－45－鑛冶 53/4

奈米級析出物強化熱軋汽車用鋼開發The Development of Nano-Precipitation Strengthened Hot-Rolled Automobile Steels

黃 慶 淵1 ■ 顏 鴻 威2 ■ 潘 永 村1 ■ 楊 哲 人2

C.Y. Huang, H.W. Yen, Y. T. Pan, J.R. Yang

為了節省能源消耗與兼顧乘車安全

性，汽車用鋼材使用的強度等級愈來愈

高。過去高強度鋼通常採用麻田散鐵或

變韌鐵為主要顯微組織的相變態強化設

計，然而此類鋼材加工成形性不夠好。

為了得到優良強度與加工性組合，本研

究採用高鈦(>0.08wt%)複合添加釩之合金設計配合熱軋軋延參數之精緻控制，

利用肥粒鐵晶粒細化及奈米析出複合強

化機構來產製高強度熱軋汽車用鋼。其

冶金機制是利用高溫時非常穩定之TiN來抑制熱軋製程再加熱時沃斯田鐵晶粒

成長，並於熱軋製程上控制完軋溫度盡

可能接近Ar3來大幅增加肥粒鐵成核位置，配合採用快速冷卻模式來防止於高

溫產生肥粒鐵相變化，以避免肥粒鐵晶

粒粗化。另外再藉由熱軋盤捲溫度的適

當控制，使奈米尺寸的(Ti,V)C界面析出物(<10nm)持續於肥粒鐵相變化過程中析出，而得到大量均勻散布於肥粒鐵

晶粒中之析出物，充分發揮良好的析出

強化效果。本研究藉由微米級(<3μm)細晶肥粒鐵中奈米級析出物之大量產

生，使得熱軋後之鋼材不需再經過任

何熱處理，其抗拉強度可以穩定達到

>780MPa的超高強度，而且伸長率還可達到18%的水準。此鋼材超高強度與良好加工成形性，已經被廣泛應用於卡車

大樑及汽車之防撞鋼樑、安全汽囊零件

等汽車部件上。

To save the energy and increase the passenger safety, the required strength level of automobile steels has become higher and higher. Traditionally, the microstructure of the high strength steels is mainly composed of martensite or bainite for getting the transformation strengthening effect, but these steels usually exhibit poor formability. To reach the demand of high strength and formability balance, the steels with composition of high Ti content (>0.08wt%) and minor V addition undergoing careful control of hot rolling parameters are used to get the grain refinement and nano-precipitation coupled strengthening mechanisms for the production of high strength automobile steel. The stable TiN precipitates inhibit the grain growth during reheating treatment. In addition, the proper control of the finish rolling temperature nearby the Ar3 temperature promotes a lot of ferrite nucleation sites on the prior austenite grain boundaries. During the subsequent cooling stage, fast cooling is applied to further prevent the occurrence of ferrite transformation and corresponding coarsening of ferrite grain size. Additionally, by controlling the coiling temperature of the strip, lots of nano-sized (<10 nm) (Ti,V)C interface precipitates are consecutively appeared during the slow cooling period. The ultra fine grained refinement and nano-precipitation technologies ensure the strength of steel higher than 780 MPa, and the elongation of the steel better than 18%, sparing the common strengthening by heat treatment. This steel has been applied in several parts of automobile, such as truck frame, door impact beam, and container of safety steam capsule etc.

壹、前　言

隨著地球暖化問題日益嚴重，降低車體重量以減少汽車行駛當中的二氧化碳排放，已經是

刻不容緩的核心議題。汽車車體重量約有 70% 為鋼鐵材料所構成，所以高強度汽車用鋼的開發與運用是降低車體重量最有效的方法，同時也已被證實對汽車之節能減碳有相當之助

1. 中國鋼鐵股份有限公司鋼鐵鋁品研究發展處2. 國立台灣大學材料科學與工程學研究所

－46－ 九十八年十二月

益。由於汽車用鋼材在使用的過程中，均可能比一般高強度鋼材經過更繁複的成形加工，因此

汽車用鋼除了強度的要求外，其加工性要求亦較嚴格，所以高強度汽車用鋼材在開發的過程

中，均將比其他高強度鋼材面臨更大的挑戰，全球各大先進鋼廠也均將熱軋汽車用鋼產品之可

生產等級，做為評鑑各鋼廠技術能力的重要指標。過去國內超過 60 公斤級以上的熱軋汽車用鋼均由國外進口，包括 HT620(SAE J1392 080XLF, SAE J2340 080XF, ASTM1011/1018 Gr.80)、HT690 與 HT780(JSH780) 三種等級之鋼材，其中 HT780 只有極少數先進鋼廠具備生產能力，而且日本對於 780MPa 等級鋼片的出口有所管制，國內汽車零組件加工業者往往因無法取得原料而失去訂單。因此為了因應國內汽車工業需求，提升國內業者在國際市場之競爭力，本研究

將投入開發 HT620、HT690 與 HT780 三種強度等級高於 60 公斤之熱軋汽車用鋼，此三種等級熱軋鋼材之機械性質要求如表-1 所示。

表-1　開發鋼材之機械性質要求

熱軋產品 YS(MPa) TS (MPa) EL(%)

HT620 550min 620 min 18min

HT690 550min 690min 16min

HT780 675min 780min 15min

過去一般鋼材在抗拉強度超過600MPa以上時，所採用的強化機構是相變態強化，如圖-1所示[1]，也就是控制鋼材內顯微組織為變韌鐵或麻田散鐵，藉由這些組織相變化時所產生的大量

差排，以達到強化鋼材的目的。不過以變韌鐵或麻田散鐵為基地的鋼材，其拉伸的伸長率低，

因此加工成形性不佳，所以並不適合做為需加工成形的汽車用鋼。具備較良好加工成形性的熱

軋鋼材，則均以肥粒鐵為主要組織，過去國內所能生產之可加工成形熱軋汽車用鋼強度等級最

高的是SPFH590 (抗拉強度590MPa)，其所採用的主要強化方法是藉由添加鈮所產生的肥粒鐵晶粒細化與碳化鈮析出強化。不過此種標榜晶粒細化與析出強化的熱軋鋼材，若嚴謹地探討鋼材

中顯微組織與其機械性質之對應關係時，可發現析出強化對其強度貢獻是微乎其微，因為其內

部的 NbCN 尺寸大多大於 20nm，而且數量相當稀少。此種型態的 NbCN 是於高溫的沃斯田鐵相就已經析出，其在鋼材中的主要作用是延遲軋延時的再結晶[2,3]，以得到未再結晶之扁平沃斯

