TWI799335B - 熱軋鋼材及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種熱軋鋼材及其製造方法。該製造方法包含以下步驟：提供一鋼胚；將該鋼胚加熱到1200℃以上並持溫2小時以上，以-10℃/秒以上的一冷卻速率降溫到（A
C1+100）℃至（A
C1+400）℃之間，並進行連續粗軋延，其單次裁減率在10%以上且總裁減率在50%以上；以-10℃/秒以上的冷卻速率降溫到（A
C1+50）℃至（A
C1+100）℃之間，並進行精軋延，其中前五道之軋延比控制在1.0至2.0，而後二道之軋延比控制在1.0至1.5，並以80至100米/秒的速度進行軋延；以前段80至100℃/秒及後段50至60℃/秒進行層流冷卻後，以盤捲溫度控制在（A
C1-50）℃以上進行盤捲，並以0.01℃/秒以下的冷卻速度（CR
3）緩冷至室溫。
Description
本發明係關於鋼材及其製造方法，特別是關於一種可有效降低鋼材強(硬)度並提升使用性能的熱軋鋼材及其製造方法。
現有的鋼材中，波來鐵(Pearlite)的生成是由含碳量(以重量百分比計)約0.8wt%的沃斯田鐵(Austenite)在極慢速的冷卻中，冷卻到約723℃時，即開始產生相變化，同時析出肥粒鐵(Ferrite)和雪明碳鐵(Cementite)，進而成為波來鐵組織。波來鐵之所以會形成層狀組織，依據R.F.Mehl的理論，當發生共析反應時，會有雪明碳鐵的核從沃斯田鐵的晶界生成，並以薄片狀向沃斯田鐵晶粒內生長。由於雪明碳鐵的含碳量較高，故在生成時會從周圍的沃斯田鐵吸收碳，因而逐漸生成肥粒鐵。然而，肥粒鐵只能固溶少量的碳，因此產生將碳向外排擠的效應，使得側面的沃斯田鐵再析出雪明碳鐵的核，而生成片狀的雪明碳鐵。上述的步驟反覆進行後，雪明碳鐵與肥粒鐵往縱向持續生長，並往橫向一層一層地增加，最後完全取代整個沃斯田鐵晶粒，從而形成層狀雪明碳鐵和肥粒鐵交替排列之組織。
然而，以一般熱軋製程(熱軋、熱軋冷卻、盤捲)所得到的波來鐵為長片狀雪明碳鐵和肥粒鐵交替排列的層狀組織。透過三維影像解析，此
層狀雪明碳鐵碳化物的長寬比在30以上且在波來鐵單位體積內所占平均表面積在1.8x106米-1以上。由於此組織形態的鋼材機械強度高但延韌性不佳，後續需對上述鋼材進行球化退火處理，才能使長片狀之雪明碳鐵轉換成柱狀或球狀之形態，以利於後續加工或應用。因此，有必要提供一種熱軋鋼材及其製造方法，藉由熱軋製程控制，以獲得扭曲狀、斷續狀或甚至奈米等級之雪明碳鐵碳化物，以解決習用技術所存在的問題。
本發明之一目的在於提供一種熱軋鋼材及其製造方法，藉由熱軋製程控制，以獲得扭曲狀、斷續狀或甚至奈米等級之雪明碳鐵碳化物，以降低鋼材硬度並提升應用與熱處理性能。
本發明又一目的在於提供一種熱軋鋼材及其製造方法，該熱軋鋼材的顯微組織包含一肥粒鐵相、一波來鐵相及一奈米等級碳化物，主要透過合金碳鋼材在熱軋製程之控制軋延，使肥粒鐵與波來鐵之兩相比例中之肥粒鐵相比例可達50%以上且晶粒尺寸在微米以下，並可於波來鐵組織中同時獲得長寬比為30以下之長片狀、扭曲狀或斷續狀碳化物且尺寸為200奈米以下之奈米級碳化物於肥粒鐵基地中析出，進而有效降低鋼材強(硬)度並提升使用性能。
