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TWI715852B - 沃斯田體合金鋼 - Google Patents

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TWI715852B
TWI715852B TW107123925A TW107123925A TWI715852B TW I715852 B TWI715852 B TW I715852B TW 107123925 A TW107123925 A TW 107123925A TW 107123925 A TW107123925 A TW 107123925A TW I715852 B TWI715852 B TW I715852B
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Abstract

本發明提供一種沃斯田體合金鋼，包含25wt%至31wt%的錳、7wt%至10wt%的鋁、1.2wt%至1.6wt%的碳、小於6wt%的鉬，以及平衡量的鐵。本發明沃斯田體合金鋼具高強度、高延性與高溫強度，且密度為6.8g/cm3 ，比傳統模具用鋼輕14%。

Description

沃斯田體合金鋼
本發明是有關於一種沃斯田體合金鋼，特別是指一種適用於製作熱加工工具的沃斯田體合金鋼。
麻田散體鋼材具有優異的硬度及韌性等機械性質，因此常被用於製作熱加工工具的材料，然而，麻田散體鋼材的延展性不佳，而可能造成製成的熱加工工具開裂的情況產生。
AISI H13鋼材為其中一種用於製作熱加工工具的麻田散體鋼材，包含0.32wt%至0.45wt%的碳、0.8wt%至1.2wt%的矽、0.20wt%至0.50wt%的錳、4.75wt%至5.5wt%的鉻、1.10wt%至1.75wt%的鉬、0.8wt%至1.2wt%的釩、不大於0.03wt%的磷、不大於0.03wt%的硫，以及平衡量的鐵。該AISI H13鋼材的室溫硬度最高介於55至58、伸長率介於3%至5%，因伸長率較低在使用上易脆裂，故一般使用時會將該鋼材的硬度降低至42至50，使伸長率提高至介於5%至8%、衝擊韌性介於5焦耳至10焦耳，及高溫硬度(Rockwell C hardness，HRc)介於33至41。
QRO 90鋼材為另一種用於製作熱加工工具的麻田散體鋼材，包含0.38wt%的碳、0.30wt%的矽、0.75wt%的錳、2.60wt%的鉻、2.25wt%的鉬、0.9wt%的釩，以及平衡量的鐵。該QRO 90鋼材的室溫硬度為45、伸長率為11%、衝擊韌性為10焦耳，以及高溫硬度(Rockwell C hardness，HRc)介於26至41。
另一方面，鐵錳鋁碳沃斯田體(Austenite)鋼材因其高機械強度及高延展性的特性而具有應用潛力，因此在過去數十年間受到廣泛的研究。
習知鋼鐵合金中的碳含量超過約1.2wt.%時，合金的延展性將嚴重劣化或謂脆化。因此研究沃斯田體合金系統的先前技藝中，合金中的碳量均會控制在0.54-1.3wt.%之間。而於此碳含量的鐵錳鋁碳鋼則是藉由添加鉬、鈮，及/或鎢以增加機械強度，然而，添加上述元素雖可增加習知鐵錳鋁碳沃斯田體鋼材的機械強度，但也因為此類合金在時效處理過程容易在沃斯田體晶界上沉澱粗大碳化物，因而造成延展性(即伸長率)下降的問題，使得利用此類鋼料製成的熱加工工具於使用過程容易有開裂的情況產生。
申請人的美國專利第9,528,177揭示了一種具有特定含量的鐵、錳、鋁，及碳的鐵錳鋁碳四元合金，該鐵錳鋁碳四元合金利用將碳含量控制在介於1.4wt.%至2.2wt.% 而可令該鐵錳鋁碳四元合金在固溶化處理(SHT)後的淬火期間，藉由旋節分解(spinodal decomposition)相變態機制於沃斯田體基相中形成高密度且細緻的κ’-碳化物，使該鐵錳鋁碳四元合金具有優異的延展性以及高機械強度。然而，於該鐵錳鋁碳四元合金中添加強碳化物形成元素，例如鉻、鈦，及鉬等元素，並無法對沃斯田體基相中高密度且細緻的κ’-碳化物的形成有明顯的效果，因此並不建議於該鐵錳鋁碳四元合金中添加該等強碳化物形成元素。