田鐵晶粒，使隨後相變化能得到細晶肥粒鐵，所以添加鈮的 SPFH590，其主要的強化均是來自於晶粒細化。所謂晶粒細化強化指的是利用晶

界來阻止差排移動達到強化的目的，所以晶粒

尺寸愈小，晶界數目愈多，阻止差排移動的效

果愈好。根據 Hall-Petch 方程式：σy σi kyd½

其中 d 為平均晶粒直徑，σy 為其降伏強度，σi 為差排在晶粒內滑移的晶粒內磨耗力以及 ky 為材料之正比常數。材料之強度隨晶粒尺寸降低而提高。晶粒細化之強化機構過去已

經廣泛應用於鋼鐵工業，對現有的製程設備而 圖-1　各強化機構對合金鋼強度貢獻值示意圖

－47－鑛冶 53/4

言，肥粒鐵鋼材的晶粒細化強化機構應用幾乎

已經接近極限，很難再藉由晶粒細化再大幅提

升鋼材強度。相對而言，析出強化則還有很大

發展空間，所以肥粒鐵晶粒細化再加上析出強

化效用的發揮，是超高強度熱軋汽車用鋼發展

的重要方向。

根據Orowan-Ashby析出強化機構[4,5]，析

出強化的效果主要是受析出物尺寸與析出物的

體積分率所影響，析出物的尺寸愈小與析出體

積分率愈高，則其強化效果愈好，當添加適當

的合金產生一定的體積分率的析出物時，如果

析出物的尺寸是奈米級 (<10nm)，則其所貢獻的強化效果可超過 200MPa，如圖-2 所示[5]。鋼材中要產生大量具備強化效果

的奈米級析出物，這些析出物必須是在

沃斯田鐵相變化到肥粒鐵過程中或者是

在更低溫肥粒鐵中生成，1970 年代著名的冶金學者 Honeycombe 所提出的界面析出（Interphase Precipitation）[6-8] 是目前最具有析出強化效率的方法，如

圖-3 所示。由於過去受觀察設備限制與分析方法未完整建立，對於奈米級界

面析出物之特性與析出行為仍未完全釐

清，所以一般認為奈米級界面析出物只

能在恆溫相變化中產生[9,10]。因為過去

所了解的奈米級界面析出物產生的模式

與一般鋼材量產製程的連續冷卻是無

法符合，因此即使奈米級界面析出物

在 1970 年代就已經被發現，不過直到上個世紀結束，此種具備相當良好強化

效果的機構，都僅止於實驗室的研究，

而無法落實到大量生產之鋼材上。不

過，由於界面析出可以貢獻相當好的強

化效果，所以將其落實到大量生產鋼材

上的努力，一直沒有間斷過，也是許

多鋼鐵研究人員長久以來追求的終極 目標。

圖-3　 界面析出物產生之示意圖 (a)相變化時界面析出物形成示意圖 (b)相變化時界面處碳含量變化與析出之示意圖

圖-2　 Ashby-Orowan 析出強化理論計算之析出強化效果[5]

C

C

C -C -

C

C

C -precipitate

driving force

b.

a.

C

C

C -

C

C

C -C -

C

C

C -precipitate

C -

C

C

C -precipitate

driving force

b.

a.

圖-4　熱軋流程示意圖

C

C

C -C -

C

C

C -precipitate

driving force

b.

a.

C

C

C -

C

C

C -C -

C

C

C -precipitate

C -

C

C

C -precipitate

driving force

b.

a.

－48－ 九十八年十二月

綜合以上所述，先進的超高強度熱軋汽車用鋼的顯微組織必須以細晶肥粒鐵為基地，並

且避免變韌鐵的生成，在肥粒鐵中必須存在大量的奈米析出物，如此的組織才可具備超高強

度與良好成形性。不過這些優良的組織要在熱軋製程中產生，是一個相當嚴厲的挑戰，因為

熱軋生產線是一條連續式製程產線，如圖-4 所示，250 ㎜ 厚的鋼胚從出加熱爐經軋延至所設定之厚度並且盤捲成鋼捲，整個熱軋製程全程約耗時 2.5~3 分鐘，在如此的短暫時間中除了必須精確的控制產品的尺寸精度外，另外為了產生細晶肥粒鐵與奈米析出物的冶金效應也都必

須同時完成。為了使這些優良的組織在熱軋製程中於鋼帶內產生，因此本研究將藉由實驗室

分析設備釐清奈米級界面析出物之結構與析出行為特性，並進而建立超高強度奈米析出強化

熱軋汽車用鋼的量產技術，使國內生產的熱軋汽車用鋼等級由 590MPa (SPFH590) 大幅推升至 780MPa。

貳、研究方法

常見界面析出物有 TiC、NbC 與 VC 三種，此三種碳化物均為 NaCl 結構，而且這些析出物之晶格常數均介於 0.4~0.5nm[11,12]，遠大於肥粒鐵的 0.28664nm，因此析出物與肥粒鐵界面具備不整合性 (incoherent)，所以這三種析出物對於鋼材均可以達到 Orowan-Ashby 機構的析出強化效果，不過此三種碳化物中 VC 析出物的尺寸較大，強化效果比較差，而 NbC 很容易在沃斯田鐵就已經析出，而使界面析出物析出量降低，而且所添加的 Nb 也會提高變韌鐵硬化能[9]，而促進鋼材中變韌鐵之生成，使得鋼材的伸長率降低。基於 TiC 的析出溫度與肥粒鐵相變化溫度接近[13]，所以本研究之合金設計主要是採用可產生 TiC 析出的高 Ti(>0.08%) 合金組成，另外為了探討複合成份碳出物 (Ti,X)C 的產生，是否可使奈米級析出物更加穩定，避免鋼捲盤捲後因緩冷而使析出物產生 Ostwald Ripening 粗化效應，所以在合金中分別再添加入微量的 Nb、Mo 或 V。本開發案所研究之主要合金組成範圍為 (重量百分比)：0.06~0.15%C、1.5%Mn、0.01%P、0.003%S、0.04~0.18%Ti，另外再分別複合添加 0~0.05%Nb、0~0.06%V 或 0~0.3%Mo。各合金組成分別在實驗工廠以真空熔煉並澆鑄成 160x160x600mm 鋼胚。鋼胚熔煉後於實驗工廠模擬熱軋成薄片後，於實驗室進行各項測試與分析，各項實驗方法說明 如下：