為達上述之目的，本發明提供一種熱軋鋼材的製造方法，包含以下步驟：提供一鋼胚；將該鋼胚加熱到1200℃以上，並持溫2小時以上後出爐，再以-10℃/秒以上的一第一冷卻速率(CR1)降溫到(AC1變態點加100)℃至(AC1變態點加400)℃之間，並進行一第一段的多道次連續粗軋延，其單道
次裁減率在10%以上且總裁減率在50%以上；在進行該第一段的多道次連續粗軋延後，以-10℃/秒以上的一第二冷卻速率(CR2)降溫到(AC1變態點加50)℃至(AC1變態點加100)℃之間，並進行一第二段的多道次精軋延，其中於該第二段的多道次精軋延時，前五道之軋延比控制在1.0至2.0而後二道之軋延比控制在1.0至1.5，並以80至100米/秒的速度進行軋延，以獲得一完軋鋼材；將該完軋鋼材以一前段冷卻速度80至100℃/秒及一後段冷卻速度50至60℃/秒進行層流冷卻後，將進行層流冷卻後的該完軋鋼材進行盤捲，其中該盤捲的一盤捲溫度控制在(AC1變態點減50)℃以上，並以0.01℃/秒以下的一冷卻速度(CR3)緩冷降溫至室溫，以獲得一熱軋鋼捲。
一種通過如上所述的熱軋鋼材的製造方法製造的熱軋鋼材，其中該鋼胚包含一碳含量佔該合金鋼材總重的0.20至0.70wt%、一矽含量佔該合金鋼材總重的0.15至0.35wt%、一錳含量佔該合金鋼材總重的0.60至1.20wt%、一磷含量佔該合金鋼材總重的0.03wt%以下、一硫含量佔該合金鋼材總重的0.035wt%以下、一鉻含量佔該合金鋼材總重的1.50wt%以下、一鉬含量佔該合金鋼材總重的1.0wt%以下、一鈮含量佔該合金鋼材總重的0.30wt%以下、一氮含量佔該合金鋼材總重的0.01wt%以下，其餘為鐵及雜質。
在本發明一實施例中，該熱軋鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵、一波來鐵及一奈米碳化物，其中該肥粒鐵的基地中的奈米級碳化物的平均粒徑小於200奈米，且表面能之平均曲率(H)及高斯曲率(K)為大於0且小於0.001。
在本發明一實施例中，該熱軋鋼材相組成之波來鐵組織中之碳化物形態包含一長片狀碳化物、一扭曲狀碳化物、一斷續狀碳化物及其組合，其中該扭曲狀碳化物的比例與該斷續狀碳化物的比例之和佔該波來鐵組織的60%以上，及該長片狀碳化物的比例佔該波來鐵組織的40%以下。
在本發明一實施例中，該扭曲狀碳化物與該斷續狀碳化物的周圍均有差排存在，而該肥粒鐵的該奈米級碳化物周圍則無差排存在。
在本發明一實施例中，該肥粒鐵的基地中的該奈米級碳化物是選自由以下組成的群組：Fe3C、(Fe,Cr)3C及(Fe,Mo)3C。
在本發明一實施例中，該長片狀碳化物之長寬比為30以下，且該長片狀碳化物於單位波來鐵中之表面積為1.5x106米-1以下，及該斷續狀碳化物之長寬比為15以下，且該斷續狀碳化物於單位波來鐵中之表面積為1.1x106米-1以下。
在本發明一實施例中，該扭曲狀碳化物其最大扭曲位置之角度與原碳化物生長平行方向的夾角在15度以上且在60度以下。
在本發明一實施例中，該波來鐵組織中之碳化物的其表面能之平均表面曲率(H)與高斯曲率(K)均大於零且小於0.1。
在本發明一實施例中，該熱軋鋼材中肥粒鐵相的比例為50wt%以上且晶粒尺寸在3微米以下，波來鐵組織中具有一長片狀碳化物、一扭曲狀碳化物或一斷續狀碳化物，及肥粒鐵基地中具有尺寸為在200奈米以下的奈米級碳化物析出，其中該熱軋鋼材之拉伸強度為700MPa以下、降伏比為0.65以下、總伸長率為28%以上及硬度值為HRB95以下。
