TWI897360B - 高強度複相鋼材及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明是關於一種高強度複相鋼材及其製造方法，本發明的製造方法係將含有特定比例成分的鋼胚，經具特定條件之冷卻處理製程，而可改變所獲得的鋼材之金相組織。所獲得的鋼材具有特定的抗拉強度和烘烤硬化值。

Description

高強度複相鋼材及其製造方法

本發明是關於一種高強度複相鋼材及其製造方法，且特別是關於一種包含多階段冷卻步驟之製造高強度複相鋼材的方法。

目前已知可以藉由添加鈮(Nb)以達到細化晶粒之效果。詳細來說，鈮會與碳原子和氮原子結合，生成奈米析出物。此奈米析出物會抑制先前沃斯田鐵晶界的移動，使先前沃斯田鐵在軋延過程中無法再結晶成等軸晶，而呈現扁平之軋延晶。在後續鋼材降溫過程中，當沃斯田鐵變態成肥粒鐵時，將因為肥粒鐵成長空間小，而具有細化晶粒之效果，以此藉由粒界強化而提升鋼材強度。

已瞭解到的是，鈮的奈米析出物在降溫過程中，會在沃斯田鐵內析出。當溫度降低，過飽和度上升，析出速度逐漸加快，但溫度降低同時亦會降低原子擴散速度，使析出速度減慢，因此有最佳的析出溫度，稱為曲線鼻端。然而，習知鋼胚的軋延溫度為約800℃至1100℃，其恰 好為鈮的奈米析出物之溫度區間。鈮的奈米析出物會使鋼材強度急遽上升，造成軋延不穩定且使薄板生產困難。

另一方面，習知鋼帶生產以單階段冷卻為主，即以水冷卻至溫度目標後空冷，然而，此冷卻方式所生成的析出物呈現隨機分布，使得不同區域分布的析出物之密度相差大，且不同溫度下析出之析出物的尺寸亦不同，易造成鋼材不均質且強度不足。

因此，亟須提供一種高強度複相鋼材及其製造方法，以解決上述問題。

本發明的鋼胚不包含鈮，所以不會有上述軋延不穩定的問題。本發明改以添加鈦、釩與鉻至鋼胚中，並於製程中生成碳化鈦(TiC)和碳化釩(VC)，以強化所生成的鋼材。

本發明之高強度複相鋼材的製造方法包含具有兩冷卻階段的多階段冷卻步驟，並於此兩個冷卻階段之間進行一段空冷步驟，使得鋼材在空冷階段生成整齊排列的析出物，其對析出強化貢獻較高，可提升鋼材整體強度且會生成等軸之肥粒鐵晶粒，能夠提升鋼材的加工性。

本發明至少一實施例提供一種高強度複相鋼材，以高強度複相鋼材的總重量為100重量百分比計，高強度複相鋼材包含0.03重量百分比至0.12重量百分比的碳、1重量百分比至2重量百分比的錳、0.05重量百分比至0.3 重量百分比的鈦、0.02重量百分比至0.15重量百分比的釩、0.2重量百分比至0.8重量百分比的鉻、0.02重量百分比至0.08重量百分比的鋁、不大於0.03重量百分比的磷、不大於0.01重量百分比的硫、以及其餘量的鐵及不可避免的雜質，其中高強度複相鋼材不包含鈮，高強度複相鋼材的抗拉強度不小於760MPa，且高強度複相鋼材的烘烤硬化值不小於30MPa。

在本發明至少一實施例中，高強度複相鋼材包含肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵與雪明碳鐵。