(1)鋼胚模擬熱軋：熔煉之鋼胚在實驗工廠以四重式軋機模擬現場熱軋製程軋成 5.4mm 厚的熱軋鋼片，所採用的模擬熱軋製程為鋼胚再加熱至 1150℃ 停留 1.5 小時後出爐反覆軋延，完軋溫度控制在 850℃。完軋後試片噴水冷卻至盤捲溫度 (550℃)，噴水後分切試片成兩片，其中一片置入 550℃ 的加熱爐進行慢速冷卻 (爐冷)，以模擬盤捲效應。另一片噴水後鋼片(550℃) 空冷至常溫，以作為動態熱機模擬試驗之素材 (如下所述)。模擬熱軋後之鋼片分別進行機械性質量測與顯微組織分析。

(2)相變化行為研究：本研究將利用膨脹儀 (Theta Dilatronic III) 對各不同合金組成進行不同的恆溫相變化與連續冷卻相變化試驗，試片是取模擬熱軋鋼帶 (爐冷試片) 做為原材料，試片先於 1200℃的通保護氣氛加熱爐中，持溫 2 小時以進行均質化處理，均質化熱處理後之試片再經加工成直徑 3㎜長 6㎜之膨脹儀試片，試片置於膨脹儀中進行恆溫與連續冷卻相變化實驗，試驗流程說明如下：

－49－鑛冶 53/4

(a) 恆溫相變化：如圖-5(a) 所示，沃斯田鐵化溫度為 1200℃ 持溫三分鐘後快速冷卻至800~400℃之溫度區間進行恆溫相變化處理，恆溫時間 10~30 分鐘。恆溫熱處理後分別分析膨脹曲線與顯微組織。

(b)連續冷卻相變化：如圖-5(b) 所示，試棒先升溫至 1200℃ 持溫 3 分鐘後急冷 (>100℃/s) 至常溫，此流程之目的是要將試片已存在之析出物固溶，同時藉由多一次熱循環增加

相變化次數以細化晶粒。急冷後試棒再升溫至 1050℃ 持溫 3 分鐘後，以 15℃/s 冷卻至 900℃ 並於此溫度施加 40%(2.4㎜) 的壓縮變形以模擬熱軋的應變效應，變形後之試片分別以不同之冷速 (0.5~50℃/s) 冷卻至常溫。

(3)析出物析出溫度試驗：本試驗在動

態熱機模擬儀（DSI Gleeble 1500）中進行。先取模擬熱軋後空冷之 5.4㎜ 厚熱軋鋼片，如圖-6 所示，熱軋後空冷之試片因高溫停留時間短，

所以其內部析出物還未完全析出，

熱軋後試片加工成 250x30x5.4mm 之 Gleeble 試片，於 Gleeble 中再升溫至 500~700℃之溫度區間進行恆溫 30 分鐘之熱處理，熱處理後之試片再進行拉伸試驗以量測其機性。

(4)顯微組織分析：本研究將利用光學顯微鏡 (OM)，掃描式電子顯微鏡 (SEM,JEOL JSE 6300+Oxford EDS)，穿透式電子顯微鏡（TEM，JOEL JCM100CX II 與FEI Tecnai 30F 300kV FEG TEM）進行顯微組織分析，OM 與 SEM 觀察之試片先進行金相研磨拋光後，並以 3% Nital 腐蝕，而 TEM 主要是針對析出物的種類、形態與分布進行觀察，TEM 試片是以 twin jet polish 進行試片之電解拋光，其腐蝕液為 5% 過氯酸 20%甘油 75% 無水酒精。

(5)機械性質量測：本研究機性量測主要是量測拉伸強度與微硬度。拉伸試驗（M T S -810(500KN)）分別量測鋼片之降伏強度、抗拉強度與伸長率，伸長率的標距長度(gauge length)是 50mm。微硬度量測（Matsuzawa MXT500）所用之荷重是 200g。

圖-5　 膨脹儀實驗之熱處理示意圖(a)恆溫相變化 (b)連續冷卻相變化

a1200 ,3min

800~400 ,30min

a1200 ,3min

800~400 ,30min

1200 ,3min1050 ,3min

900 ,def40%

0.5~50 /s

b1200 ,3min1050 ,3min

900 ,def40%

0.5~50 /s

b

Sheet spacing

Inter-ParticleSpacing,L1

Terrace Plane{h,k,l}

Zone axis[u,v,w,]

L2

100nm> (<10nm)

Sheet spacing

Inter-ParticleSpacing,L1

(a) (b)a1200 ,3min

800~400 ,30min

a1200 ,3min

800~400 ,30min

1200 ,3min1050 ,3min

900 ,def40%

0.5~50 /s

b1200 ,3min1050 ,3min

900 ,def40%

0.5~50 /s

b

Sheet spacing

Inter-ParticleSpacing,L1

Terrace Plane{h,k,l}

Zone axis[u,v,w,]

L2

100nm> (<10nm)

Sheet spacing

Inter-ParticleSpacing,L1

圖-6　Gleeble 恆溫熱處理流程示意圖

－50－ 九十八年十二月

參、結果與討論

1. 奈米級界面析出物的觀察方法建立：

鋼材中添加合金元素會產生界面析出

物的現象在 1970 年代就已經被發現，不過此機構一直無法落實於生產線上的鋼

品，其原因和析出物觀察與分析不易有很

大關聯。觀察析出物的最佳工具是穿透式

電子顯微鏡 (TEM)，不過當析出物的尺寸達到奈米級時，傳統的穿透式電子顯微鏡

在析出物的分析上也面臨相當的困難，尤

其奈米級析出物的尺寸（<10nm）遠小於穿透式電子顯微鏡試片的厚度（>100nm）時，往往必須將析出物所存在的肥粒鐵晶

格旋轉到特殊角度，才能觀察到奈米級界

面析出物的層狀排列整齊影像，所以在界

面析出物的研究上，必須先建立正確的觀

察方法，否則很容易得到錯誤的訊息而

造成誤判。如圖-7 所示，在 TEM 中不同晶格軸（Zone axis）觀察界面析出物會顯現不同的影像，假設 TEM 電子束的軸是 [u,v,w]，而界面析出物所在的晶格平面（Terrace plane）是 {h,k.l}，當 hukvlw0 時，可以觀察到層狀排列整齊之界面析出物，hukvlw≠0 時，尺寸太小的析出物影像會消失，僅留下尺寸較大排列無序之析出物影像，實際界面析出物觀察之影像變