S11~S14:步驟
圖1：本發明的一實施例的熱軋鋼材的製造方法的示意流程圖；圖2：圖1之製程部分階段所對應之溫度間之相對關係的示意圖。
為了讓本發明之上述及其他目的、特徵、優點能更明顯易懂，下文將特舉本發明較佳實施例，並配合所附圖式，作詳細說明如下。再者，本發明所提到的方向用語，例如上、下、頂、底、前、後、左、右、內、外、側面、周圍、中央、水平、橫向、垂直、縱向、軸向、徑向、最上層或最下層等，僅是參考附加圖式的方向。因此，使用的方向用語是用以說明及理解本發明，而非用以限制本發明。
如本文所用的，提及變量的數值範圍旨在表示變量等於該範圍內的任意值。因此，對於本身不連續的變量，該變量等於該數值範圍內的任意整數值，包括該範圍的端點。類似地，對於本身連續的變量，該變量等於該數值範圍內的任意實值，包括該範圍的端點。作為例子，而不是限制，如果變量本身是不連續的，描述為具有0-2之間的值的變量取0、1或2的值；而如果變量本身是連續的，則取0.0、0.1、0.01、0.001的值或
0且
2的其他任何實值。
本文所用術語「AC1變態點」是指當鋼材被加熱到高溫(AC3變態點以上時，鋼材是γ鐵的碳固溶體，稱為沃斯田鐵(austenite)，其鐵原子以面心立方晶體排列，且非磁性的；當冷卻至AC3點以下時，鐵原子形成體心立方晶格所組成的新結構，稱為肥粒鐵(ferrite)或α(alpha)鐵(α鐵中含有固溶的碳，碳的溶解速度遠低於γ鐵)；當鋼材繼續冷卻到AC1變態點，形成額外的肥粒鐵，在鋼材繼續冷卻到AC1變態點以下，殘留的沃斯田鐵會變成另一種新的結構，稱為波來鐵(pearlite)。
本文所述的肥粒鐵的基地中的奈米級碳化物的表面能之平均曲率(H)及高斯曲率(K)為大於0且小於0.001，是指肥粒鐵的基地中的奈米級碳化物的表面能之平均曲率(H)及高斯曲率(K)具有最小曲率，即肥粒鐵
的基地中的奈米級碳化物的型態以球狀為主。相反地，該波來鐵組織中之碳化物的其表面能之平均表面曲率(H)與高斯曲率(K)均大於0.01且小於0.1，是指波來鐵組織中之碳化物的表面能之平均曲率(H)及高斯曲率(K)具有較大的曲率，即波來鐵組織中之碳化物的型態以短片狀或柱狀之型態為主。
本發明實施例提出一種熱軋鋼材的製造方法100，包含以下步驟：提供一鋼胚(步驟S11)；將該鋼胚加熱到1200℃以上，並持溫2小時以上後出爐，再以-10℃/秒以上的一第一冷卻速率(CR1)降溫到(AC1變態點加100)℃至(AC1變態點加400)℃之間，並進行一第一段的多道次連續粗軋延，其單道次裁減率在10%以上且總裁減率在50%以上(步驟S12)；在進行該第一段的多道次連續粗軋延後，以-10℃/秒以上的一第二冷卻速率(CR2)降溫到(AC1變態點加50)℃至(AC1變態點加100)℃之間，並進行一第二段的多道次精軋延，其中於該第二段的多道次精軋延時，前五道之軋延比控制在1.0至2.0而後二道之軋延比控制在1.0至1.5，並以80至100米/秒的速度進行軋延，以獲得一完軋鋼材(步驟S13)；將該完軋鋼材以一前段冷卻速度80至100℃/秒及一後段冷卻速度50至60℃/秒進行層流冷卻後，將進行層流冷卻後的該完軋鋼材進行盤捲，其中該盤捲的一盤捲溫度控制在(AC1變態點減50)℃以上，並以0.01℃/秒以下的一冷卻速度(CR3)緩冷降溫至室溫，以獲得一熱軋鋼捲(步驟S14)。