在本發明至少一實施例中，高強度複相鋼材的降伏強度不小於660MPa。

在本發明至少一實施例中，高強度複相鋼材的擴孔率不小於45%。

在本發明至少一實施例中，高強度複相鋼材的伸長率不小於13%。

本發明至少一實施例提供一種高強度複相鋼材的製造方法，包含以下步驟。首先，提供鋼胚，其中以鋼胚的總重量為100重量百分比計，鋼胚包含0.03重量百分比至0.12重量百分比的碳、1重量百分比至2重量百分比的錳、0.05重量百分比至0.3重量百分比的鈦、0.02重量百分比至0.15重量百分比的釩、0.2重量百分比至0.8重量百分比的鉻、0.02重量百分比至0.08重量百分比的鋁、不大於0.03重量百分比的磷、不大於0.01重量百分比的硫、以及其餘量的鐵及不可避免的雜質，其中鋼胚不 包含鈮。之後，對鋼胚進行加熱步驟。然後，對鋼胚進行熱軋步驟，以獲得熱軋鋼板。接著，對熱軋鋼板進行冷卻步驟，以獲得一卻鋼板，其中冷卻步驟包含(1)以20℃/秒至200℃/秒之冷卻速率，冷卻熱軋鋼板至不低於600℃；(2)空冷熱軋鋼板，其中空冷的空冷時間為2秒至10秒；以及(3)以50℃/秒至200℃/秒之冷卻速率，冷卻熱軋鋼板至盤捲溫度，其中盤捲溫度為400℃至650℃。之後，對冷卻鋼板進行盤捲步驟，以獲得高強度複相鋼材。

在本發明至少一實施例中，在上述冷卻步驟(1)中，其冷卻溫度為600℃至800℃。

在本發明至少一實施例中，上述熱軋鋼板的完軋溫度為800℃至1000℃。

在本發明至少一實施例中，利用上述製造方法所製得之高強度複相鋼材的抗拉強度不小於760MPa，且烘烤硬化值不小於30MPa。

在本發明至少一實施例中，一種藉由上述之高強度複相鋼材的製造方法所製成的高強度複相鋼材，其中高強度複相鋼材包含肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵與雪明碳鐵。

100:製造方法

110,120,130,140,142,144,146,150,160:步驟

為讓本發明之上述和其他目的、特徵、優點與實施例能更明顯易懂，所附圖式之詳細說明如下。

圖1為根據本發明之一些實施例之高強度複相鋼材的 製造方法的流程示意圖。

以下仔細討論本發明實施例之製造和使用。然而，可以理解的是，實施例提供許多可應用的發明概念，其可實施於各式各樣的特定內容中。所討論之特定實施例僅供說明，並非用以限定本發明之範圍。

在本文中，由「一數值至另一數值」表示的範圍，是一種避免在說明書中一一列舉該範圍中的所有數值的概要性表示方式。因此，某一特定數值範圍的記載，涵蓋該數值範圍內的任意數值以及由該數值範圍內的任意數值界定出的較小數值範圍，如同在說明書中明文寫出該任意數值和該較小數值範圍一樣。

本發明的一些實施例中提供一種高強度複相鋼材。以高強度複相鋼材的總重量為100重量百分比計，高強度複相鋼材包含0.03重量百分比至0.12重量百分比的碳、1重量百分比至2重量百分比的錳、0.05重量百分比至0.3重量百分比的鈦、0.02重量百分比至0.15重量百分比的釩、0.2重量百分比至0.8重量百分比的鉻、0.02重量百分比至0.08重量百分比的鋁、不大於0.03重量百分比的磷、不大於0.01重量百分比的硫、以及其餘量的鐵及不可避免的雜質。

上述高強度複相鋼材的降伏強度不小於660MPa、抗拉強度不小於760MPa、伸長率不小於13%、擴孔率不 小於45%，且烘烤硬化值不小於30MPa。在一些實施例中，高強度複相鋼材的降伏強度為700MPa至800MPa，例如750MPa至800MPa。在一些實施例中，高強度複相鋼材的抗拉強度為760MPa至900MPa，例如800MPa至900MPa。在一些實施例中，高強度複相鋼材的烘烤硬化值為40MPa至50MPa。

本發明的高強度複相鋼材之金相組織以肥粒鐵和變韌鐵為主，以及少部分的麻田散鐵與雪明碳鐵。須說明的是，此處的麻田散鐵泛指麻田散鐵-沃斯田鐵共構物(martensite-austenite constituent；M-A)。