化如圖-8所示。經由正確而有效之觀察方式，才能正確判斷界面析出物之產生機構。

2. 界面析出強化理論值計算：

由於界面析出物之影像會隨觀察角度不同而產生變化，所以在析出物強化效果之計算上，

有關析出物之間距的量測必須特別小心，否則會得到錯誤的結果。在析出強化的機制中，硬顆

粒(析出物)與差排之交互作用必須用 Orowan 理論來解釋，即滑移中的差排接觸碳化物時，因為碳化物之阻礙力會先使差排產生弓狀形貌 (bowing effect)，當應力逐漸增大，最後差排將通過碳化物並留下一差排環在碳化物周圍。另外 Ashby 考慮實際析出物之分佈以及顆粒尺寸，而提出析出強化強度可以用 Orowan-Ashby 方程式來評估[5,14]：

1/ 2

1/ 20.504 ln2.45

(1 2 )pre

Gbf DbfD

其中 f 為顆粒於肥粒鐵基地中之體積分率，而 D 為高解析電鏡下量得之平均顆粒尺寸，b 為差排之 Burgers vector 長度，G 為材料之shear modulus。顆粒體積分率之評估則利用電子顯微鏡所量得之界面析出物顆粒間距 (Inter-particle spacing) 與界面析出物層間距 (Sheet spacing)、以及平均碳化物顆粒尺寸做評估，sheet spacing 與 inter-particle spacing 之決定，必須先將試片旋轉到 hukvlw0 的方位，其中 sheet spacing 可以直接在 TEM 影像上量測，然而 inter-particle

a1200 ,3min

800~400 ,30min

a1200 ,3min

800~400 ,30min

1200 ,3min1050 ,3min

900 ,def40%

0.5~50 /s

b1200 ,3min1050 ,3min

900 ,def40%

0.5~50 /s

b

Sheet spacing

Inter-ParticleSpacing,L1

Terrace Plane{h,k,l}

Zone axis[u,v,w,]

L2

100nm> (<10nm)

Sheet spacing

Inter-ParticleSpacing,L1

圖-7　 界面奈米析出物以 TEM 觀察之示意圖，試片旋轉到特殊角度 (hukvlw0) 可以觀察到層狀排列析出物，而試片某些角度 (hukv

lw≠0)，尺寸太小的析出物影像會消失，僅留下尺寸較大排列無序之析出物影像

－51－鑛冶 53/4

spacing 之決定須特別小心，如圖-7 所示，若直接於 TEM 影像上量測，則所得到之值如圖-7 中之 L2，其值將遠低於實際 inter-particle spacing-L1，因為 TEM 上之影像是由空間中許多層析出物投影而成。本研究開發出 inter-particle spacing-L1 的估算方法，詳述於文獻[15]，此方法是在 TEM 中先估算試片薄區之厚度，並且假設碳化物在界面上（如圖-7 中的 Terrace Plane）之析出分佈是均勻的，則 inter-particle spacing, L1 可以估算為：

L1 (Lt/n)1/2

t 是試片厚度，n 是 TEM 影像上界面析出平面 (Terrace Plane) 上單位長度 L 中所存在析出物個數，n 可以直接由 TEM 影像上求得。如圖-9 所示，為 0.06C-0.09Ti 合金組成於 680℃恆溫所產生之界面析出物，經量測 sheet spacing 與 inter-particle spacing 分別為 28.3nm 與 44.8nm，在影像中 sheet spacing 是大於 inter-particle spacing，而實際量測值則 sheet spacing 是小於 inter-particle spacing。根據所量測到之 sheet spacing 與 inter-particle spacing 代入運算可以得到析出物體積分率 0.0025，因此界面析出強化的強度貢獻達到 293MPa，由於一般以肥粒鐵為基地的傳統低合金鋼，晶粒尺寸經過適當控制後，其強

度的等級可以達到 500MPa，經過界面析出強化理

圖-8　 (a) (b)是TEM中滿足 hu+kv+lw=0 影像，(b)是(a)中左邊晶粒中界面析出物觀察，(c)是(b)的擇區繞射圖，(d)與(e)分別是(a)與(b)旋轉到 hu+kv+lw≠0 之影像，（f)是(e)的擇區繞射圖。

(f) 500

(c)650(b) 700(a) 750

20 m

(e) 550

Bainite

(d) 600

Bainite

(f) 500

(c)650(b) 700(a) 750

20 m20 m

(e) 550

Bainite

(d) 600

Bainite

圖-9　 0.06C-0.09Ti 680 恆溫熱處理後TEM 顯微組織觀察，經過計算經量測 sheet spacing 為 28.3nm 與inter-particle spacing 為 44.8nm

－52－ 九十八年十二月

論值之計算可以了解，以肥粒鐵為基地之鋼材，如果產生界面析出強化，鋼材之強度將可以達

到 800MPa。所以本研究中透過適當的合金與製程設計，以得到微米級晶粒與奈米級界面析出物，將可使鋼材強度超過 780MPa，達到產品之開發目標。

3. 細晶肥粒鐵的生成

要達到肥粒鐵晶粒細化

最有效的方法是控制肥粒鐵

相變化，因此本研究特針對

高鈦合金組成的肥粒鐵相

變化行為進行深入研究。

圖-10 是 0.08%C-0.15%Ti 鋼材在各不同溫度恆溫 30 分鐘後之顯微組織，在 650℃以上恆溫的組織均是肥粒

鐵，而600℃主要組織是肥粒鐵加上局部區域產生少量

的針狀肥粒鐵（變韌鐵）。

在 750℃ 以下之恆溫溫度愈低，則肥粒鐵之晶粒愈細。

另外，恆溫溫度降至 550℃ 時變韌鐵就開始大量生成。

圖-11 與圖-12 為連續冷卻相變化後之顯微組織與連續

冷卻相變化（CCT）圖，冷卻速率低於 10℃/s 之組織均是肥粒鐵。冷卻速率在 10℃/s 時肥粒鐵變態溫度為 714℃，變態完成時於顯微組織中出現少量變韌鐵，冷