因此，本發明之目的，即在提供一種在室溫具有優異機械性質且不影響延展性、在高溫下也具有優異強度的沃斯田體(Austenite)合金鋼。
於是，本發明沃斯田體合金鋼包含25wt%至31wt%的錳、7wt%至10wt%的鋁、1.2wt%至1.6wt%的碳、大於0wt%且小於6wt%的鉬，以及平衡量的鐵。
本發明之功效在於：藉由在特定成分的鐵鋁錳碳沃斯田體合金鋼中添加小於6wt%的鉬，使該沃斯田體合金鋼於室溫下具有優異的機械性質，以及極限拉伸強度，且於高溫(~500℃)時也可具有良好的強度表現。
本發明揭示一種具有高強度及高延性的沃斯田體(Austenite)合金鋼，該沃斯田體合金鋼可應用於一般鋼板(如汽車鋼板)、零件(如齒輪)或熱模具鋼。
該沃斯田體合金鋼的合金組成包含25wt%至31wt%的錳、7wt%至10wt%的鋁、1.2wt%至1.6wt%的碳、大於0wt%且小於6wt%的鉬，以及平衡量的鐵。
錳為沃斯田體強化元素，由於沃斯田體相為面心立方(face-center-cubic，FCC)結構，有較多的滑移系統，因此相較於體心立方(body-center-cubic，BCC)結構或六方最密堆積(hexagonal close packed，HCP)結構具有較佳的延展性。為了於室溫時能得到完全的沃斯田體結構，因此本發明沃斯田體合金鋼中的錳含量為25wt%至31wt%。於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼的錳含量介於26wt%至30wt%。於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼的錳含量介於27wt%至29wt%。
鋁不僅是沃斯田體強化元素，也是形成(Fe,Mn)3 AlCx 碳化物(即κ’-碳化物)的主要元素，於本發明沃斯田體合金鋼中的鋁含量為7wt%至10wt%。於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼的鋁含量介於8wt%至10wt%。於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼的鋁含量介於8wt%至9wt%。
本發明沃斯田體合金鋼中的碳含量為1.2wt%至1.6wt%，高於習知含有鉬、鈮，及/或鎢的鐵錳鋁碳沃斯田體鋼材的碳含量(即最高為1.0wt%)。於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼的碳含量為1.3wt%至1.6wt%。
鉬為一種強碳化物形成元素，於本發明沃斯田體合金鋼中，鉬的含量為大於0wt%且小於6wt%。於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼的鉬含量介於2wt%至6wt%。
於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼還包含同樣為強碳化物形成元素的鉻元素，且鉻元素的含量小於6wt%。
於一些實施例中，該沃斯田體合金鋼還包含同樣為強碳化物形成元素的鈷元素，且鈷元素的含量小於5wt%。
要說明的是，該沃斯田體合金鋼中的低熔點元素(例如錳、鋁)的含量會因熔煉過程中揮發而造成製成的該沃斯田體合金鋼中部分元素的實際含量與熔煉時的添加量不同，然而，兩者間的差異並不大，且在可容許誤差範圍而不影響最終製成的該沃斯田體合金的性質。
配合參閱圖1，該沃斯田體合金鋼的製作方法包含步驟91至步驟95。
該步驟91為將前述該沃斯田體合金鋼的合金組成，於大氣下在高週波熔煉爐熔煉成鑄件。
之後進行步驟92，於1100℃至950℃對該鑄件進行熱作處理(例如：熱軋、熱鍛造等)至預定的形狀而成為一熱作件。