值得注意的是，本發明的高強度複相鋼材不包含鈮，因此，不會有鈮的奈米析出物造成軋延不穩定而使薄板生產困難的問題。

碳的添加可使碳原子累積於高密度差排位置，阻礙差排移動，以達到強化效果。碳也可與鈦和釩生成TiC和VC，以強化所生成的鋼材。當前述鋼材中的碳含量少於0.03重量百分比或大於0.12重量百分比時，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

錳的添加可以增加鋼材中變韌鐵的體積分率，也可提升變韌鐵本身的強度，所以可以提升變韌鐵的硬化能。然而，添加錳也會促使硫化錳介在物的生成、或是造成偏析，其皆不利於鋼材的擴孔性。因此，當前述鋼材中的錳含量小於1重量百分比或大於2重量百分比時，無法形成 本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

鈦會與碳生成TiC奈米析出物，TiC可以有效地抑制差排與晶界移動，進而具有強化鋼材效果。當前述鋼材中的鈦含量小於0.05重量百分比或大於0.3重量百分比時，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

釩會與碳生成VC奈米析出物，VC也具有強化鋼材的效果。然而，釩的價格高於鈦，因此仍以鈦做為主要合金添加。但若以鈦-釩複合添加所生成複合型鈦-釩奈米析出物，相較於一般的鈦奈米析出物，複合型鈦-釩奈米析出物在高溫下不易粗化其晶粒尺寸，所以抑制差排移動的效果更加，進而優化析出強化的效果。當前述鋼材中的釩含量小於0.02重量百分比或大於0.15重量百分比時，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

鉻的添加可以增加鋼材中變韌鐵的體積分率，也可提升變韌鐵本身的強度，所以可以提升變韌鐵的硬化能。然而，變韌鐵內部累積大量差排，進而影響鋼材的伸長率。因此，當前述鋼材中的鉻含量小於0.2重量百分比或大於0.8重量百分比時，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

鋁在鋼材中可作為脫氧作用，能夠降低鋼液中的氧 含量，並且提高其韌性和加工性。當鋁含量大於0.02重量百分比時，其脫氧效果較顯著，但當鋁含量大於0.08重量百分比時，將大幅提升煉鋼難度，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

磷的添加雖然對肥粒鐵有固溶強化的效果，但由於磷易偏析於先前沃斯田鐵的晶界，而弱化晶界強度，進而劣化所得到的鋼材之加工性。當前述鋼材中的磷含量大於0.03重量百分比時，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

硫的存在易偏析於先前沃斯田鐵的晶界，而弱化晶界強度，進而劣化所得到的鋼材之加工性。此外，硫也會促進硫化錳的生成，其不利於鋼材的擴孔性。當前述鋼材中的硫含量大於0.01重量百分比時，無法形成本案具有特定降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值的高強度複相鋼材。

請參考圖1，其為根據本發明之一些實施例之高強度複相鋼材的製造方法100的流程示意圖。提供鋼胚，如步驟110所示。以鋼胚的總重量為100重量百分比計，鋼胚包含0.03重量百分比至0.12重量百分比的碳、1重量百分比至2重量百分比的錳、0.05重量百分比至0.3重量百分比的鈦、0.02重量百分比至0.15重量百分比的釩、0.2重量百分比至0.8重量百分比的鉻、0.02重量百分比 至0.08重量百分比的鋁、不大於0.03重量百分比的磷、不大於0.01重量百分比的硫、以及其餘量的鐵及不可避免的雜質。

之後，對鋼胚進行加熱步驟，如步驟120所示。在一些實施例中，鋼胚的加熱溫度為1150℃至1300℃。

然後，對鋼胚進行熱軋步驟，以獲得熱軋鋼板，如步驟130所示。熱軋鋼板的完軋溫度為800℃至1000℃。當完軋溫度介於800℃至1000℃時，後續所製得的鋼材具有特定的降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值。

