織的高強(qiáng)度鋼材。

本發(fā)明的退火工藝方法可制作出拉伸強(qiáng)度815 MPa、延伸率26%及強(qiáng)塑積為21.2 GPa%的高強(qiáng)度鋼材，其鋼材的性質(zhì)符合第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的性質(zhì)需求。

為了能夠更清楚了解本發(fā)明的技術(shù)手段，而可依照說明書的內(nèi)容予以實(shí)施，并且為了讓本發(fā)明所述目的、特征和優(yōu)點(diǎn)能夠更明顯易懂，以下特舉較佳實(shí)施例，并配合附圖，詳細(xì)說明如下。

【圖式簡單說明】

圖1顯示第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的性質(zhì)目標(biāo)區(qū)坐標(biāo)范圍圖；

圖2顯示本發(fā)明高強(qiáng)度鋼材的退火工藝方法流程圖；

圖3顯示本發(fā)明升溫速率為5℃/秒的Ac1(過共析鋼加熱時(shí)，開始形成奧氏體的溫度)及Ac3(亞共析鋼加熱時(shí)，所有鐵素體均轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度)溫度測量曲線；

圖4(a)及(b)分別顯示本發(fā)明鋼材的二個(gè)階段的溫度-時(shí)間-相變態(tài)曲線及連續(xù)冷卻相變態(tài)曲線；

圖5顯示發(fā)明例的退火工藝溫度-時(shí)間曲線圖；

圖6顯示發(fā)明例的鋼材的顯微組織照片；

圖7顯示發(fā)明例的鋼材的鐵素體內(nèi)的碳化鈦納米析出物顯微照片；及

圖8顯示發(fā)明例鋼材的性質(zhì)坐標(biāo)范圍圖。

【實(shí)施方式】

圖2顯示本發(fā)明高強(qiáng)度鋼材的退火工藝方法流程圖。參閱圖2的步驟S21，提供合金鋼材，該合金鋼材的組成包括0.1-0.4wt%的碳、1-3wt%的錳、1-2wt%的硅、0.1-0.2wt%的鈦及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)。在此步驟中，0.1-0.4wt%的碳可改變鋼材強(qiáng)度及殘留奧氏體量，以增加鋼材的延伸率；1-3wt%的錳可提高鋼材的硬化度及降低退火時(shí)的冷卻速率，并放寬冷速的工藝條件；1-2wt%的硅可抑制貝氏體區(qū)的滲碳體碳化物生成，進(jìn)而增加鋼材的延展性，同時(shí)固溶強(qiáng)化提高鋼材強(qiáng)度；0.1-0.2wt%的鈦可生成界面納米析出碳鈦化物，以強(qiáng)化鋼材，或者，在另一實(shí)施例中，可以釩、鈮、鉬或鎢來置換鈦。

另外，在此步驟中，可熱軋或冷軋?jiān)摵辖痄摬?，以形成軋延板材?/p>

參閱步驟S22，加熱該合金鋼材至奧氏體生成溫度，以使該合金鋼材形成奧氏體相。在本實(shí)施例中，奧氏體生成溫度為800至1100℃，而恒溫時(shí)間為60至300秒。

參閱步驟S23，冷卻該合金鋼材至鐵素體生成溫度，以使該合金鋼材形成界面納米析出物及鐵素體相。在此步驟中，較佳的冷卻速率為5至40℃/秒，而鐵素體生成溫度為580至750℃，且恒溫時(shí)間為不大于60秒。另外，此步驟所形成的界面納米析出物為碳鈦化物。

參閱步驟S24，冷卻該合金鋼材至貝氏體生成溫度，以使該合金鋼材形成貝氏體相。在此步驟中，較佳的冷卻速率為5至40℃/秒，而貝氏體生成溫度為300至500℃，且恒溫時(shí)間為不大于300秒。