接著進行步驟93，將該熱作件進行第一次水淬並冷卻至室溫。
接著進行步驟94。該步驟94為將第一次水淬處理後的該熱作件於480℃至600℃進行時效(Aging)處理。
詳細地說，該時效處理的溫度介於480℃至500℃時，該時效處理的時間(Aging time)為5至12小時；該時效處理的溫度大於500℃時，該時效處理的時間則為1至4小時。
最後，進行步驟95，將經過時效處理後該熱作件進行第二次水淬並冷卻至室溫，即完成該沃斯田體合金鋼的製作。
本發明沃斯田體合金鋼的製作流程與習知碳含量較低且含有強碳化物形成元素的鐵錳鋁碳合金鋼不同，習知低碳含量且含有強碳化物形成元素的鐵錳鋁碳合金鋼於熱加工後，需進行固溶化熱處理，將於晶界上析出的粗大碳化物重新溶解於基地相中，以提升該鐵錳鋁碳合金鋼的延展性，而本發明該沃斯田體合金鋼組成，雖具有較高含量的碳，及強碳化物形成元素，然而，本發明利用熱作處理(熱軋或熱鍛造)溫度的控制(1100℃至950℃)，因此可避免該鐵錳鋁碳合金組成於熱作處理過程在晶界上析出粗大的碳化物，故於熱作處理後不需進行習知的固溶化熱處理步驟，即可令製得的該沃斯田體合金鋼同時具有強度及延展性。
此外，要說明的是，前述該步驟95也可視製程而不需進行，即也可以選擇讓該熱作件於時效處理後自然冷卻至室溫，而不需進行第二次水淬。再者，本發明利用熱作處理溫度的控制，已可有效避免粗大碳化物析出而影響合金鋼的延性，因此，可不用進行習知的熱固溶步驟，而可有效減少整體製程時間。然而，於熱作處理及第一次水淬後也可以選擇再進行熱固溶步驟，此製程也不影響本案合金鋼的整體特性。
特別的是，利用本發明沃斯田鐵合金組成搭配本案的製作方法所製得的沃斯田體合金鋼為完全沃斯田體相，其室溫(25℃)降伏強度(YS)介於1200MPa至1400MPa、洛氏硬度(Rockwell C hardness，HRc)介於45至55、極限拉伸強度介於1200MPa至1500MPa，及伸長率(El)介於20%至40%，且同時可在高溫(＜700℃)時具有良好的降伏強度(YS)及極限拉伸強度(UTS)。因此，本案的沃斯田體合金鋼除了可作為一般鋼板(如汽車鋼板)、零件(如齒輪)之外，更適用於熱作模具鋼。
此外，要說明的是，一般鐵鋁錳碳合金的密度約介於6.6~6.8g/cm3 ，相較於一般模具用鋼(密度約7.8~7.9g/cm3 )輕了14%。因此，本發明沃斯田體合金鋼除了具有高強度、高延性外還可具有輕量的優點。
習知高碳含量(1.4wt.%至2.2wt.%)的鐵鋁錳碳合金雖然經由製程控制(熱處理/固溶化/淬水)可得到顯微結構為完全沃斯田體相，且在沃斯田體相基地內有十分緻密細微的奈米尺寸的(Fe,Mn)3 AlCx 碳化物(κ′-碳化物)，並可避免在晶界上析出粗大的碳化物，因此，該鐵鋁錳碳合金於室溫時可具有基本良好的機械性質及伸長率。然而，本發明發現，當進一步於特定比例的鐵錳鋁碳合金組成中添加含量介於2~6wt%的碳化物強化元素(鉬、鉻、鈷)，並配合熱處理溫度的控制時，可有效避免在晶界上產生習知會大幅降低材料延展性的粗大碳化物沉澱的缺點，因此，除了可保有所製得的該鐵鋁錳碳合金鋼於室溫的延性之外，還可同時進一步提升該製鐵鋁錳碳合金鋼的室溫及高溫強度，此外，因為本案的該鐵鋁錳碳合金鋼不需固溶處理步驟，因此，還可有效減少整體製程時間。
茲利用下述具體例1~11及比較例1~3的合金組成製成測試試片後進行相關物性測試，以更具體說明本發明該沃斯田體合金鋼的特性。
要注意的是，下述具體例是為了說明示範本發明該沃斯田體合金鋼，當不能以此限定本發明實施之範圍。
具體例1
1.將含有30wt%的錳、8.5wt%的鋁、1.45wt%的碳、6%的鉬，以及平衡量的鐵的合金成分於大氣下以高週波熔煉爐熔製成厚度為2公分的鑄件。
2.將該鑄件於1100℃的爐中加熱20分鐘，接著於1100℃至950℃進行熱軋至厚度至少小於該鑄件厚度的25%，以得測試試片。