接著，對熱軋鋼板進行冷卻步驟，以獲得冷卻鋼板，如步驟140所示。冷卻步驟包含(1)以20℃/秒至200℃/秒之冷卻速率，先冷卻熱軋鋼板至不低於600，如步驟142所示；(2)然後，空冷熱軋鋼板，空冷時間為2秒至10秒，如步驟144所示；以及(3)接著，以50℃/秒至200℃/秒之冷卻速率，冷卻熱軋鋼板至盤捲溫度，如步驟146所示。

上述之第(1)階段可先將熱軋鋼板冷卻降溫(例如水冷)至肥粒鐵相區溫度範圍。在一些實施例中，熱軋鋼板可水冷降溫至600℃至800℃。在一些實施例中，第(1)階段的冷卻速率較佳為20℃/秒至200℃/秒，且更佳為40℃/秒至185℃/秒。當第(1)階段的冷卻速率小於20℃/秒時，會使肥粒鐵的晶粒粗化，從而影響後續所得 的鋼材之韌性。當第(1)階段的冷卻速率大於200℃/秒時，會使肥粒鐵的晶粒呈不規則形，從而影響後續所得的鋼材之韌性。

上述之第(2)階段可例如係將熱軋鋼板空冷至600℃至800℃。當空冷溫度介於600℃至800℃時，可以生成一定比例的TiC和VC，並生成特定尺寸的肥粒鐵晶粒。此外，當上述第(2)階段的空冷溫度在600℃至800℃區間時，會生成細密且整齊的TiC和VC，當析出物越多則強度越高，但過多之析出物會使所得的鋼材之強度過高。因此，當空冷溫度較佳控制在600℃至800℃之間時，所製得的鋼材具有特定的降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值。

當上述第(2)階段的空冷時間為小於2秒時，無足夠時間可以生成肥粒鐵，將造成伸長率不足。當上述第(2)階段的空冷時間為大於10秒時，將使沃斯田鐵生成過多肥粒鐵，並生成過多TiC和VC，使鋼材中的固溶碳被過度消耗，造成烘烤硬化值不足。

進行上述之第(3)階段時，較快的冷卻速率有助於生成變韌鐵與TiC析出物於鋼板中。在一些具體例中，第(3)階段可為水冷階段。在一些實施例中，第(3)階段的冷卻速率較佳為50℃/秒至200℃/秒，且更佳為80℃/秒至200℃/秒。由於變韌鐵的生成機制為非擴散形相變態，因此需以高冷速(例如，50℃/秒至200℃/秒)促進其相變。當冷卻速率小於50℃/秒或大於200℃/秒時，無法 獲得具有特定的降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值之鋼材。

在上述冷卻步驟140之後，對冷卻鋼板進行盤捲步驟，如步驟150所示。在一些實施例中，上述第(3)階段中的盤捲溫度為400℃至650℃。當盤捲溫度低於400℃時，會產生過少的TiC。當盤捲溫度大於650℃時，將抑制變韌鐵的生成。詳細來說，當鋼捲上有足夠溫度時，足以提供原子快速擴散，可使析出物持續析出，同時生成足夠的變韌鐵，使得後續所得的鋼材具有特定的降伏強度與抗拉強度。

之後，獲得高強度複相鋼材，如步驟160所示。利用上述製造方法100所製得之高強度複相鋼材的降伏強度不小於660MPa、抗拉強度不小於760MPa、伸長率不小於13%、擴孔率不小於45%，且烘烤硬化值不小於30MPa。

以下利用實驗例以說明本發明之應用，然其並非用以限定本發明，任何熟習此技藝者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾。

實驗例

首先，加熱上述具有特定組成的鋼胚。然後，對鋼胚進行熱軋步驟，以獲得熱軋鋼板，其中完軋溫度為940℃。接著，對熱軋鋼板進行冷卻步驟，以獲得冷卻鋼板，其中冷卻步驟包含(1)以20℃/秒至200℃/秒之冷卻速率，先冷卻熱軋鋼板至不低於600℃；(2)然後，空冷熱軋鋼板， 空冷的空冷時間為2秒至10秒，空冷溫度為700℃；以及(3)接著，以50℃/秒至200℃/秒之冷卻速率，冷卻熱軋鋼板至盤捲溫度。之後，對冷卻鋼板進行盤捲步驟，以獲得鋼材，其中盤捲溫度為550℃。