請參照圖1及圖2所示，進行步驟S11：提供一鋼胚。本發明實施例及比較例提供的鋼胚主要合金組成範圍如下：一碳含量(以下均按重量百分比計)佔該合金鋼材總重的0.20至0.70wt%、一矽含量佔該合金鋼材總重的0.15至0.35wt%、一錳含量佔該合金鋼材總重的0.60至1.20wt%、一磷含量佔該合金
鋼材總重的0.03wt%以下、一硫含量佔該合金鋼材總重的0.035wt%以下、一鉻含量佔該合金鋼材總重的1.50wt%以下、一鉬含量佔該合金鋼材總重的1.0wt%以下、一鈮含量佔該合金鋼材總重的0.30wt%以下、一氮含量佔該合金鋼材總重的0.01wt%以下，其餘為鐵及雜質。
需要注意的是，本發明的鋼材可依據習知煉鋼或電爐方式來進行製作。
值得一提的是，可將上述合金成分組合及含量之鋼胚，採真空熔煉並澆鑄成扁鋼胚或大鋼胚後，進行熱軋製程。
接著，進行步驟S12：將該鋼胚加熱到1200℃以上(如圖2中的0至A點)，並持溫2小時以上後出爐(如圖2中的A至B點)，再以-10℃/秒以上的一第一冷卻速率(CR1，如圖2中的B至C點)降溫到(AC1變態點加100，即AC1+100)℃至(AC1變態點加450，即AC1+450)℃之間，並進行一第一段的多道次連續粗軋延(如圖2中的C至D點)，其單道次裁減率在10%以上且總裁減率在50%以上。可選地，上述第一段的多道次連續粗軋延可以為5道次連續粗軋延。
可選地，將該鋼胚加熱到1200℃以上並持溫2小時以上出爐後，可對該鋼胚進行噴水除銹後，再進行後續的製程。
在進行該第一段的多道次連續粗軋延後，以-10℃/秒以上的一第二冷卻速率(CR2，如圖2中的D至E點)降溫到(AC1變態點加50，即AC1+50)℃至(AC1變態點加250，即AC1+250)℃之間，並進行一第二段的多道次精軋延(如圖2中的E至F點)，其中於該第二段的多道次精軋延時，前五道之軋延
比控制在1.0至2.0，而後二道之軋延比控制在1.0至1.5，並以80至100米/秒的速度進行軋延，以獲得一完軋鋼材。
將該完軋鋼材進行層流冷卻(如圖2中的F至G點)，以一前段冷卻速度80至100℃/秒搭配一後段冷卻速度50至60℃/秒進行層流冷卻後進行盤捲(如圖2中的G點)，其中該盤捲的一盤捲溫度控制在(AC1變態點減50，即AC1-50)℃以上，並以0.01℃/秒以下的一冷卻速度(CR3，如圖2中的G至P點)緩冷降溫至室溫，以獲得一熱軋鋼捲。
可選地，可對該熱軋鋼捲進行一酸洗步驟並去除其表面銹皮，及進行一再加工處理。
以下更進一步以實際之實驗數據來說明，採用上述本發明之製造方法，藉由熱軋製程控制，以獲得扭曲狀、斷續狀或甚至奈米等級之雪明碳鐵碳化物，以降低鋼材硬度並提升應用與熱處理性能。
請參照以下表1至表3，其中表1係用以表示本發明之實施例之鋼材之控制軋延參數以及比較例之習知鋼材之控制軋延參數，表2係使用表1之不同製程條件獲得的鋼材的微觀組織與機械性質分析，表3係使用表1之不同製程條件獲得的鋼材的波來鐵組織中的碳化物形態。
上述的微觀組織與析出物解析方法如下：將鋼材組織進行電解拋光，再利用掃描式電子顯微鏡、穿透式電子顯微鏡與電子背向散射繞射儀(EBSD)進行顯微組織及奈米級碳化物觀察與晶粒尺寸之量測，並進行析出物鑑定與分析。