速大於 10℃/s 時其肥粒鐵開始變態溫度即低於 700℃，隨冷速增加肥粒鐵晶粒愈

細，而且變韌鐵之比率會逐漸增加，冷速 50℃/s 時其顯微組織主要為變韌鐵。連續冷卻相變化中第二相（高碳相）也隨冷速改變而改變，如圖-11 所示，冷速低於 3℃/s 時高碳相均是波來鐵，冷速 3℃/s 時高碳相主要為退化波來鐵，並且有少量 M-A（麻田散鐵與殘留沃斯田鐵）產生，冷速提高到 10℃/s 時高碳相均為 M-A 相。在連續冷卻相變化中，隨著溫度不斷下降而會產生不同相變化，以 10℃/s 冷卻而言，溫

度下降至 714℃ 時會先產生以擴散為相變化機構的肥粒鐵，當溫度降至接近相變化結束溫度

圖-10　 各不同溫度恆溫30分鐘顯微組織觀察(a)750 ℃，粗晶肥粒鐵(b)700 ℃，粗晶肥粒鐵(c)650 ℃，細晶肥粒鐵(d)600 ℃，細晶肥粒鐵+少量變韌鐵(e)550 ℃，變韌鐵+肥粒鐵(f)500 ℃，變韌鐵+少量肥粒鐵

(f) 500

(c)650(b) 700(a) 750

20 m

(e) 550

Bainite

(d) 600

Bainite

(f) 500

(c)650(b) 700(a) 750

20 m20 m

(e) 550

Bainite

(d) 600

Bainite

圖-11　 0.08C-0.15Ti 鋼材之連續冷卻相變化顯微組織觀察 (a)0.2 ℃/s，肥粒鐵波來鐵(b)3 ℃/s，肥粒鐵退化波來鐵

M-A(c)5 ℃/s，肥粒鐵退化波來鐵M-A(d)10 ℃/s，肥粒鐵+少量變韌鐵M-A(e)20 ℃/s，細晶肥粒鐵+變韌鐵

M-A(f)50 ℃/s，變韌鐵細晶肥粒鐵M-A

(a)0.2 /s (b) 3 /s

(d) 10 /s (e) 20 /s

(c) 5 /s

(f) 50 /s

(a)0.2 /s (b) 3 /s

(d) 10 /s (e) 20 /s

(c) 5 /s

(f) 50 /s

M-AP

B

F

0.08C-0.15Ti

－53－鑛冶 53/4

599℃ 時，會產生極少量以剪切機構（Displacive）相變化的變韌鐵，如圖-11 所示，因為變韌鐵的比率很低，所以應該是在接近 599℃ 變態結束之前才產生，因此在連續冷卻

相變化中變韌鐵的起始變態溫度應

在600℃附近，而且隨冷速增加變韌鐵相變化溫度也隨之下降。肥粒鐵

與變韌鐵的相變化機構雖然不同，

不過其相變化均會牽涉到碳的擴散[9]，其中過飽和的碳擴散到未變態的

沃斯田鐵相中，當沃斯田鐵中的碳含量達到一定程度，主要相（肥粒鐵或變韌鐵）的相變化即

會停止，還未相變化而且聚集高碳的沃斯田鐵在後續的冷卻中會形成高碳相。一般而言，冷卻

速率愈快肥粒鐵與變韌鐵的開始相變化溫度均會下降，所以由圖-11 中冷速 10℃/s 開始產生少量的變韌鐵，冷速增加變韌鐵的變態量會相對增加，而所生成的肥粒鐵體積分率會相對降低，

不過此時所產生的肥粒鐵晶粒較細。由顯微組織觀察對應到連續冷卻相變化曲線可以了解，在

冷速大於10℃/s的狀態下，將肥粒鐵相變化溫度控制在圖-12 中斜線區域，不但可以避免變韌鐵的大量生成並且產生晶粒較細之肥粒鐵，得到加工成形性好而且強度較高之組織。

4. 析出物析出溫度：

本研究中添加高鈦

之目的，是希望其於熱

軋製程中能產生奈米級

之 TiC 析出物，本研究以 Gleeb le 試驗來分析 TiC 之析出溫度區間，試驗之流程如圖 -6 所示。如圖 - 1 3 所示，試片經熱處理後之抗拉強度，

除了 520℃ 恆溫熱處理試片有微幅下降，其餘

試片之強度均比熱處理

之前增加。觀察熱處理後之顯微組織，如圖-14 所示，各熱處理溫度的顯微組織並無差異，基地的肥粒鐵形態並沒有隨熱處理溫度升高產生太大之變化。一般鋼材在 500~700℃ 進行恆溫熱處理均會產生回火軟化的現象，而在本研究的鋼材中則出現強化之現象，此現象顯示

恆溫熱處理後有析出物析出而產生強化效果，當析出物強化之效應大於回火軟化之效應時，

強度就會增加。由本實驗中可以了解 500~680℃ 均有析出強化之效應，其中 520℃ 時回火軟化之效應高於析出強化之效應，所以其強度比母材微幅下降。隨著熱處理溫度上升，回火軟

圖-13　Gleeble不同溫度恆溫熱處理後，強度變化與恆溫溫度關係圖

680 660 640

620 600 560

540 520 500

20 m20 m

圖-12　0.08C-1.5Ti鋼材之連續冷卻相變化圖

－54－ 九十八年十二月

化的效應會提高，然而在強度量測上發現其強度上升，顯示析出物的析出效應更大於軟化效

應，試片於 560~660℃ 間會出現強度高峰的平台，顯示此溫度區間應該是TiC之主要析出溫度 區間。

5. 奈米級析出物觀察與分析：

一般而言，熱軋鋼材中之碳化物主要被分為三類[16]：第一類為在過飽和肥粒鐵基地中均

質成核之析出物，析出物與肥粒鐵基地採 B-N(Baker-Nutting) 方位關係，且此類因過飽合而析出之析出物因成核成長的自由度較大，所以會與肥粒鐵有三組 B-N 方位。第二類為當γ→α相變態時產生在移動中γ/α相界面的界面析出，此種析出物會單一位向（one variant）採取 B-N 方位關係。第三類則是在γ→α相變態前生成在沃斯田鐵基地之析出物，這些析出物與沃斯田鐵採取 cube-to-cube 方位關係，因此在相變態後，析出物會繼承沃斯田鐵與肥粒鐵間的方位關係。其中前兩類是屬奈米級 (<10nm) 析出物，第三類析出物因析出溫度較高，所以會相對粗化。圖-15 為電子顯微鏡觀察實驗室 Ti-Nb 複合添加組成之模擬熱軋鋼片 (主要組成：0.1%C-0.12%Ti- 0.03%Nb) 內粗大析出物，這些析出物包括 Ti4C2S2 與 TiNb 複合析出物，這些析出物尺寸大於 30nm，而且在鋼材中會聚集在某些局部區域。這些粗大之析出物是在沃斯田鐵相就已經析出，由於數目不多而聚集在局部區域，所以對於鋼材析出強化效果之貢