所製得的鋼材分別以下述之評價方式來量測鋼材的降伏強度(yield stress；YS)、抗拉強度(tensile stress；TS)、伸長率(elongation；EL)、擴孔率(hole expansion；HE)以及烘烤硬化值(bake hardness；BH)。其結果分別如表1所示。

比較例1至比較例3

比較例1至比較例3係使用與實驗例相似的方式進行。不同的是，比較例1為單階段冷卻，其冷卻速率為82℃/秒，冷卻溫度為553℃。比較例2之空冷溫度為807℃。比較例3之盤捲溫度為369℃。除上述特定揭露的製程參數，比較例1至比較例3中的其他製程參數在本發明的製程的特定參數中。比較例1至比較例3之具體參數條件及其評價結果分別如表1所示。

表1

評價方式

利用習知之儀器及方法量測鋼材的降伏強度、抗拉強度、伸長率、擴孔率以及烘烤硬化值，其評價結果如表1所示。

1.降伏強度(YS)

本發明此處所稱之降伏強度係依據標準方法JIS Z2241進行試驗，以測量實驗例及比較例1至比較例3之鋼材的降伏強度，單位為MPa。表1顯示實驗例的降伏強度分別為790MPa和798MPa，而比較例1至比較例3的降伏強度都小於或等於760MPa。

2.抗拉強度(TS)

本發明此處所稱之抗拉強度係依據標準方法JIS Z2241進行試驗，以測量實驗例及比較例1至比較例3之鋼材的抗拉強度，單位為MPa。表1顯示實驗例的抗拉強度分別為832MPa和847MPa，而比較例1至比較例3 的抗拉強度都小於或等於800MPa。

3.伸長率(EL)

本發明此處所稱之伸長率係依據標準方法JIS Z2241進行試驗，以測量實驗例及比較例1至比較例3之鋼材的伸長率。表1顯示實驗例的伸長率分別為16.1%和17.1%，比較例1至比較例3的伸長率介於16.2%至20.2%之間。

4.擴孔率(HE)

本發明此處所稱之擴孔率係依據標準方法JFS T 1001進行試驗，以測量實驗例及比較例1至比較例3之鋼材的擴孔率。表1顯示實驗例的擴孔率分別為66%和74%，比較例1至比較例3的擴孔率介於28%至71%之間。

5.烘烤硬化值(BH)

本發明此處所稱之烘烤硬化值係依據標準方法JIS Z2241進行試驗，以測量實驗例及比較例1至比較例3之鋼材的烘烤硬化值，單位為MPa。表1顯示實驗例的烘烤硬化值分別為51MPa和46MPa，比較例1至比較例3的烘烤硬化值介於28.4MPa至85.5MPa之間。

由於比較例1採用單階段冷卻，其因析出物密度不均，所以容易造成強度不均。由於比較例2的空冷溫度不在600℃至800℃區間，因此產生過少的TiC，使得鋼材強度不足。由於比較例3的盤捲溫度不在400℃至650℃區間，因此產生過少的TiC，使得鋼材強度不足。

本發明的高強度複相鋼材包含特定比例成分，且不包含鈮，因此不會有軋延不穩定的問題。本發明之高強度複相鋼材的製造方法利用特定製程參數之兩階段冷卻步驟，並於兩階段冷卻步驟之間保持有一段空冷步驟，使得在空冷階段生成整齊排列的TiC和VC析出物，可提升鋼材整體強度且會生成等軸之肥粒鐵晶粒，能夠提升鋼材的加工性。

可理解的是，本發明雖以特定製造方法及特定評價方式作為例示，說明本發明之高強度複相鋼材及其製造方法，惟本發明所屬技術領域中任何具有通常知識者可知，本發明並不限於此，在不脫離本發明之精神和範圍內，本發明亦可使用其他製造方法或其他評價方式進行。