再者，以聚焦離子束電子束顯微鏡(FIB-SEM)為工具，進行鋼材顯微組織觀察與序列組織影像收集(每一影像蝕刻間距為100奈米)，並在IMOD
軟體下對此序列影像進行組合、對準及影像堆疊，使其成可連續顯示的圖像文件。最後，再透過AVS express、AVIZO及MAVI等電腦軟體輔助將這些序列影像堆疊組合，以建構出3D組織形態，進而探討碳化物之長寬比、表面曲率、表面積及其量化特性，其評估方法說明如下：
(1)碳化物長寬比計算
本發明中雪明碳鐵碳化物長寬比之計算，是採用T.Inoue等人所提出之方法計算並求得平均值，其中寬度則選取單一片狀雪明碳鐵最寬之區域來進行計算。
(2)碳化物表面平均曲率與高斯曲率分析
促成波來鐵組織球狀化的趨動力來自於降低其單位體積內之雪明碳鐵表面積。然而，表面積的降低，可藉由具有較高曲率的區域，往較低區域的質傳擴散來達成。再者，物件表面曲率之特性，可以平均曲率(mean curvature，H)與高斯曲率(Gaussian curvature，K)來表示，如下式(1)、(2)所示：
K=k 1×k 2.........式(2)
其中k1及k2為物件表面補丁(surface patch)面積上之最大與最小曲率且定義k1=1/R1及k2=1/R2(R1、R2分別為單位補丁面積上之最大與最小曲率半徑)。
(3)三維雪明碳鐵碳化物表面積之運算方法，如式(3)所示：
其中，SV為單位體積內之表面積、t為持溫時間、KS為表面能常數，其與材料擴散係數、界面能及材料參數有關。
(4)機械性質分析：將鋼材加工成JIS 5號試片，進行拉伸試驗以量測其降伏強度(YS)、抗拉強度(TS)和伸長率(E1)等，並以微硬度儀進行鋼材硬度值量測。
以上述之鋼材進行如表1中比較例1之熱軋控制軋延製程後發現，採慢冷高溫條件下進行第一段粗軋後，搭配較高溫之精軋與完軋溫度後盤捲，所得到組織由肥粒鐵(F)及波來鐵(P)所組成，其中肥粒鐵相所佔整體組織之相的比例小於50%，其平均粒徑在4.7至5.0微米之間(如表2所示)。此外，層狀波來鐵中的雪明碳鐵碳化物其形態包含長片狀、扭曲狀及斷續狀等三種類型(如表3所示)，主要以長寬比大於45之長片狀碳化物為主，約佔80~90%，其次為沿平行成長方向偏折角度在10度以內之扭曲狀碳化物，其餘為斷續狀碳化物。
上述該碳化物包含Fe3C、(Fe,Cr)3C、(Fe,Mo)3C或其組合。
根據實驗結果，如表3中的比較例1之長片狀碳化物，具有較大表面積((2.2~2.0)x106m-1)外，其平均曲率(H>>0)及高斯曲率(K>>0)均遠大於零，表示其碳化物形態以長片狀為主。此外，當碳化物形成斷續狀形態，除其長寬比及表面積減少外，其表面曲率(H>0，K>0)也降低，表示由原為長片狀形態轉為短片狀或柱狀之形態。
表3中的比較例1之鋼帶板形觀察結果顯示具有明顯平坦度不佳之情形發生，其主要為第二段軋延(精軋)時，後2道軋延比高於前5道軋延比所致。再者，表1中的比較例2顯示，隨鋼胚出爐後將粗、精軋軋延溫度降低，並加大粗軋裁減率，有助於細化組織，雖其相組成的比例及機械性質與比較例1無太大差異，但其細部微觀結構如長片狀及斷續狀碳化物之長寬比與表面積等均略有降低。此外，透過第二段精軋之軋延道次配比調整，鋼帶板形與平坦度良好。