獻相當稀少。圖-16 為實驗室模擬熱軋後肥粒鐵中奈米級析出物觀察，其中圖-16(a) 為第一類

圖-14　圖-13中恆溫熱處理後顯微組織觀察，各恆溫熱處理試片之組織並無差異，主要是肥粒鐵

680 660 640

620 600 560

540 520 500

20 m20 m

－55－鑛冶 53/4

肥粒鐵基地中均質成核之析出

物，均質成核在相變化中原本

就比較不容易，所以其只會在

少數肥粒鐵晶粒中局部出現，

而第二類之界面析出物不但分

布均勻，如圖-16(b)所示，而且析出物的數目龐大，因此界面

析出物具備最良好析出強化效

果。圖-17 奈米級界面析出物之高解析分析，透過反傅立葉

轉換技術 (Inverse Fast Fourier Transformation, IFFT)，可以鑑定界面碳化物之結構為 F C C B2(NaCl) 結構，而其晶格常數為0.419±0.013nm。此奈米級析化物與肥粒鐵基地形成 Baker-Nutting 方位關係：[1 0 0]MC // [1 ī 0]ferrite, [0 1 0]MC // [1 1 0]ferrite and [0 0 1]MC // [0 0 1]ferrite，在同一

肥粒鐵晶粒中的相臨界面析出物，一般均與肥粒鐵擁有同一組 BN 方位關係，如圖-17(c)中之moiré fringes影像證實其僅有一組 BN 關係。本研究中所觀察到奈米界面析出物均呈圓盤狀，圖-17 中奈米級析出物經量測尺寸為直徑 7.2nm 厚度 2.8nm。本研究在合金設計上採

用 Ti-Mo、Ti-Nb 或 Ti-V 三種複合合金添加，此三種複合添

加組成的鋼材，其鋼材內部所

形成之界面析出物，經穿透式

電子顯微鏡中奈米探針 (Nano-probe) EDX 分析發現其為複合組成之析出物，析出物之組成

分別為 (Ti,Mo)C、(Ti,Nb)C 或 (Ti,V)C，不過這些析出物的主要組成還是TiC，複合添加的 Mo、Nb 或 V 在析出物中的含量比 Ti 少很多。經高解析電子顯微鏡分別分析三種複合組

成析出物之結構，其均為 NaCl之結構，而且晶格常數均接近

圖-16　 實驗室模擬熱軋後鋼片（0.14Ti%）中奈米級析出物觀察，(a)肥粒鐵相變化後均質成核之米析出物，(b)肥粒鐵相變化時所產生之界面析出物。

0.25 m

Ti4C2S2

0.25 m

Nb

Ti-Nb

Ti

TiS

a b

c d

0.25 m0.25 m

Ti4C2S2

0.25 m0.25 m

Nb

Ti-Nb

Ti

TiS

a b

c d

200nm 100nm200nm200nm 100nm100nm

圖-15　 實驗室模擬軋延後，鋼片（0.12Ti%-0.03% Nb）中較粗大析出物觀察 (a) 球狀 Ti4C2S2，(b) 為 (a) 中見箭頭所指析出物之 EDX 成份分析，(c) 球狀TiNb析出物，(d) 為 (c)中 EDX 成份分析。這些粗大析出物的尺寸 ＞30 nm，應是高溫的沃斯田鐵相就已經析出。

0.25 m

Ti4C2S2

0.25 m

Nb

Ti-Nb

Ti

TiS

a b

c d

0.25 m0.25 m

Ti4C2S2

0.25 m0.25 m

Nb

Ti-Nb

Ti

TiS

a b

c d

200nm 100nm200nm200nm 100nm100nm

圖-17　 界面析出物高解析電子顯微鏡觀察 (a)界面析出物高解析影像，(b)傅立葉轉換技術( Fourier Transformation)得到（a)影像中之繞射圖（corresponding diffractogram）(c)界面析出物 moiré fringes影像

(c)(c)

(c)(c)

－56－ 九十八年十二月

0.42nm，所以 Mo、Nb 或 V 的複合添加並不會改變 TiC 析出物的結構。Ti、V、Nb 以及 Mo 與 C 原子的鍵結具有相當強的離子性，其硬度極高，所以 (Ti,X)C 複合型碳化物是屬於不可被差排切割的硬顆粒 (hard particle)。無論複合析出的元素是 Nb,V,Mo，如果單一個別 (Ti,X)C 析出物的尺寸相同，則其阻止差排移動的效果是相近，所以整體析出強化效果主要是取決析出物的

體積分率與分布[4,5]。有研究指出[17,18]，複合組成之析出物具備更好高溫穩定性，使析出物不易

成長粗化，因此目前在鋼廠在析出強化機構的實際應用上，均已經趨向產生複合析出物的合金

設計。

6. 合金元素複合添加效應：

Ti-X 複合添加產生 (Ti,X)C 析出物，雖然其結構仍接近 TiC，不過複合添加的元素不同，會影響肥粒鐵相變化或牽

引 Ti 或 C 的擴散，因此影響 (Ti,X)C 界面析出物的分布與型態，如圖-18為 Ti-Mo 與 Ti-Nb 兩種合金成分於 650、680、700℃ 恆溫熱處理 20 分鐘後，以電子顯微鏡下觀察肥粒鐵中

界面析出物之顯微組織。表-2 是圖-18 中界面析出物之析出物間距 (Inter-particle spacing) 與層間距 (Sheet spacing)，由此可知同一鋼材相變化溫度越低，析出物之密度越高；以同一相變溫度而言，Ti-Mo 添加之鋼材比 Ti-Nb 鋼材具有較高密度的碳化物析出。

表-2　Ti-Mo與Ti-Nb各不同溫度界面析出物之間距量測

Sheet Spacing (nm) Inter-Particle Spacing* (nm)

650℃ 680℃ 700℃ 650℃ 680℃ 700℃

Ti-Mo 11.3 14.2 18.0 37.8 42.6 44.8

Ti-Nb 14.5 17.6 20.0 41.4 44.5 48.7

* The measured values of specimen thickness are ranged from 100nm to 200nm. The reasonably estimated value of Inter-particle spacing must be under the thickness of the specimen.