3.將測試試片進行第一次水淬至室溫，之後研磨去除氧化層，接著於500℃下進行時效處理(Aging)，最後再將測試試片進行第二次水淬至室溫後待用。
具體例2至11
該具體例2至11的測試試片製作方式與該具體例1的測試試片相同，不同之處在於合金中各元素的含量。
比較例1~3
該比較例1~3的測試試片製作方式與該具體例1相同，不同之處在於合金中各元素的含量。
茲將該等具體例及比較例的合金組成元素含量整理如表1所示。
表1
Figure 107123925-A0304-0001
接著將前述該等具體例及比較例製得的測試試片進行降伏強度(YS)、極限拉伸強度(UTS)、伸長率(El)，及硬度(HRc)測試。
該等測試試片的降伏強度、極限拉伸強度、伸長率，及硬度是利用下述的測試方式於室溫下量測，量測結果如表2所示。
此外，該具體例4、7及9，以及比較例1~3的測試試片於300℃、500℃，及700℃下進行降伏強度及極限拉伸強度的測試，結果如表3所示。
各特性的測試方式：
1.拉伸測試
降伏強度(Yield Strength，YS)：拉伸曲線圖以與彈性線平行0.2%應變量時的應力。
極限拉伸強度(Ultimate Tensile Strength，UTS)：拉伸曲線圖中最大應力。
伸長率(Elongation，El)：拉伸曲線圖以斷裂點畫與彈性線平行的應變量。
前述降伏強度、極限拉伸強度，及伸長率是利用Instron拉伸試驗機，於室溫(25℃)以拉伸速率10-3 /秒進行測試而得拉伸曲線圖。其中，測試試片的規格參照ASTM E8/E8M規範，於高溫測試時是將高溫爐加裝於拉伸試驗機，加熱至預定溫度後再進行拉伸測試。
2.硬度測試(HRc)
使用洛式硬度機(Rockwell Hardness machine)，以荷重150kgf進行測試，測試時使用壓痕器為金剛石圓錐。
表2
Figure 107123925-A0304-0002
表3
Figure 107123925-A0304-0003
如表2所示，該具體例1至11製備的測試試片的室溫降伏強度介於1230MPa至1350MPa、室溫極限拉伸強度介於1280MPa至1386MPa、室溫伸長率介於20%至37%，以及硬度(HRc)介於45.0至47.7，相較於比較例1及比較例2的各特性數據，顯示，本發明該沃斯田體合金鋼確實具備高強度，且亦具有良好的延展性。要特別說明的是，藉由控制該沃斯田體合金鋼中的鉬含量於2wt%至6wt%，相較於比較例1~3，及AISI H13與QRO 90兩種習知熱作合金，本發明沃斯田體合金鋼不僅保有極佳的室溫強度及室溫伸長率，且於高溫時也可具有一定的強度，顯示本發明該沃斯田體合金鋼良好的延展性亦可作為新型的熱作合金鋼使用，而可避免製成的熱作工具於使用時開裂的情況。
較佳地，該沃斯田體合金鋼的碳含量介於1.42wt%至1.5wt%，鉬含量介於3.5wt%至5wt%，該沃斯田體合金鋼的極限拉伸強度可達1353MPa至1386MPa，降伏強度可達1310MPa至1340MPa，硬度可達47至47.7。
更佳地，該沃斯田體合金鋼的碳含量介於1.42wt%至1.45wt%，鉬含量介於3.5wt%至4wt%，該沃斯田體合金鋼的伸長率可達25%。
較佳地，該沃斯田體合金鋼的錳含量介於27.7wt%至30wt%，鋁含量介於8.2wt%至8.5wt%，該沃斯田體合金鋼的極限拉伸強度可達1280MPa至1386MPa，降伏強度可達1250MPa至1350MPa，硬度可達46.7至47.7，伸長率可達20%至32%。
較佳地，沃斯田體合金鋼的錳含量介於27wt%至29wt%，鋁含量介於8.0wt%至8.5wt%，且鉬含量介於3.0wt%至6wt%，該沃斯田體合金鋼的伸長率可大於20%、室溫極限拉伸強度可大於1280MPa，降伏強度可大於1230MPa，且於300℃的極限拉伸強度及降伏強度均可大於1000MPa。