另外，如表1中的實施例1顯示，隨鋼胚出爐後進一步加大粗軋裁減率，並降低粗、精軋延溫度，結果顯示除組織明顯細化並增加肥粒鐵相比例外，在肥粒鐵相的基地內亦可發現平均粒徑在200奈米以下之奈米級碳化物析出，其平均曲率(H~0)及高斯曲率(K~0)均接近於零，表示此奈米碳化物形態以球狀為主。該奈米碳化物包含Fe3C、(Fe,Cr)3C、(Fe,Mo)3C或其組合。
參考表2所示，本發明實施例1之組織由肥粒鐵、波來鐵及奈米碳化物(θ)所組成，因組成中肥粒鐵與斷續狀碳化物之比例均明顯提高，使鋼材強度與硬度均較比較例的鋼材為低，並有效提升延伸率。
本發明實施例1之碳化物形態如表3所示，其長片狀碳化物之長寬比及表面積較上述比較例更為縮小外，其所佔比例也降至55%以下，反之斷續狀碳化物比例則明顯增加至30至40%，且扭曲狀碳化物其最大扭曲位置之角度與原碳化物生長平行方向之偏折角度也提高至15度以上。
表1中的本發明實施例2顯示，隨鋼胚出爐後冷卻速度加快並降低粗、精軋軋延溫度，但提高整體裁減率，有助於進一步細化組織，使得肥粒鐵的平均粒徑介於1.2~1.6微米之間，並提升肥粒鐵相比例至55至60%。此外，在肥粒鐵相的基地內所析出之奈米碳化物，其平均粒徑尺寸則細化至150奈米以下，使鋼材硬度有效降低。
再者，如表1中粗、精軋之軋延溫度效應顯示，組織中之肥粒鐵、波來鐵及奈米碳化物之尺寸，隨軋延溫度降低，其細化效果將更為顯著。此外，波來鐵組織中之碳化物，不論長片狀或斷續狀碳化物，其長寬比及表面積也隨溫度降低而減小，且扭曲狀碳化物之偏折角度也隨之提高，最小在15度以上，而最大角度在60度以下。
另外，經由顯微組織觀察，如表1中本發明實施例之碳化物，其扭曲狀與斷續狀碳化物周圍均有差排存在，而奈米碳化物周圍則無差排存在。
整體而言，本發明所開發熱軋鋼材之拉伸強度在700MPa以下，降伏比在0.65以下、總伸長率達28%以上，及硬度值在HRB95以下。
根據本發明的製造方法，經由鋼材相組成與碳化物形態控制技術建立，該鋼材的顯微組織包含一肥粒鐵相、一波來鐵相及奈米級雪明碳鐵碳化物，主要透過先進合金碳鋼材在熱軋製程之控制軋延，使肥粒鐵與波來鐵之兩相比例中之肥粒鐵相的比例可達50%以上且晶粒尺寸在3微米以下，並可於波來鐵組織中同時獲得長寬比為30以下之長片狀、扭曲狀或斷續狀碳化物及尺寸為200奈米以下之奈米級碳化物於肥粒鐵基地中析出。
此等碳化物有以下特徵：
(1)由M3C結構所組成，其中M可表示為Fe、Cr、Mo，並由一種或一種以上元素任意組合所形成之群組組成。
(2)長片狀、扭曲狀或斷續狀的碳化物，其表面能之平均表面曲率(H)與高斯曲率(K)均大於零(H>O、K>0)，即以短片狀或柱狀之型態為主，而奈米碳化物則其平均曲率及高斯曲率均趨近於零(H~O、K~0)，即以球狀之型態為主。
(3)長片狀碳化物之長寬比在30以下，且於單位波來鐵中之表面積在1.5x106米-1以下，而斷續狀碳化物之長寬比在15以下，且表面積在1.1x106米-1以下。
(4)扭曲狀碳化物與原碳化物生長平行方向夾角在15度以上，最大角度在60度以下。