界面析出是利用γ→α的相變態過程中，肥粒鐵含過飽和的 C 排放至界面(Cγ→α )與合金元素形成 MX 碳化物 (如圖-3 所示)，肥粒鐵的變態溫度低，界面會聚集較高的碳(Cγ→α)，而且於低溫相變化時，以擴散機構產生相變化的肥粒鐵，因擴散速率較低，γ→α界面移動速率較

慢，在碳聚集量高與相變化界面移動慢的效應下，析出物有足夠的過飽合度 (趨使力) 與時間在界面產生析出，使析出物較緻密的排列，所以同一材質鋼材而言，肥粒鐵變態溫度低，其所產

生界面析出物越緻密。

圖-18　 0.2%Ti-0.2%Mo與0.2%Ti-0.04%Nb三種鋼材在不同溫度恆溫（20分鐘）相變化顯微組織觀察 (a)Ti-Mo,650℃，(b)Ti-Mo,680℃，(c)Ti-Mo,700℃，(d)Ti-Nb,650℃，(e)Ti-Nb,680℃，(f)Ti-Nb,700℃

550 575 600 625 650 675 700 725 750200

220

240

260

280

300

0 5 10 15 20 25 30 35(a) (b)

550 575 600 625 650 675 700 725 750200

220

240

260

280

300

0 5 10 15 20 25 30 35(a)

200

220

240

260

280

300

0 5 10 15 20 25 30 35(a) (b)

－57－鑛冶 53/4

由圖-18 也可發現 Nb 或 Mo 複合添加也會影響界面析出物之產生，過去有研究[19]指出 Mo可以延緩相變化時肥粒鐵界面的移動，所以 Ti-Mo 複合添加可以提高界面析出物之析出密度。另外，Nb 很容易在沃斯田鐵相就已經產生 (Ti,Nb)CN 與 NbCN 之粗大析出物，如圖-15 所示，所以γ→α的相變態時固溶鈮與碳含量均已經降低，因此 Ti-Nb 複合添加之鋼材內部的界面析出物密度會低於 Ti-Mo 複合添加。Ti-Nb 複合添加，除了界面析出物密度較低外，其析出物也相對較不穩定，如圖-19 所示，Ti-Nb 添加之試片，肥粒鐵之硬度隨恆溫時間由 10 分鐘加長至 30 分鐘而降低，而單純添加鈦之試片，肥粒鐵之硬度隨恆溫時間由 10 分鐘加長至 30 分鐘而升高，兩組試片隨恆溫時間加長而展現不同的硬度變化。由鋼材硬度隨恆溫時變化之現象可了

解，Ti-Nb 複合添加鋼材中析出物較快產生，因此恆溫 10 分鐘時有較大硬度，而隨時間拉長因析出物粗化，硬度因而下降。

圖-20 比較 Ti, Ti-V, Ti-Mo, Ti-Nb 四種合金組成模擬熱軋延後之強度，可知 Ti-V 與 Ti-Mo 兩組成的強度接近，均高於 Ti 與 Ti-Nb 兩組試片，而 Ti-Nb 試片強度反而低於單純添加 Ti 之組成，此現象顯示在熱軋製程中，鋼帶經盤捲處於緩冷狀

態 (<1℃/s)，Ti-Nb 複合添加所產生較少且不穩定之析出物，反而會使鋼材強度低於

單純添加 Ti 之合金組成。在本研究中發現 Ti-V 複合添加的強化效果與 Ti-Mo 複合添加相同，然而 Mo 一般要添加 0.15% 以上才能發揮效用，因此合金添加的成本較高，所以生產成本相對較高，由此可知 Ti-V 複合添加是奈米界面析出強化鋼較佳的合金設計。

7. 熱軋鋼材實驗工廠試製與現場生產：

根據本研究結果先於實驗工廠進行試製，合金設計採用 Ti-V 複合添加，在製程上控制完軋溫度在肥粒鐵相變化起始溫度 (Ar3溫度) 之上，以利用軋延所產生之應變，提供肥粒鐵相變化更多的成核處，同時適當控制γ→α相變化溫度。先於實驗工廠進行鋼片試製，試製後以電

子顯微鏡觀察鋼片之顯微組織，如圖-21 所示，在肥粒鐵的基地中有大量 (Ti,V)C 界面析出物，

圖-20　 Ti,Ti-V,Ti-Mo,Ti-Nb四種合金組成模擬熱軋後強度比較圖

圖-19　 Ti,Ti-Nb兩合金組成於膨脹儀中進行不同時間與溫度恆溫相變化試驗(如圖5)後量測肥粒鐵晶粒內硬度。（a)600℃不同恆溫時間之硬度值。(b)不同恆溫溫度停留30分鐘後之硬度值。

550 575 600 625 650 675 700 725 750200

220

240

260

280

300

0 5 10 15 20 25 30 35(a) (b)

550 575 600 625 650 675 700 725 750200

220

240

260

280

300

0 5 10 15 20 25 30 35(a)

200

220

240

260

280

300

0 5 10 15 20 25 30 35(a) (b)

－58－ 九十八年十二月

其尺寸均小於 10nm。由實驗工廠試製結果顯示，已經能夠充分掌握界面析出

物生成之合金設計與製程參數控制要

點，因此根據實驗工廠試製結果移轉現

場熱軋產線生產。由於實驗室已完整且

有系統的解析奈米析出強化鋼之析出與

強化機構，故轉移現場生產相當順利，

中鋼熱軋產線所產製新一代三種等級超

高強度汽車用鋼的機械性質如表-3 所示，完全符合開發設定之目標，生產之

熱軋鋼片厚度由 1.8~12.7㎜。現場可生產之熱軋鋼捲厚度相當寬廣，而且現場

生產之鋼捲，因機械性質不符而造成的

剔退率低於 0.5%，顯示優異的合金與製程設計已經完全發揮晶粒細化與析出

強化效果。觀察顯微組織，如圖-22 所示，現場熱軋產線生產之 HT780 鋼材中，主要組織為肥粒鐵，其內部存在粗

大 (>50nm) 之 TiN，這些 TiN 雖然析出強化效果不佳，不過其於高溫較穩定，

具備沃斯田鐵晶粒細化之效果，所以在

軋延製程適當的控制下，熱軋鋼片中肥

粒鐵晶粒尺寸約 2~3μm，肥粒鐵晶粒細化的程度已經達到世界上現有熱軋產

品的極限。如圖-23 所示，為 HT620 與 HT780 之界面析出物觀察，肥粒鐵晶粒內滿布奈米級(Ti,V)C 界面析出物，HT780 的析出物層間距小於 HT620 之析出物層間距。

