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

【現(xiàn)有技術】

近年來因為應節(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，卻又不能犧牲車體的安全性，因此，車用鋼板的強度必須予以提升。而在提升車用鋼板強度的同時，亦不能犧牲鋼板的延展性，故有必要開發(fā)出高強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）高強度車用鋼板鋼材（advanced high strength steel, AHSS）。第一代高強度車用鋼板鋼材主要是指相變誘導塑性鋼（TRIP-assisted steels），其拉伸強度約在600至1000 MPa之間，而延伸率則在20至40%之間，強塑積（即拉伸強度與延伸率的乘積）小于20 GPa%。由于相變誘導塑性鋼的拉伸強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度車用鋼板鋼材的開發(fā)。

第二代高強度車用鋼板鋼材主要是指孿晶誘導塑性鋼（TWIP steels），屬于高錳合金鋼，其錳含量約在20-30wt%之間。孿晶誘導塑性鋼有極佳的強度，其拉伸強度約在600至1100 MPa之間，而延伸率可維持在60至95%之間，以致強塑積可高達60 GPa%。雖然孿晶誘導塑性鋼已發(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。

由于第一代高強度車用鋼板鋼材的強塑積過低無法滿足車用鋼板性質(zhì)需求及第二代高強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)向第三代高強度車用鋼板鋼材的開發(fā)。

參閱圖1，其為顯示第三代高強度車用鋼板鋼材的性質(zhì)目標區(qū)坐標范圍圖。如圖1所示，第三代高強度車用鋼板鋼材的強塑積約在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如何設計才能使鋼材達到目標強塑積，是目前汽車工業(yè)界相當重要的課題。

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

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明提供一種高強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，以制得具復相顯微組織的高強度鋼材。

本發(fā)明的退火工藝方法可制作出拉伸強度815 MPa、延伸率26%及強塑積為21.2 GPa%的高強度鋼材，其鋼材的性質(zhì)符合第三代高強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)明的技術手段，而可依照說明書的內(nèi)容予以實施，并且為了讓本發(fā)明所述目的、特征和優(yōu)點能夠更明顯易懂，以下特舉較佳實施例，并配合附圖，詳細說明如下。

【圖式簡單說明】

圖1顯示第三代高強度車用鋼板鋼材的性質(zhì)目標區(qū)坐標范圍圖；

圖2顯示本發(fā)明高強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，開始形成奧氏體的溫度)及Ac3(亞共析鋼加熱時，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)明鋼材的二個階段的溫度-時間-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)坐標范圍圖。

【實施方式】

圖2顯示本發(fā)明高強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，進而增加鋼材的延展性，同時固溶強化提高鋼材強度；0.1-0.2wt%的鈦可生成界面納米析出碳鈦化物，以強化鋼材，或者，在另一實施例中，可以釩、鈮、鉬或鎢來置換鈦。

另外，在此步驟中，可熱軋或冷軋該合金鋼材，以形成軋延板材。

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。在本實施例中，奧氏體生成溫度為800至1100℃，而恒溫時間為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，以制得具復相顯微組織的高強度鋼材。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。

以下列實例來詳細說明本發(fā)明，但并不表示本發(fā)明僅局限于這些實例所揭示的內(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，開始形成奧氏體的溫度)及Ac3(亞共析鋼加熱時，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)明鋼材的二個階段的溫度-時間-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)的時間越長，因此，可于鐵素體生成期間同時析出界面納米析出物的強化效果。

參閱圖5，其為顯示發(fā)明例的退火工藝溫度-時間曲線圖。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相相變強化，以及殘留奧氏體于材料塑性變形時相變態(tài)成新生馬氏體，進而應力誘導相變態(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化鐵素體，進而提升鋼材的拉伸強度至815 MPa。此外，其強塑積可達21.2 GPa%。

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

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

【符號說明】

Ac1 過共析鋼加熱時，開始形成奧氏體的溫度

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

S21~S25 步驟