雖然本發明已以實施方式揭露如上，然其並非用以限定本發明，在本發明所屬技術領域中任何具有通常知識者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾，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。

100:製造方法

110,120,130,140,142,144,146,150,160:步驟

Claims (9)

1. 一種高強度複相鋼材，以該高強度複相鋼材的總重量為100重量百分比計，包含： 0.03重量百分比至0.12重量百分比的碳； 1重量百分比至2重量百分比的錳； 0.05重量百分比至0.3重量百分比的鈦； 0.02重量百分比至0.15重量百分比的釩； 0.2重量百分比至0.8重量百分比的鉻； 0.02重量百分比至0.08重量百分比的鋁； 不大於0.03重量百分比的磷； 不大於0.01重量百分比的硫；以及 其餘量的鐵及不可避免的雜質，其中該高強度複相鋼材不包含鈮，該高強度複相鋼材的一抗拉強度不小於760MPa，且該高強度複相鋼材的一烘烤硬化值不小於30MPa，其中該高強度複相鋼材的一擴孔率不小於45%，該擴孔率係依據標準方法JFS T 1001進行試驗。
2. 如請求項1所述之高強度複相鋼材，其中該高強度複相鋼材包含肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵與雪明碳鐵。
3. 如請求項1所述之高強度複相鋼材，其中該高強度複相鋼材的一降伏強度不小於660MPa。
4. 如請求項1所述之高強度複相鋼材，其中該高強度複相鋼材的一伸長率不小於13%。
5. 一種高強度複相鋼材的製造方法，包含： 提供一鋼胚，其中以該鋼胚的總重量為100重量百分比計，該鋼胚包含： 0.03重量百分比至0.12重量百分比的碳； 1重量百分比至2重量百分比的錳； 0.05重量百分比至0.3重量百分比的鈦； 0.02重量百分比至0.15重量百分比的釩； 0.2重量百分比至0.8重量百分比的鉻； 0.02重量百分比至0.08重量百分比的鋁； 不大於0.03重量百分比的磷； 不大於0.01重量百分比的硫；以及 其餘量的鐵及不可避免的雜質，其中該鋼胚不包含鈮； 對該鋼胚進行一加熱步驟； 於該加熱步驟後，對該鋼胚進行一熱軋步驟，以獲得一熱軋鋼板； 對該熱軋鋼板進行一冷卻步驟，以獲得一冷卻鋼板，其中該冷卻步驟包含： 以20 ^oC/秒至200 ^oC/秒之一冷卻速率，冷卻該熱軋鋼板至不低於600 ^oC； 在冷卻該熱軋鋼板至不低於600 ^oC之後，空冷該熱軋鋼板，其中該空冷的一空冷時間為2秒至10秒；以及 在空冷該熱軋鋼板之後，以50 ^oC/秒至200 ^oC/秒之一冷卻速率，冷卻該熱軋鋼板至一盤捲溫度，其中該盤捲溫度為400 ^oC至650 ^oC；以及 對該冷卻鋼板進行一盤捲步驟，以獲得該高強度複相鋼材，其中該高強度複相鋼材的一擴孔率不小於45%，該擴孔率係依據標準方法JFS T 1001進行試驗。
6. 如請求項5所述之高強度複相鋼材的製造方法，其中在以20 ^oC/秒至200 ^oC/秒之該冷卻速率，冷卻該熱軋鋼板至不低於600 ^oC的步驟中，該熱軋鋼板係冷卻至600 ^oC至800 ^oC。
7. 如請求項5所述之高強度複相鋼材的製造方法，其中該熱軋鋼板的一完軋溫度為800 ^oC至1000 ^oC。
8. 如請求項5所述之高強度複相鋼材的製造方法，其中該高強度複相鋼材的一抗拉強度不小於760MPa，且該高強度複相鋼材的一烘烤硬化值不小於30MPa。
9. 一種高強度複相鋼材，藉由如請求項5至請求項8中之任一項所述之高強度複相鋼材的製造方法所製成，其中該高強度複相鋼材包含肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵與雪明碳鐵。