較佳地，該沃斯田體合金鋼的鉬含量為3.0wt%，並含有3wt%的鉻或2wt%的鈷，該沃斯田體合金鋼於室溫的極限拉伸強度可達1280MPa至1344MPa，降伏強度可達1230MPa至1300MPa，硬度可達45至46.8，伸長率可達24%至37%。
此外，要說明的是，由表2的機械強度數據可知該具體例1至11的時效時間介於5至12小時對最終的機械強度並無顯著影響，顯示本發明藉由熱作處理溫度的控制，可有效避免粗大碳化物析出，因此，對時效處理的時間可具有較大的彈性，而並不會像習知鐵錳鋁碳鋼材時效時間越長，粗大碳化物析出現象越顯著而造成延展性下降的問題。
參閱圖2~圖4，圖2~圖4是該具體例1、3及8經過熱作處理後的光學顯微鏡照片，圖5~7則是該具體例1、3及8經過熱作處理及時效處理後的光學顯微鏡照片。由圖2~圖4可知，當利用將熱作溫度控制在1100℃~950℃時，經過熱作處理後也不易有粗大碳化物於晶界析出。因此，當進一步經過不同時效時間處理後，配合參閱圖5~7，亦不易產生粗大碳化物。然而，參閱圖8、9，圖8、9是該比較例1、2經過熱作處理後的光學顯微鏡照片，由圖8、9可知當強碳化物形成元素添加過量時，縱算控制熱作處理溫度，仍會析出大量的粗大碳化物，而不利於鐵錳鋁碳合金的延展性。
此外，由前述表3的高溫拉伸強度結果可知，本發明製得的該鐵鋁錳碳沃斯田體合金鋼於300℃的降伏強度介於970MPa至1030MPa，極限拉伸強度達1022MPa至1070MPa，於500℃的降伏強度介於650MPa至700MPa，極限拉伸強度達719MPa至786MPa，於700℃的降伏強度介於410MPa至420MPa，極限拉伸強度達440MPa至449MPa。而比較例3雖於室溫時具有良好的延展性，然而於室溫及高溫(300℃、500℃)下的降伏強度及極限拉伸強度仍不及本發明，相較下，本發明該沃斯田體合金鋼不僅於室溫有良好的強度表現，於300℃及500℃時亦具有良好的機械強度，因此可作為新型的中低溫熱作合金鋼使用。
綜上所述，由先前技術的揭示，於習知碳含量低於1wt%的鐵錳鋁碳合金中添加含量較低的鉬、鎢等強碳化物形成元素(例如：Fe-29Mn-9Al-0.9C-0.6Mo、Fe-29Mn-9Al-0.9C-0.4Mo-0.6W等鐵錳鋁碳合金)可改善合金的延展性，然而並無法顯著提升合金強度，而於該低碳含量的鐵錳鋁碳合金中添加含量較多該等強碳化物形成元素(例如：Fe-27.9Mn-8.6Al-1.0C-0.51Mo-0.73W-0.55Nb鐵錳鋁碳合金)，雖可增加合金的強度但卻無法維持良好的延展性。前述美國專利第9,528,177號亦揭示於高碳含量的鐵錳鋁碳合金中添加該等強碳化物形成元素並無法有效改善合金的延展性，因此並不建議於高碳含量的鐵錳鋁碳合金中添加該等強碳化物形成元素。然而，本發明沃斯田體合金鋼藉由控制高碳含量的鐵錳鋁碳合金組成中各元素的含量於特定範圍並配合特定的熱作處理溫度，使最終製得的該沃斯田體合金鋼於室溫時能同時具備優異的機械強度以及延展性，而於高溫時仍能維持適當的強度，且質輕而性能佳，可作為機械部件及熱作處理工具使用的鋼材，使本發明沃斯田體合金鋼除可作為一般鋼材使用外亦可作為熱作合金鋼使用，故確實可達成本發明之目的。
惟以上所述者，僅為本發明之實施例而已，當不能以此限定本發明實施之範圍，凡是依本發明申請專利範圍及專利說明書內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內。
91~95‧‧‧步驟
本發明之其他的特徵及功效，將於參照圖式的實施方式中清楚地呈現，其中： 圖1是本發明沃斯田體合金鋼的製作流程方塊圖； 圖2是本發明沃斯田體合金鋼的具體例1於熱作處理後的光學顯微鏡照片； 圖3是本發明沃斯田體合金鋼的具體例3於熱作處理後的光學顯微鏡照片； 圖4是本發明沃斯田體合金鋼的具體例8於熱作處理後的光學顯微鏡照片； 圖5是本發明沃斯田體合金鋼的具體例1於時效處理後的光學顯微鏡照片； 圖6是本發明沃斯田體合金鋼的具體例3於時效處理後的光學顯微鏡照片； 圖7是本發明沃斯田體合金鋼的具體例8於時效處理後的光學顯微鏡照片； 圖8是本發明沃斯田體合金鋼的比較例1於熱作處理後的光學顯微鏡照片；及 圖9是本發明沃斯田體合金鋼的比較例2於熱作處理後的光學顯微鏡照片。