根據上述的熱軋鋼材的製造方法製造的熱軋鋼材，本發明開發的熱軋鋼材包含一碳含量佔該合金鋼材總重的0.20至0.70wt%、一矽含量佔該合金鋼材總重的0.15至0.35wt%、一錳含量佔該合金鋼材總重的0.60至1.20wt%、一磷含量佔該合金鋼材總重的0.03wt%以下、一硫含量佔該合金鋼材總重的0.035wt%以下、一鉻含量佔該合金鋼材總重的1.50wt%以下、一鉬含量佔該合金鋼材總重的1.0wt%以下、一鈮含量佔該合金鋼材總重的0.30wt%以下、一氮含量佔該合金鋼材總重的0.01wt%以下，其餘為鐵及雜質。
在本發明一實施例中，該熱軋鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵、一波來鐵及一奈米碳化物，其中該肥粒鐵的基地中的奈米級碳化物的平均粒徑小於200奈米，且表面能之平均曲率(H)及高斯曲率(K)為大於0且小於0.001。
在本發明一實施例中，該熱軋鋼材相組成之波來鐵組織中之碳化物形態包含一長片狀碳化物、一扭曲狀碳化物、一斷續狀碳化物及其組合，其中該扭曲狀碳化物的比例與該斷續狀碳化物的比例之和佔該波來鐵組織的60%以上，及該長片狀碳化物的比例佔該波來鐵組織的40%以下。
在本發明一實施例中，該扭曲狀碳化物與該斷續狀碳化物的周圍均有差排存在，而該肥粒鐵的該奈米級碳化物周圍則無差排存在。
在本發明一實施例中，該肥粒鐵的基地中的該奈米級碳化物是選自由以下組成的群組：Fe3C、(Fe,Cr)3C及(Fe,Mo)3C。
在本發明一實施例中，該長片狀碳化物之長寬比為30以下，且該長片狀碳化物於單位波來鐵中之表面積為1.5x106米-1以下，及該斷續狀碳化物之長寬比為15以下，且該斷續狀碳化物於單位波來鐵中之表面積為1.1x106米-1以下。
在本發明一實施例中，該扭曲狀碳化物與原碳化物生長平行方向的夾角在15度以上且在60度以下。
在本發明一實施例中，該波來鐵組織中之碳化物其表面能之平均表面曲率(H)與高斯曲率(K)均大於0.01且小於0.1。
在本發明一實施例中，該熱軋鋼材中肥粒鐵相的比例為50%以上且晶粒尺寸在3微米以下，波來鐵組織中具有一長片狀碳化物、一扭曲狀碳化物或一斷續狀碳化物，及肥粒鐵基地中具有尺寸為在200奈米以下的奈米級碳化物析出，其中該熱軋鋼材之拉伸強度為700MPa以下、降伏比為0.65以下、總伸長率為28%以上及硬度值為HRB95以下。
雖然本發明已以較佳實施例揭露，然其並非用以限制本發明，任何熟習此項技藝之人士，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種更動與修飾，因此本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界定者為準。
S11~S14:步驟
Claims (10)
- 一種熱軋鋼材的製造方法，包含以下步驟： （a） 提供一鋼胚； （b） 將該鋼胚加熱到1200℃以上，並持溫2小時以上後出爐，再以-10℃/秒以上的一第一冷卻速率（CR 1）降溫到（A C1變態點加100）℃至（A C1變態點加400）℃之間，並進行一第一段的多道次連續粗軋延，其單道次裁減率在10%以上且總裁減率在50%以上； （c） 在進行該第一段的多道次連續粗軋延後，以-10℃/秒以上的一第二冷卻速率（CR 2）降溫到（A C1變態點加50）℃至（A