參閱步驟S25，冷卻該合金鋼材至常溫，以制得具復(fù)相顯微組織的高強(qiáng)度鋼材。在此步驟中，較佳的冷卻速率為0.5至40℃/秒，而所述復(fù)相顯微組織包括60至80%的鐵素體相、不大于20%的貝氏體相、不大于40%的殘留奧氏體相及不大于20%的馬氏體相。

以下列實(shí)例來詳細(xì)說明本發(fā)明，但并不表示本發(fā)明僅局限于這些實(shí)例所揭示的內(nèi)容。

圖3顯示本發(fā)明升溫速率為5℃/秒的Ac1(過共析鋼加熱時(shí)，開始形成奧氏體的溫度)及Ac3(亞共析鋼加熱時(shí)，所有鐵素體均轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度)溫度測量曲線。圖4(a)及(b)分別顯示本發(fā)明鋼材的二個(gè)階段的溫度-時(shí)間-相變態(tài)曲線及連續(xù)冷卻相變態(tài)曲線。

本發(fā)明以鐵-0.11wt%碳-1.5wt%錳-1.44wt%硅-0.1wt%鈦的合金鋼材為例，雖然圖3顯示完全奧氏體化溫度為970℃，然而為進(jìn)一步確保鋼材完全奧氏體化，選擇1000至1100℃作為奧氏體化及析出物固溶化溫度。在奧氏體化后，以20℃/秒的冷卻速率將鋼材冷卻至如圖4所示的鐵素體形成溫度區(qū)域（即580至750℃區(qū)間），由于溫度越低，奧氏體至鐵素體相變態(tài)的時(shí)間越長，因此，可于鐵素體生成期間同時(shí)析出界面納米析出物的強(qiáng)化效果。

參閱圖5，其為顯示發(fā)明例的退火工藝溫度-時(shí)間曲線圖。以圖5為例，選擇鐵素體恒溫形成溫度為600℃并恒溫12至22秒，以獲得約70%的界面納米析出強(qiáng)化的鐵素體組織。隨后，冷卻至貝氏體相變區(qū)域(450℃)及恒溫200秒，最終再冷卻至常溫，以獲得鐵素體、貝氏體及奧氏體的復(fù)相相變強(qiáng)化，以及殘留奧氏體于材料塑性變形時(shí)相變態(tài)成新生馬氏體，進(jìn)而應(yīng)力誘導(dǎo)相變態(tài)以增加鋼材的延展性。

圖6顯示發(fā)明例鋼材的顯微組織照片。圖7顯示發(fā)明例鋼材的鐵素體內(nèi)的碳化鈦納米析出物顯微照片。

配合參閱圖6及圖7，該鋼材的顯微組織為包含70%的鐵素體、15%的貝氏體、12%的馬氏體及3%的殘留奧氏體的復(fù)相顯微組織，其可提升鋼材延伸率(El)至26%，而圖7顯示的碳化鈦納米析出物可強(qiáng)化鐵素體，進(jìn)而提升鋼材的拉伸強(qiáng)度至815 MPa。此外，其強(qiáng)塑積可達(dá)21.2 GPa%。

參閱圖8，其為顯示發(fā)明例鋼材的性質(zhì)坐標(biāo)范圍圖。如圖8所示，發(fā)明例鋼材的性質(zhì)符合第三代高強(qiáng)度車用鋼板鋼材的性質(zhì)需求。

上述實(shí)施例僅為說明本發(fā)明的原理及其功效，并非限制本發(fā)明，因此本領(lǐng)域技術(shù)人員對上述實(shí)施例進(jìn)行修改及變化仍不脫本發(fā)明的精神。本發(fā)明的權(quán)利范圍應(yīng)如后述的權(quán)利要求列出。

【符號說明】

Ac1 過共析鋼加熱時(shí)，開始形成奧氏體的溫度

Ac3 亞共析鋼加熱時(shí)，所有鐵素體均轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度

S21~S25 步驟