Claims (17)

  1. 一種沃斯田體合金鋼，包含25wt%至31wt%的錳、7wt%至10wt%的鋁、1.4wt%至1.6wt%的碳、介於2wt%至6wt%的鉬，以及平衡量的鐵。
  2. 如請求項1所述的沃斯田體合金鋼，其中，該錳的比例介於26wt%至30wt%，該鋁的比例介於8wt%至10wt%。
  3. 如請求項2所述的沃斯田體合金鋼，其中，該錳的比例介於27wt%至29wt%，該鉬的比例介於2wt%至6wt%。
  4. 如請求項3所述的沃斯田體合金鋼，其中，該鋁的比例介於8wt%至9wt%。
  5. 如請求項1所述的沃斯田體合金鋼，還包含比例小於6wt%的鉻。
  6. 如請求項1所述的沃斯田體合金鋼，還包含比例小於5wt%的鈷。
  7. 如請求項1所述的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼為完全沃斯田體相，且於25℃的伸長率介於20至40%、極限拉伸強度大於1250MPa，且於300℃的極限拉伸強度大於1000MPa。
  8. 一種沃斯田體合金鋼的製作方法，包含：步驟(a)：將如請求項1所述沃斯田體合金鋼的組成熔煉成鑄件；步驟(b)：於1100℃至950℃對該鑄件進行熱作處理而成為一熱作件；步驟(c)：將熱作處理後的該熱作件進行第一次水 淬；及步驟(d)：將第一次水淬後的該熱作件於480℃至600℃進行時效處理。
  9. 如請求項8所述的沃斯田體合金鋼的製作方法，其中，該時效處理的溫度為時間為480℃至500℃時，該時效處理的時間為5至12小時，該時效處理的溫度大於500℃至600℃時，該時效處理的時間為1至4小時。
  10. 如請求項8所述的沃斯田體合金鋼的製作方法，還包含一步驟(e)，將經過時效處理的該鑄件進行第二次水淬。
  11. 如請求項8所述的沃斯田體合金鋼的製作方法，其中，該步驟(b)是將該鑄件進行熱作處理至厚度至少小於該鑄件厚度的25%。
  12. 一種如請求項8所述的製作方法製得的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼為完全沃斯田體相，且在沃斯田體相基地內有十分緻密細微的奈米尺寸的(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ′-碳化物)，並於室溫的伸長率介於20至40%，且於300℃極限拉伸強度大於1000MPa。
  13. 如請求項12所述的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼於室溫的降伏強度介於1230至1350MPa，極限拉伸強度介於1280至1386MPa。
  14. 如請求項12所述的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼於室溫的洛氏硬度介於45至48。
  15. 如請求項12所述的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼於300℃的降伏強度大於970MPa。
  16. 如請求項12所述的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼於500℃的降伏強度大於650MPa，極限拉伸強度大於700MPa。
  17. 如請求項12所述的沃斯田體合金鋼，其中，該沃斯田體合金鋼於700℃的降伏強度介於410至420MPa，極限拉伸強度介於440至449MPa。
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