C1變態點加100）℃之間，並進行一第二段的多道次精軋延，其中於該第二段的多道次精軋延時，前五道之軋延比控制在1.0至2.0而後二道之軋延比控制在1.0至1.5，並以80至100米/秒的速度進行軋延，以獲得一完軋鋼材； （d） 將該完軋鋼材以一前段冷卻速度80至100℃/秒及一後段冷卻速度50至60℃/秒進行層流冷卻後，將進行層流冷卻後的該完軋鋼材進行盤捲，其中該盤捲的一盤捲溫度控制在（A C1變態點減50）℃以上，並以0.01℃/秒以下的一冷卻速度（CR 3）緩冷降溫至室溫，以獲得一熱軋鋼捲。
- 一種通過如請求項1所述的熱軋鋼材的製造方法製造的熱軋鋼材，其中該熱軋鋼材包含一碳含量佔該合金鋼材總重的0.20至0.70wt%、一矽含量佔該合金鋼材總重的0.15至0.35wt%、一錳含量佔該合金鋼材總重的0.60至1.20wt%、一磷含量佔該合金鋼材總重的0.03wt%以下、一硫含量佔該合金鋼材總重的0.035wt%以下、一鉻含量佔該合金鋼材總重的1.50wt%以下、一鉬含量佔該合金鋼材總重的1.0wt%以下、一鈮含量佔該合金鋼材總重的0.30wt%以下、一氮含量佔該合金鋼材總重的0.01wt%以下，其餘為鐵及雜質。
- 如請求項2所述的熱軋鋼材，其中該熱軋鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵、一波來鐵及一奈米碳化物，其中該肥粒鐵的基地中的奈米級碳化物的平均粒徑小於200奈米，且肥粒鐵的基地中的奈米級碳化物的表面能之平均曲率（H）及高斯曲率（K）為大於0且小於0.001。
- 如請求項3所述的熱軋鋼材，其中該熱軋鋼材的鋼材相組成之波來鐵組織中之碳化物形態包含一長片狀碳化物、一扭曲狀碳化物、一斷續狀碳化物及其組合，其中該扭曲狀碳化物的比例與該斷續狀碳化物的比例之和佔該波來鐵組織的60％以上，及該長片狀碳化物的比例佔該波來鐵組織的40％以下。
- 如請求項4所述的熱軋鋼材，其中該扭曲狀碳化物與該斷續狀碳化物的周圍均有差排存在，而該肥粒鐵的該奈米級碳化物周圍則無差排存在。
- 如請求項3所述的熱軋鋼材，其中該肥粒鐵的基地中的該奈米級碳化物是選自由以下組成的群組：Fe 3C、(Fe, Cr) 3C及(Fe, Mo) 3C。
- 如請求項4所述的熱軋鋼材，其中該長片狀碳化物之長寬比為30以下，且該長片狀碳化物於單位波來鐵中之表面積為1.5x10 6米 -1以下，及該斷續狀碳化物之長寬比為15以下，且該斷續狀碳化物於單位波來鐵中之表面積為1.1x10 6米 -1以下。
- 如請求項4所述的熱軋鋼材，其中該扭曲狀碳化物其最大扭曲位置之角度與原碳化物生長平行方向的夾角在15度以上且在60度以下。
- 如請求項3所述的熱軋鋼材，其中該波來鐵組織中之碳化物的其表面能之平均表面曲率（H）與高斯曲率（K）均大於0.01且小於0.1。
- 如請求項2所述的熱軋鋼材，其中該熱軋鋼材中肥粒鐵相的比例為50%以上且晶粒尺寸在3微米以下，波來鐵組織中具有一長片狀碳化物、一扭曲狀碳化物或一斷續狀碳化物，及肥粒鐵基地中具有尺寸為在200奈米以下的奈米級碳化物析出，其中該熱軋鋼材之拉伸強度為700MPa以下、降伏比為0.65以下、總伸長率為28%以上及硬度值為HRB95以下。
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