現場生產之鋼片經彎曲 (1t,180˚) 均無裂縫產生，鋼片也通過銲接測試，如圖-24 所示，手工銲接後熱影響區無明顯軟化現象，顯示鋼材中奈米析出物具

備良好之穩定性。另外試片進行彎曲疲勞試驗，試

片中心先衝孔後進行試驗，如圖-25 所示，其疲勞限 320MPa 約為抗拉強度的 40%，與日本先進鋼廠同等級鋼材之耐疲勞性質相當。

圖-22　 熱軋產線產製HT780超高強度汽車用鋼顯微組織觀察，（a)掃描式電子顯微鏡觀察，肥粒鐵晶粒2~3μm，(b)穿透式電子顯微鏡觀察肥粒鐵中的TiN析出物

圖-23　 熱軋產線生產鋼捲中界面析出物之穿透式電子顯微鏡觀察，（a)HT620, (b)HT780, （b)中之sheet spacing小於(a)

圖-21　 實驗工廠試製Ti-V複合添加超高強度汽車用鋼之顯微組織觀察與EDX分析，在肥粒鐵基地中存在大量奈米級(Ti,V)C界面析出物

圖-24　 HT690銲接測試（手銲），銲道外觀與拉伸試驗性質

YP(MPa) TS(MPa)YP(MPa) TS(MPa)

200nm

HT620 HT780

a b 100n

－59－鑛冶 53/4

肆、產品應用與技術成就

1. 產品性質優異，用途廣泛：本研究所開發之

超高強度熱軋鋼捲性質優異，順利將國內可以生

產熱軋汽車用鋼強度等級由 590MPa 大幅提升至 780MPa，下游客戶以製管、深衝與衝壓等加工方式，生產許多汽車零組件，如圖-26 所示，包括防撞鋼樑、座椅後傾器、安全帶捲軸器、安全氣囊零

件、輪圈與卡車大樑等等，另外有部分鋼結構業者

用以製造天車大樑等鋼構用途以增加跨距。產品在 96 年完成開發後第一年的供應量約 9 千多噸，協助國內汽車零組件業者爭取到大量國內外車廠訂單，

增加產業產值保守估計超過 5 億元以上。

2. 開創性技術建立，影響深遠：界面析出是冶金效應在鋼鐵材料上最極致的展現，本研究

透過相關理論基礎研究，並加以融合到合金與製程設計上，使界面析出強化機構落實到產線

之產品，本研究所開發之 Ti-V 合金系統是全球鋼廠中首創，具備低合金成本與性質穩定之優勢。另外本研究所建立鋼材中界面析出物析出控制技術、奈米析出物的分析技術與強化理論值

計算方法等技術，更在全球居於領先地位。根據本研究所發展的理論計算，利用本強化機構將

可使熱軋汽車用鋼的強度等級繼續再往上推升至 1180MPa。

3. 研究成果受國際矚目，紛紛尋求合作機會：本研究所建立界面析出物強化鋼材量產技術

與奈米界面析出物相關機構理論，在 97~98 年在國外期刊與國際會議發表 7 篇論文，研究成果受國際矚目，目前澳洲雪梨大學、日本京都大學、巴西跨國鈮礦業公司 CBMM、加拿大與大陸的研究機構，均來尋求合作研究機會，顯示本研究已達世界級的水準。而國內部分電子材料研

究學者也希望合作，將界面析出理論應用到半導體領域中。

圖-26　HT780之產品應用例

圖-25　 HT780彎曲疲勞測試，試片中心先衝孔，疲勞限為320MPa，約為抗拉強度的40%

2 343 5

8 3 58

2 12

F

-kv

表-3　 熱軋產線產製三種等級超高強度汽車用鋼之典型機械性質

YS (MPa)

TS (MPa)

EL(%)

HT620 621 701 26

HT690 665 734 20

HT780 789 855 18

－60－ 九十八年十二月

伍、結　論

1. 過去的文獻或研究均指出界面析出物無法在量產的生產線上落實，本研究藉由奈米析出物分析技術的建立，對界面析出物的結構與形成要素進行深入研究，經由肥粒鐵相變化行為與

界面析出物產生機構之間相互關係的澄清，以 Ti-V 複合添加的合金設計，運用製程參數適當的控制，使鋼材中γ→α相變化時產生大量的 (Ti,V)C 奈米級界面析出物。利用微米級肥粒鐵晶粒與大量奈米級析出物的顯微組織，順利於熱軋產線開發出三項超高強度汽車用鋼，將國內

可生產熱軋汽車用鋼強度等級由 590MPa 大幅提升至 780MPa，新開發的鋼材性質穩定，加工成形性良好，獲得下游客戶讚賞，協助國內汽車零組件加工業者爭取到國內外車廠訂單。

2. 本研究中的 TiC 界面奈米級析出物的晶格結構是 FCC B2(NaCl) 結構，而其晶格常數約為 0.42nm，Mo、V 或 Nb 的複合添加並不會明顯改變其晶格結構與晶格常數。界面析出物的立體行形狀為圓盤狀，其直徑小於 10 nm，析出物與肥粒鐵晶格有 B-N 方位關係，在同一肥粒鐵晶粒中的相臨界面析出物，均與肥粒鐵擁有同一組 B-N 方位關係。

3. 本研究發現 Ti-Nb 複合添加所形成 (Ti,Nb)C 界面析出物在熱軋製程上是不穩定，所以其對鋼材之強化效果會低於單純添加鈦的合金組成。Ti-V 與 Ti-Mo 兩種合金組成所產生複合成分的界面析出物具有較佳的穩定性，同時也有較好的強化效果，Ti-V 與 Ti-Mo 兩種合金組成鋼材強度會高於單純添加鈦的鋼材，Ti-V 與 Ti-Mo 在析出物穩定性與強化效果相當，然而 Ti-V 之合金添加量與合金單位成本均低於 Ti-Mo，所以 Ti-V 複合添加是較適當的合金組成。

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